第八章快速凝固-2概要.ppt

第八章 快速凝固 第一节 快速凝固技术及其传热特点 第二节 快速凝固热力学 第三节 快速凝固的动力学及界面形貌稳定性 第四节 快速凝固晶态合金的显微结 构特征与应用 第五节 快速凝固的非晶态合金 二、凝固传热的特点 目前主要的快速凝固技术都是通过薄层液态合金与高导热系数的冷衬底之间的紧密相贴来实现极快的导热传热。由于合金薄膜的项面与边缘不与冷衬底接触，散热相对来说是很有限的，故问题可简化及归结为单向的传热，其基本的传热方程式如下： Ruhl用计算机数学模拟计算了金属薄膜的单向传热，算得的冷却速度大多在105~109，影响温度场及冷却速度的最主要因素是：金属/衬底界面的状况及试样金属的厚度 1、薄层熔体在固态衬底上的导热传热 1） 理想冷却方式：界面传热系数h极大，试样及衬底中的温度梯度都较大，界面上无温差存在 2 ）牛顿冷却方式：界面传热系数很小，试样及衬底的温度梯度都较小，界面上有较大温差 3 ）中间冷却方式：介于两种情况之间的 对于高热导率的衬底： hd/λs30,为理想冷却方式 30 hd/λs0.015时，中间冷却方式 hd/λs0.015时为牛顿冷却方式 2 金属液滴在流体介质中的对流传热 在流体介质中以雾化法进行快速凝固时，金属液滴的平均冷却速度T可估算为： 传热强度取决于液滴/介质介面上的传热系数h,h可由下式估算； 第二节 快速凝固的热力学 一、亚稳平衡： 在快速凝固的许多情况下，当液/固界面的推进速率还远小于界面上原子的扩散速率时，界面处于局域的平衡或亚稳平衡状态。 二、界面非平衡 在无扩散、无溶质分凝的凝固，除了其界面温度必须显著低于界面上液相的平衡液相线温度（即出现界面过冷），且低于T0温度这一热力学条件外，还必须具有生长速率很高的动力学条件。 三、T0线与快速凝固 第三节 快速凝固的动力学和界面形貌 一、快速凝固时的形核动力学 稳态形核理论假定在液相线以下每一温度时都有一个相对应的稳定不变的形核速率。在常规凝固中，冷却速度不高，过冷度不大，常用稳态形核的处理方法；在快速冷却或大的过冷下进行的凝固，需采用时间（瞬态）的形核理论来处理。 Kashchiev等，在经典形核理论的基础上用解析法求得了瞬时形核速率： 按经典形核理论，非均质形核时的稳态形核速率 Js可表达为： 二、非平衡移动界面的状态参数 界面上非平衡效应应考虑三个方面： 1界面上的附着动力学效应 。 2由热力学制约的界面成分变化。 3溶质分配系数随生长速率变化而变化的函数关系 在移动界面处于局部平衡时，由于界面的移动总是要求界面上出现的一定的驱动力，从而使界面偏离平衡。驱动力与相变吉布斯自由能的变化，可由下式来表示： △Gm与界面上的动力学过冷成正比，即： 上式中的△Sm为摩尔焓变，故 对于稀溶液： 三、过冷熔体中枝晶的快速生长 过冷熔体中枝晶的快速生长模型仍可由枝晶端过冷方程及晶端半径选择准则来描述。 其表达式如下： 单向凝固条件下枝晶的快速生长，在考虑了非平衡效应后，其晶端过冷度△Tt可表示为 在考虑了非平衡效应后，其晶端半径选择的准则可表达为： 四、高生长速率下平界面的绝对稳定性 界面形貌稳定性理论通过线性稳定性分析指出，单向凝固时，在下列生长速率区间，平界面不可能保持稳定： 上式中，（GD/△T0）可称为出现胞/枝晶生长的临界生长速率 vc上限为平界面绝对稳定的临界速率。 稳定平界面生长要求界面上固相成分与远离界面的液相成分相同，在低生长速率下，这就意味着平界面的温度应为合金液相线的温度，而高的生长速率，界面的非平衡状态会改变界面温度及（Va）c因此： 对于稳态生长来说，高生长速率下平界面温度应为有效固相线温度，同时必须考虑界面附着动力学效应，因而稳定生长的平界面的温度效应应为： 临界生长速率由溶质扩散所控制．随着生长速率的提高，扩散距离变窄，扩散变得愈来愈局域化；另一方面，在高生长速率下，毛细现象逐渐成为过程的决定性特征，显微组织变得更细已还可能，在某个临界生长速率下，显微组织对于横向扩散过程来说已变得太粗，溶质的扩散距离已接近溶质的毛细现象长度，从而导致平界面的绝对稳定．由此，对于给定的合金及正的或不很大的温度梯度，只要生长速率足够高，平界面重新成分稳定的生长界面形貌；随着生长速率的提高，界面形貌的转变顺序时：平界面—胞状—树枝状—胞状—平界面。 当从过冷合金熔体中晶体进行等轴生长时，热扩散过程起