固溶體合金的結(jié)晶

固溶體合金的結(jié)晶第1頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一一、非平衡態(tài)的結(jié)晶固溶體的凝固依賴于組元的擴(kuò)散，要達(dá)到平衡凝固，必須有足夠的時間使擴(kuò)散進(jìn)行充分。在工業(yè)生產(chǎn)中，合金熔液澆注后的冷卻速度較快，在每一溫度下不能保持足夠的擴(kuò)散時間，使凝固過程偏離平衡條件，稱為非平衡結(jié)晶（非平衡凝固）。第2頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一1.平衡結(jié)晶指合金從液態(tài)很緩慢地冷卻，使合金在相變過程中有充分時間進(jìn)行組元間的互相擴(kuò)散，每個階段都能達(dá)到平衡，達(dá)到平衡相的均勻成份。以Cu-Ni合金為例w(Ni)=70%液態(tài)自高溫冷卻，與液相線交與1點時開始結(jié)晶，c點為固相成分點；冷到T1時，液、固相成分分別為a1、c1，用杠桿定律可算出兩相相對量；冷到T2時，此時固相成分為原合金成分；當(dāng)溫度低于2點時，形成單相α。第3頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一平衡結(jié)晶時，隨著溫度下降，固相成分沿固相線變化，液相成分沿液相線變化。第4頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一與純金屬相比，固溶體合金凝固過程有兩個特點：1、固溶體合金凝固時析出的固相成分與原液相成份不同，需成份起伏。α晶粒的形核位置是那些結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏和成分起伏都滿足要求的地方。2、固溶體合金凝固時依賴于異類原子的互相擴(kuò)散。第5頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一2.不平衡結(jié)晶固溶體的凝固依賴于組元的擴(kuò)散。在工業(yè)生產(chǎn)中，合金熔液澆注后冷速較快，使相內(nèi)擴(kuò)散不能充分進(jìn)行，偏離了平衡條件。液、固兩相的成分將偏離平衡相圖中的液相線和固相線。由于固相內(nèi)擴(kuò)散較液相內(nèi)組元擴(kuò)散慢得多，故偏離固相線的程度大。

將每一溫度下固相和液相的平均成分點連接起來，分別得到虛線α1’α2’α3’α4’和L1’L2’L3’L4’,分別稱為固、液相平均成分線。第6頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一不平衡結(jié)晶過程各相成分變化及組織變化示意圖a)成分變化b)組織變化第7頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一非平衡凝固的特點有：凝固過程中，液、固兩相的成分偏離液、固相線；凝固過程進(jìn)行到一更低的溫度才能完成；生成固體的成分是不均勻的。隨著冷卻速度的增大，這些特點表現(xiàn)的愈明顯。第8頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一固溶體通常以樹枝狀生長方式結(jié)晶。非平衡凝固導(dǎo)致先結(jié)晶的枝干和后結(jié)晶的枝晶間的成分不同，稱枝晶偏析（晶內(nèi)偏析）。枝晶偏析是非平衡結(jié)晶的產(chǎn)物，熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的，可通過“擴(kuò)散退火”消除，即在固相線以下較高溫度經(jīng)過長時間保溫，使原子擴(kuò)散充分，達(dá)到成分均勻，使之轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織。第9頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一固溶體合金在不平衡結(jié)晶時所形成的晶內(nèi)偏析是屬于一個晶粒范圍內(nèi)枝干（晶軸）與枝晶的微觀偏析。此外，固溶體合金在不平衡凝固時還往往造成宏觀偏析和區(qū)域偏析，即大范圍內(nèi)化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。第10頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一二、固溶體合金結(jié)晶時溶質(zhì)的重新分布1.討論條件

(1)平衡凝固時各溫度下兩相溶質(zhì)都達(dá)到均勻化，此時

固相內(nèi)溶質(zhì)濃度CS，

液相內(nèi)溶質(zhì)濃度CL，

k0=CS/CL

k0平衡分配系數(shù)：一定溫度下，固/液兩平衡相中溶質(zhì)濃度之比值。

第11頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一兩種k0的合金相圖一角a)k0

<1；b)k0

>1B,%B,%近似認(rèn)為固、液相線均為直線，k0恒定。第12頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一(2)不考慮非平衡冷卻情況，液、固相界面處始終保持局部平衡，即相界面處由液相生成的固相成分由CS=k0CL確定。(3)不考慮固相內(nèi)的擴(kuò)散。在各溫度下按(CS)i=k0(CL)i

關(guān)系生成的固相成分在隨后冷卻中保持不變。而相界面處液相的濃度(CL)i取決于液相內(nèi)溶質(zhì)的混合狀態(tài)。合金凝固過程中液相內(nèi)溶質(zhì)混合狀態(tài)分3種類型。第13頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一將成分為C0的單相固溶體合金的熔液置于圓棒形錠子內(nèi)由向右進(jìn)行定向凝固。水平圓棒的凝固第14頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一2.液相內(nèi)溶質(zhì)可充分均勻混合凝固速度緩慢，液相內(nèi)溶質(zhì)中通過的對流、擴(kuò)散和擴(kuò)散可充分混合使成分均勻化。冷凝過程中液相成分沿液相線變化，局部平衡時，(CS)i=k0(CL)i，在隨后冷卻中保持不變。圓棒從左到右產(chǎn)生顯著濃度差。在k0<1時，如果合金圓棒自左向右凝固，則左端獲得純化，溶質(zhì)富集于右端。且k0越小，此效應(yīng)越顯著。第15頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一剩余液相的平均濃度:圓棒離左端距離Z處的溶質(zhì)濃度:其中L：合金棒長度C0：合金的原始濃度k0:平衡分配系數(shù)液相內(nèi)溶質(zhì)充分均勻混合第16頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一3.液相內(nèi)溶質(zhì)僅靠擴(kuò)散混合當(dāng)凝固速度較大時，液相無攪拌、對流而只有擴(kuò)散時，則凝固時從固相中排出的溶質(zhì)原子不能均勻分布在液相中，而在液－固界面處液相一側(cè)堆積，凝固過程中溶質(zhì)原子的變化分三個階段：(1)起始瞬態(tài)(Ⅰ)凝固開始，液相成分C0，固相成分K0C0，冷卻中，界面處兩相局部平衡，液相成分不均勻，界面處有局部平衡成分CL，遠(yuǎn)離界面保持母相成分CO。第17頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一(2)穩(wěn)態(tài)生長(Ⅱ)當(dāng)界面前沿液相成分達(dá)到C0/k0，固相成分保持C0；此時由固相中排出的溶質(zhì)量與從界面處液相中擴(kuò)散開去的溶質(zhì)量相等，界面處兩相成分不變，達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。則穩(wěn)態(tài)邊界層內(nèi)溶質(zhì)的分布為:R：凝固速度；D：擴(kuò)散系數(shù)第18頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一液相內(nèi)溶質(zhì)僅靠擴(kuò)散混合(3)終止瞬態(tài)(Ⅲ)凝固的最后階段，剩余的液體量很小，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散使液體中溶質(zhì)濃度提高，而不保持C0，此時液體中濃度梯度降低，擴(kuò)散減慢，界面濃度升高，與之平衡的固相濃度也增高。第19頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一4.液相內(nèi)溶質(zhì)部分混合這種情況介于前述兩種不平衡凝固條件之間。液相中除擴(kuò)散外還存在一定對流。在液體離開界面的部分有對流發(fā)生，使液體成分均勻化；而在界面附近的液體，受到已凝固相的阻礙，沿法線方向不發(fā)生對流，而只能通過擴(kuò)散排出溶質(zhì)原子，因此，在靠近界面的液相中溶質(zhì)原子富集。第20頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一當(dāng)從固體界面輸出溶質(zhì)的速度等于溶質(zhì)從界面層擴(kuò)散出去的速度時，則達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)，稱為穩(wěn)態(tài)凝固過程。在穩(wěn)態(tài)凝固過程中，固溶體溶質(zhì)分布方程為：

其中ke為有效分配系數(shù)。液相內(nèi)溶質(zhì)部分混合第21頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一有效分配系數(shù)ke，與k0有如下關(guān)系：式中R－凝固速度；δ－邊界層厚度；D－擴(kuò)散系數(shù)當(dāng)凝固速度R很小時，δ→0，ke＝k0，屬均勻混合的情況;當(dāng)凝固速度R很大時，δ→δmax，ke=1，屬僅靠擴(kuò)散混合的情況；一般情況下，k0＜ke＜1，屬部分混合的情況。第22頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一圓棒離左端距離x處的溶質(zhì)濃度:液體中溶質(zhì)完全混合:液體中溶質(zhì)部分混合:液體中僅借擴(kuò)散而混合第23頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一三、合金凝固過程中的成分過冷1.成分過冷與熱過冷

純金屬在凝固時，其理論凝固溫度(Tm)不變，當(dāng)液態(tài)金屬中的實際溫度低于Tm時就引起過冷，這種過冷稱為熱過冷。在合金的凝固過程中，由于液相中溶質(zhì)分布發(fā)生變化而改變了凝固溫度，這可以由相圖中的液相線來確定，因此，將界面前沿液體中的實際溫度低于由溶質(zhì)分布所決定的凝固溫度時產(chǎn)生的過冷稱為成分過冷。第24頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一成分過冷能否產(chǎn)生及程度如何取決于：液－固界面前沿液體中的溶質(zhì)濃度分布；實際溫度分布。2.成分過冷的形成條件設(shè)一個k0<1的合金Co在圓棒形錠模中自左向右作定向凝固，假定溶質(zhì)僅依靠擴(kuò)散而混合；液相線為直線，斜率為m；液態(tài)合金中溫度分布為正溫度梯度。第25頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一由于液相成分不同，其理論結(jié)晶溫度TL不同，假設(shè)液相線為直線，斜率為m；純組元熔點為TA，則液相的理論結(jié)晶溫度為：而界面溫度距界面x處的液相成分為：第26頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一當(dāng)液體實際溫度低于理論結(jié)晶溫度，即TD<TL，產(chǎn)生成分過冷，化簡得—成分過冷的條件若液-固界面開始的溫度梯度為G，則距界面x處液體實際溫度為:第27頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一K0<1固溶體合金成分過冷形成示意圖(a)相圖一角(b)邊界層內(nèi)濃度分布(c)邊界層內(nèi)液相線溫度(d)TL與TD(G)構(gòu)成成分過冷TD第28頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一3.影響成分過冷的因素①合金本身:m、Co越大，D越小，k0<1時k0值越小，k0>1時k0值越大。成分過冷傾向增大。②外界條件:G越小，R越大，成分過冷傾向增大。形成成分過冷的臨界條件：第29頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一四、晶體生長形態(tài)在正溫度梯度下，單相固溶體晶體的生長方式取決于成分過冷程度。由于液體溫度梯度G

的不同，成分過冷程度可分為三個區(qū)。在不同成分過冷區(qū)，晶體生長方式不同。不同成分過冷程度的三個區(qū)域第30頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一Ⅰ區(qū)：液相溫度梯度G很大，使TD>TL，不產(chǎn)生成分過冷。晶體以平面方式生長，形成穩(wěn)定平界面。Ⅱ區(qū)：液相溫度梯度G減小，產(chǎn)生小的成分過冷區(qū)界面偶有凸起，形成胞狀界面。Ⅲ區(qū)：液相溫度梯度G很小，成分過冷程度很大，類似負(fù)溫度梯度條件，晶體以樹枝狀方式長大，形成樹枝狀晶。第31頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一不同成分過冷程度的三個區(qū)域不同成分過冷下的晶體生長方式Ⅰ區(qū)Ⅱ區(qū)Ⅲ區(qū)第32頁，共38頁，2023年，2月20日，星期一影響晶體生長方式的主要因素影響晶體生長方式的主要因素：溫度梯度G，凝固速度R，溶質(zhì)濃度C0。增大溶質(zhì)濃度，降低液相溫度梯度，均可增大成分過冷程度，發(fā)展樹枝狀結(jié)晶。第3