金属凝固理论ppt课件

1 实际液态金属的微观特点 能量起伏 液态金属中各微观区域的能量处于此起彼伏 变化不定的状态 这种微区内的能量短暂偏离其平均能量的现象 叫做 能量起伏 结构起伏 液体中大量不停 游动 着的局域有序原子团簇时聚时散 此起彼伏 称为 结构起伏 或 相起伏 浓度起伏 同种元素及不同元素之间的原子间结合力存在差别 结合力较强的原子容易聚集在一起 把别的原于排挤到别处 表现为游动原子团簇之间存在着成分差异 2 凝固是物质由液相转变为固相的过程 是液态成形技术的核心问题 也是材料研究和新材料开发领域共同关注的问题 严格地说 凝固包括 1 由液体向晶态固体转变 结晶 2 由液体向非晶态固体转变 玻璃化转变 常用工业合金或金属的凝固过程一般只涉及前者 本章主要讨论纯金属结晶过程的形核及晶体生长热力学与动力学 3 凝固热力学与动力学 凝固热力学是研究金属形核过程中各种相变的热力学条件 平衡条件或非平衡条件下的固 液两相或固液界面的溶质成分 溶质平衡分配系数以及压力 晶体曲率的影响等 凝固动力学是研究形核 界面结构及晶体长大 4 第4章金属凝固热力学与动力学 Chapter4Thermodynamicsandkineticsofsolidification 4 1凝固热力学4 2凝固动力学4 3纯金属的晶体长大 主要内容 4 1凝固热力学 4 1 1液 固相变驱动力4 1 2溶质平衡分配系数 K0 4 1 1液 固相变驱动力 热力学条件 L S G 0 过程自发进行 T Tm时 故 GV只与 T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 T就是凝固的驱动力 图1液 固两相自由能与温度的关系 GA高能态区即为固态晶粒与液态相间的界面 界面具有界面能 它使体系的自由能增加 它由金属原子穿越界面过程所引起在相变驱动力的驱使下 借助于起伏作用来克服能量障碍 图2金属原子在结晶过程中的自由能变化 4 1 2溶质平衡分配系数 K0 K0定义为恒温T 下溶质在固液两相的物质分数C s与C L达到平衡时的比值 K0的物理意义 对于K0 1 K0越小 固相线 液相线张开程度越大 固相成分开始结晶时与终了结晶时差别越大 最终凝固组织的成分偏析越严重 因此 常将 1 K0 称为 偏析系数 4 2凝固动力学 4 2 1均质形核4 2 2非均质形核 4 2 1均质形核 均匀形核 形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发生形核的过程 所以也称 自发形核 实际生产中均质形核是不太可能的 即使是在区域精炼的条件下 每1cm3的液相中也有约106个边长为103个原子的立方体的微小杂质颗粒 非均匀形核 依靠外来质点或型壁界面提供的衬底进行生核过程 亦称 异质形核 或 非自发形核 一 形核功及临界半径二 形核率 一 形核功及临界半径 晶核形成时 系统自由能变化由两部分组成 即作为相变驱动力的液 固体积自由能之差 负 和阻碍相变的液 固界面能 正 r r 时 r G r r 时 G达到最大值 G r r 时 r G 液相中形成球形晶胚时自由能变化 得临界晶核半径r 得临界形核功G 即 临界形核功 G 的大小为临界晶核表面能的三分之一 它是均质形核所必须克服的能量障碍 形核功由熔体中的 能量起伏 提供 因此 过冷熔体中形成的晶核是 结构起伏 及 能量起伏 的共同产物 经推导得 二 形核率 式中 GA为扩散激活能 对于一般金属 温度降到某一程度 达到临界过冷度 T 形核率迅速上升 计算及实验均表明 T 0 2Tm 均质形核的形核率与过冷度的关系 形核率 是单位体积中 单位时间内形成的晶核数目 4 2 2非均质形核 非均匀 质 形核 晶核依附于夹杂物的界面或型壁上形成 合金液体中存在的大量高熔点微小杂质 可作为非均质形核的基底 这不需要形成类似于球体的晶核 只需在界面上形成一定体积的球缺便可成核 非均质形核过冷度 T比均质形核临界过冷度 T 小得多时就大量成核 一 非均质形核形核功二 非均质形核形核条件 一 非均质形核形核功 非均质形核临界晶核半径 与均质形核完全相同 非均质形核功 当 0 时 Ghe 0 此时在无过冷情况下即可形核 当 180 时 Ghe Gho 一般 远小于180 Ghe远小于 Gho 如图所示 非均质形核 均质形核过冷度与形核率 非均质形核与均质形核时临界曲率半径大小相同 但球缺的体积比均质形核时体积小得多 因此非均质形核在较小的过冷度下就可以得到较高的形核率 二 非均质形核形核条件 结晶相的晶格与杂质基底晶格的错配度的影响晶格结构越相似 它们之间的界面能越小 越易形核 杂质表面的粗糙度对非均质形核的影响凹面杂质形核效率最高 平面次之 凸面最差 4 3纯金属的晶体长大 一 液 固界面自由能及界面结构二 晶体长大机制三 晶体宏观生长方式 一 液 固界面自由能及界面结构 粗糙界面与光滑界面界面结构类型的判据界面结构与冷却速度 动力学因素 1 粗糙界面与光界滑面 粗糙界面 界面固相一侧的点阵位置只有约50 被固相原子所占据 形成坑坑洼洼 凹凸不平的界面结构 粗糙界面也称 非小晶面 或 非小平面 光滑界面 界面固相一侧的点阵位置几乎全部为固相原子所占满 只留下少数空位或台阶 从而形成整体上平整光滑的界面结构 也称 小晶面 或 小平面 粗糙界面与光滑界面是在原子尺度上的界面差别 注意要与凝固过程中固 液界面形态差别相区别 后者尺度在 m数量级 2 界面结构类型的判据 如何判断凝固界面的微观结构 设晶体内部原子配位数为 界面上 某一晶面 的配位数为 晶体表面上N个原子位置有NA个原子 则在熔点Tm时 单个原子由液相向固 液界面的固相上沉积的相对自由能变化为 被称为Jackson因子 Sf为单个原子的熔融熵 2的物质 凝固时固 液界面为粗糙面 因为 FS 0 5 晶体表面有一半空缺位置 时有一个极小值 即自由能最低 大部分金属属此类 凡属 5的物质凝固时界面为光滑面 非常大时 FS的两个最小值出现在x 0或1处 晶体表面位置已被占满 有机物及无机物属此类 2 5的物质 常为多种方式的混合 Bi Si Sb等属于此类 3 界面结构与冷却速度 过冷度大时 生长速度快 界面的原子层数较多 容易形成粗糙界面结构 过冷度对不同物质存在不同的临界值 越大的物质 变为粗糙面的临界过冷度也就越大 如 白磷在低长大速度时 小过冷度 T 为小晶面界面 在长大速度增大到一定时 却转变为非小晶面 二 晶体长大机制 上述固 液界面的性质 粗糙面还是光滑面 决定了晶体长大方式的差异 连续长大台阶方式长大 侧面长大 1 连续长大 粗糙面的界面结构 许多位置均可为原子着落 液相扩散来的原子很容易被接纳与晶体连接起来 由于前面讨论的热力学因素 生长过程中仍可维持粗糙面的界面结构 只要原子沉积供应不成问题 可以不断地进行 连续长大 其生长方向为界面的法线方向 即垂直于界面生长 2 台阶方式长大 侧面长大 光滑界面在原子尺度界面是光滑的 单个原子与晶面的结合较弱 容易脱离 只有依靠在界面上出现台阶 然后从液相扩散来的原子沉积在台阶边缘 依靠台阶向侧面长大 故又称 侧面长大 侧面长大 方式的三种机制 1 二维晶核机制 台阶在界面铺满后即消失 要进一步长大仍须再产生二维晶核 2 螺旋位错机制 这种螺旋位错台阶在生长过程中不会消失 3 孪晶面机制 长大过程中沟槽可保持下去 长大不断地进行 3 晶体长大速度 1 连续长大2 二维晶核台阶长大3 螺旋位错台阶长大 33 三 晶体宏观生长方式 1 正温度梯度下生长的晶体形态 34 2 负温度梯度下生长的晶体形态 K0对合金凝固组织成分偏析的影响 自左向右定向凝固 与 的关系图形 本章小结 1 均质形核 非均质形核 2 固 液界面结构 3 晶体长大机制 4 形核 凝固 的热力学和动力学条件 5 平衡分配系数的物理意义及其计算 38 作业 1 液态金属的形核方式有哪几种 试分析铝合金和纯铝