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1、（3）从缺陷生长在通常情况下，多面体晶体的生长速度比通过二维生核的理论生长速度快的多，因为当冷却速度较快、液体中杂质元素较多和温度起伏较大，晶体生长时总要形成种种生长缺陷，这些缺陷所造成的界面台阶使原子容易向上堆砌，因而生长遮度大为加快。晶体生长中产生的缺陷类型与晶体结构有关，其中对晶体生长过程影响较大的是螺型位错和孪晶，后者又分旋转孪晶和反射孪晶。A）螺型位错生长螺型位错形成的生长台阶见图4-30螺型位错的形成，使界面上出现现成的生长台阶，原子在台阶上堆砌时，台阶便绕位错线而旋转。台阶每旋转一周，界面便生长一个原子层。在生长过程中，螺型位错的台阶不会消失，可以保证界面沿螺型位错线连续生长。由
2、于避免了二维生核的必要性，又由于界面能连续生长，界面的生长速度便大大加快。但是在螺旋位错生长时，原子仍然只能堆砌在台阶部分，而不是在界面上任何部位，其生长速度仍较粗糙界面生长速度慢。过冷度增大，界面上形成的螺旋位错密度大，生长速度大为加快，其生长速度与过冷度的关系为：已经证明，无论在熔体中、气相中或溶液中晶体生长时，常发现这种生长方式。螺旋位错生长在铸铁中石墨基面(0001)的生长中起着很大作用，无论在片状或球状石墨的生长表面常可看到螺型位错生长的六角形突台。可以看出，螺型位错的生长方式仍是台阶的侧向生长，但其结果却使界面得以连续生长。b）旋转孪晶生长这种孪晶一般容易产生于层状结构的晶体中，在
3、石墨晶体生长中也起着重要作用。石墨晶体具有以六角网络为基面的层状结构，基面之间的结合较弱，在生长过程中原子排列的层错，好像使上下层之间产生一定角度的旋转（图4-31），构成旋转孪晶。孪晶的旋转边界上存在许多台阶可供碳原子堆砌，使石墨晶体侧面1010向生长大为加快而成片状。c)反射孪晶生长面心立方晶体生长时以(111)为表面，原子在(111)面上排列产生的层错发展后容易形成反射孪晶原子的排列以孪晶面(111)为“反射”状。孪晶的边界是以（1ll）面组成的凹坑（图4-32），原子易在凹坑处生核、铺开，且此凹坑在生长过程中不易消失，从而使孪晶方向的生长加快。Si，Ge晶体中的孪晶凹坑生长机理已为实验
4、所证实。 （4）生长速度的比较前三种主要生长方式的生长速度比较图 如图4-33。生长速度最快的是粗糙界面的连续生长，因为它的现成“台阶”分散在界面上，液体中的原子可以在界面各处堆砌和连续生长。螺旋位错机理的生长速度小于前者，过冷度增大时，界面上螺型位错增多，界面生长速度加快。当达到较大过冷度后，界面上螺型位错大量增加，其密度很高，犹如粗糙界面一样，此时两者生长速度相等。通过二维生核生长需要很大过冷度，当过冷达到后，二维生核大量增加，生长速度迅速加快。当界面上二维晶核的密度达到如此之高，以致与粗糙界面相似，则两者的生长速度也相同。6）晶体生长速度：为使晶体得以不断生长，必须保证界面前方液体中存在
5、有效的过冷度，这样就必须在凝固过程中从界面上导出多余的热量。这些热量包括两部分：A） 凝固析出的潜热B） 从液体内部高温区传递到界面上的热量，这两部分热量导出后，界面上始终保持不小于Tk的过冷度，可以保证晶体的生长。这些热量之间的相互作用决定了晶体的生长速度。当晶体从铸件表面向内生长时，界面上的热交换可用一个简单的数学模型进行分析。模型的建立，对于一些实际问题的理论分析具有十分重要的作用。以后大家上研究生或是作研究工作的时候经常遇到。数学模型的建立，要简化。把实际研究中遇到的问题进行简化，也就是进行一些假设，以便达到能够进行理论分析，从而做出有意义的、带有普遍性的结论，同时这些假设不会对结论的
6、得出产生错误的影响。假定：已凝固层及液体内的等温面都与铸件表面平行。这些假设与实际情况是否相符？这些假设对理论的分析是否有实质性的错误的影响?看彩色图在铸件凝固断面上垂直于型壁取一个断面为单位面积的体积单元。图a）既然此体积单元也垂直于等温面，可以认为其侧面都是同样温度的金属，没有侧向散热，只有垂直于界面的单向散热（图4-21）界面上热量的变化由以下三部份组成：（1） 金属的热量靠铸型导出，所以液体内部的温度总比界面处高，液体内部不断向界面输送热量Q。设界面前液体中的温度梯度为， 则其中为液体金属的导热系数（W/mK)液体中的温度可能是线性的吗？（2)当界面以R (m/s)的速度向液体内部推进
7、时，单位时间在界面上析出的结晶潜热为RL (J/m2s)。其中为金属的密度(kg/m3），L为金属的结晶潜热(J/kg)。单位面积的体积单元：体积只与生长方向的长度有关。金属以恒速R向前生长，实际情况是否会是这样？（3）通过已凝固的固体部份向外散出的热量Qs。设固体中的温度梯度为Gs（Km），导热系数为，（W/m*K），则为使生长速度保持恒定，有一个前提条件：使界面上始终保持恒定的过冷度Tk，必须对上式进行整理，晶体的生长速度可用下式表示：R=由式可见，固体的导热速度Qs越大，即s，、Gs越大，或液体中的导热速度Q越小，即、G越小，及结晶潜热L越小，则晶体的生长速度R越大。相反，如增加液体内部
8、向界面的导热速度Q ，或减小固体散热速度Qs，晶体生长速度便减小，这些概念对控制晶体生长速度是很重要的。 由该式可以看出：金属密度和结晶潜热越高，晶体的生长速度越低，晶粒越不容易长大。反之晶粒越容易长大。 固体的传热速度越高，也即固体的导热系数和固体中的温度梯度越高，晶体的生长速度越快，反之，生长速度越慢。 相反：液体的传热速度越低，也即液体的导热系数和其内的温度梯度越低，晶体的生长速度越高，反之，生长速度越慢。 在铸件成型过程中，能够改变的仅为温度梯度，导热率、密度、凝固潜热均不变，因此为了改变晶粒的生长速度，只有通过改变温度梯度来调整晶粒生长速度。温度梯度怎么改变？调整铸型向外散热的能力。
9、怎么调整，后面在介绍。1.2.3单相合金的结晶单相合金：在凝固过程中只析出一个固相的合金，相：合金中结构和成分、性能均一并以界面相互分开的组成部分，如纯金属在固态时为一个相（固相），在液态时也为一个相（液相）。而在熔点的时候，有几个相？两个：液相和固相的混合物。 一个固相：固溶体，黑色金属：那些相？金属间化合物：哪些相？渗碳体一、 固-液界面前沿的溶质在分配 液态时原子集团由比较松散，原子集团间存在空穴，因此液态金属溶解溶质元素的能力比固态大得多，这样合金在固-液转变时出现溶解能力的突变。以图4-35所示成分为Co的合金为例。加热时，当温度达到Ts，便开始熔化，形成的液体成分为C，凝固时，当温
10、度稍低于To，便开始结晶，所析出固相成分为Cs；在任意一个温度T时，固相成分为Cs，而液相成分为C。由于固相的成分都小于Co，凝固时固相中不能容纳的B原子便被排挤出来，富集在界面上的液体中，然后逐渐向液体内部扩散均化。这种成分分离现象称为“溶质元素的再分配”，简称“溶质再分配”。溶质再分配是合金结晶过程的一大特点，对合金的结晶过程有很大影响。各种合金结晶时溶质元素再分配的情况是不同的，表示这种溶质元素再分配程度的参数是分配系数k。k=Cs：某温度T时固相的溶质成分；C：该温度时液相的溶质成分。二、 成分过冷1）溶质富集引起界面前液体温度的变化由于合金的液相线温度随其成分而变化，则界面前沿溶质分
11、布不均匀，必然引起液相中各部分的液相线温度（液相开始凝固温度）不同。在上述假设下，以k1的合金为例（图4-43），设原始合金成分为Co，平衡结晶温度为To，液相线斜率为m，某成分Cx时的液相线温度为Tx，则当固相中没有溶质的扩散，液相中只有有限的扩散而没有对流或搅动的情况下，Cx=Co（1+e）（该公式的推导在以前朱老师的课程中已经介绍过，不再列出，有兴趣可以自己下去看）则界面前x处的液相线温度也可以通过上式经过推导而用下式表示：Tx=To-mCo（e） Cx和Tx曲线的形状如图4-40所示。两者都是指数曲线。2）成分过冷的形成如果在Tx曲线图上再加上相界面前方液体中的温度梯度线，它们在G2情
12、况下可能相交于某一点Xo处（图4-44）。温度梯度线在相界面上是固相线的温度T1，如果晶体在不断长大，则界面上液体的温度必然比T1低Tx，然后随着离界面距离的增加而上升。在整个铸件断面上，温度分布是曲线，但在相界面前沿可近似看成直线。这样，从相界面到Xo处的液体均低于其相应的液相线温度，即处于过冷状态（图上影线部分)。这种由于溶质原子在晶体长大过程中再分配所引起的过冷，成为成分过冷。 成分过冷对晶体的生长具有非常重要的影响。三、 成分过冷对单向合金晶体生长的影响成分过冷可以归纳为图4-46的四种方式：在这四种不同的方式下，晶体以四种不同的方式生长。1）平面生长，当界面前液体中的温度梯度为G1时
13、，界面前没有大于Tk的成分过冷，相界面始终保持平面，如固体上偶然产生的任何突出部分，都突入于过热的液体中（因Tk极小），将重新被熔化，使界面仍为平面（图4-47)。只有随着固相的散热使前沿有大于Tk的过冷后，界面才能向前推进。如果在整个凝固过程中都保持上述条件，则每个晶体将平行向内伸展成一个个条状的晶体。如果开始时是一个晶体，此晶体逐渐向液体内长成一个大的晶体。单晶硅。原理基本一样。2）胞状生长当界面前液体中的温度梯度为G2时，界面前存在一个较窄的成分过冷大于Tk的区域。平的界面开始不稳定，从平界面上产生许多凸起，伸入成分过冷区内。由于过冷区较窄，突出距离很小，不会产生侧向分枝，晶体也以条状向
14、液体内生长。（图4-48）。由于突出部分排出的溶质向周围扩散，侧面上溶质富集较多，熔点降低，所以存在富集低熔点物质的沟槽。如把生长界面前的液体迅速倾出，可看到生长界面的胞状结构。胞状晶在纵向呈条状，在横向则随着成分过冷（与溶质浓度Co及G/R值有关）大小的不同而呈现不同的形态：不规则形状、条状和规则的六角形。 3）树枝晶生长 当界面前液体中的温度梯度为G3时，界面前存在一个较宽的成分过冷区（图4-56)。界面上的突出部分能伸入液体中距离较长，形成一次分枝，一次分枝的侧面也有着较大的成分过冷，因此侧面上也能分出枝叉，形成二次分枝。同样，如成分过冷区足够大，在二次分枝上出现三次分枝。于是固一液界面
15、变成枝晶状，这种生长方式叫做枝晶状生长。4）内生生长当界面前液体中的温度梯度为G4时，成分过冷的极大值Tcmax大于某些外来质点非自发生核所需的过冷度T*，大于TcmaxT*，在这样部位的液体中便能生核并生长（图4-64）。由于原有固一液界面以枝晶状生长时，这些晶核也在不断生长，当两者相遇时，原有枝晶便不能继续向液体内延伸，使原枝晶状生长受阻。新生的晶核都处于过冷的液体中，也是以枝晶状生长，但是由于其结晶潜热同时向四周的过冷液体中散失，受铸型散热方向的影响较小，故枝晶在各个方向生长比较均匀，没有明显的单向延伸的分支，所形成的颗粒呈颗粒状，内部可显示出各方等轴的枝晶组织，常称为等轴晶。1.2.4 多相合金的结晶 共晶合金，包晶合金，偏晶合金。由于时间有限，这部分内容不再讲解。有兴趣，可以自己下去自学。
