材料成形原理（第3版）第3章.pptVIP

主编：吴树森，柳玉起 （华中科技大学材料学院） 机械工业出版社 第三章 液态金属的凝固形核 及生长方式 §3-1 凝固热力学（均质生核） 1、热力学条件： L?S, ?G0, 过程自发进行 T=Tm时， 故ΔGV只与ΔT有关。因此液态金属（合金）凝固的驱动力是由过冷度提供的，或者说过冷度ΔT就是凝固的驱动力。 图3-1 液态金属结晶的动力是由过冷提供的,不会在没有过冷度的情况下结晶 阻力: 新界面的形成 热力学能障 由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生— 动力学能障 它由金属原子穿越界面过程所引起--原则上与驱动力大小无关而仅取决于界面结构与性质--激活自由能--晶体生长 在相变驱动力的驱使下，借助于起伏作用来克服能量障碍 液相与固相体积自由能之差--相变的驱动力 由于出现了固/液界面而使系统增加了界面能--相变的阻力 §3-2　均匀形核与异质形核 当r很小时，第二项起支配作用，体系自由能总的倾向是增加的，此时形核过程不能发生；只有当r增大到一定值r*后，第一项才能起主导作用，使体系自由能降低，形核过程才能发生， 3-3 临界形核半径 临界形核功 临界形核功等于表面能的1/3。 由液态金属中的能量起伏提供 3-3 式中A*为形成临界晶核的表面积。可见，临界晶核生成功相当于临界晶核表面所引起的能量障碍的1/3，这也是生核时要求有较大过冷的原因。 液态金属在一定的过冷度下，临界核心由相起伏和结构起伏提供，临界生核功由能量起伏提供。 3、均质形核速率 形核率为单位时间、单位体积生成固相核心的数目.临界尺寸r*的晶核处于介稳定状态。当r＞r*时才能成为稳定核心,即在r*的原子集团上附加一个或一个以上的原子即成为稳定核心。其成核率I为: 此式由两项组成： 1） ；由于生核功随过冷度增大而减小，它反比于ΔT2。故随过冷度的增大，此项迅速增大，即生核速度迅速增大； 2） ；由于过冷增大时原子热运动减弱，故生核速度相应减小； 上述两个矛盾因素的综合作用，使生核速度I随过冷度ΔT变化的曲线上出现一个极大值。过冷度开始增大时，前一项的贡献大于后一项，故这时生核速度随过冷度而增大；但当过冷度过大时，液体的粘度迅速增大，原子的活动能力迅速降低，后一项的影响大于前者，故生核速度逐渐下降。 4、均质形核理论的局限性 均质形核的过冷度很大,约为0.2Tm，如纯液态铁的ΔT= 1590 × 0.2＝318℃。实际上金属结晶时的过冷度一般为几分之一度到几十摄氏度。这说明了均质形核理论的局限性。实际的液态金属（合金），都会含有多种夹杂物。同时其中还含有同质的原子集团。某些夹杂物和这些同质的原子集团即可作为凝固核心。固体夹杂物和固体原子集团对于液态金属而言为异质，因此，实际的液态金属（合金）在凝固过程中多为异质形核。 虽然实际生产中几乎不存在均质形核，但其原理仍是液态金属（合金）凝固过程中形核理论的基础。其他的形核理论也是在它的基础上发展起来的。因此必须学习和掌握它。 非均质形核(异质形核 )--形核依赖于液相中的固相质点表面发生 液相中的原子集团依赖于已有的异质固相表面并在界面张力的作用下，形成球冠 “非”均质、非自发 2. 异质形核速率 由上式可知： 1）? 由于ΔG异*总是小于ΔG*，所以有I异＞I*。如前图 2）? 当新相与衬底存在良好共格对应关系时，θ角小，f（θ）也小，I增大，即在较小的过冷度下也能获得较大的生核速度。 3）? 过冷度增大，生核速度迅速增大。 4）当过冷度太大时，原子热运动减弱，生核速度减小，但对金属一般达不到极大值。 Al-Si合金中初晶Si以AlP为核心 3. 影响因素 （1）过冷度 （2）形核基底的性质 点阵畸变，可用点阵错配度δ来衡量 当δ≤0.05时，称完全共格界面，其界面能σCS较低，衬底促进非均匀形核的能力很强。 当 0.05δ0.25时，通过点阵畸变过渡和位错网络调节，可以实现部分共格界面。 图3－10 不同形状界面下的非均匀形核 （3）形核基底的形状 （4）形核基底的数量——受过热度及持续时间的影响 §3-3 纯金属晶体长大 一、晶体宏观长大方式 1、平面方式生长 S/L前沿为正的温度梯度：GL=dT/dx0 ; 改错：图3－11 2、树枝晶方式生长 S/L前沿为负的温度梯度：GL=dT/dx0 可见固一液界面前液体过冷区域较大，距界面愈远的液体其过冷度愈大。界面上凸起的晶体将快速伸入过冷液体中，成为树枝晶生长方式。 由平面到胞状的转变 树枝晶 二、晶体微观长大方式 1、Ja