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1、. . 【非均匀形核】基底与结晶晶体结构越相似，越易促进非均匀形核。 晶体长大【晶体长大】液相中液-固界面位置存在原子相互迁移，即凝固和熔化，当液相向固体的原子迁移量高于固体向液体的原子迁移量大时，晶粒长大。 晶体长大过程中，固-液界面力图保持能量最低。熔化熵是表征晶体凝固过程中生长特性的参数。Sf -熔化熵；k-波尔玆曼常数； Hf-熔化潜热；Te-理论凝固温度。1、大多数金属属此类。【粗糙界面】固-液界面微观上粗糙不平，存在几个原子层厚的过渡层，过渡层约有半数原子的位置为固相所占据，称为粗糙界面。从宏观上看，界面显得平直，不出现曲折的小平面。 液相原子不断在固相表面各处连续沉积，使晶体垂直
2、于界面向液相中连续生长。晶体生长特点： 不需孕育期和形核功； 连续垂直生长； 固-液界面生长所需动态过冷度Tk(结晶时，固-液界面处温度与理论结晶温度之差)很小（约10-4）； 生长速率(固-液界面向液相推进速率)很大：v=kT半导体硅、锗以及锑、铋等属此类。【光滑界面】以上为液相，以下为固相，固相的表面为基本完整的原子密排面，液固两相截然分开，所以从微观上看是光滑的，但是在宏观上它们往往由不同位相的小平面组成，故呈折线状，这类界面也称小平面界面。 界面上存在许多台阶，液相原子在台阶处附着沉积，使晶体横向一层一层的向液相中生长。晶体生长特点： 依赖界面台阶的生长速率较慢。 当界面存在螺位错时，
3、不需在固-液界面上反复形核，生长连续，生长速率为：v=kT2 （k为常数）高分子及一些结构复杂的物质属此类。生长特点： 需要不断形成新的二维晶核，需形核功，生长不连续； 晶体生长需要较大动态过冷度Tk（12）； 生长速率：v=Aexp(-B/Tk)式中，A、B为常数 。 二、温度梯度对晶体生长的影响1、正温度梯度下的晶体生长平面状生长-纯物质平面生长，形成等轴晶 粗糙界面和光滑界面皆以平面状方式向液相中推移。 这种情况下，结晶潜热只能通过固相散出，相界面的推移速度受固相传热速度所控制。晶体的生长以接近平面状向前推移，这是由于温度梯度是正的，当界面上偶尔有凸起的部分而伸温度入较高的液态中时，它的
4、生长速度就会减慢甚至停止，周围部分的过冷度较凸起部分大而会赶上来，使凸起部分消失，这种过程使液-固界面保持稳定的平面形态。2、 负温度梯度下的生长形态树枝状生长-纯物质树枝状生长，形成枝状晶 固-液界面以树枝状方式向液相中推移。对粗糙界面，效应显著，对光滑界面往往不明显。 相界面上的产生的结晶潜热即可通过固相也可通过液相而散失。相界面的推移不只由固相的传热速度所控制，在这种情况下，如果部分相界面生长凸出到前面的液相中，则能处于温度更低（即过冷度更大的）的液相中，时凸出部分的生长速度增大而进一步伸向液体中，液-固界面就不能保持平面状而形成许多伸向液体的分支，同时这些晶枝上又可能长出二次晶枝，在二
5、次晶枝再长出三次晶枝，这种方式既树枝生长或树枝状结晶。 固溶体合金的凝固一、合金凝固的三种典型情况1、平衡凝固 固溶体合金凝固时，溶质在液相和由其凝固形成的固相之间发生不均匀分布，不均匀分布程度用平衡分配系数k0表示。 其为平衡凝固时固相摩尔分数WS与液相摩尔分数XL之比：k0=WS/WL当随溶质浓度增加，凝固开始温度和终结温度降低时，k0l。当随溶质浓度增加，凝固开始温度和终结温度升高时，k01。k0越接近于1，表明合金凝固时固相与液相的成分越接近，成分不均匀分布的程度越小。假定固、液相线为直线，可由几何方法证明k0为常数。 平衡凝固时固相中的溶质分布 设在一容器中，有原始成分为X0的液相匀
6、晶合金从左向右进行平衡凝固，液相和固相中原子扩散充分，二者成分在任意时刻各自保持均匀。结晶结束时，固相成分就是合金成分。 2、 非平衡凝固 因固相凝固时排向液相的溶质向远处液相传质不畅而在固-液界面前液相中富积，形成溶质富积层。 随溶质富积层中溶质浓度梯度增加，溶质经扩散穿过溶质富积层的速率增大，直到由固相中排到溶质富积层中的溶质量与由溶质富积层中扩散出去的溶质量相等时，溶质富积层中溶质浓度形成动态平衡。 1）固相无扩散，液相对流(成分完全均匀）的非平衡凝固 溶质富积层扩散出的溶质因对流迅速扩散到远处，使溶质富积层外液相溶质浓度XLB均匀并与溶质富积层中固-液界面处液相溶质浓度XLi同步上升。
7、 当溶质富积层中溶质浓度达到动态平衡时，XLi与XLB也达到平衡，即XLi/XLB近似保持不变，形成稳态阶段。2）固相无扩散，液相无对流(成分不均匀)的非平衡凝固 非平衡凝固开始后，溶质富积层中溶质不能对流至远处液相。远处液相保持合金成分X0。 当固-液界面固相浓度逐渐增加达到X0 时，固-液界面液相浓度达到X0/k0。此时，固-液界面处固相-液相成分保持稳定。2、 成分过冷及其对晶体生长的影响【热过冷】液态金属中的实际温度低于Tm时，就引起过冷，这种过冷称热过冷。【成分过冷】合金凝固过程中，由于液相中容止的分布变化而改变了凝固的温度，这可由相图的液相线来确定，因此将界面前沿液体中的实际温度低
8、于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷，称成分过冷。 与温度分布，同时还与液相中溶质分布有关。成分过冷是合金凝固有别于纯金属凝固的主要特征。1、 成分过冷的形成 (TA-TL ) /XL=m 成分为XL液相的平衡凝固温度为：TL=TA-mXLTA：A熔点 m：液相线斜率 溶质浓度XL越高，则凝固温度TL越低。 上式右边为反映材料性质的参数：液相线斜率绝对值m越大、K0越小(K01)，即合金凝固温度围越宽，越易出现成分过冷。扩散系数D越小，越易成分过冷。 上式左边为凝固时外界条件：温度梯度G越小，越易成分过冷。凝固速率R越大，越易成分过冷。2、成分过冷对晶体生长形态的影响 无成分过冷区时，固-
9、液界面以平面状向前推移，形成平面状晶。（实际凝固过程凝固速率往往较高，成份过冷很难避免。）若成分过冷区围较小，固相界面上形成的凸起部分只能略有发展，形成胞状晶。若成分过冷区围较大，固相界面上的凸起部分可获得较大发展，形成树枝状晶。总结纯金属必须在负温度梯度下凝固才能获得树枝状晶，而成分过冷可使凝固合金在正温度梯度下获得树枝状晶。成分过冷区越大，凝固时树枝状晶越发达，凝固组织疏松越严重。成分过冷区越大，树枝晶与树枝晶间隙之间的液相成分差别越大，凝固后的组织成分偏析越 共晶合金的凝固 共晶体的生长特性取决于两个组元的熔化熵 。 依据二者间的关系，共晶体有三一、基本类型。1、两个低熔化熵组元的共晶（
10、粗糙-粗糙界面），多数金属间的共晶属此类。 共晶体形核与生长特点 ：共晶两相所需动态过冷度都小，皆垂直生长，无生长取向性，生长协同好，共晶体形态规则。如Pb-Sn、Zn-Sn等。共晶体的形核与横向长大：共晶转变时，先形成某相如，其前沿液相成分利于形成相，附着在表面形核。而后，又附着于表面形核，如此反复进行。共晶体的纵向长大：L-相界前沿与L-相界前沿之间液相中存在浓度差：Xk-Xj 共晶体前液相中平行于共晶体表面的扩散流强烈，使共晶体纵向生长大于横向生长，形成片状或棒状共晶体。对纯共晶合金，因两相协同生长，固-液界面前沿无明显溶质富集，故不出现成分过冷，不形成胞状和树枝状晶。 共晶组织形态：两
11、个组成相的相对量 两相中任一相体积分数约小于28%时，形成棒状共晶的总相界面积小于层片状共晶组织，使形成棒状共晶组织的总界面能小于层片状共晶组织，故有利于形成棒状组织。否则相反。两个组成相之间界面能大小 若两个组成相之间以某些晶面匹配（如Al-CuAl2共晶的结晶学关系）可使单位面积界面能降低时，为保持晶面之间的匹配，将形成层片状组织。共晶组织形态视降低总界面积还是降低单位面积界面能有利于降低总能量而定。2、低熔化熵和高熔化熵组元组成的共晶（粗糙-光滑界面）金属与类金属的共晶属此类，如Al-Si、Fe-C。 两相所需动态过冷度明显不同，低熔化熵组元生长快，高熔化熵组元生长慢，生长协同差，两相之
12、间无结晶学关系。 过冷度影响共晶体形态，过冷度小时共晶体形态不规则。3、两种高熔化熵组元组成的共晶（光滑-光滑界面）有些有机化合物之间的共晶属此类。 共晶凝固过程中，两相各自独立形核生长，二者间无结晶学关系。共晶体形态与两相界面能和过冷度有关。二、杂质对共晶生长的影响1、杂质对第一类共晶（粗糙-粗糙界面）生长的影响 杂质可产生小围成分过冷，使共晶组织形成晶团结构。 杂质可使两相的平衡分配系数不同，如kk,则片前液相中杂质量大于片前，片前液相凝固点低于片前液相，使相生长快于相，从而使片状共晶转变为棒状共晶。2、杂质对第二类共晶（粗糙-光滑界面）生长的影响 加入少量杂质，可使共晶组织显著改变。如在
13、灰铸铁中加入镁合金球化剂，可使片状石墨变为球状石墨。加入稀土硅铁合金可使片状石墨变为蠕虫状石墨。 合金铸造件的组织与缺陷1、铸锭的凝固组织金属液浇入铸模后，其组织在凝固中往往形成三个晶区。表层细晶区 模壁激冷和促进非均匀形核高形核率形成大量细晶。柱状晶区 垂直于模壁定向散热晶粒垂直于模壁定向生长。中心等轴粗晶区 1）成分过冷理论： 锭心液相区温差小各处几乎同时形核形成粗等轴晶。 2）籽晶成核理论：溶液对流将表层细晶带入中心液相区成为籽晶。二次、三次枝晶重熔破 碎进入中心液相区成为籽晶。铸锭组织的性能与控制 铸锭组织的性能 柱状晶组织致密，沿柱状晶轴向强度较高。平行柱状晶之间的界面因富集易熔杂质
14、等而结合强度较低。 等轴晶组织致密度低于柱状晶区，无脆弱的晶界面，裂纹不易扩展。 铸锭组织的控制 浇铸温度高、铸模冷却能力强、金属纯度高利于柱状晶区的形成和发展，甚至形成穿晶。 机械搅拌、孕育处理、增加成份过冷、减小温度梯度利于等轴晶区的形成和发展。2、 缩孔3、【偏析】偏析是指化学成分的不均匀性偏析的分类1）宏观偏析 宏观偏析不能用扩散退火消除。形成原因分类： 正常偏析（正偏析）：铸锭先凝固的外层富含高熔点的组元，后凝固的中心部分富含低熔点组元。 反偏析（负偏析）：铸锭外层部分区域富含低熔点组元。成因是外层枝晶间液相凝固收缩产生负压，加之中心区域液相气体析出产生压力，促使中心区富含低熔点组元的液相反流入外层枝晶间隙。比重偏析：凝固固相比重不同于液相，或上浮或下沉，形成偏析。该偏析多形成于凝固早期。凝固后期形成的树枝晶骨架能阻挡固相的上浮或下沉。增大凝固速度可减轻比重偏析。2）显微偏析 胞状偏析：形
