第二章凝固过程基本原理.ppt

③K0＜KE＜1 相当于液相部分混合的情况 所以Jackson因子α可以作为液—固界面结构的判据 α≤2时，晶体表面有一半空缺位置，为粗糙面 α＞5时，凝固界面为光滑界面 2 ＜α＜5时，多种方式的混合 ②晶面 对于热力学性质一定的物质，η/v值取决于界面的晶面 密排面的η/v值大 非排面的η/v值小 如面心立方，（111）面 η/v=6/12=0.5 （001）面 η/v=4/12=0.33 η/v值越低，α值越小 非密排面作为晶体表面时，易成为粗糙界面 ③过冷度 过冷度ΔT大时，生长速度快，界面的原子层数多，容易形成粗糙界面结构 ④合金的浓度 浓度低的物质结晶时，界面生长易按台阶的侧面方式，从而界面具有光滑界面结构特征 二、晶体生长方式 界面的性质决定了晶体生长方式 1. 连续生长 粗糙的界面结构，有许多位置可供原子着落，由液相扩散来的原子很容易被接纳并与晶体连接起来。 只要原子供应不成问题，可以不断地连续生长。生长方向垂直于界面 2. 台阶方式生长 在光滑的界面，单个原子与晶面的结合较弱，容易跑走，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，依靠台阶向侧面生长。 又称侧面生长 台阶形成的方式有三种： （1）二维晶核机制 出现较困难。 在界面产生二维晶核，台阶在整个界面铺满后即消失。 进一步生长需要再产生二维晶核 （2）螺旋位错机制 位错台阶容易捕捉原子，原子不断落到台阶边缘上，台阶不断地扫过晶面。 在生长过程中容易形成螺旋塔尖状 螺旋位错台阶在生长过程中不会消失。 SiC晶体按位错机制生长形成的螺旋线 （3）孪晶机制 孪晶面交叉处形成沟槽，原子可以沉积在沟槽根部孪晶面两侧的晶面上，使之侧向铺过。 生长过程中，沟槽可仍保持下去，生长不断地进行。 三、晶体生长速度 1. 对连续生长的粗糙面，生长速度为 D—原子扩散系数；R—气体常数； ΔHm—熔化热； ΔT—过冷度； Tm—平衡结晶温度； μ1—常数 2. 二维晶核台阶生长速度 μ2、b为常数 ΔT不大时，生长速度为0 ΔT达到一定时，速度突然 增加很快，其生长曲线 与连续生长曲线相遇。 继续增大ΔT，则按连续生长方式进行。 3.螺旋位错台阶生长的速度 R3=μ3ΔT2 在过冷度不大时，速度 与ΔT的平方成正比。 当过冷度相当大时，其生长 速度与连续生长方式重合。 图中1、2、3曲线表示不同的位错台阶密度下的速度差别 曲线1，位错台阶很密，生长速度接近于连续生长方式 §5 凝固过程中的溶质再分配 合金凝固时，溶质在液、固相重新分布，即所谓溶质再分配。 溶质再分配不仅影响宏观及微观成分分布及偏析，还影响晶体生长形态，微观尺寸等。 前面已定义溶质平衡分配系数K0 二、平衡凝固条件下的溶质再分配 平衡凝固：液、固相溶质成分完全按平衡状态图对应温度的平衡成分 如图，成分为C0的 合金 设，合金从一端 开始凝固 开始，T=TL，CS=K0C0，CL=C0 凝固过程，T=T* 固、液相成分分别为CS*、CL* 固、液相质量分数为fS、fL 因此 凝固终了时，fS=1，固相CS=C0 平衡凝固只是理想状态，不可能达到。 特别是固相中原子扩散不足以使固相成分均匀 二、固相无扩散而液相充分混合均匀的溶质再分配 试样从一端 开始凝固 开始时，T=TL CS=K0C0，CL=C0 温度降至T*时，固—液界面上固、液相成分为CS*和CL* 由于固相中无扩散，成分沿斜线又K0C0逐渐上升； 液相因完全混合，平均成分为CL* 有以下关系 解微分方程得 fS=0（开始结晶）时，CS*=K0C0 所以A= K0C0 所以 式（1）和（2）被称为Scheil公式 （1） （2） 从式中可看出 随着固相分fS数加，凝固过程中CS* 、CL*均增加。 固相的平均成分比平衡的要低，因此，当温度达到平衡的固相线时，必仍保留一定的液相。甚至达到共晶温度时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下讲凝固形成共晶组织。 三、固相中无扩散而液相中只有有限扩散的溶质再分配 液相中的扩散 系数为DL 固相中排出的 溶质难以在液相 中迅速散开达到 均匀，在液—固 界面前沿形成 溶质的富集的 边界层。 在边界层以外 不受影响，成分为C0 结晶过程的三个阶段 1. 最初过度区 T=TL时，析出的固相成分为CS*=K0C0 多余溶质排向液相，由于扩散不足以使之完全排出，界面前沿溶质出现富集。 随着凝固的进行，CS*逐渐上升，CL*也逐渐上升， 从C0升至CL* = C0 /K0 2.稳定状态区 CL* = C0 /K0时， C