液态金属结晶的基本原理

第六章 液态金属结晶的基本原理

1、怎么从相变理论理解液态金属结晶过程中的生核、成长机理？ 答：相变理论：相变时必须具备热力学和动力学条件。 金属结晶属一种相变过程：

热力学条件即过冷度T——驱动力GV

动力学条件：克服能障 热力学能障——界面自由能——形核 动力学能障——激活自由能GA——长大

若在体系内大范围进行，则需极大能量，所以靠起伏，先生核——主要克服热力学能障，然后出现最小限度的过渡区“界面”，此界面逐渐向液相内推移——长大（主要克服动力学能障）。

2、试述均质生核与非均质生核之间的区别与联系，并分别从临界晶核曲率半径、 生核功两个方面阐述外来衬底的湿润能力对临界生核过冷度的影响。要满足纯金属非均质生核的热力学要求，液态金属必须具备哪两个基本条件？

**r非 答：（1）r均2LC2LCT0 相等 GVLT23cosco3s4343但V均r V非rf f

433 非均质生核所需体积小，即相起伏时的原子数少。

3T16LC**G均f （2）G220 G非3LT*均 两种均需能量起伏克服生核功，但非均质生核能需较小。

* （3）右图看出 T非 fV非T

* 即：对r*：与T非的影响.

（4）生核功：

3T16LC G220f

3LT*非河 北 科 技 大 学 材 料 科 学 与 工 程 学 院

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*能量起伏T fG非 （5）纯金属非均质生核的热力学条件：

3T16LC2LC* r G非220f

GV3LT*非液态金属需具备条件（1）液态金属需过冷 (2)衬底存在。

3、物质的熔点就是固、液两相平衡存在的温度、试从这个观点出发阐述式（4—3） 中r*与T之间关系的物理意义。

* 答：式4—3 r均2LC2LCT0 GVLT 当 TT0时， 两相平衡；

当TT0时，趋于固相：即固相教液相稳定；

* 。 式中看出 Tr均*  T 即T ,此时固相更稳定，更易于发生相变，就以较小的r均即可稳定

存在。

4、液态金属生核率曲线特点是什么？在实际的非均质生核过程中这个特点又有何变化?

答：实际非均质生核率受衬底面积大小的影响，当衬底面积全部充满后，生核率

曲线中断，即不再有非均质生核。 相变、生核、成长中的热力学及动力学： （1）相变：

热力学条件：T ，可以提供相变驱动力GV。 动力学条件：克服热力学能障和动力学能障。 （2）生核：

克服能障：热力学（界面自由能）、动力学GA（作用小，对生核率影响小） （3）生长：

热力学能障：GVlnAFKTi——取决于AF （处于过冷状态，且相变

驱动力克服此能障）

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动力学能障：GA

5、从原子尺度看，决定固—液面微观结构的条件是什么？各种界面结构与其生长机理和生长速度之间有何联系？它们的生长表面和生长防线各有什么特点？ 答：（1） 热力学因素：aL0nSm kT0vRv a2 粗糙界面 ——平衡结构 a2 平整界面

动力学因素：大：连续生长——粗糙界面结构 ——非平衡时 Tk 小：平整界面的生长——平整界面结构

（2） 粗糙界面：连续生长 Ru1Tk 完整平整界面：二维生核Ru2eTk Tk连续生长

非平整界面：螺旋生长，Ru3Tk 。 旋转单晶， 反射单晶。

（3） 生长方向： 粗糙界面：各向同性的非晶体单晶等，生长方向与热流

方向相平行，

平整界面：密排线相交后的棱角方向 生长表面： 粗糙界面：因是各向同性，光滑的生长表面。 平整界面：棱角分明的密排小晶面，

6、我们从什么尺度着眼讨论单晶合金的结晶过程的？它与结晶的原子过程以及最后的晶粒组织之间存在什么联系？ 答：

（1）从宏观尺度着眼讨论单相合金的结晶过程，主要是与“原子尺度”相区别

的。

（2）与结晶的原子过程之间的关系：

不同的结晶方式：平面生长→胞状生长→ 枝晶生长。 原子过程： 小面生长和非小面生长 。

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任何一种生长方式都可以是小面生长或非小面生长 （3）与最后的晶粒组织之间的联系。

平面生长：单晶或无分支的柱状晶组织。

胞状生长：胞状晶——一簇为一些平行排列的亚结构。 柱状枝晶生长：柱状枝晶。

等轴枝晶生长（内生长）：等轴枝晶。

7、某二元合金相图如图所示。合金液 成分为wB40%，置于长瓷舟中并从左端开始凝固。温度梯度达到足以使固—液界面保持平面生长。假设固相无扩散，液相均匀混合。试求：（1）a相与液相之间的平衡分配系数k0；（2）凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分之几？

（3）画出凝固后的试棒中溶质B的浓度沿试棒长度的分布曲线，并注明各特征成分及其位置。

*CS30 解：（1）k0*0.5

CL60 (2)根据公式

**CLC0fLko1 CL60%

0.60.4f0.5L1394fL2fL1fL44.4% 249共晶体占试棒长度的44.4%

*k0C00.540%20% （3） fS0 CS*30% T=500℃ CS

8、假设上题合金成分为wB10%。

（1）证明已凝固部分（fS）的平均成分CS为CS__C0k11fS0 fS （2）当试棒凝固时，液体成分增高，而这又会降低液相线温度。证明液相线温

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度TL与fS之间关系为TLT0mC0(1fS)k01 式中T0为A的熔点，m为液相线倾率。

（3）在相图上标出TL分别为750℃、700℃、600℃与500℃下的固相平均成分。

问试棒中将有百分之几按共晶凝固？

答：（1）CSfSCLfLC0 wB10% C00.1

*CLCLC01fS0__k1__CsfSC0(1fS)k011fSC0

CS_C011fS0k_fSC0fS

11fk0sk1*T0mC01fS0 （2）TLT0mCLT0mCL （3）

TL750℃ 1fS0.52.25 3 4.5 6 fS0.8 CS6.9% 7.5 8.1 8.6 _700 600 500

0.89 0.95 0.97 T500℃， fL10.970.033%， 3%按共晶结晶。

*C0fL CLCL_k01，fL1k0C0C ， C010 CL60 0f ，L**CLCL2'T9、固相无扩散，液相均匀混合。假设图PQ线是CS(t时固相成分）与界面处固''''C02k0 相成分CS的算数平均值。试证： CS河 北 科 技 大 学 材 料 科 学 与 工 程 学 院

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'''CSCS 证明：C0

2

k0C0Cs''''2C0k0C0C0(2k0) Ck0C0 C0 CS2'S10、何谓成分过冷判据？成分过冷的大小受哪些应诉的影响？它又是如何影响着

晶体的生长方式和结晶状态的？所有的生长方式都仅仅由成分过冷因素决定吗？

答：（1）成分过冷判据

GLRmCO1k0

DLk0 即：判据条件成立时，则存在成分过冷；反之，不会出现生分过冷。 （2）成分过冷的大小受以下因素影响 a、合金本身：C0 m k0 DL b、工艺因素：GL R （3）

方式 状态 无成分过冷 平面生长 单晶、柱状晶 小成分过冷 胞状生长 胞晶 较宽成分过冷 枝晶生长 柱状枝晶 宽成分过冷 等轴枝晶 等轴晶 （4）不是所有的生长方式仅由成分过冷因素决定。

a、纯金属：无成分过冷。

b、过冷熔体的内生长，不一定存在成分过冷。 c、游离晶的形成造成等轴晶生长。

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3cmR2.51011、已知在铸锭和铸件中s，多数金属在液相线温度下

25cml，试分别求出下表中当C10%D100L(质s；｜m｜>1。假设s量分数,下同）、1%、0.01%以及k00.4与0.1时的确保平面生长所必须的Gl℃3~5l值。考虑到铸锭或铸件中一般情况下G，根据计算结果你能得cm出什么结论？

Gl C0 k00.4 0.1 答：

10%(重量） 1%(重量） 0.01%(重量） GlmC01k0mC01k0R，Gl RDlk0Dlk0C010%10m10.4332.5103.7510m5100.410m10.1Gl2.51032.25104m5100.1C01%Gl1m10.42.51033.75102m5100.41m10.4Gl2.51032.25103m5100.1C00.01Gl0.01102m10.43Gl2.5103.75m5100.40.01102m10.4Gl2.51032.25m5100.1

结论：

①k0容易平面生长 ②c0容易平面生长

T1T2,越容易平面生长

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一般铸造条件下很少平面生长。

12、共晶结晶中，满足共生生长和离异生长的基本条件是什么？共晶两相的固液界面结构与其共生区结构特点之间有何关系？它们对共晶合金的结晶方式有何影响？ 答：

（1）共生生长的基本条件：

a.共晶两相应有相近的析出能力，原析出相 在领先相得表面生核，从而便于形成具有共生界面的双向核心。

b.界面沿溶质原子的横向扩散能保证共晶两相等速生长，使共生生长得以继续进行。

（2）离异生长的基本条件

一相大量析出，而另一相尚未开始结晶时，形成晶相偏析型离异共晶组织。 合金成分偏离共晶点很远，初晶相长的很大，共晶成分的残面液体很少，另一相得生核困难：偏离共晶成分，初晶相长的较大，另一相不易生核或 当领先相为另一相的“晕圈”，被封闭时，形成领先相成球状结构的离异共晶组织.

（3）两相固--液界面结构分为：

非小面—非小面共晶合金：共生区对称；

非小面—小面共晶合金：非对称共生区，偏向非金属高熔点一侧； （4）非小面--非小面： 共面生长：层片状，棒状，碎片状，特殊：离异

非小面--小面：可以共生生长，与以上不同：当生长界面在局部是不定的，固液界面参差不齐，领先相的生长形态决定着共生两相的结构形态。 产生封闭“晕圈”时，离异生长方式。

13、小面--非小面共晶生长的最大特点是什么？它与变质处理之间的关系是什

么？

答：最大特点：小面相在共晶生长中的各向异性行为决定了共晶两相组织结构的

基本特征。由于平整界面本身存在着各种不同的生长机理，故这类共晶合金比非小面--非小面共晶合金具有更复杂的组织形态变化。即使同一种合金在不同的条件下也能形成变种形态互异、性能悬殊的共生共晶甚至共晶组织。

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与变质处理间的关系：

变质处理主要改变领先相（小面相）的界面生长动力学过程，改变其结构，从而改变共晶组织的结构。

14、图为某二元共生共晶体积元的示意图，设体积元是一个变长为1的立方体， 若相为棒状其体积为Vrr2，、相间面积为Sr2r，式中r为棒横截面半径，若为片状则其体积为Vbb,相间面积为Sb2.试证明：

1当Vr1时，SrSb2当Vr1时,SrSb 3当Vr1时,SrSb请用上述结果说明相间界面能对共生共晶中的棒状--片状组织的转变规律。 解：

1vr1,vrr21,r11Sr2r2.2Sb2vr1,vrr21,r1,1Sr2r2.2SbSrSb3vr1,vrr21,r1,1Sr2r2.2SbSrSb

VrV,VV1,VVVrVVVV1

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