第二章純金屬的結(jié)晶

第二章純金屬的結(jié)晶第1頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第二章純金屬的結(jié)晶物質(zhì)由液態(tài)到固態(tài)的轉(zhuǎn)變過程稱為凝固。如果液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榻Y(jié)晶態(tài)的固體，這個(gè)過程稱為結(jié)晶。金屬及合金的生產(chǎn)、制備一般都要經(jīng)過熔煉與鑄造，通過熔煉，得到要求成分的液態(tài)金屬，澆注在鑄型中，凝固后獲得鑄錠或成型的鑄件，鑄錠再經(jīng)過冷熱變形以制成各種型材、棒材、板材和線材。金屬及合金的結(jié)晶組織對(duì)其性能以及隨后的加工有很大的影響，而結(jié)晶組織的形成與結(jié)晶過程密切相關(guān)。第2頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第一節(jié)金屬結(jié)晶的現(xiàn)象圖結(jié)晶示意圖第3頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第4頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

純鐵的冷卻曲線從溫度—時(shí)間曲線（冷卻曲線）可見，純金屬結(jié)晶有兩個(gè)宏觀現(xiàn)象：過冷和恒溫。純金屬的實(shí)際凝固溫度Tn總比其熔點(diǎn)Tm低，這種現(xiàn)象叫做過冷。Tm與Tn的差值⊿T叫做過冷度。結(jié)晶的過冷現(xiàn)象：§2.1.1結(jié)晶過程的宏觀現(xiàn)象第5頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月不同金屬的過冷傾向不同，同一種金屬的過冷度也不是恒定值，它將隨實(shí)驗(yàn)條件而變。冷卻速度增大，會(huì)使金屬凝固時(shí)的過冷度增大。過冷是金屬凝固的必要條件。

金屬由液體冷凝成固體時(shí)要放出凝固潛熱，如果這一部分熱量恰好能補(bǔ)償系統(tǒng)向環(huán)境散失的熱量，凝固將在恒溫下進(jìn)行。純金屬結(jié)晶的兩個(gè)宏觀現(xiàn)象就是過冷和恒溫。第6頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月結(jié)晶潛熱相變潛熱：1mol物質(zhì)從一個(gè)相轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪粋€(gè)相時(shí)，伴隨著放出或吸收的熱量稱為相變潛熱。熔化潛熱：金屬熔化時(shí)從固相轉(zhuǎn)變?yōu)橐合嗨盏臒崃俊＝Y(jié)晶潛熱：金屬結(jié)晶時(shí)從液相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔嗨懦龅臒崃?。?頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖金屬氣態(tài)、液態(tài)和固態(tài)的原子排列示意圖

§2.1.2金屬結(jié)晶的微觀現(xiàn)象第8頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月當(dāng)液態(tài)金屬冷卻到熔點(diǎn)Tm以下的某一溫度開始結(jié)晶時(shí)，在液體中首先形成一些穩(wěn)定的微小晶體，稱為晶核。隨后這些晶核逐漸長大，與此同時(shí)，在液態(tài)金屬中又形成一些新的穩(wěn)定的晶核并長大。這一過程一直延續(xù)到液體全部耗盡為止，形成了固態(tài)金屬的晶粒組織。單位時(shí)間、單位液態(tài)金屬中形成的晶核數(shù)叫做形核率，用N表示，單位為cm-3·s-1。單位時(shí)間內(nèi)晶核增長的線長度叫做長大速度，用u表示，單位為cm·s-1。

液態(tài)金屬的結(jié)晶過程乃是由形核和長大兩個(gè)基本過程所組成，并且這兩個(gè)過程是同時(shí)并進(jìn)的。第9頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

金屬結(jié)晶過程示意圖

第10頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月壓力可視為常數(shù)，dp=0

溫度升高，原子活動(dòng)能力提高，因而原子排列的混亂程度增加，即熵值增加，系統(tǒng)的自由能隨溫度的升高而降低。結(jié)晶的熱力學(xué)條件：熱力學(xué)指出，金屬的狀態(tài)不同，則其自由能也不同。第二節(jié)金屬結(jié)晶的熱力學(xué)條件第11頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

吉布斯自由能隨溫度變化的關(guān)系

T>Tm,GL<GS,處于液態(tài)；T=Tm,GL=GS,兩相共存；T<Tm,GL>GS,處于固相。液固兩相的自由能差是發(fā)生相轉(zhuǎn)變（L-S）的驅(qū)動(dòng)力。第12頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月當(dāng)液相向固相轉(zhuǎn)變時(shí)，單位體積自由能ΔGv的變化為：

即ΔGV與ΔT呈直線關(guān)系，過冷度越大，液態(tài)和固態(tài)的自由能差值越大，相變驅(qū)動(dòng)力越大，凝固過程加快。第13頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月結(jié)構(gòu)起伏：液態(tài)金屬中的原子小集團(tuán)時(shí)聚時(shí)散，時(shí)起時(shí)伏，此起彼伏，處在不斷變化和運(yùn)動(dòng)過程中。在每一溫度下出現(xiàn)的相起伏存在著一個(gè)極限值rmax，rmax的尺寸大小與溫度有關(guān)。溫度越高，則rmax尺寸越??；溫度越低，rmax尺寸越大。只有在過冷液體中出現(xiàn)的尺寸較大的相起伏才有可能在結(jié)晶時(shí)轉(zhuǎn)變稱為晶核，這些相起伏就是晶核的胚芽，稱為晶胚。液態(tài)金屬的一個(gè)重要特點(diǎn)是存在著相起伏，只有在過冷液體中的相起伏才能稱為晶胚。第三節(jié)金屬結(jié)晶的結(jié)構(gòu)條件第14頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第四節(jié)晶核的形成自發(fā)形核(均勻形核)：在液態(tài)金屬中，存在大量尺寸不同的短程有序的原子集團(tuán)。當(dāng)溫度降到結(jié)晶溫度以下時(shí)，短程有序的原子集團(tuán)變得穩(wěn)定，不再消失，成為結(jié)晶核心。這個(gè)過程叫自發(fā)形核。非自發(fā)形核（非均勻形核）：實(shí)際金屬內(nèi)部往往含有許多其它雜質(zhì)。當(dāng)液態(tài)金屬降到一定溫度后，有些雜質(zhì)可附著金屬原子，成為結(jié)晶核心，這個(gè)過程叫非自發(fā)形核。圖均勻形核圖非均勻形核第15頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月1.形核時(shí)的能量變化和臨界晶核半徑在液態(tài)金屬中，時(shí)聚時(shí)散的近程有序的原子集團(tuán)是形成晶核的胚芽，叫晶胚。等于或大于臨界尺寸的晶胚即為晶核。在過冷條件下，晶胚形成時(shí)，系統(tǒng)自由能變化包括體積自由能的下降和表面能的增加?！?.4.1均勻形核第16頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖晶胚形成時(shí)系統(tǒng)自由能的變化與半徑的關(guān)系第17頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月r＜rk，其進(jìn)一步長大將導(dǎo)致體系總自由能增加，因此這種晶胚不能成為晶核，會(huì)重新熔化；r>rk，其進(jìn)一步長大將導(dǎo)致體系自由能減小，因此半徑大于rk的晶胚能夠成為晶核；r=rk，其長大的趨勢(shì)和熔化的趨勢(shì)相等。把半徑恰為rk的晶核稱為臨界晶核，而rk稱為晶核的臨界半徑。第18頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月隨著過冷度的增加，臨界晶核半徑減小，形核的幾率增加。第19頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月2.形核功r>rk的晶核長大時(shí)，雖然可以使系統(tǒng)自由能下降，但形成一個(gè)臨界晶核本身要引起系統(tǒng)自由能增加⊿Gk，說明臨界晶核的形成是需要能量的。形成臨界晶核時(shí)，液、固兩相之間的自由能差只提供所需要的表面能的三分之二，另外的三分之一則需由液體中的能量起伏來提供。第20頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月所謂能量起伏是指體系中微小體積所具有的能量偏離體系的平均能量，而且微小體積的能量處于時(shí)起時(shí)伏，此起彼伏狀態(tài)的現(xiàn)象。能量起伏包括兩個(gè)含義：一是在瞬時(shí)，各微觀體積的能量不同，二是對(duì)某一微觀體積，在不同瞬時(shí)，能量分布不同。在具有高能量的微觀地區(qū)生核，可以全部補(bǔ)償表面能，使⊿G＜0。

圖

液相的能量起伏

第21頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)是短程有序、長程無序。由于原子的熱運(yùn)動(dòng)，它們只能維持短暫的時(shí)間很快就消失，同時(shí)在其它地方又會(huì)出現(xiàn)新的尺寸不等的規(guī)則排列的原子團(tuán)，然后又立即消失。液態(tài)金屬中的規(guī)則排列的原子團(tuán)總是處于時(shí)起時(shí)伏，此起彼伏的變化之中，人們把液態(tài)金屬中這種規(guī)則排列原子團(tuán)的起伏現(xiàn)象稱為相起伏或結(jié)構(gòu)起伏。相起伏是產(chǎn)生晶核的基礎(chǔ)。當(dāng)把金屬熔液過冷到熔點(diǎn)以下時(shí)，這種規(guī)則排列的原子團(tuán)被凍結(jié)下來，成為規(guī)則排列的固相，就有可能成為均勻形核的胚芽，故稱為晶胚。第22頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖臨界晶核半徑（a）和最大晶胚尺寸（b）與過冷度的關(guān)系ΔT=ΔTk時(shí)，rmax=rk，最大晶核剛好能夠轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ш耍堰@樣的過冷度稱為臨界過冷度。過冷度必須大于形核所需要的臨界過冷度，這是結(jié)晶的動(dòng)力學(xué)條件。第23頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月思考題試述結(jié)晶相變的熱力學(xué)條件、動(dòng)力學(xué)條件、能量及結(jié)構(gòu)條件。分析結(jié)晶相變時(shí)系統(tǒng)自由能的變化可知，結(jié)晶的熱力學(xué)條件為ΔG<0。只有過冷，才能使ΔG<0。動(dòng)力學(xué)條件為液相的過冷度必須大于形核所需的臨界過冷度。由臨界晶核形成功可知，當(dāng)形成臨界晶核時(shí)，還有1/3的表面能必須內(nèi)液體中的能量起伏來提供。液體中存在的結(jié)構(gòu)起伏，是結(jié)晶時(shí)產(chǎn)生晶核的基礎(chǔ)，因此，結(jié)構(gòu)起伏是結(jié)晶過程必須具備的結(jié)構(gòu)條件。第24頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月3.形核率形核率受兩個(gè)互相矛盾的因素控制：一方面從熱力學(xué)考慮，過冷度愈大，晶核的臨界半徑及臨界形核功愈小，因而需要的能量起伏小，則形核率愈高；但另一方面從動(dòng)力學(xué)考慮，過冷度愈大，原子活動(dòng)能力愈小，原子從液相轉(zhuǎn)移到臨界晶核上的幾率減小，不利于穩(wěn)定晶核形成，則形核率愈低。綜合考慮上述兩個(gè)方面，形核率可用下式表示：N＝N1·N2

式中N為總的形核率，N1為受形核功影響的形核率因子，N2為受原子擴(kuò)散影響的形核率因子。

第25頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

溫度對(duì)N1、N2的影響（a）和形核率與溫度的關(guān)系（b）

第26頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖不同結(jié)晶溫度下r和ΔG的關(guān)系第27頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖非均勻形核示意圖

§2.4.2非均勻形核1.臨界晶核半徑和形核功第28頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

不同潤濕角的晶核形貌

當(dāng)θ＝0時(shí)，則＝0，說明固體雜質(zhì)或型壁可作為現(xiàn)成晶核，這是無核長大的情況，如圖a所示。當(dāng)θ＝π時(shí)，則。當(dāng)0＜θ＜π時(shí)，，這便是非均勻形核的條件，如圖b所示。第29頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月非均勻形核時(shí)的形核率表達(dá)式與均勻形核相似。只是由于，所以非均勻形核可在較小過冷度下獲得較高的形核率。非均勻形核的最大形核率小于均勻形核。其原因是非均勻形核需要合適的“基底”，而基底數(shù)量是有限的，當(dāng)新相晶核很快地覆蓋基底時(shí)，使適合新相形核的基底大為減少。不是任何固體雜質(zhì)均能作為非均勻形核的基底促進(jìn)非均勻形核。只有那些與晶核的晶體結(jié)構(gòu)相似，點(diǎn)陣常數(shù)相近的固體雜質(zhì)才能促進(jìn)非均勻形核，這樣可以減小固體雜質(zhì)與晶核之間的表面張力，從而減小θ角以減小。2.形核率第30頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖非均勻形核功與均勻形核功對(duì)比的示意圖第31頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

均勻形核率和非均勻形核率隨過冷度變化的對(duì)比

第32頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第五節(jié)晶核長大圖液-固界面上的原子遷移

一旦核心形成后，晶核就繼續(xù)長大而形成晶粒。系統(tǒng)總自由能隨晶體體積的增加而下降是晶體長大的驅(qū)動(dòng)力。晶體的長大過程可以看作是液相中原子向晶核表面遷移、液-固界面向液相不斷推進(jìn)的過程。第33頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月固-液界面(Solid-liquidinterface)按微觀結(jié)構(gòu)可以分為光滑界面(Smoothinterface)和粗糙界面(Roughinterface)兩種。所謂光滑界面是指固相表面為基本完整的原子密排面，固液兩相截然分開，從微觀上看界面是光滑的。但是從宏觀來看，界面呈鋸齒狀的折線。粗糙界面在微觀上高低不平、粗糙，存在幾個(gè)原子厚度的過渡層。但是宏觀上看，界面反而是平直的。光滑界面和粗糙界面是根據(jù)微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行分類的，光滑界面在微觀上是光滑的，在宏觀上是粗糙的；粗糙界面在微觀上是粗糙的，在宏觀上是光滑的。

圖

圖§2.5.1固液界面的微觀結(jié)構(gòu)第34頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖光滑界面（a）和粗糙界面（b）的微觀和宏觀結(jié)構(gòu)示意圖返回第35頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月晶體長大機(jī)制是指在結(jié)晶過程晶體結(jié)晶面的生長方式，與其液-固相界面的結(jié)構(gòu)有關(guān)?！?.5.2晶體長大機(jī)制1.具有粗糙界面的物質(zhì)的長大機(jī)制2.具有光滑界面的物質(zhì)的長大機(jī)制第36頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月1.具有粗糙界面的物質(zhì)的長大機(jī)制具有粗糙界面的物質(zhì)，液-固相界面上有大約一半的原子位置是空的，液相中的原子可隨機(jī)地添加在界面的空位置上而成為固相原子。晶體的這種生長方式稱為垂直生長機(jī)制，其長大速度很快。

圖

晶體的垂直長大方式示意圖

第37頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月2.具有光滑界面的物質(zhì)的長大機(jī)制（1）二維晶核臺(tái)階生長模型首先在平整界面上通過均勻形核形成一個(gè)具有單原子厚度的二維晶核，然后液相中的原子不斷地依附在二維晶核周圍的臺(tái)階上，使二維晶核很快地向四周橫向擴(kuò)展而覆蓋了整個(gè)晶體表面，此時(shí)便又變成了光滑界面。接著在新的界面上又形成新的二維晶核，并向橫向擴(kuò)展而長滿一層。晶體以這種方式長大時(shí)，其長大速度十分緩慢。第38頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

二維晶核長大示意圖

第39頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月（2）晶體缺陷臺(tái)階生長機(jī)制由于二維晶核的形成需要一定的形核功，因而需要較強(qiáng)的過冷條件，長大速率很慢。如果結(jié)晶過程中，在晶體表面存在著垂直于界面的螺位錯(cuò)露頭，那么液相原子或二維晶核就會(huì)優(yōu)先附在這些地方。液相原子不斷地添加到由螺位錯(cuò)露頭形成的臺(tái)階上，界面以臺(tái)階機(jī)制生長和按螺旋方式連續(xù)地掃過界面，在成長的界面上將形成螺旋新臺(tái)階。這種生長是連續(xù)的。第40頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖

螺型位錯(cuò)長大機(jī)制

第41頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖螺旋長大的SiC晶體第42頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月純金屬凝固時(shí)晶體的生長形態(tài)取決于界面的微觀結(jié)構(gòu)和界面前沿液相中的溫度分布。圖兩種溫度分布方式(a)正溫度梯度

(b)負(fù)溫度梯度

§2.5.3固液界面前沿液體中的溫度梯度第43頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月思考題為什么會(huì)出現(xiàn)負(fù)的溫度梯度？

液態(tài)金屬在鑄模中凝固時(shí)，往往由于模壁溫度比較低，使靠近模壁的液體首先過冷而凝固。而在鑄模中心的液體溫度最高，液體的熱量和結(jié)晶潛熱通過固相和模壁傳導(dǎo)而迅速散出，這樣就造成了液-固相界面前沿液體的溫度分布為正的溫度梯度。

在緩慢冷卻條件下，液體內(nèi)部的溫度分布比較均勻并同時(shí)過冷到某一溫度。這時(shí)在模壁上的液體首先開始形核長大，液-固相界面上所產(chǎn)生的結(jié)晶潛熱將同時(shí)通過固相和液相傳導(dǎo)散出，這樣使得界面前沿的液體中產(chǎn)生負(fù)的溫度梯度。

第44頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月1.在正的溫度梯度下1）粗糙界面時(shí)對(duì)于粗糙界面的晶體，其生長界面以垂直長大方式推進(jìn)。由于前方液體溫度高，所以生長界面只能隨前方液體的逐漸冷卻而均勻地向前推移。整個(gè)液-固相界面保持穩(wěn)定的平面狀態(tài)，不產(chǎn)生明顯的突起。2）光滑界面時(shí)對(duì)于光滑界面結(jié)構(gòu)的晶體，其生長界面以小平面臺(tái)階生長方式推進(jìn)。小平面臺(tái)階的擴(kuò)展同樣不能伸入到前方溫度高于Tm的液體中去，因此，從宏觀來看液-固相界面似與Tm等溫線平行，但小平面與Tm等溫線呈一定角度。

§2.5.4晶體生長的界面狀態(tài)-晶體形態(tài)第45頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月在正的溫度梯度下，晶體的這種生長方式稱為平面狀生長。晶體生長方向與散熱方向相反，生長速度取決于固相的散熱速度。

圖正溫度梯度下兩種界面形態(tài)

(a)粗糙界面(b)光滑界面第46頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月2.在負(fù)的溫度梯度下晶體生長界面一旦出現(xiàn)局部凸出生長，由于前方液體具有更大的過冷度而使其生長速度增加。在這種情況下，生長界面就不可能繼續(xù)保持平面狀而會(huì)形成許多伸向液體的結(jié)晶軸，同時(shí)在晶軸上又會(huì)發(fā)展出二次晶軸、三次晶軸等等。晶體的這種生長方式稱為樹枝狀生長。在樹枝晶生長時(shí)，伸展的晶軸具有一定的晶體取向以降低界面能。在負(fù)的溫度梯度下，對(duì)于粗糙界面結(jié)構(gòu)的金屬晶體，明顯以樹枝狀方式生長。對(duì)于光滑界面結(jié)構(gòu)的晶體，仍以平面生長方式為主（即樹枝狀生長方式不很明顯），某些亞金屬則具有小平面的樹枝狀結(jié)晶特征。

第47頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖樹枝狀晶體生長示意圖

第48頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖樹枝狀長大的晶粒示意圖第49頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖鋼錠中的樹枝狀晶體第50頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第六節(jié)結(jié)晶理論的某些實(shí)際應(yīng)用第51頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月§2.6.1晶粒大小的控制1.表示：晶粒的大小，通常用單位體積中的晶粒數(shù)或近似的把晶粒看成球體，用它們的平均直徑來衡量，稱作晶粒度。2.晶粒度主要取決于形核率與晶核的長大速度。3.控制晶粒大小的途徑：增加過冷度；變質(zhì)處理；振動(dòng)攪拌第52頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月細(xì)化晶粒的好處：提高強(qiáng)度、硬度、塑性和韌性。工業(yè)上將通過細(xì)化晶粒來提高材料強(qiáng)度的方法稱為細(xì)晶強(qiáng)化。細(xì)化鑄件晶粒的基本途徑：形成足夠多的晶核，使它們?cè)谏形达@著長大時(shí)便相互接觸，完成結(jié)晶過程。大的形核率以保證單位時(shí)間、單位體積液體中形成更多的晶核。要求結(jié)晶時(shí)有小的長大線速度以保證有更長的形核時(shí)間。

第53頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月第54頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月1.提高過冷度過冷度增加，形核率N與長大線速度G均增加，但形核率增加速度高于長大線速度增加的速度，因此，增加過冷度可以使鑄件的晶粒細(xì)化。

在工業(yè)上增加過冷度是通過提高冷卻速度來實(shí)現(xiàn)的。采用導(dǎo)熱性好的金屬模代替砂模；在模外加強(qiáng)制冷卻；在砂模里加冷鐵以及采用低溫慢速澆鑄等都是有效的方法。對(duì)于厚重的鑄件，很難獲得大的冷速，這種方法的應(yīng)用受到鑄件尺寸的限制。第55頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月2.變質(zhì)處理外來雜質(zhì)能增加金屬的形核率并阻礙晶核的生長。如果在澆注前向液態(tài)金屬中加入某些難熔的團(tuán)體顆粒，會(huì)顯著地增加晶核數(shù)量，使晶粒細(xì)化。這種方法稱為變質(zhì)處理，加入的難熔雜質(zhì)叫變質(zhì)劑。變質(zhì)處理是目前工業(yè)生產(chǎn)中廣泛應(yīng)用的方法。如往鋁和鋁合金中加入鋯和鈦；往鋼液中加入鈦、鋯、釩；往鑄鐵鐵水中加入Si—Ca合金都能達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。第56頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖Al-Mg合金變質(zhì)處理前后的對(duì)照第57頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月3.振動(dòng)、攪拌在澆注和結(jié)晶過程中實(shí)施攪拌和振動(dòng)，也可以達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。攪拌和振動(dòng)能向液體中輸入額外能量以提供形核功，促進(jìn)晶核形成；可使結(jié)晶的枝晶碎化，增加晶核數(shù)量。攪拌和振動(dòng)的方法有機(jī)械、電磁、超聲波法等。

第58頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖鑄件的宏觀組織形成過程示意圖§2.6.2鑄錠（鑄件）的宏觀組織控制第59頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月三層典型組織:(形成原因、性能、控制方法）1.激冷層（表面細(xì)晶區(qū)）2.柱狀晶區(qū)3.中心等軸晶區(qū)1.激冷層（表面細(xì)晶區(qū)）2.柱狀晶區(qū)3.中心等軸晶區(qū)弱面第60頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月定向凝固方法有下降功率法和快速逐步凝固法。下降功率法是將金屬液體注入帶水冷底板的鑄模中，然后，切斷下部感應(yīng)圈的電流，再進(jìn)行上部感應(yīng)圈的功率調(diào)節(jié)，使鑄模內(nèi)獲得陡峭的溫度梯度，在這種冷卻條件下得到垂直于水冷底板的柱狀晶。

快速逐步凝固法是將金屬液澆入帶水冷底板的鑄型后，保持?jǐn)?shù)分鐘以達(dá)到熱穩(wěn)定，在這段時(shí)間內(nèi)沿鑄型軸上形成一定的溫度梯度，當(dāng)水冷銅板一端開始凝固后，將鑄型從爐內(nèi)以一定速度牽出，使底端形核的晶體生長成垂直于水冷底板方向的柱狀晶。§2.6.3定向凝固技術(shù)第61頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月圖定向結(jié)晶裝置原理圖第62頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月單晶體就是由一個(gè)晶粒組成的晶體。單晶硅、鍺是制造大規(guī)模集成電路的基本材料。近百種氧化物單晶體如TeO2，TiO2，LiTiO3，LiTaO3，PbGeO3，KNbO3等可用于制造磁記錄、磁貯存原件、光記憶、光隔離、光變調(diào)等光學(xué)和光電元件和制造紅外檢測(cè)。目前，單晶材料已成為計(jì)算機(jī)技術(shù)、激光技術(shù)及光通訊技術(shù)、紅外遙感技術(shù)等高技術(shù)領(lǐng)域不可缺少的材料。制取單晶體的基本原理就是保證液體結(jié)晶時(shí)只形成一個(gè)晶核，再由這個(gè)晶核長成一整塊單晶體?！?.6.4單晶體的制備第63頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月1.垂直提拉法先用高頻或電阻加熱方法熔化坩堝中的材料，使液體保持稍高于熔點(diǎn)的溫度。然后將夾有一個(gè)籽晶的桿下移，使籽晶與液面接觸。緩慢降低爐內(nèi)溫度，將籽晶桿一邊旋轉(zhuǎn)一邊提拉，使籽晶作為唯一的晶核在液相中結(jié)晶，最后成為一塊單晶體。圖

拉制單晶的原理圖

第64頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月2.尖端形核法將材料裝入一個(gè)帶尖頭的容器中熔化。然后將容器從爐中緩慢拉出。尖頭首先移出爐外緩冷，在尖頭部產(chǎn)生一個(gè)晶核，容器向爐外移動(dòng)時(shí)便由這個(gè)晶核長成一個(gè)單晶體。圖

下移法制造單晶原理圖第65頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月急冷凝固技術(shù)是設(shè)法將熔體分割成尺寸很小的部分，增大熔體的散熱面積，再進(jìn)行高強(qiáng)度冷卻，使熔體在短時(shí)間內(nèi)凝固以獲得與模鑄材料結(jié)構(gòu)、組織、性能顯著不同的新材料的凝固方法。采用急冷凝固技術(shù)可以制備出非晶態(tài)合金、微晶合金及準(zhǔn)晶態(tài)合金，為高技術(shù)領(lǐng)域所需的新材料的獲取開辟了一條新路。急冷凝固方法按工藝原理可分為三類，即模冷技術(shù)、霧化技術(shù)和表面快熱技術(shù)?！?.6.5急冷凝固技術(shù)第66頁，課件共72頁，創(chuàng)作于2023年2月模冷技術(shù)是將熔體分離成連續(xù)和不連續(xù)的、截面尺寸很小的熔體流，使其與散熱條件良好的冷模接觸而得到迅速凝固，得到很薄的絲或帶。霧化技術(shù)是把熔體在離心力、機(jī)械力或高速流體沖擊力作用下，分散成尺寸極小的霧狀熔滴，并使熔滴在與流體或冷模接觸中凝固，得到急冷凝固的粉末。表面快熱技術(shù)即通過高密度的能束如激光或高能電子束掃描工件表面使工件表面熔化，然后通過工