單相固溶體晶體的凝固

1、9-4 晶粒生長與二次再結(jié)晶晶粒生長與二次再結(jié)晶 1、定義：、定義： 晶粒生長材料熱處理時，平均晶粒連續(xù)增大的過程。晶粒生長材料熱處理時，平均晶粒連續(xù)增大的過程。 推動力推動力：基質(zhì)：基質(zhì)塑性變形所增加的能量塑性變形所增加的能量提供了提供了 使晶界移動和晶粒長大的足夠能量。使晶界移動和晶粒長大的足夠能量。 二次再結(jié)晶二次再結(jié)晶(晶粒異常生長或晶粒不連續(xù)生長晶粒異常生長或晶粒不連續(xù)生長) 少數(shù)巨大晶體在細(xì)晶消耗時成核長大過程。少數(shù)巨大晶體在細(xì)晶消耗時成核長大過程。2、晶粒長大的幾何情況：、晶粒長大的幾何情況： 晶界上有界面能作用，晶粒形成一個與肥皂泡沫相晶界上有界面能作用，晶粒形成一個與肥皂泡沫

2、相似的三維陣列；似的三維陣列； 邊界表面能邊界表面能相同相同，界面夾角呈，界面夾角呈120度夾角，度夾角，晶粒呈晶粒呈正六邊形；正六邊形；實際表面能實際表面能不同不同，晶界有一定曲率，晶界有一定曲率，表面張表面張力力使使晶界向曲率中心移動晶界向曲率中心移動。 晶界上雜質(zhì)、氣泡如果不與主晶相形成液相，則阻晶界上雜質(zhì)、氣泡如果不與主晶相形成液相，則阻礙晶界移動。礙晶界移動。 晶粒長大定律：晶粒長大定律：DKdtdD KtDD 202t=0時，晶粒平均尺寸時，晶粒平均尺寸討論討論：(1)當(dāng)晶粒生長當(dāng)晶粒生長后期后期(理論理論)：DD021KtD 21logtlogD 作圖，斜率作圖，斜率由由(2)實

3、際實際：直線斜率為：直線斜率為1/21/3， 且更接近于且更接近于1/3。 原因原因：晶界移動晶界移動時時遇到雜質(zhì)或遇到雜質(zhì)或 氣孔氣孔而限制了晶粒的生長。而限制了晶粒的生長。界面界面通過通過夾雜夾雜物時物時形狀形狀變化變化3、晶界移動、晶界移動 (1)移動的七種方式移動的七種方式1氣孔靠晶格擴散遷移氣孔靠晶格擴散遷移2氣孔靠表面擴散遷移氣孔靠表面擴散遷移3氣孔靠氣相傳遞氣孔靠氣相傳遞4氣孔靠晶格擴散聚合氣孔靠晶格擴散聚合5氣相靠晶界擴散聚合氣相靠晶界擴散聚合6單相晶界本征遷移單相晶界本征遷移7存在雜質(zhì)牽制晶界移動存在雜質(zhì)牽制晶界移動2675431晶界的移動方向晶界的移動方向(2)氣孔位于氣孔

4、位于晶界晶界上上移動移動？阻礙阻礙？影響因素影響因素： 晶界曲率；晶界曲率； 氣孔直徑、數(shù)量；氣孔直徑、數(shù)量； 氣孔作為空位源向晶界擴散的速度；氣孔作為空位源向晶界擴散的速度； 氣孔內(nèi)氣體壓力大?。粴饪變?nèi)氣體壓力大??； 包裹氣孔的晶粒數(shù)。包裹氣孔的晶粒數(shù)。(A) Vb=0 (B) Vb = Vp (C) Vb Vp_晶界移動方向晶界移動方向氣孔移動方向氣孔移動方向Vb晶界移動速度；晶界移動速度；Vp氣孔移動速度。氣孔移動速度。氣孔通過氣孔通過空位傳遞空位傳遞而匯集或消失。而匯集或消失。實現(xiàn)燒結(jié)體的致密化。實現(xiàn)燒結(jié)體的致密化。對于燒結(jié)體對于燒結(jié)體致密化不利致密化不利初期初期中、后期中、后期后期后

5、期后期：后期：當(dāng)當(dāng)Vp=Vb時，時， A：要嚴(yán)格要嚴(yán)格控制溫度?？刂茰囟?。除。氣孔留在晶粒內(nèi)而難排晶界移動速率太快過高，或出現(xiàn)異常生長若 )( T B：在晶界上產(chǎn)生在晶界上產(chǎn)生少量液相少量液相， 可抑制晶粒長大?？梢种凭ЯｉL大。原因原因：界面移動推動力降低，：界面移動推動力降低， 擴散距離增加。擴散距離增加。4、討論討論：坯體理論密度與實際密度存在差異的原因？：坯體理論密度與實際密度存在差異的原因？ 晶粒長大是否無止境？晶粒長大是否無止境？(1) 存在因素存在因素：氣孔不能完全排除。：氣孔不能完全排除。隨燒結(jié)進行，隨燒結(jié)進行，T升高，氣孔逐漸縮小，升高，氣孔逐漸縮小，氣孔內(nèi)壓增大，當(dāng)?shù)扔跉饪變?nèi)

6、壓增大，當(dāng)?shù)扔? /r時，燒結(jié)停止。時，燒結(jié)停止。但溫度繼續(xù)升高，引起膨脹，對燒結(jié)不利。但溫度繼續(xù)升高，引起膨脹，對燒結(jié)不利。 采取措施：采取措施：氣氛燒結(jié)、真空燒結(jié)、熱壓燒結(jié)等。氣氛燒結(jié)、真空燒結(jié)、熱壓燒結(jié)等。討論：討論： a、(2) Zener理論理論fdDld夾雜物或氣孔的平均直徑夾雜物或氣孔的平均直徑f夾雜物或氣孔的體積分?jǐn)?shù)夾雜物或氣孔的體積分?jǐn)?shù)Dl晶粒正常生長時的極限尺寸晶粒正常生長時的極限尺寸 lD d一一定定時時，f原因原因：相遇幾率：相遇幾率 小。小。b、 初期初期：f 很大，很大，D0 Dl，所以晶粒不會長大；，所以晶粒不會長大； 中、后期中、后期： f 下降下降，d 增大增

7、大， Dl增大。增大。 當(dāng)當(dāng)D0 Dl，晶粒開始均勻生長。，晶粒開始均勻生長。 一般一般f=10%時，晶粒停止生長。這也是普通燒結(jié)時，晶粒停止生長。這也是普通燒結(jié)中坯體終點密度低于理論密度的原因。中坯體終點密度低于理論密度的原因。二、二次再結(jié)晶二、二次再結(jié)晶概念概念： 當(dāng)正常晶粒生長由于當(dāng)正常晶粒生長由于氣孔等阻礙氣孔等阻礙而停而停止時，在均勻基相中少數(shù)大晶粒在止時，在均勻基相中少數(shù)大晶粒在界面界面能能作用下向鄰近小晶粒曲率中心推進，作用下向鄰近小晶粒曲率中心推進，而使大晶粒成為二次再結(jié)晶的核心，晶而使大晶粒成為二次再結(jié)晶的核心，晶 粒迅速長大。粒迅速長大。 推動力推動力：大、小晶粒表面能的不

8、同。：大、小晶粒表面能的不同。 二次再結(jié)晶二次再結(jié)晶晶粒長大晶粒長大不均勻生長均勻生長不符合Dld/f符合Dld/f氣孔被晶粒包裹氣孔排除界面上有應(yīng)力界面無應(yīng)力比較比較：晶粒異常長大的根源：晶粒異常長大的根源：起始顆粒大小；起始顆粒大?。豢刂茰囟瓤刂茰囟?抑制晶界移動速率抑制晶界移動速率)；起始粉料粒度起始粉料粒度細(xì)而均勻細(xì)而均勻；加入少量加入少量晶界移動抑制劑晶界移動抑制劑。 3 6 10 30 60 100100603010631起始粒度起始粒度最后晶粒與起始最后晶粒與起始晶粒尺寸的比例晶粒尺寸的比例起始粒度不均勻；起始粒度不均勻；燒結(jié)溫度偏高；燒結(jié)溫度偏高；燒結(jié)速率太快；燒結(jié)速率太快；成

9、型壓力不均勻；成型壓力不均勻；有局部不均勻液相。有局部不均勻液相。采取措施：采取措施：單相固溶體晶體的長大單相固溶體晶體的長大 前述純金屬的凝固過程中沒有成分的變化，晶體長大只與液體前述純金屬的凝固過程中沒有成分的變化，晶體長大只與液體中的溫度梯度有關(guān)。單相固溶體晶體的凝固過程中，則有成分的中的溫度梯度有關(guān)。單相固溶體晶體的凝固過程中，則有成分的變化（溶質(zhì)重新分布）：變化（溶質(zhì)重新分布）：液相成分沿液相線變化，固相成分沿固液相成分沿液相線變化，固相成分沿固相線變化，都與母相液體的平均成分不同相線變化，都與母相液體的平均成分不同。由于冷卻條件的不同，。由于冷卻條件的不同，液、固兩相中溶質(zhì)重新分布

10、的特點不同，從而引起界面前沿液體液、固兩相中溶質(zhì)重新分布的特點不同，從而引起界面前沿液體過冷度的變化，進而導(dǎo)致晶體生長形態(tài)的變化。下面分四種情況過冷度的變化，進而導(dǎo)致晶體生長形態(tài)的變化。下面分四種情況分別討論。分別討論。一、平衡凝固一、平衡凝固 對于二元勻晶合金，在平衡凝固（無限慢速冷卻）時，液、固對于二元勻晶合金，在平衡凝固（無限慢速冷卻）時，液、固兩相中溶質(zhì)原子可以充分?jǐn)U散，達到成分均勻一致?？梢园凑掌絻上嘀腥苜|(zhì)原子可以充分?jǐn)U散，達到成分均勻一致?？梢园凑掌胶庀鄨D分析。衡相圖分析。 將液、固相線簡化為直線，在任意溫將液、固相線簡化為直線，在任意溫度下處于平衡的液固兩相的溶質(zhì)含量之度下處于平

11、衡的液固兩相的溶質(zhì)含量之比比K0為常數(shù)：為常數(shù)：Cs /CL=K0K0稱為平衡分配系數(shù)，稱為平衡分配系數(shù)， Cs 、CL分別為分別為固、液相的平衡成分。固、液相的平衡成分。 剛開始凝固時，液相成分為剛開始凝固時，液相成分為C0，固，固相成分為相成分為K0C0。凝固即將結(jié)束時，液。凝固即將結(jié)束時，液相成分為相成分為C0 /K0，固相成分為，固相成分為C0。 T2溫度時液固兩相的相對論可以用溫度時液固兩相的相對論可以用杠桿定律計算：杠桿定律計算：%100%100ACABQACBCQLs二、固相中無擴散，液相中溶質(zhì)完全混合的凝固二、固相中無擴散，液相中溶質(zhì)完全混合的凝固 在較快冷卻的非平衡凝固下，溶

12、質(zhì)在固相中來不及擴散，液在較快冷卻的非平衡凝固下，溶質(zhì)在固相中來不及擴散，液相則由于攪拌和對流而完全混合，保持成分均勻。這種非平衡相則由于攪拌和對流而完全混合，保持成分均勻。這種非平衡凝固也叫做凝固也叫做正常凝固正常凝固。 下面討論正常凝固時液固兩相的成下面討論正常凝固時液固兩相的成分變化和相對量的計算。設(shè)有截面積分變化和相對量的計算。設(shè)有截面積為為A，長度為，長度為L的等截面凝固體。當(dāng)一的等截面凝固體。當(dāng)一微體積微體積AdZ凝固時，固相中排出的溶凝固時，固相中排出的溶質(zhì)進入液相，微體積凝固前后溶質(zhì)的質(zhì)進入液相，微體積凝固前后溶質(zhì)的質(zhì)量為：質(zhì)量為：凝固前凝固前ZACMddL1凝固后凝固后)d(

13、dddLs2ZZLCZACM微體積凝固后，溶質(zhì)在液固兩相中重新分配。微體積凝固后，溶質(zhì)在液固兩相中重新分配。由于凝固前后溶質(zhì)的質(zhì)量平衡由于凝固前后溶質(zhì)的質(zhì)量平衡所以所以21ddMM LLL0LsLLsLddd)(d)1 ()d(dd)()d(dddCZCZLZCKZZLACZACCZZLCZACZAC忽略無限小量忽略無限小量dCLdZ，LL0dd1CCZZLK解此微分方程得：解此微分方程得：100s10L0011KKLZCKCLZCC設(shè)固相體積分量為設(shè)固相體積分量為fs，液相體積分量為，液相體積分量為fL，則，則 fs fL1。ALAZfs因為因為代入微分方程的解，得：代入微分方程的解，得：1

14、s00s1L01s0L000)1 ()1 (KKKfCKCfCfCC 這就是著名的這就是著名的夏爾夏爾(Scheil)公式公式，由于，由于fL和和fs分別為給定溫度下分別為給定溫度下液固兩相的體積分?jǐn)?shù)，即相對量，所以也稱為液固兩相的體積分?jǐn)?shù)，即相對量，所以也稱為非平衡杠桿定律非平衡杠桿定律。三、固相中無擴散，液相中只有擴散、無對流的凝固三、固相中無擴散，液相中只有擴散、無對流的凝固 在快冷非平衡凝固條件下，如果液相沒有攪拌、對流，而只有在快冷非平衡凝固條件下，如果液相沒有攪拌、對流，而只有擴散，則凝固過程中固相增多時排出的溶質(zhì)原子在液相中不能均擴散，則凝固過程中固相增多時排出的溶質(zhì)原子在液相中

15、不能均勻分布，只能在界面處液相一側(cè)堆積。勻分布，只能在界面處液相一側(cè)堆積。 起始階段：凝固開始時，液相成起始階段：凝固開始時，液相成分分C0，固相成分為，固相成分為K0C0。隨凝固過程。隨凝固過程的進行，液相成分出現(xiàn)不均勻：界面的進行，液相成分出現(xiàn)不均勻：界面處局部平衡成分為處局部平衡成分為CL，遠離界面處液，遠離界面處液相成分仍為平均成分相成分仍為平均成分C0。 穩(wěn)定生長階段：當(dāng)界面前沿液相穩(wěn)定生長階段：當(dāng)界面前沿液相成分達到成分達到C0 /K0，固相成分仍保持為，固相成分仍保持為K0C0，此時，形成固相排出的溶質(zhì)量，此時，形成固相排出的溶質(zhì)量與從界面處液相中向遠處液相中擴散與從界面處液相中

16、向遠處液相中擴散出去量相等，達到動態(tài)平衡。出去量相等，達到動態(tài)平衡。此穩(wěn)定生長階段界面處液固兩相的成分不變。此穩(wěn)定生長階段界面處液固兩相的成分不變。形成固相向液相中（單位面積）排出溶質(zhì)的量為：形成固相向液相中（單位面積）排出溶質(zhì)的量為：xCRqL1從界面處液相中向遠處液相（單位面積）擴散出去的溶質(zhì)量為：從界面處液相中向遠處液相（單位面積）擴散出去的溶質(zhì)量為：2L2L2xCDtCq這是擴散第二定律公式。這是擴散第二定律公式。加加“”號因號因x坐標(biāo)正向為濃度降低方向。坐標(biāo)正向為濃度降低方向。因因 q1=q2所以所以xCRxCDL2L2此方程的通解為：此方程的通解為：KACDRx/Le根據(jù)邊界條件：

17、根據(jù)邊界條件：x =0時，時，CL=C0/K0； x =時，時，CL=C0可得：可得：00001,CKKACKDRxKKCC/000Le11故故當(dāng)當(dāng) x =D/R時，時，CLC0=(C0/K0C0)e-1。 D/R稱為稱為特征距離特征距離。 這就是由蒂勒（這就是由蒂勒（Tiller）等人最早得出的在固相中無擴散、液）等人最早得出的在固相中無擴散、液相中只有擴散而無對流和攪拌的條件下，晶體穩(wěn)定生長階段界相中只有擴散而無對流和攪拌的條件下，晶體穩(wěn)定生長階段界面前方液相中的溶質(zhì)分布規(guī)律。它是一條指數(shù)衰減曲線，隨著面前方液相中的溶質(zhì)分布規(guī)律。它是一條指數(shù)衰減曲線，隨著x的增加而迅速地下降為的增加而迅速

18、地下降為C0，從而在界面前方形成了一個急速衰，從而在界面前方形成了一個急速衰減的溶質(zhì)富集邊界層。減的溶質(zhì)富集邊界層。 終止階段：凝固的最后階段，剩余液相很少，液相中濃度終止階段：凝固的最后階段，剩余液相很少，液相中濃度梯度降低，擴散減慢，界面處溶質(zhì)濃度增高，最后凝固的固相梯度降低，擴散減慢，界面處溶質(zhì)濃度增高，最后凝固的固相濃度也隨著增高。濃度也隨著增高。四、固相中無擴散，液相中界面附近只有擴散、四、固相中無擴散，液相中界面附近只有擴散、 其余部分有對流的凝固其余部分有對流的凝固這種情況介于前述二、三兩種不平衡凝固條件之間。這種情況介于前述二、三兩種不平衡凝固條件之間。 圖中圖中(CL)i和和

19、(Cs)i為界面處液相和為界面處液相和固相的成分，固相的成分， (CL)B為凝固過程中為凝固過程中某一時刻液相中溶質(zhì)分布曲線。某一時刻液相中溶質(zhì)分布曲線。 CL和和Cs分別為整個凝固過程中溶分別為整個凝固過程中溶質(zhì)在液相和固相中的分布曲線。質(zhì)在液相和固相中的分布曲線。 凝固開始時，溶質(zhì)從向前推進的界面排到邊界層，造成溶質(zhì)凝固開始時，溶質(zhì)從向前推進的界面排到邊界層，造成溶質(zhì)聚集。在邊界層中溶質(zhì)的濃度梯度增大，擴散速度增大，直到聚集。在邊界層中溶質(zhì)的濃度梯度增大，擴散速度增大，直到邊界層的溶質(zhì)輸入和輸出達到平衡。此時，邊界層的溶質(zhì)輸入和輸出達到平衡。此時， (CL)i / (CL)B成為常成為常數(shù)

20、，即數(shù)，即液體中界面處和內(nèi)部濃度比值保持不變液體中界面處和內(nèi)部濃度比值保持不變。根據(jù)根據(jù))()(,)()(LL0LsKCCKCCBiii得：得：eBiKKKCC)()(0LsKe定義為定義為有效分布系數(shù)。有效分布系數(shù)。討論：討論：對于液相只有擴散、無混合的情況：對于液相只有擴散、無混合的情況：Ke=1對于液相充分混合、成分均勻的情況：對于液相充分混合、成分均勻的情況： Ke= K0對于液相部分混合的情況：對于液相部分混合的情況： K0 Ke1對于液相完全不混合的情況：對于液相完全不混合的情況：DRxDRxBLiseeKKKKKCCCCK/000/0000)1 (e11)()(在液相完全不混合的

21、情況下，在液相完全不混合的情況下，x實際為無窮大，所以實際為無窮大，所以 Ke=1。 在液相中有限混合，界面前沿有溶質(zhì)聚集時，在凝固的起始在液相中有限混合，界面前沿有溶質(zhì)聚集時，在凝固的起始瞬態(tài)之后，保持溶質(zhì)的質(zhì)量平衡，液固兩相的變化如下：瞬態(tài)之后，保持溶質(zhì)的質(zhì)量平衡，液固兩相的變化如下：1s0)(s1 -L0)(L)1 (eeKeiKBfCKCfCC 以上討論的四種情況下凝固試樣以上討論的四種情況下凝固試樣的溶質(zhì)濃度分布如圖所示。的溶質(zhì)濃度分布如圖所示。a為平衡凝固：均勻分布為平衡凝固：均勻分布b為液相中溶質(zhì)完全混合為液相中溶質(zhì)完全混合c為液相中只有擴散為液相中只有擴散d為液相中有擴散和部分

22、混合為液相中有擴散和部分混合 從圖可以看出，隨液相混合程度加大，界面前沿溶質(zhì)富集層從圖可以看出，隨液相混合程度加大，界面前沿溶質(zhì)富集層厚度減小，固相成分分布曲線下降。厚度減小，固相成分分布曲線下降。五、成分過冷五、成分過冷說明說明：T0：理論結(jié)晶溫度，即合金：理論結(jié)晶溫度，即合金 平均成分的液相線溫度；平均成分的液相線溫度；TL：液相線溫度，隨液相成：液相線溫度，隨液相成 分變化而變化，是變量；分變化而變化，是變量；TD：液相中某處的實際溫度；：液相中某處的實際溫度；C0：合金的平均成分；：合金的平均成分；CL：液相的實際濃度，是變：液相的實際濃度，是變 量。量。定義定義由液相成分不均勻引起的

23、過冷稱為成分過冷。由液相成分不均勻引起的過冷稱為成分過冷。1、成分過冷的形成、成分過冷的形成 成分過冷的形成減小了界面處的過冷度，成分過冷的形成減小了界面處的過冷度，相對增大相對增大了離界面較了離界面較遠處液相的過冷度。這對固溶體的晶體長大形態(tài)影響非常大。遠處液相的過冷度。這對固溶體的晶體長大形態(tài)影響非常大。2、形成成分過冷的條件、形成成分過冷的條件 前面已討論過液相中只有擴散（無對流）情況下，距界面前面已討論過液相中只有擴散（無對流）情況下，距界面x 處處液相的成分為：液相的成分為：DRxKKCC/000Le11 由于液相成分由于液相成分CL變化，其液相線溫變化，其液相線溫度度TL也隨著變化

24、。假設(shè)液相線為直線，也隨著變化。假設(shè)液相線為直線，斜率為斜率為m，純組元，純組元A的熔點為的熔點為TA，則有，則有DRxAAKKmCTCmTT/000LLe11根據(jù)三角形關(guān)系根據(jù)三角形關(guān)系 液相中實際溫度液相中實際溫度TD的分布由溫度梯度的分布由溫度梯度G = dT/dx決定，與界面決定，與界面距離距離x的關(guān)系為的關(guān)系為xGTTiDTi界面處溫度界面處溫度 界面處溫度界面處溫度Ti可由右下圖的三角可由右下圖的三角形關(guān)系確定形關(guān)系確定00/ KCmTTAi所以所以xGKCmTxGTTAiD00/ 當(dāng)液相的實際溫度低于理論結(jié)晶當(dāng)液相的實際溫度低于理論結(jié)晶溫度，即溫度，即TDTL，沒有成分過冷。此時

25、，固，沒有成分過冷。此時，固溶體晶體以平面方式長大（向液相推進）。溶體晶體以平面方式長大（向液相推進）。胞狀生長胞狀生長 II區(qū)：具有較小的成分過冷。此時，界面不穩(wěn)定，界面固相偶區(qū)：具有較小的成分過冷。此時，界面不穩(wěn)定，界面固相偶然向液相中凸起，進入過冷液相，所以可以長大。但因成分過然向液相中凸起，進入過冷液相，所以可以長大。但因成分過冷區(qū)窄，不會產(chǎn)生側(cè)向分支，只能形成胞狀界面。冷區(qū)窄，不會產(chǎn)生側(cè)向分支，只能形成胞狀界面。枝晶狀生長枝晶狀生長 III區(qū)：具有較大的成分過冷。液相區(qū)：具有較大的成分過冷。液相有很寬的范圍處于過冷狀態(tài)，類似負(fù)溫有很寬的范圍處于過冷狀態(tài)，類似負(fù)溫度梯度條件，晶體以樹枝

26、狀方式長大。度梯度條件，晶體以樹枝狀方式長大。 可見，影響固溶體晶體生長方式的關(guān)鍵因素是成分過冷程度。可見，影響固溶體晶體生長方式的關(guān)鍵因素是成分過冷程度。而影響成分過冷程度的因素，根據(jù)形成成分過冷的條件：而影響成分過冷程度的因素，根據(jù)形成成分過冷的條件：0001KKDmCRG 有液相的溫度梯度有液相的溫度梯度G，固相凝固速度，固相凝固速度R，以及合金的成分，以及合金的成分C0。它們對晶體生長方式影響的綜合關(guān)系如圖所示。它們對晶體生長方式影響的綜合關(guān)系如圖所示。 控制和改變這些因素，可以獲得所控制和改變這些因素，可以獲得所需要的生長方式。如，生產(chǎn)單晶硅棒需要的生長方式。如，生產(chǎn)單晶硅棒時不能出

27、現(xiàn)枝晶，必須按照平面生長時不能出現(xiàn)枝晶，必須按照平面生長方式凝固。此時，就需要很大的溫度方式凝固。此時，就需要很大的溫度梯度。提高液相的溫度可以獲得大溫梯度。提高液相的溫度可以獲得大溫度梯度。度梯度。七、固溶體晶體中的成分偏析七、固溶體晶體中的成分偏析 在不平衡凝固過程中，固相中溶質(zhì)濃度分布不均勻，凝固結(jié)束，在不平衡凝固過程中，固相中溶質(zhì)濃度分布不均勻，凝固結(jié)束，晶體中成分也不均勻，即有成分偏析。根據(jù)晶體生長方式不同，晶體中成分也不均勻，即有成分偏析。根據(jù)晶體生長方式不同，發(fā)生偏析的區(qū)域不同，晶體中的成分偏析可以分為三類：發(fā)生偏析的區(qū)域不同，晶體中的成分偏析可以分為三類：1、宏觀偏析、宏觀偏析

28、 在沒有成分過冷，晶體以平面方式生長時，先結(jié)晶固體中溶在沒有成分過冷，晶體以平面方式生長時，先結(jié)晶固體中溶質(zhì)濃度低，后結(jié)晶固體的溶質(zhì)濃度高，造成宏觀上成分不均勻。質(zhì)濃度低，后結(jié)晶固體的溶質(zhì)濃度高，造成宏觀上成分不均勻。這類成分偏析稱為這類成分偏析稱為宏觀偏析宏觀偏析。2、胞狀偏析、胞狀偏析 在胞狀生長方式時，胞狀晶內(nèi)部溶質(zhì)濃度低，胞界部位有溶在胞狀生長方式時，胞狀晶內(nèi)部溶質(zhì)濃度低，胞界部位有溶質(zhì)富集，形成胞狀偏析。質(zhì)富集，形成胞狀偏析。見下頁圖見下頁圖3、枝晶偏析、枝晶偏析 當(dāng)成分過冷很大，固溶體晶體以樹枝狀生長時，先結(jié)晶的當(dāng)成分過冷很大，固溶體晶體以樹枝狀生長時，先結(jié)晶的枝晶主干溶質(zhì)濃度低，

29、枝晶外圍部分溶質(zhì)濃度高。形成樹枝枝晶主干溶質(zhì)濃度低，枝晶外圍部分溶質(zhì)濃度高。形成樹枝狀偏析。狀偏析。 右圖為右圖為 Cu-Ni合金的樹枝合金的樹枝晶及偏析，白亮部位晶及偏析，白亮部位Cu含量含量低，低，Ni含量高。含量高。兩相共晶體的長大兩相共晶體的長大 (自學(xué)自學(xué))鑄錠組織與控制鑄錠組織與控制 一、鑄錠三區(qū)的形成一、鑄錠三區(qū)的形成1、表面細(xì)晶區(qū)、表面細(xì)晶區(qū) 表面冷卻速度快，過冷度大，錠模內(nèi)壁可作為形核基底，所表面冷卻速度快，過冷度大，錠模內(nèi)壁可作為形核基底，所以鑄錠表面層形核率很高，晶粒細(xì)小。晶粒形狀為等軸晶。由以鑄錠表面層形核率很高，晶粒細(xì)小。晶粒形狀為等軸晶。由于結(jié)晶速度快，放出的結(jié)晶潛

30、熱來不及散失，從而使液于結(jié)晶速度快，放出的結(jié)晶潛熱來不及散失，從而使液-固界面固界面的溫度急速升高，表層細(xì)晶區(qū)很快便停止了發(fā)展，所以細(xì)晶區(qū)的溫度急速升高，表層細(xì)晶區(qū)很快便停止了發(fā)展，所以細(xì)晶區(qū)很薄。很薄。2、柱狀晶區(qū)、柱狀晶區(qū) 表層細(xì)晶區(qū)形成后，由于液體溫度升高，過冷度減小，新晶表層細(xì)晶區(qū)形成后，由于液體溫度升高，過冷度減小，新晶核不再生成，細(xì)晶中那些能夠優(yōu)先生長的晶面開始向液相中核不再生成，細(xì)晶中那些能夠優(yōu)先生長的晶面開始向液相中（沿傳熱的反方向）長大，側(cè)向生長受到相鄰晶粒的阻礙，從（沿傳熱的反方向）長大，側(cè)向生長受到相鄰晶粒的阻礙，從而形成柱狀晶。而形成柱狀晶。3、中心等軸晶區(qū)、中心等軸晶區(qū) 凝固后期，鑄錠中心溫度降至熔點以下。一方面可以形成新凝固后期，鑄錠中心溫度降至熔點以下。一方面可以形成新的晶核；另一方面由于液體金屬的流動、沖刷作用，一些細(xì)晶的晶核；另一方面由于液體金屬的流動、沖刷作用，一些細(xì)晶區(qū)的小晶粒，或者有些柱狀晶、枝晶的碎塊被推到鑄錠中心區(qū)。區(qū)的小晶粒，或者