《铸件成形原理 教学课件 ppt 作者 祖方遒 第3章 晶体形核与生长》由会员分享，可在线阅读，更多相关《铸件成形原理 教学课件 ppt 作者 祖方遒 第3章 晶体形核与生长（47页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。
1、铸件成形原理,第3章 晶体形核与生长,3.1 引言 3.2 液-固相变驱动力及过冷度 3.3 凝固形核 3.4 晶体生长,凝固是指物质由液体转变为固体的相变过程，凝固过程的现象、规律和基本理论既涉及多学科交叉的基础科学，又涉及应用性极强的众多工程技术和高科技领域，尤其对金属铸件、铸锭、焊接熔池的成形技术，以及各类新材料研究与开发具有重要意义。严格地说，凝固包括由液体向晶态固体转变(结晶)，以及向非晶态固体转变(玻璃化转变)两种过程方式。常用工业合金和金属的凝固过程一般只涉及前者。结晶过程是从形核开始的，而后通过晶体生长使得整个系统逐步由液体转变为固体。为此，在讨论形核条件和晶体生长的影响因素及
2、其规律之前，有必要首先了解结晶凝固的一般过程。,3.1 引言,3.1 引言,图3-1 单相树枝晶和两相共晶组织的等轴凝固过程 a)单相树枝晶 b)两相共晶组织,3.1 引言,图3-2 等轴树枝晶凝固过程各参数随时间的变,3.2 液-固相变驱动力及过冷度,3.2.1 液-固相变驱动力 3.2.2 凝固过冷度,3.2.1 液-固相变驱动力,图3-3 等压条件下固、液两相的 自由能-温度曲线,3.2.2 凝固过冷度,1.动力学过冷(Kinetic Undercooling) 2.曲率过冷(Curvature Undercooling)及压力过冷(Pressure Undercooling) 3.热过
3、冷(Thermal Undercooling) 4.成分过冷(Constitutional Undercooling),1.动力学过冷,图3-4 动力学过冷度,在液-固平衡温度Tm下，对于平直界面(r=时)，原子由固相移向液相的速度与由液相移向固相的速度是相等的。但当晶体尺寸变小时，由于表面曲率变大，曲率半径变小，界面张力产生的附加压力p以及由此而引起的附加自由能G1也会随之变大，因而液-固界面就会失去平衡。此时，固相原子移向液相比液相原子移向固相更容易，故晶体越小，就越容易熔化。在这种情况下，界面只有通过获得某一过冷度Tr，并以其体积自由能降低(G2)为驱动力来抵消这种效应，界面才能恢复平衡
4、。Tr的表达式可推导如下：从本质上来看，由于固-液界面自由能SL的存在，固相任意曲面的曲率k引起固相内部的压力增高，这产生了附加自由能 G1=VSp=VSSL1r1+1r2=VSSLk,2.曲率过冷,图3-5 热过冷 (图中未考虑动力学过冷及曲率过冷),3.热过冷,4.成分过冷,图3-6 成分过冷,3.3 凝固形核,3.3.1 均质形核 3.3.2 非均质形核与均质形核的比较 3.3.3 非均质形核的形核条件,3.3.1 均质形核,图3-7 在液相中形成球形晶胚时 的自由能变化,3.3.1 均质形核,图3-8 液态金属r、与T的关系 及临界过冷度,3.3.2 非均质形核与均质形核的比较,1.非
5、均质形核临界半径及形核功 2.形核率 3.均质与非均质形核的临界过冷度,1.非均质形核临界半径及形核功,图3-9 非均质形核示意图,1.非均质形核临界半径及形核功,表3-1 润湿角与函数f()的值,2.形核率,图3-10 形核率和形核时间与热力学温度的函数关,2.形核率,图3-11 形核速率与形核功的 函数关,3.均质与非均质形核的临界过冷度,图3-12 均质形核的形核率与 过冷度的关系,3.均质与非均质形核的临界过冷度,表3-2 几种金属均质形核的临界过冷度及固-液界面,3.均质与非均质形核的临界过冷度,表3-3 非均质形核过冷度与润湿角的关,3.均质与非均质形核的临界过冷度,图3-13 非
6、均质形核、均质形核过冷度与形核率,3.3.3 非均质形核的形核条件,1.基底与结晶相的晶格错配度的影响 2.冷却速度的影响 3.结晶相枝晶熔断和游离的作用,1.基底与结晶相的晶格错配度的影响,在实际生产中，晶粒尺寸与晶核密度成反比。当需要细小晶粒时，可将孕育剂添加到熔体中形成高度弥散的质点作为结晶相的形核基底。作为形核基底的质点应该具备哪些性质才能够有效地起到异质形核的作用，这关系到选择什么样的物质作为孕育剂的主要组分。,2.冷却速度的影响,在金属液体中往往存在着形核能力不同的多种物质，其形核行为与冷速有关。对特定性质的金属熔体而言，冷速越大则过冷度越大，能促使非均匀形核的外来质点的种类和数量
7、越多，非均质形核能力越强。说明具有一定形核能力的杂质颗粒，其形核行为与冷速有关。,3.结晶相枝晶熔断和游离的作用,在许多铸造条件下，与异质基底形核的情况类似，熔体对流或某些外场作用可使在浇注期间形成的激冷晶或生长着的结晶相枝晶臂熔断或折断，它们游离到熔体中，可作为新生晶粒的现成晶核。如在钢的连铸过程中，可通过电磁搅拌等措施来获得枝晶臂折断或熔断效应。这类方法是非常有效的，因为所产生的晶核为同相晶体因而完全共格，也没有阻碍润湿的表面氧化层。,3.4 晶体生长,3.4.1 固-液界面的微观结构 3.4.2 晶体生长方式,3.4.1 固-液界面的微观结构,1.粗糙界面与光滑界面 2.界面结构类型的本
8、质与判据 3.界面结构类型的影响因素,1.粗糙界面与光滑界面,(1) 粗糙界面 固-液界面固相一侧的点阵位置有一半左右被固相原子所占据，形成坑坑洼洼、凹凸不平的界面结构，如图3-14a所示。 (2) 光滑界面 固-液界面固相一侧的点阵位置几乎全部被固相原子所占满，只留下少数空位或台阶，从而形成整体上平整光滑的界面结构，如图3-14b所示。,图3-14 晶体生长两种微观界面结构类型 a)粗糙界面(Nonfaceted Interfaces) b)光滑界面(Faceted Interfaces),1.粗糙界面与光滑界面,(2) 光滑界面,图3-15 原子尺度及微米尺度固-液界面情况 a)光滑界面
9、b)粗糙界面,2.界面结构类型的本质与判据,图3-16 不同值时相对自由能与 界面原子占据率,3.界面结构类型的影响因素,从热力学角度来看，物质熔融熵的高低决定了其凝固界面的结构类型。若设=2，将/=6/12=0.5如面心立方的密排面(111)代入式(3-23)整理，则单个原子的熔融熵为Sm=HmTm=kB=2kB10.5=4kB。对于1mol而言，熔融熵Sm=4kBNA=4R由式(3-23)可知，熔融熵Sm上升，则增大，所以当Sm4R时，界面以粗糙面为最稳定，此时晶体表面容易接纳液相中的原子而生长。熔融熵越小，越容易成为粗糙界面。因此，固-液微观界面结构究竟是粗糙面还是光滑面主要取决于物质的
10、热力学性质。正因为如此，在不考虑晶面的情况下(或忽略/)，可直接以物质的熔融熵Sm的数值来粗略判断其凝固过程的固-液界面结构1：Sm2R的物质为粗糙界面，Sm=2R3R的物质根据其他条件可能为光滑或粗糙界面，Sm更高的物质为光滑界面。,3.4.2 晶体生长方式,1.粗糙界面的连续生长方式 2.光滑界面的侧向生长方式,图3-17 粗糙界面和光滑界面的生长形 a) 粗糙界面 b)光滑界面,3.4.2 晶体生长方式,图3-18 原子在固-液界面处约束数目的变,3.4.2 晶体生长方式,1.粗糙界面的连续生长方式,粗糙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结合起来。由于
11、前面讨论的热力学因素，在生长过程中仍可维持粗糙界面结构，只要原子沉积供应不成问题，即可以连续不断地进行。粗糙界面晶体的这种生长方式称为连续生长，其生长方向为界面的法线方向，即垂直于界面进行生长。粗糙界面晶体的连续生长不需要很大的过冷度即可进行。,2.光滑界面的侧向生长方式,(1) 螺旋位错机制 在凝固过程中由于各种原因会形成位错，例如，快速凝固时由于晶体中过饱和空位的聚合及随之发生空位团的崩塌而产生位错；夹杂诱发位错；生长晶体树枝晶臂之间的会合交界处由于界面两侧不完全吻合(角度不同或点阵错位)而集中形成位错；由于成分或温度不均匀使相邻晶体部分的膨胀收缩不同从而造成位错。 (2) 二维晶核机制
12、在大的过冷度下，获得(dn/dt)S(dn/dt)M见式(3-7)及式(3-8)的动力学条件，跃迁到光滑界面上的原子有可能集体形成图3-19a所示的二维晶核，而后晶体借此所形成的台阶进行侧向生长。,2.光滑界面的侧向生长方式,(3) 孪晶机制 在图3-19c所示的凹角孪晶面交叉处形成沟槽，原子可沉积在沟槽根部孪晶面两侧的晶面上形成台阶，使之侧向铺开，在生长过程中沟槽仍可保持下去，使生长不断地进行。,2.光滑界面的侧向生长方式,图3-19 光滑界面晶体侧向生长的几种机制 a) 二维晶核 b) 螺旋位错 c) 凹角孪晶 d) 旋转孪晶,2.光滑界面的侧向生长方式,图3-20 SiC晶体按位错机制生
13、长形成的螺旋线,(1) 螺旋位错机制,在凝固过程中由于各种原因会形成位错，例如，快速凝固时由于晶体中过饱和空位的聚合及随之发生空位团的崩塌而产生位错；夹杂诱发位错；生长晶体树枝晶臂之间的会合交界处由于界面两侧不完全吻合(角度不同或点阵错位)而集中形成位错；由于成分或温度不均匀使相邻晶体部分的膨胀收缩不同从而造成位错。,(2) 二维晶核机制,图3-22 二维生长与连续生长的速度比较,(2) 二维晶核机制,图3-22 二维生长与连续生长的速度比较,(3) 孪晶机制,在图3-19c所示的凹角孪晶面交叉处形成沟槽，原子可沉积在沟槽根部孪晶面两侧的晶面上形成台阶，使之侧向铺开，在生长过程中沟槽仍可保持下去，使生长不断地进行。,
