单相合金的凝固课件.pptVIP

单相合金的凝固 §5-1 成分过冷 1. 溶质富集引起界面前液体凝固温度（液相线温度）变化 合金原始成分C0，平衡结晶温度T0，液相线斜率m (1)、“成分过冷”产生的条件 过冷：金属理论凝固温度与实际温度之差。 热过冷：金属凝固时所需过冷完全由传热所提供。 成分过冷：凝固时由于溶质再分配造成固液界面前沿溶质浓度变化，引起理论凝固温度的改变而在液固界面前液相内形成的过冷。 液相中只有扩散时： x=0时， x=∞时， 2、成分过冷的形成——内因＋外因（冷却速度） 成分过冷度（ΔTK很小，可忽略）： 产生“成分过冷”必须具备两个条件： 一是固-液界面前沿溶质的富集引起成分再分配； 二是固-液界面前方液相的实际温度分布，或温度分布梯度GL必须达到一定的值。 成分过冷的条件： 成分过冷的过冷度: 影响成分过冷区宽度和过冷度大小的因素： 工艺因素：G, v 合金本身的因素：DL, m, k0, C0 成分过冷区的宽度，它随凝固速度的增加而减小，随液体中溶质的扩散系数的增大而增大。 成分过冷区的宽度和成分过冷度的大小直接影响凝固时缩松、热裂等缺陷的形成。 3、成分过冷的本质 （1）溶质富集使平衡结晶温度大为降低，减小了实际过冷度，甚至阻碍晶体生长。 （2）成分过冷使界面不稳定，将不能保持平面。 纯金属在正温度梯度下,为平面生长方式,在负温度梯度下为枝晶生长方式 . 对合金,在正温度梯度下且无成分过冷时，同纯金属一样，界面为平界面形态；在负温度梯度下，也与纯金属一样,为树技状。但合金的树枝状生长还与溶质再分配有关。 但合金在正的温度梯度时，合金晶体的生长方式还会由于溶质再分配而产生多样性：当稍有成分过冷时为胞状生长，随着成分过冷的增大（即温度梯度的减小），晶体由胞状晶变为柱状晶、柱状枝晶和自由树枝晶（等轴枝晶）。 §5-2 成分过冷对凝固过程的影响 1、无成分过冷的平面生长 平面生长的条件： 图 界面前方无成分过冷时平面生长a）局部不稳定界面 b）最终稳定界面 稳定界面的推进速率即晶体的生长速率v可由界面上热平衡方程导出 ： 所以： 式中 λS，λL — 固、液两相的导热系数； ρ，L — 合金的密度和结晶潜热。 单相合金晶体生长中同时受到传热和传质过程的影响，要保持平界面生长方式，温度梯度要高，而生长速度要低。合金的性质也有影响，C0和 愈大，k偏离1愈远，DL愈大，界面愈趋向于平面生长。 2、窄成分过冷区的胞状生长 图 a）窄成分过冷区的形成  b）平界面在成分过冷作用下失去稳定 c）稳定的胞状界面形态的形成 对宏观平坦的界面，产生的任何凸起，都必将面临较大的过冷，而以更快的速度向前长大。同时不断向周围的熔体中排出多余的溶质，凹陷区域溶质浓度增加得更快，因凹陷区域的溶质向熔体扩散比凸起部分更困难。凸起部分快速生长的结果，导致凹陷部分溶质进一步浓集。 溶质富集降低了凹陷区熔体的过冷度，从而抑制凸起晶体的横向生长。凸起晶体前端的生长受成分过冷区宽度的限制，不能自由地向前伸展。 当由于溶质的富集，而使界面各处的液相成分达到相应温度下的平衡温度时，界面形态趋于稳定。 在窄成分过冷区的作用下，不稳定的宏观平坦界面就转变成一种稳定的、由许多近似于旋转抛物面的凸出圆胞和网络状凹陷的沟槽所构成的新的界面形态，这种形态称为胞状晶。以胞状向前推进的生长方式，称为胞状晶生长方式。 对于一般金属而言，圆胞显示不出特定的晶面；而对于小平面生长的晶体，胞晶上将显示出晶体特性的鲜明棱角。 3、较宽成分过冷区的柱状树枝晶生长 图 柱状枝晶生长过程 随着界面前方成分过冷区加宽，凸起晶胞将向熔体伸展更远；原来胞晶抛物状界面逐渐变得不稳定。晶胞生长方向开始转向优先的结晶生长方向，胞晶的横向也将受晶体学因素的影响而出现凸缘结构，当成分过冷加强时，凸缘上又会出现锯齿结构即二次枝晶. 图5－5 胞状生长向枝晶生长的转变 将出现二次枝晶的胞晶称为胞状树枝晶，或柱状树枝晶。如果成分过冷区足够宽，二次枝晶在随后的生长中又会在其前端分裂出三次枝晶。 4、宽成分过冷区的自由树枝晶生长 图 从柱状枝晶的外生生长转变为等轴枝晶的内生生长 枝状晶＋自由树枝晶（等轴晶） 当固一液界面前方液体中成分过冷的最大值大于液体中非均质生核所需要的过冷度ΔT异时,在柱状枝晶生长的同时，界面前方这部分液体将发生新的形核过程，导致晶体在过冷的液体中自由成核生长，并长成树枝晶，这称为自由树枝晶，此后的凝固过程便是等轴晶不断向液体内部推进的过程。