金属熔炼与铸锭第八讲凝固过程晶体形核和生长剖析.ppt

液固界面两侧原子具有两种倾向 n是单位面积(界面)上发生迁移的原子数 考虑固液原子的振动和跳越界面的几率,经统计力学处理后为: # nL,nS分别是单位面积界面液体与固体原子数,v为振动频率,PF和PM分别为原子由液体跳向固体与由固体跳向液体的几率 下图可表示上面的两式: Ti为界面温度,Ti=TM时, Ti TM 温度(T) 动态平衡 长大的动力学条件 动态过冷度的大小与界面结构及生长方式有关。动态过冷度的大小通常只有0.01～10℃。 动态过冷度难测定，因凝固时界面的实际温度因结晶潜热的释放而有所回升，所以数字小而难测定。 二、液固相界面的微观结构 平滑界面 液固两相原子有明显的边界，虚位很小，多由某些原子密排面组成，故宏观上呈台阶状小平面组成。如非金属界面-无机化合物L-S界面。微观平滑界面又称晶体学界面或小平面界面。(界面固相原子面是密排面，液相原子在这样的原子面堆积慢，晶核长大慢) 粗糙界面 液固两相原子分布混杂而无明显边界，无完整平面。呈高低不平的粗糙界面，又称非晶体学界面或非小平面界面，典型的是金属界面，呈粗糙界面。(固液界面上两相原子相互交错排列，互相交叉，高低不平，存在有过渡区，原子易堆砌上去，晶核易长大) 3，界面结构决定因素 液固两态原子的分布以及熔化熵的差别α＜2的晶体，Ns/N=0.5，界面能较低，粗糙，熔化熵低，通过混乱排列降低熵—降低自由能 α＞5，Ns/N=0.1,界面平滑，熔化熵高，无需采用混乱排列降低自由能，通过熔化潜热大量放出降低自由能，降低了过冷度。 故α ＜ 2晶体的长大速率要大一些 式中，e为固相内部原子的结合键能，k为玻尔兹曼常数，Tm为合金凝固温度，N为固相内部原子的近邻数，N1为界面原子在凝固界面层内的近邻数，ΔSm为熔化熵，K为玻尔兹曼常数，ξ为界面原子数与晶内原子配位数之比。 生长界面划分的判据——Jackson因子α 3，界面结构决定因素 三，晶体的生长机制与生长形态 1 生长机制和长大速率 连续生长机制：液固界面微观粗糙，使液相原子能够连续地往上堆砌，并随机受到固相中较多近邻原子的键合，原子被碰撞而弹回液相中去的几率很小，生长所需过冷度小；长大时只须克服原子间结合力的牵制，别无其它能量障碍，添加位置无限制，因而长大速度很快。绝大多数金属从熔体中结晶时都属于粗糙界面。 根据经典理论，晶体的生长只有当原子从液态跃向固态的频率超过反方向跃回的频率时才能进行，生长速率与正、反两向频率只差成正比，即连续生长速率R与动力学过冷度△Tk成正比： 式中，μ1为与扩散系数、结晶潜热等有关的常数 据估计， μ1约为10-102数量级，故很小的过冷度就可达很大的生长速率。 界面上反复形成二维晶核的机制：液固界面微观光滑时，晶核每增加一个原子层都要先在表面形成一些小的二维晶核(能量起伏)，再向周围铺展、覆盖整个表面形成一个二维晶核，表面积增加，产生了附加的障碍，晶核低速长大 二维晶核生长机制 台阶生长机制 靠晶体缺陷长大：若界面上存在着螺型位错，使界面出现台阶，液相中原子便可不断地添加到这些台阶上面使晶体长大。没有附加的能量障碍，但原子添加的位置有限，长大速度较垂直长大时低，但比界面上反复形成 二维晶核的机制要快。 (侧向生长，连续生长长大速度较快。另外孪晶也能提供原子堆砌的台阶) 利用晶体缺陷生长机制 利用晶体缺陷生长机制 螺型位错所需的过冷度最小 二维形核机制生长所需的过冷度最大 实际中，合金凝固过程以二维形核机制进行的晶体生长很少见 连续生长 R ΔTK 螺型位错生长 二维形核 生长速率 三种生长机制的生长速率与过冷度之间的关系 第八讲 凝固过程的晶体形核和生长 本章要点: 本章主要介绍了液态金属凝固时形核的类型和晶体长大的机制，包括： (1)晶体形核的热力学条件 (2)晶体长大的类型及对应的动力学机制 铸锭凝固过程的晶体形核和长大 第一节 纯金属凝固的基本过程 一、过冷现象 金属加热熔化—缓慢冷却至室温, 冷却过程中温度与时间关系如下曲线.该种分析方法称为热分析法. 曲线有一段下凹曲线,最低点温度为Ts,是开始结晶温度. 凝固时放出潜热,开始放热超过环境散失热量,曲线上升 随潜热与散失热平衡,出现水平阶段 后期放热慢于散热,曲线下降. 无限缓慢 时间 温度 Ts Tm 过冷:金属开始凝固温度Ts,低于其熔点Tm的现象. ΔT(过冷度)=Tm-Ts,Tm为熔点。 不同金属以及不同冷却条件，其凝固的过冷度是不同的。 金属中纯度越高，无杂质，ΔT越大。冷却速度越大，ΔT也越大。 二、纯金属凝固的基体过程 下图图示了基本过程 液态金属冷却到某一温度，停留一段时间，形成一 批很小的晶体，这