第四章纯金属的凝固.ppt

1、第5章材料的凝固，第5章凝固和熔化，第5章凝固，炼钢和炼铜，凝固：物质从液体到固体的转化过程。如果凝固的物质是晶体，那就叫结晶。凝固过程影响后续的工艺性能、使用性能和使用寿命。凝固是一个相变过程，可以为其他相变的研究提供基础。第一部分是物质结晶的基本规律，第一部分是液体物质的结构：长程无序和短程有序。特征(与固态相比):原子之间的距离越大，原子的配位数越小，原子的排列越混乱。第1节，返回第4页第4页第2页的第一页。材料凝固的过冷现象，图4-1纯金属结晶的冷却曲线，1。总氮0DG/dt 0t s sl ss随温度的升高，GL-T曲线的变化率大于GS-T，两条曲线在Tm处满足gl=gs根据热力学条

2、件，它只能在 g 0时结晶。为了使GS-G1=g 0，必须使t TM。这定性地表明结晶必须过冷。因此，过冷是结晶的必要条件。固相和液相的G-T曲线，单位体积自由能 gv和过冷度 t之间的关系，纯金属的结晶在恒温恒容下进行： HS-HL=-Lm(熔化热或 h) (2)，单位体积自由能： gv=GS GL=HL-TnSL，或，(3)，t=Tm g=0，将(2)和(3)代入(1)得到：，使 gv 0是必要的(因为Lm和Tm都是正值)，4.3(均匀成核)， g total=-g体积g表面，=-gv晶核s晶核，(1)成核过程中的能量变化：体积自由能-结晶功率(负值使G total )，表面自由能-结晶电

3、阻(正值使G，2003 brooks/cole，汤姆森学习公司的一个部门。汤姆森学习是在此使用的一个商标。(2)临界核， g=- g体积 g表面积， gv-单位体积自由能，-比表面能g是R的函数.讨论：1。当R RK胚胎R， G的系统，结晶自发进行，然后胚胎成为核。从函数图可以看出，当r=rc时， G最大。3。当r=rk时，胚胎的生长和熔化使 G自发发生。因此，rrk的胚胎成为核，半径为rk的核称为临界核，rk的大小为临界核半径。4.当r r0时， g 0随晶核的生长而增大。临界核半径是：，因为临界核半径是， t，rk，胚胎越小就能变成核，(3)临界过冷度( TC)，讨论：1。当 t TC时，

4、rmax TC，rmax 时。过冷度对临界晶核和最大相位波动的影响；(5)临界晶核的成核功， g=- g体积 g表面，可通过代入上式求得： GK 0，即成核需要外部能量供应。2。表明成核过程中体积自由能的减少仅补偿表面能的增加，其值为数量级。t越大， GK越小，越容易成核。表面能的成核功由液态金属中的能量波动提供。(能量波动对应于一定的相位波动)，能量波动不同大小的相位波动的能量不时偏离系统平均能量的现象。(5)均匀形核的形核速率，过冷度对临界核半径和最大尺寸相波动的影响，N1是受形核功影响的形核速率因子；N2是受原子扩散影响的成核速率因子。-是临界成核工作；Q-原子穿过液-固界面的扩散活化能

5、。讨论：1。当t较大时，GKN1和原子不易扩散，而N2和氮较小；2. T原子移动得越小，q就越容易扩散n2gk，从而使N1和n变小；3.当T适中时，N1和N2较大，这使得氮、T和氮形成一种山地关系。形核速率与金属结晶过冷度的关系，但对于实际的金属结晶来说，过冷度很小(非均匀形核)，只有t=0.02 m，所以 t n。晶核附着在现有界面(固体表面、模壁杂质)上，成核位置不均匀；2.成核定律与均匀成核定律相同。3.非均匀成核降低了界面能，因此成核可以在较低的过冷度下进行。(1)成核特性：(2)非均匀成核示意图，(2)临界晶核(rk不是)，假设晶核附着在过冷液相上并形成在现成的衬底b上；假设晶核是半

6、径为r的球形缺陷；S1是球形帽区；S2是晶核和衬底之间的接触区域；是晶核和基体之间的润湿角。在成核稳定的时刻(不是熔化和生长)，表面张力应该在三个相的交叉点达到平衡： lb=sB Ls cos ， lb，sB和Ls分别是L/B，S/B和L/S之间的表面张力，并且已知S1=2R2(1-陪)-球形帽S2=r2sin2-晶核和衬底之间的接触面积；v=1/3R3(2-3 coscos 3)-球形缺陷体的体积，衬底上形成的晶核的总自由能变化为：(晶核球形帽体的总表面能)，由(1)代入得到：.2.当=180 o时，cos =-1，(2-3cos cos3)/4=1， g不= g为c)；3.当0o 180o

7、时， g不 g，并且非均匀成核的从0到180o变化(图b)。讨论：(4)非均匀成核的成核速率，(1)非均匀成核需要较小的过冷度，相差10倍。(2)随着过冷度的增加，形核速度从低到高的转变是平稳的，而不是均匀形核的突然增加。(3)随着过冷度的增加，成核速度达到最大，曲线下降并断裂(不需要深度过冷)。(5)影响非均匀形核的因素(降低界面能)，(4)影响非均匀形核的因素：过冷度：(N-T曲线有一个下降过程)。b异物的表面结构：越小越好。相似的结构和相似的晶格常数。异物表面形态：凹面较好。(图3-17)，均质和非均质成核概述，1。过冷是结晶的必要条件；2。 t TC，满足三个成核条件(充要条件):结构

8、条件： rrk，能量条件：热力学条件：GS GL，即 G0，液相必须过冷。3。当 t相同时，r不等于r平均值；5.对于非均匀成核： t和都影响 g的大小，是主要因素， t和都使 g不易成核。7。 g小于 g平均值。6.在工业生产中，当金属凝固时，会发生不均匀成核，而较细的tn晶粒会发生不均匀成核。4.对于均匀成核：当 t不变时，rk有一定值；R均匀，晶核体积V不变， G不变， T和R都是 G，容易成核。温度对晶体熔化和生长的影响，4.4长度，1。液体和固体界面处原子迁移的动力学，ns和nL是界面处单位面积固体和液体的原子序数；S和L是固体和液体原子在界面处的振动频率；用s 1和s 1表示的粒子

9、和粒子原子的跳动几率； GM是原子从固相跃迁到液相的活化能； GF是原子从液相跃迁到固相的活化能。从上面的曲线可以看出，晶体自身熔化，晶体自发凝固，晶体熔化=晶体凝固，液相必须过冷才能满足条件。动态过冷TK-晶体生长所需的过冷度。热过冷度Tc-成核所需的过冷度。2.液固界面微观结构，(1)液固界面微观结构，1。微观光滑界面，(c)微观光滑界面原子尺度，(d)宏观光滑界面实例，光滑界面边界有12%的空位，其余为添加的固相原子，原子尺度光滑，界面多为固相密排晶面界面。也称为“刻面”接口。例如硅、锗、Fe3C无机材料、聚合物材料等。2。微观-粗糙界面，(a)微观-粗糙界面-原子尺度，(b)宏观-粗糙

10、界面示例，界面(微观)是不均匀的，并且存在具有几个原子距离厚度的过渡层的液-固界面(50%的位置是空的)。过渡层很薄，所以从宏观上看，界面呈扁平状。它被称为非方面接口。例如金、银、铁、钨、钼及其固溶体。(2)界面形态的形成条件，取不同值时 GS/NT KTM与X的关系曲线，以及S/L界面处S相的微观结构应为“界面能最低的结构”。界面自由能( GS)与固体原子在界面上占据的位置之比有如下关系：.杰克逊因素取决于材料；k。玻尔兹曼常数；熔点；新界.接口上原子位置的数量；.界面固相原子的未知比例。当取不同的值时，与 GS之间有如下关系：(1)对于2的曲线，界面在x=O.5时可以有一个最小值，即界面的

11、平衡结构应该是大约一半的原子位置被固体质子占据，另一半是空的，此时界面是粗糙的。(2)当3时，界面能在0和1附近最小，表明界面的平衡结构应该是只有少数原子位置被固体原子占据，或者大多数原子位置被固体原子占据，即界面基本上是一个完整的晶面，界面是光滑的。(3)为25，处于中间状态。情况复杂，其接口形式往往属于混合型。光滑或粗糙的结构是能量最低的结构。第三，晶核生长机制，V是界面前进的速度和方向，垂直生长机制，(1)垂直生长机制(粗糙界面)，因为界面上大约一半的晶体位置是空的，液相中的原子可以进入这些位置与晶体连接，并且晶体不断地生长成液相。生长线Vg的速率与过冷度 t成比例，即，VG=u1 TK

12、，其中u1是比例常数，u1=1cm/sk大多数金属D，在较低的过冷度下，可以获得较大的生长速率，并且生长速率非常快。(2)二维晶核生长机制(对应光滑界面)，二维晶核分步生长机制示意图。首先，在光滑界面上形成一些二维晶核，原子通过二维晶核形成的台阶与晶核相连，实现二维晶核的膨胀。这是一种理想的成长方式，需要很高的成核功，所以成长速度很慢。u2，b是常数，U2，u1，(3)晶体缺陷生长，螺旋位错台阶机制示意图，界面上存在露头，这可能在晶体表面形成台阶，使界面成为一个螺旋表面，形成不会消失的台阶，而原子填补了晶体生长的台阶，生长速率为：因为位错提供的台阶有限，生长速率很小，u3，u1。大螺旋长度SiC晶体照片，4。5纯金属凝固的生长形态，液-固界面前沿液相温度分布为33，360度，(1)正温度梯度，(2)负温度梯度，当界面向液相移动时，x， t，t。当界面向液相移动时，x， t，t；纯金属在凝固过程中的生长形态取决于：液固界面的微观结构(内因)、界面前端液相的温度分布(外因)、(1)正温度梯度、(1)生长特性：结晶潜热只能通过固相消散，相界面的移动速度受固相传热速度控制。2。光滑界面材料：通过阶梯扩张生长，与x 、Tk 、一起生长成“规则的几何形状”,并受面生长的限