第八章快速凝固-2选编.ppt

第八章 快速凝固;;;;;;;;;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：;对于大部分快速凝固过程，按照稀溶液模型处理，可认为溶质组元符合Henry定律，溶剂组元符合Raout定律，将有关化学势代入得到：;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：;; 当从过冷合金熔体中晶体进行等轴生长时，热扩散过程起着重要的作用，因此过冷熔体中出现平界面绝对稳定的临界生长速率vα应为： 8-41;;;五、快速的共晶生长 Kurz和Trivedi求解层片状共晶生长时的稳态扩散方程后得到了界面过冷与生长速率等参数之间的关系 函数Π及ξ对于层片状共晶可按下式计算： 共晶片间距与生长速率之间的关系：;第四节 快速凝固晶态合金的显微结构特征与应用;1、扩大了固溶极限 在Al-Cu、Al-Si、Al-Mg等合金中，所达到的固溶量不仅大大超过了最大的平衡固溶极限，并且超过了平衡共晶点的成分，即在平衡共晶点成分的合金中，通过快速凝固，形成了单相的铝固溶体组织。2. 超细的晶粒度 快速凝固合金具有比常规合金低几个数量级的晶粒尺寸，一般为＜0.1~1.0um，在Ag-Cu (wcu＝50％)合金中，观察到细至30nm的晶粒。 ;3.极少偏析和无偏析 在许多快速凝固合金中，尽管显微组织仍由胞状晶或胞状树枝晶组成，但由于溶质固溶极限的扩大和晶粒的大大细小，因此与胞/枝晶生长相联系的显微偏析的分散度也大大提高，显著地改善了显微组织和化学均匀性。 4.形成亚稳相 在快速凝固的合金中，除了出现亚稳的过饱和固溶体外，还会形成其它的亚稳相。这些亚稳相的晶体结构可能与平衡状态图上相邻的某一中间相的结构极为相似，因此可看作是快速冷却和达到大的过冷条件下，中间的亚稳浓度范围扩大的结果。另一方面，形成某些在平衡相图上完全不出现的亚稳相。 ;5.高的点缺陷密度 固态金属中点缺陷的密度随着温度的上升而增大，其关系式为： C：点缺陷密度；QF：摩尔缺陷形成能 金属熔化以后，在液态下上述关系已失去了确切的含义。由于原子有序排列程度的突然降低，液态金属中的“缺陷密度”当然要比同温度下的固态金属高得多，而在快速凝固的过程中，则会较多地保存在固态金属中。 ;二、快速凝固晶态合金的应用 　１.快速凝固的铝合金 铁在铝中的平衡固溶极限仅为0.05%，采用有效的熔体急冷技术可使铁的固溶量扩大至6%-8%。在随后的热挤压过程中，可形成弥散分布的亚稳Al6Fe第二相，该弥散相阻滞位错的移动，从而使合金的弹性模量及强度得到提高。 2.快速凝固的镁合金 Mg2Si是这些合金中主要的弥散相强化相之一，它有高的熔点和良好的热稳定性，自身不易长大且能防止镁基体晶粒在紧实或热挤压