金属凝固理论 .ppt

1、连续长大 粗糙面的界面结构，许多位置均可为原子着落，液相扩散来的原子很容易被接纳与晶体连接起来。由于前面讨论的热力学因素，生长过程中仍可维持粗糙面的界面结构。只要原子沉积供应不成问题，可以不断地进行“连续长大”。 其生长方向为界面的法线方向，即垂直于界面生长。 第三章 金属凝固热力学与动力学 第三章 金属凝固热力学与动力学 金属凝固理论 实际液态金属的微观特点 “能量起伏” ——液态金属中各微观区域的能量处于此起彼伏，变化不定的状态。这种微区内的能量短暂偏离其平均能量的现象，叫做“能量起伏”。 “结构起伏”——液体中大量不停“游动”着的局域有序原子团簇时聚时散、此起彼伏，称为“结构起伏”或“相起伏”。 “浓度起伏” ——同种元素及不同元素之间的原子间结合力存在差别，结合力较强的原子容易聚集在一起，把别的原于排挤到别处，表现为游动原子团簇之间存在着成分差异 。 凝固是物质由液相转变为固相的过程，是液态成形技术的核心问题，也是材料研究和新材料开发领域共同关注的问题。 严格地说，凝固包括： （1）由液体向晶态固体转变（结晶） （2）由液体向非晶态固体转变（玻璃化转变） 常用工业合金或金属的凝固过程一般只涉及前者，本章主要讨论纯金属结晶过程的形核及晶体生长热力学与动力学。 凝固热力学与动力学 凝固热力学是研究金属形核过程中各种相变的热力学条件；平衡条件或非平衡条件下的固、液两相或固液界面的溶质成分；溶质平衡分配系数以及压力、晶体曲率的影响等。 凝固动力学是研究形核、界面结构及晶体长大。 第4章 金属凝固热力学与动力学 Chapter 4 Thermodynamics and kinetics of solidification?? 4.1 凝固热力学 4.2 凝固动力学 4.3 纯金属的晶体长大 主要内容 4.1 凝固热力学 4.1.1 液-固相变驱动力 4.1.2 溶质平衡分配系数（K0） 4.1.1 液-固相变驱动力 热力学条件： L?S, ?G0, 过程自发进行 T=Tm时， 故ΔGV只与ΔT有关。因此液态金属（合金）凝固的驱动力是由过冷度提供的，或者说过冷度ΔT就是凝固的驱动力。 图1 液-固两相自由能与温度的关系 △GA高能态区即为固态晶粒与 液态相间的界面，界面具有界面 能，它使体系的自由能增加，它 由金属原子穿越界面过程所引起 在相变驱动力的驱使下，借助 于起伏作用来克服能量障碍 图2 金属原子在结晶过程中的自由能变化 4.1.2 溶质平衡分配系数（K0） K0定义为恒温T*下溶质在固液两相的物质分数C*s与C*L 达到平衡时的比值。 K0 的物理意义： 对于K0＜1， K0越小，固相线、液相线张开程度越大，固相成分开始结晶时与终了结晶时差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。因此，常将∣1- K0∣称为“偏析系数”。 4.2 凝固动力学 4.2.1 均质形核 4.2.2 非均质形核 4.2.1 均质形核 均匀形核 ：形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发生形核的过程，所以也称“自发形核” （实际生产中均质形核是不太可能的，即使是在区域精炼的条件下，每1cm3的液相中也有约106个边长为103个原子的立方体的微小杂质颗粒）。 非均匀形核：依靠外来质点或型壁界面提供的衬底进行生核过程，亦称“异质形核”或“非自发形核”。 一、形核功及临界半径 二、形核率 一、形核功及临界半径 晶核形成时，系统自由能变化由两部分组成，即作为相变驱动力的液-固体积自由能之差（负）和阻碍相变的液-固界面能（正）： r＜ r*时，r↑→ΔG↑ r = r*时，ΔG达到最大值ΔG* r ＞r*时，r↑→ΔG↓ 液相中形成球形晶胚时自由能变化 得临界晶核半径 r*： 得临界形核功G*： 即：临界形核功ΔG*的大小为临界晶核表面能的三分之一， 它是均质形核所必须克服的能量障碍。形核功由熔体中的“能量起伏”提供。因此，过冷熔体中形成的晶核是“结构起伏”及“能量起伏”的共同产物。 经推导得： 二、形核率 式中，ΔGA为扩散激活能 。 对于一般金属，温度降到某一程度，达到临界过冷度（ΔT*），形核率迅速上升。 计算及实验均表明: ΔT*～0.2Tm 均质形核的形核率 与过冷度的关系 形核率：是单位体积中、单位时间内形成的晶核数目。 4.2.2 非均质形核 非均匀（质）形核，晶核依附于夹杂物的界面或型壁上形成。合金液体中存在的大量高熔点微小杂质，可作为非均质形核的基底。这不需要形成类似于球体的晶核，只需在界面上形成一定体积