液态金属的结晶过程和结晶组织ppt课件

1、液态金属的结晶过程和结晶组织第四章-液态金属的结晶过程和结晶组织第一节 液态金属的结晶过程第二节 单相合金的结晶第三节多相合金的结晶到目前为止，除了少数合金在超高速冷却的条件下106108/s或特殊成分的合金Zr-Ti-Ni-Cu-Be)可以经过凝固构成非晶态外，几乎一切液态金属 包括合金在通常的冷却条件下都转变为晶体，即其液固转变过程为结晶过程。液态金属的结晶过程决议着铸件凝固后的结晶组织，并对随后冷却过程中的相变、过饱和相的析出及铸件的热处置过程产生极大的影响。此外，它还影响到结晶过程的其它伴生景象，如偏析、气体析出、补缩过程和裂纹构成等。因此对铸件的质量、性能以及其它的工艺过程都具有极其

2、重要的作用。第一节 液态金属的结晶过程液态金属的结晶过程包括两个过程：形核(nucleation)、长大(growth)。一次结晶的热力学条件：根据 Gibbs最小自在能原理，体系总是自发地趋向于使其Gibbs自在能G降低。金属能否发生结晶过程，取决于体系自在能的变化。 根据热力学实际，金属结晶时存在以下关系： Gv=H-TS=E+pV-TS 式中 S体系的熵 G体系的自在能 E体系的内能 P体系的压力 T体系的热力学温度 V体系的体积 通常情况下，金属结晶可以以为是在恒压下进展的，故有： SLGLGS当T=T0时，GL=GS，固液两相处于平衡形状。T0即为纯金属的平衡结晶温度；当TT0时，G

3、LGS，液相处于自在能更低的稳定形状，结晶不能够进展；只需当TGS，结晶才能够自发进展。这时两相自在能的差值GV就构成了相变结晶的驱动力。SLGLGS形核过程形核方式有两种：均质生核(homogeneous nucleation)和非均质形核(heterogeneous nucleation)。 均质形核：在没有任何外来界面的均匀熔体中的形核过程。 非均质形核：在不均匀熔体中依托外来杂质或型壁界面提供的衬底进展形核的过程。 根据经典的相变动力学实际，金属液相原子在凝固驱动力Gv作用下，从高自在能GL的液态构造变为低自在能GS的固态晶体构造过程中，必需越过一个势垒GA，才干使凝固过程得以实现。而

4、抑制势垒的能量是金属原子经过金属内部温度起伏，即能量起伏来实现的。 均匀形核机制 均匀形核机制 在一定的过冷度条件下，固相的自在能低于液相的自在能，当在此过冷液体中出现晶胚时，一方面原子从液态转变为固态将使系统的自在能降低，它是结晶的驱动力；另一方面，由于晶胚构成新的外表，构成外表能，从而使系统的自在能升高，它是结晶的阻力。均匀形核机制 晶胚在过冷的均匀熔体中一出现，本身就包含了晶胚内部原子引起体积自在能降低和外表原子引起外表自在能增高这一对矛盾。为了保证结晶顺利进展必需满足条件： 均匀形核机制均匀形核机制均质形核机制必需具备以下条件：1过冷液体中存在相起伏，以提供固相晶核的晶胚。2形核导致体

5、积自在能降低，界面自在能提高。为此，晶胚需求体积到达一定尺寸才干稳定存在。3过冷液体中存在能量起伏和温度起伏，以提供临界形核功。4为维持形核功，需求一定的过冷度。 为抑制均质生核过程中的高能量妨碍，所需的过冷度是很大的。过去实际估计和实验测定阐明，它约为金属熔点热力学温度的0.180.2倍，但是近期研讨阐明均质生核过冷度比这个数字还要大。即使按金属熔点的0.180.2倍计算，对熔点较低的纯铝来说，T亦可达195左右。然而除快速凝固等特殊技术外，实践上金属结晶时的过冷度普通只需十几摄氏度到几分之一摄氏度，远小于均质生核所需过冷度的数值。这阐明了均质生核的局限性。 均匀形核机制非均匀形核机制非均匀

6、形核机制 由此可见，f是决议非均质生核性质的一个重要参数。当=180时，f=1，因此 V 冠= V 球，G非=G均。这就是说，当结晶相不润湿衬底时，衬底不起促进生核作用，液态金属只能进展均质生核，生核所需的临界过冷度(supercooling)最大。f决议于润湿角的大小。由于0180，因此f在0 f 1范围内变化。 当0时，f0，因此V冠0，G非0。这就是说，当结晶相与衬底完全润湿时，衬底是现成的晶面，结晶相可以不用生核而直接在其平面上生长，故其生核功为零,衬底有最大的促进生核作用。非均匀形核机制 研讨生核过程的目的是为了控制生核。铸造消费中最常见的一种控制生核的方法是在液态金属中参与生核剂以

7、促进非均质生核的，从而到达细化晶粒，改善性能的效果。 一种好的生核剂(nucleant)首先应能保证结晶相在衬底物质上构成尽能够小的润湿角，其次生核剂还应该在液态金属中尽能够地坚持稳定，并且具有最大的外表积和最正确的外表特性。 非均匀形核机制 晶体生长过程中液体中原子陆续不断地向晶体外表陈列堆砌，晶体不断长大，表现为固液界面向液相中推进。在上述过程中，从微观尺度看，原子的迁移是双向的，从液相向固相，从固相向液相。假设从液相向固相原子的迁移数量大于从固相向液相原子的迁移，宏观上表现为晶体生长。反之，表现为为晶体熔化(图3-6)。 晶体的生长 从微观尺度思索，固-液界面可划分为粗糙界面与平整界面，

8、或非小平面界面nonfaced structure及小平面界面faced structure。 粗糙界面rough interface非小平面界面：界面固相一侧的几个原子层点阵位置只需50%左右为固相原子所占据。这几个原子层的粗糙区实践上就是液固之间的过渡区图3-7a。 平整界面(smooth interface)小平面界面：界面固相一侧的点阵几乎全部被固相原子占据，只留下少数空位；或在充溢固相原子的界面上存在少数不稳定的、孤立的固相原子，从而从整体上看是平整光滑的图3-7b。晶体的生长粗糙界面宏观光滑，平整界面宏观粗糙。晶体的生长 晶体长大是经过液相原子向晶核外表堆砌来实现的，晶体长大方式及

9、速率与晶体外表构造有关。根据固-液界面微观构造的不同，晶体可以经过三种不同的机理生长。生长速度除了受过冷度的支配，还与生长机理亲密相关。 晶体的生长 粗糙界面是一种各向同性的非晶体学的弥散型界面。界面处一直存在着50左右随机分布的空位置。这些空位置构成了晶体生长必需的台阶，从而使得液相原子可以延续、无序而等效地往上堆砌。进入台阶的原子、由于遭到较多固相近邻原子的作用，因此比较稳定，不易零落或弹回。于是界面便延续、均匀地垂直生长。 绝大多数金属从熔体中结晶时具有粗糙界面构造，因此在很小的过冷度下就可以获得极高的生长速度。 晶体的生长延续生长机制 平整界面具有很强的晶体学特征，普通都是特定的密排面

10、。晶面内原子陈列严密，结合力较强。由于短少现成的台阶，堆砌上去的原子很不稳定，极易零落或弹回。因此它无法借助于延续生长机制进展生长，而是利用二维生核的方法进展生长。就是说必需在平整界面上构成二维晶核而产生台阶，然后经过原子在台阶上的堆砌而使生长层沿界面铺开。当长满一层后，界面就前进了一个晶面距。这时又必需借助于二维生核产生新的台阶，新一层才干开场生长所以这种生长是不延续的。 晶体的生长二维晶核长大机制 二维生核控制着界面动力学过程，因此需求较大的动力学过冷度来驱动，其动力学过冷度Tk临界值为12K，是延续生长动力学过冷度的一百余倍。 二维生核生长机理是对理想的平整界面而言的。实验阐明，即使在远

11、低于完好界面临界过冷度的情况下，仍可以以可观的速度生长。这意味着生长过程中存在着某种效应为界面不断提供生长台阶。晶体中的缺陷，如位错、孪晶就能产生这种效应。很多合金中的非金属相都是经过该机理进展生长的。 晶体的生长从缺陷处生长机理 当生长着的平整界面上存在有螺旋位错露头时，界面就不再是简单的平面，而是一个螺旋面，而且必然存在有台阶。经过原子在台阶上的不断堆砌，晶面便围绕位错露头而旋转生长。晶体的生长从缺陷处生长机理 由于接近位错处的台阶只需堆砌少量的原子就能旋转一周，而离位错较远处那么需堆砌较多的原子才干旋转一周，故生长的结果将在晶体外表上构成螺旋型的蜷线，这就是螺旋位错生长机理。 晶体生长方

12、向和生长外表的特性与界面性质有关。 粗糙界面是一种各向同性的非晶体学晶面，原子在界面各处堆砌的才干一样。因此在一样的过冷度下，界面各处的生长速度均相等。晶体的生长方向与热流方向相平行。晶体的生长方向和生长界面 平整界面在显微尺度下有着光滑的生长外表，具有很强的晶体学特性。由于不同晶面族上原子密度和晶面间距的不同，故液相原子向上堆砌的才干也各不一样。因此在一样的过冷度下，各族晶面的生长速度也必然不同。普通而言，液相原子比较容易向陈列松散的晶面上堆砌，因此在一样的过冷度下，松散面的生长速度比密排面的生长速度大。这样生长的结果，快速生长的松散面逐渐隐没，晶体外表逐渐为密排面所覆盖如图3-11。 晶体

13、的生长方向和生长界面 按液态金属结晶过程中晶体构成的特点，合金可分为单相合金和多相合金两大类： 单相合金-在结晶过程中只析出一个固相的合金。 多相合金-在结晶过程中析出两个以上新相的合金。 第二节 单相合金的结晶 除纯金属这一特例外，单相合金的结晶过程普通是在一个固液两相共存的温度区间内完成的。在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分。因此结晶过程必然要导致界面处固、液两相成分的分别。同时，由于界面处两相成分随着温度的降低而变化，故晶体生长与传质过程必然相伴而生。这样，从生核开场直到凝固终了，在整个结晶过程中，固、液两相内部将不断进展着溶质元素重新分布的过程。我们称此为合金结晶过程中溶质再分

14、配。它是合金结晶过程的一大特点，对结晶过程影响极大。显然，溶质再分配景象原因于平衡图，这一系统热力学特性所决议的界面两侧溶质成分的分别，而详细的分配方式那么与决议传质过程的动力学要素亲密相关。 单相合金结晶过程中的溶质再分配平衡分配系数平衡结晶-杠杆定律(level principle) 假设近似地将合金的液相线和固相线看成直线，对于图3-12的合金系统，其k0为一常数。由于k0为常数，可以推导出，在结晶初期，即T = T1时，C*S =C0k0，C*L =C0。在结晶终期即T = T2时，CS *C0，CL* C0 /k0。 单相合金结晶时溶质再分配规律单相合金结晶时溶质再分配规律(1)固相

15、无分散，液相均匀混合Scheil公式 在普通凝固条件下，热分散系数a约为510-2cm2/s数量级，而溶质原子在液态金属中的分散系数DL 为510-5cm2/s数量级，溶质原子在固相中的分散系数DS为510-8cm2/s数量级。故分散进程远远落后于凝固进程，因此平衡结晶极难实现，实践结晶过程都是非平衡结晶。 非平衡结晶举例讨论一个等截面的程度圆棒自左向右的单向结晶过程。假设合金原始成分为C0，界面前方为正温度梯度，界面一直以宏观的平面形状向前推进，并且一直忽略溶质原子在固相中微缺乏道的分散过程。 1固相无分散，液相均匀混合非平衡结晶Scheil夏尔公式非平衡时的杠杆定律 当液相只需分散传质而不

16、存在对流或搅拌的情况下图3-14 ，当液态金属左端温度到达T1时，结晶开场进展，析出成分为k0C0的晶体图3-14b。由于k0 1，随着晶体的生长，将不断向界面前沿排出溶质原子并以分散规律向液体内部传输。设R为界面的生长速度，x是以界面为原点沿其法向伸向熔体的动坐标，CL(x)为液相中沿x方向的浓度分布 。 2固相无分散，液相有限分散非平衡结晶 这是在固相无分散，液相只需有限分散而无对流和搅拌的条件下，稳定生长阶段界面前方液相中的溶质浓度分布规律，是一条指数衰减曲线。 以上讨论的只是两种极端的情况。实践上液相既不能够到达完全均匀的混合，同时也必然存在着流动传质。故实践的晶体生长过程总是介于两者

17、之间：在紧靠界面的前方，存在着一薄层流速作用不到的液体，称为分散边境层。 在边境层内，溶质原子只能经过分散进展传输；在边境层外，液相那么可借助流动而到达完全混合。其溶质再分配特点如图3-15b所示。 3固相无分散，液相部分混合 流动作用非常强，以致0时，其溶质再分配规律与液相完全混合时一样图3-15c；当流动作用极其微弱，使时，其溶质再分配规律又接近于液相仅有有限分散传质的情况图3-15a。 可见只需当界面液相一侧构成负温度梯度时，才干在纯金属晶体界面前方熔体内获得过冷图316。这种仅由熔体实践温度分布所决议的过冷形状称为热过冷。固液界面前沿的过冷形状热过冷固液界面前沿的过冷形状热过冷 对于纯

18、金属而言，假设固液界面前沿液体中的温度梯度为正值，固液界面呈平面状生长；而当温度梯度为负值时，那么固液界面呈树枝状生长，还有的呈胞状生长。而在固溶体合金结晶时，即使温度梯度为正值，也经常发现其呈树枝状生长，有的呈胞状生长。呵斥这一景象的缘由是由于固溶体合金在结晶时，溶质组元重新分布，在固液界面处构成溶质的浓度梯度，从而产生成分过冷。 固液界面前沿的过冷形状成分过冷成分过冷 固液界面前方一定范围内的液相，其实践结晶温度低于其平衡结晶温度，在界面前方出现一个过冷区域，平衡结晶温度与实践结晶温度之差即为过冷度。这个过冷度是由于液相中的成分变化而引起的，所以称之为成分过冷。成分过冷判据S/L Interface of 2205 in Different Growth RatedLS/L interfaceLMC Bridgeman furnace; G200K/cm相图中总计有十一个