6匀晶相图及固溶体合金的凝固和组织讲解.pptVIP

要能无限互溶必须满足以下条件： 1.两者的晶体结构相同， 原子尺寸相近，尺寸差小于15%； 2.两者有相同的原子价和相似的电负性。 若已知一种棒状固溶体合金由Au、Ag两种元素组成，且含量分别为99和1，若仅从凝固的角度考虑： 1）怎样的条件下可以凝固成成分均匀的试样？ 2）为尽量提纯Au，除去Ag，需要怎样的凝固条件？ 综合比较下ke值与溶质分布关系 2.6 成分过冷及其影响 晶体生长形态区别： 纯金属：正温度梯度凝固时固/液界面呈平面状成长；负温度梯度凝固时界面呈树枝状成长。 固溶体合金：即使在正温度梯度下凝固，也有树枝状成长，还有呈胞状成长。 * * 产生原因：由于固溶体合金凝固时溶质在固/液界面聚集，即溶质的分布发生变化而改变了凝固温度。此时界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度，称为成分过冷。 产生及程度取决于界面前沿液体中溶质质量浓度分布和实际温度分布这两个因素。 * * 成分过冷的产生 k01的合金C0自左至右定向凝固，T0时析出k0C0的固相， 温度降低，界面处液相和固相的浓度分别沿液相线和固相线变化， 设固/液界面温度降至Ti后保持不变，溶质仅靠扩散混合达到稳定凝固， 稳定凝固界面上的固相成分为C0，液相成分C0/k0，而远离界面的液体成分仍为合金成分C0，在界面前沿形成一溶质浓度变化区，距界面x处的溶质浓度CL表示如图中所示 C0 C0/k0 * * 从相图可知液相线温度随溶质浓度增加而降低 将界面前沿的不同溶质浓度所对应的液相线温度绘于T-x坐标中，则如图的TL(x)线，它是界面前沿的实际液相线温度曲线 界面前沿实际温度分布曲线G2低于实际液相线温度，而产生一定的过冷区（影线区），在一定距离范围内，其过冷度还随x距离增加而增大 温度梯度增大，成分过冷度减小、消失，G1称为临界温度梯度 两条温度分布曲线包围形成成分过冷区 * * 假定相图液相线为斜率为m的直线， m相当于每1%溶质浓度所降低的温度数，为负值，任意浓度CL时液相线的温度TL为： TL=TA-mCL (5-13) TA：纯A的熔点，将式(5-11)代入，得界面前沿各点浓度所对应的液相线温度方程： (5-14) 液相线温度分布曲线TL： * * 初始过渡区建立后，界面温度Ti就是x=0时的TL温度 Ti= TL （x=0） = TA-mc0/k0 (5-15) 将式（5-15）代入式（5-14）可写成 而界面前沿实际温度分布可表示为： T=Ti＋Gx (5-17) 式中G为温度梯度，根据冷却速度不同，而具有不同的斜率 (5-16) 界面前沿实际温度分布曲线T： * TTL时产生成分过冷，T=TL是产生成分过冷的临界条件，即 D很大时，1－exp(-Rx/D) ≈Rx/D，上式可近似为： 欲使产生成分过冷，必须 (5-18) Tiller-Jackson-Rutter-Chalmers方程 * * 对一定合金系而言，m、k0和D为定值，则有利于产生成分过冷的条件是：液体中的温度梯度G小，成长速度R大，合金元素含量C0较高. 1.成长速度R一定时，G减小，成分过冷区增大 2.成长速度R减小，实际液相线变平缓，成分过冷区减小 3.合金系液相线愈陡，即m越大，液体中的D值愈小，k01时k0值愈小，或k01时k0值愈大，产生成分过冷的倾向愈大 温度梯度G和成长速度R对成分过冷的影响 R=0.017cm/s，临界温度梯度G=225℃/cm，G225℃/cm时, G减小，成分过冷区增大 成分过冷影响因素：G、R、m、C、D、k0 成分过冷 a:溶质分布曲线；b:匀晶相图；c:液相线温度分布曲线；d:实际温度曲线；e:成分过冷 * * 成分过冷使界面从平直界面向胞状和树枝状发展 平界面的凸瘤伸入成分过冷区中，加速凸瘤超前成长，超前的最大距离不能超过成分过冷区，一般约为0.01~0.1厘米。 凸瘤成长的同时，相邻胞晶向侧面排出溶质原子，阻止了它的侧向成长，凸瘤保持稳定的形状 凸瘤成长受到过冷区范围的限制，不能无限制地单独发展，等待其它凸瘤一齐发展，凸瘤一个个形成、扩展，形成所谓胞状界面，如图(b)，胞的横截面为扁片状(c)或圆柱状(d)或规则的六边形 成分过冷进一步增大时，凸瘤继续向过冷液相中生长，形成二次轴、三次轴，界面发展为胞状树枝晶和