材料科学基础 第２版 教学课件 作者 石德珂 西安交通大学 主编 大学材料科学基础第六章材料的凝固与气相沉积.pptVIP

第六章 材料的凝固与气相沉积 结晶的过冷现象和结晶潜热 结晶的热力学条件 一、材料的熔化熵对晶体生长的影响 熔化熵——表征材料晶体生长特性的基本参数，常以 表示。 ΔSf ＝SS－SL为熔化熵，k为玻尔兹曼常数，ΔHf为熔化潜热（Lm），Te为理论凝固温度 根据材料熔化熵的大小，将纯物质的晶体生长分为三种情况： 1. 微观粗糙界面连续长大 界面上的所有位置都是生长位置，所以液相原子可以连续地、垂直地向界面添加，界面的性质永远不会改变，从而使界面迅速地向液相推移。这种长大方式称为垂直长大。它的长大速度很快，其生长速度v = kΔT，k是个很大的比例常数。高的生长速度使铸件的凝固速度最终由导热的快慢决定。 大部分金属均以这种方式长大。还有些化合物如CBr4等。 2. 生长速度比较 过冷度的影响： 第二类型材料 过冷度小——晶体表面如有螺型位错存在，生长速度按v ＝ k‘ (ΔT)2；倘若表面无螺位错，生长速度就很慢 过冷度大——生长速度经过一个过渡阶段就转向了v ＝ k (ΔT)，这表明生长已不局限于在台阶或扭折处，分子 (或原子)可以很容易地添加到界面上的任何位置。 即过冷度的改变导致生长机制机制改变 正温度梯度下的晶体生长 在正温度梯度下，热传导只能通过固相散除。铸件的凝固速度主要受熔化潜热的散热快慢所控制。 根据热平衡，微观粗糙界面晶体生长方式下的导热为： kSGS = kLGL + R ΔHf 式中，kS、kL为固相和液相的热导率；GS、GL为固相和液相的温度梯度；R为凝固速度；ΔHf为熔化潜热。 过冷度ΔT中只有很小一部分δT是为了提供转变驱动力的需要，而大部分是为了散除熔化潜热使晶体尽快生长。液—固界面力图垂直于热流方向，理想情况下界面是一平面，晶面是低指数的密排面，稳定地向前推进。 实际界面是许多小平面构成(图a)。有密排面，也有非密排面。 非密排面处由于原子排列松散，液相中的原子容易进入，所以生长较快； 密排晶面，表面不容易接纳液态原子，即接纳因子较低，生长速度较慢(图b)。对于生长速度较快的非密排面，由于伸展到较热的过冷度小的液体中，生长逐渐停止。因此，在正温度梯度下晶体生长近似地表现为界面以平面状向前推进，露出的晶面是低指数的密排面。 负温度梯度下的晶体生长 界面以树枝状形态向前生长，称为树枝状结晶，所得的晶体称树枝晶 (Dendrite)。 具有粗糙界面的金属，通常以树枝晶方式长大。因为非密排面获得较快的生长速度，伸展突出于液体中，界面前方为负的温度梯度，更加助长了晶体的生长。在原始界面前方形成了一组平行的且大致保持相同间距的枝干(一次枝晶) 。树枝生长的方向，对面心或体心立方金属为 100；对体心正方金属如锡为 110 当树枝枝干形成后，还会在枝干上相继形成二次枝干。 纯金属的生长形态 第三节 固溶体合金的凝固 固溶体合金凝固时溶质的再分布（平衡分配系数） (1) 固相内无扩散，液相内能达到完全均匀化 T1：结晶出固相成分为k0x0 T2：固相成分为xS (图b)。不平衡凝固时，平衡分配系数不是整个固相和液相在成分上的平衡分配，而是指在界面上液固两相必须保持一定的溶质分配 固相的平均成分xS沿着图a中的虚线变化 T3：界面上的固相成分达到合金成分x0，但合金的凝固并未结束，随着温度的降低，在不同温度瞬时结晶出的固相，其成分仍沿着固相线变化 TE：界面上的固相或瞬时结晶出的固相，其成分达到xmax，与之相平衡的液相，因能完全均匀化，成分达到xE，发生共晶反应。共晶组织的平均成分为xE。 (2) 固相内无扩散，液相内只有扩散没有对流溶质原子只能部分混合 T1：结晶出的固相成分为k0x0，因为液相中部分混合，界面上液相的浓度为xL高于远离界面的液体x0。 随着凝固的进行，固相排出的溶质量也越多，使得界面上液相的浓度也越来越高，但由于界面上要维持局部平衡，k0为定值。 当xL增高，xS也相应增高，xS随距离的变化曲线也变陡 (图 a)。 当xS达到合金成分x0时，界面液相浓度达到x0/k0，此时建立了稳定状态 (图 b) 到达稳定状态之后，结晶出的固相成分总是x0，液相在界面上的浓度始终保持为x0/k0 持续到末端只剩下很少部分液体，在温度TE，液体的成分已富含溶质到xE，瞬时凝固为共晶组织 (图 c)。 实际合金的凝固介于曲线2与曲线3之间。 液相内成分完全均匀是不可能的 在液—固界面上的液体也