【文章內(nèi)容簡介】 面結(jié)構(gòu)的判據(jù)：≤2 時，晶體表面有一半空缺位置時自由能最低，此時的固液界面（晶體表面）為粗糙界面。＞5 時，此時的固液界面（晶體表面）為光滑界面。=2～5時，此時的固液界面（晶體表面）常為多種方式的混合，Bi、Si、Sb等屬于此類。？同為光滑固液界面，螺旋位錯生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)制的生長速度對過冷度的關(guān)系有何不同？答：（1）固液界面結(jié)構(gòu)通過以下機(jī)理影響晶體生長方式： 粗糙面的界面結(jié)構(gòu),有許多位置可供原子著落，液相擴(kuò)散來的原子很容易被接納并與晶體連接起來。由熱力學(xué)因素可知生長過程中仍可維持粗糙面的界面結(jié)構(gòu)。只要原子沉積供應(yīng)不成問題，可以不斷地進(jìn)行“連續(xù)生長”，其生長方向?yàn)榻缑娴姆ň€方向。對于光滑面，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個原子與晶面的結(jié)合較弱，容易跑走，因此，只有依靠在界面上出現(xiàn)臺階，然后從液相擴(kuò)散來的原子沉積在臺階邊緣，依靠臺階向側(cè)面生長（“側(cè)面生長”）。 臺階形成的方式有三種機(jī)制：二維晶核機(jī)制，螺旋位錯機(jī)制，孿晶面機(jī)制 。固液界面結(jié)構(gòu)通過以下機(jī)理晶體影響生長速度：對粗糙界面而言，其生長方式為連續(xù)生長，生長速度R1與實(shí)際過冷度ΔT成線性關(guān)系 。=μ1ΔT （D為原子的擴(kuò)散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，μ1為常數(shù)）對光滑界面而言 ：二維晶核臺階生長的速度為 R2 = （μb為常數(shù)） 螺旋位錯臺階生長速度為 （μ3為常數(shù)） (2)螺旋位錯生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)制的生長速度對過冷度的關(guān)系不同點(diǎn)如下：對二維晶核生長機(jī)制而言，在ΔT不大時生長速度R2幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定ΔT時R突然增加很快，其生長曲線R~ΔT與連續(xù)生長曲線相遇，繼續(xù)增大ΔT，完全按連續(xù)方式進(jìn)行。 對螺旋位錯生長機(jī)制而言 ，在過冷度不太大時，速度與ΔT的平方成正比。在過冷度相當(dāng)大時，其生長速度與連續(xù)生長方式相重合。由于其臺階在生長過程中不會消失，生長速度比二維臺階生長要快。此外，與二維晶核臺階生長相比較，二維晶核在ΔT小時生長速度幾乎為零，而螺旋位錯生長方式在小ΔT時卻已具有一定的生長速度。第四章 單相及多相合金的結(jié)晶?它是否僅由平衡分配系數(shù)K0所決定?當(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時，試證明K0為一常數(shù)。答：結(jié)晶過程中的溶質(zhì)再分配：是指在結(jié)晶過程中溶質(zhì)在液、固兩相重新分布的現(xiàn)象。 溶質(zhì)再分配不僅由平衡分配系數(shù)K0決定 ，還受自身擴(kuò)散性質(zhì)的制約，液相中的對流強(qiáng)弱等因素也將影響溶質(zhì)再分配。 當(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時K0為一常數(shù)，證明如下：如右圖所示：液相線及固相線為直線，假設(shè)其斜率分別為mL及mS，雖然C、C隨溫度變化有不同值，但==常數(shù)，此時，K0與溫度及濃度無關(guān)，所以，當(dāng)液相線和固相線為直線時，不同溫度和濃度下K0為定值。 。合金液成分為CB=40%，置于長瓷舟中并從左端開始凝固。溫度梯度大到足以使固液界面保持平面生長。假設(shè)固相無擴(kuò)散，液相均勻混合。試求：①α相與液相之間的平衡分配系數(shù)K0；②凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分之幾?③凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分布曲線。 圖 443 二元合金相圖解：（1）平衡分配系數(shù)K0 的求解：由于液相線及固相線均為直線不同溫度和濃度下K0為定值，所以：如右圖， 當(dāng)T=500℃時， K0 ===K0即為所求 α相與液相之間的 平衡分配系數(shù). （2）凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分?jǐn)?shù)的計算: 由固相無擴(kuò)散液相均勻混合下溶質(zhì)再分配的正常偏析方程 代入已知的= 60％ , K0 = , C0= CB=40% 可求出此時的= ％由于T=500℃為共晶轉(zhuǎn)變溫度,所以此時殘留的液相最終都將轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿ЫM織,％. （3）凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分布曲線 (并注明各特征成分及其位置)如下: 60%30%20%56%=CB=10%。 證明已凝固部分()的平均成分為當(dāng)試棒凝固時，液體成分增高，而這又會降低液相線溫度。證明液相線溫度TL與之間關(guān)系（為純組元A的熔點(diǎn)，為液相線斜率的值）: 解： (a)(b) ，分析凝固速變大（R1→R2，且R2＞R1）時，固相成分的變化情況，以及溶質(zhì)富集層的變化情況。答：在固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散條件下凝固速度變大時 （1）固相成分將發(fā)生下列變化： R2＞R1當(dāng)凝固速度增大時，固液界面前沿的液相R1 R2 和固相都將經(jīng)歷：穩(wěn)定態(tài)→ 不穩(wěn)定態(tài)→穩(wěn)定態(tài)的過程。如右圖所示，當(dāng)R2＞R1時在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，CS＞C0。重新恢復(fù)到穩(wěn)定時，CS又回到C0。R2上升越多，越大， 不穩(wěn)定區(qū)內(nèi)CS越高。R2＞R1 （2）溶質(zhì)富集層的變化情況如下：在其它條件不變的情況下，R越大，在固液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。 如右圖所示。R2越大， 富集層高度ΔC越大，過渡區(qū)時間（Δt）越長，過渡區(qū)間也就越寬。 在新的穩(wěn)定狀態(tài)下，富集區(qū)的面積將減小。 =CB=%，K0=，=5，自左向右單向凝固， 固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散（DL=3105cm2/s）。達(dá)到穩(wěn)定態(tài)凝固時，求(1)固液界面的；(2)固液界面保持平整界面的條件。 解：（1）求固液界面的 ：由于固相中無擴(kuò)散而液相中僅有限擴(kuò)散的情況下達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)時，滿足： ，C*S= C0 代入C0=CB=%，K0=即可得出： ==％C*S= C0 = ％ (2)固液界面保持平整界面的條件 ： 當(dāng)存在“成分過冷”時，隨著的“成分過冷”的增大，固溶體生長方式 將 經(jīng)歷：胞狀晶→柱狀樹枝晶→內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶） 的轉(zhuǎn)變過程，所以只有當(dāng)不發(fā)生成分過冷時，固液界面才可保持平整界面，即需滿足 ≥代入=5，C0=CB=% ，DL=3105cm2/s ， K0= 可得出： ≥104 ℃/cm2s即為所求. 固相成分的分布曲線。答:四種方式凝固過程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線: (單向凝固時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布)（46），分析有效分配系數(shù)KE的三種情況。 解: （46a） （46b） 有效分配系數(shù)KE的三種情況如下:①KE= K0(KE最小)：發(fā)生在＜＜1時 ，發(fā)生在慢生長速度和最大的攪動或?qū)α髑闆r下，這時δN很小，相當(dāng)“液相充分混合均勻”的情況。 ②KE=1（KE最大）：發(fā)生在＞＞1時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流，δN很大的情況下，相當(dāng)于“液相只有有限擴(kuò)散”的情況。③K0＜KE＜1：相當(dāng)于液相部分混合（對流）的情況，工程實(shí)際中常在這一范圍。成分過冷的涵義:合金在不平衡凝固時，使液固界面前沿的液相中形成溶質(zhì)富集層，因富集層中各處的合金成分不同，具有不同的熔點(diǎn)，造成液固前沿的液相處于不同的過冷狀態(tài)，這種由于液固界面前沿合金成分不同造成的過冷。熱過冷的涵義: 界面液相側(cè)形成的負(fù)溫度剃度，使得界面前方獲得大于的過冷度。成分過冷與熱過冷的區(qū)別 : 熱過冷是由于液體具有較大的過冷度時，在界面向前推移的情況下，結(jié)晶潛熱的釋放而產(chǎn)生的負(fù)溫度梯度所形成的?？沙霈F(xiàn)在純金屬或合金的凝固過程中，一般都生成樹枝晶。成分過冷是由溶質(zhì)富集所產(chǎn)生，只能出現(xiàn)在合金的凝固過程中，其產(chǎn)生的晶體形貌隨成分過冷程度的不同而不同，當(dāng)過冷程度增大時，固溶體生長方式由無成分過冷時的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶→柱狀樹枝晶→內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）。成分過冷與熱過冷的聯(lián)系: 對于合金凝固，當(dāng)出現(xiàn)“熱過冷”的影響時，必然受“成分過冷”的影響，而且后者往往更為重要。即使液相一側(cè)不出現(xiàn)負(fù)的溫度梯度，由于溶質(zhì)再分配引起界面前沿的溶質(zhì)富集，從而導(dǎo)致平衡結(jié)晶溫度的變化。在負(fù)溫梯下，合金的情況與純金屬相似，合金固溶體結(jié)晶易于出現(xiàn)樹枝晶形貌。 ?成分過冷的大小受哪些因素的影響? 答: “成分過冷”判據(jù)為: ＜當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散”時，δN=∞，代入上式后得＜ ( 其中: GL — 液相中溫度梯度 R — 晶體生長速度 mL — 液相線斜率 C0 — 原始成分濃度DL — 液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)K0 — 平衡分配系數(shù)K )成分過冷的大小主要受下列因素的影響:1）液相中溫度梯度GL , GL越小,越有利于成分過冷2）晶體生長速度R , R越大,越有利于成分過冷3）液相線斜率mL ,mL越大,越有利于成分過冷4）原始成分濃度C0, C0越高,越有利于成分過冷5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL, DL越底,越有利于成分過冷 6）平衡分配系數(shù)K0 ,K0＜1時，K0 越 小,越有利于成分過冷；K0＞1時，K0越大,越有利于成分過冷。(注:其中的GL和 R 為工藝因素,相對較易加以控制。 mL , C0 , DL , K0 ,為材料因素,較難控制 ) “成分過冷”對單相固溶體及共晶凝固組織形貌的影響？答 :“成分過冷”對單相固溶體組織形貌的影響:隨著“成分過冷”程度的增大，固溶體生長方式由無“成分過冷”時的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶→柱狀樹枝晶→內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）。 “成分過冷”對共晶凝固組織形貌的影響:1)共晶成分的合金，在冷速較快時，不一定能得到100％的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶組織，甚至完全得不到共晶組織；2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時反而得到100％的共晶組織；3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)100％的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。12. 如何認(rèn)識“外生生長”與“內(nèi)生生長”？由前者向后者轉(zhuǎn)變的前提是什么？僅僅由成分過冷因素決定嗎？ 答:“外生生長”: 晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為“外生生長”。 平面生長、胞狀生長和柱狀樹枝晶生長都屬于外生生長 .“內(nèi)生生長”: 等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“內(nèi)生生長”。 如果 “成分過冷”在遠(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度（ΔT異），就會在內(nèi)部熔體中產(chǎn)生新的晶核，造成“內(nèi)生生長”，使得自由樹枝晶在固液界面前方的熔體中出現(xiàn)。外生生長向內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變的前提是:成分過冷區(qū)的進(jìn)一步加大 。決定因素 : 外生生長向內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變是由成分過冷的大小和外來質(zhì)點(diǎn)非均質(zhì)生核的能力這兩個因素所決定的。大的成分過冷和強(qiáng)生核能力的外來質(zhì)點(diǎn)都有利于內(nèi)生生長并促進(jìn)內(nèi)部等軸晶的形成。 13. 影響枝晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與材料的機(jī)械性能有什么關(guān)系？答: 影響枝晶間距的主要因素: 純金屬的枝晶間距主要決定于晶面處結(jié)晶潛熱散失條件，而一般單相合金的枝晶間距則還受控于溶質(zhì)元素在枝晶間的擴(kuò)散行為。通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d和二次分枝間距d2兩種。前者是胞狀晶和柱狀樹枝晶的重要參數(shù)，后者對柱狀樹枝晶和等軸枝晶均有重要意義。一次枝晶間距與生長速度R、界面前液相溫度梯度GL直接相關(guān)，在一定的合金成分及生長條件下，枝晶間距是一定的，R及GL增大均會使一次間距變小。 二次臂枝晶間距與冷卻速度（溫度梯度GL及生長速度R）以及微量變質(zhì)元素（如稀土）的影響有關(guān)。枝晶間距與材料的機(jī)械性能: 枝晶間距越小，組織就越細(xì)密，分布于其間的元素偏析范圍就越小，故越容易通過熱處理而均勻化。而且，這時的顯微縮松和非金屬夾雜物也更加細(xì)小分散，與成分偏析相關(guān)的各類缺陷（如鑄件及焊縫的熱裂）也會減輕，因而也就越有利于性能的提高。 14. 根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為哪三類？它們各有何生長特性及組織特點(diǎn)？ 答: 根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為下列三類:（1）粗糙粗糙界面（非小晶面非小晶面）共晶.（2）粗糙光滑界面（非小晶面小晶）共晶.（3）光滑光滑界面（小晶面小晶面）共晶 . 各自何生長特性及組織特點(diǎn):第（1）類共晶，生長特性為: “共生 ”生長,即在共晶偶合長大時，兩相彼此緊密相連，而在兩相前方的液體區(qū)域存在溶質(zhì)的運(yùn)動 , 兩相有某種相互依賴關(guān)系.組織特點(diǎn)為:對于有共晶成分的合金,其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀或其中有一相為棒狀或纖維狀(即規(guī)則共晶)。對于非共晶成分的合金，在共晶反應(yīng)前，初生相呈樹枝狀長大，所得到的組織由初晶及共晶體所組成。第(2)類共晶體， 生長特性為: 長大過程是相互偶合的共生長大. 組織特點(diǎn)為: 組織較為無規(guī)則的,且容易發(fā)生彎曲和分枝 . 第(3)類共晶體, 生長特性為: 長大過程不再是偶合的組織特性為: 所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物 。答:離異共晶組織有兩種情況: “晶間偏析” 和“暈圈” 。晶間偏析的形成原因如下: (1)由系統(tǒng)本身的原因: 如果合金成分偏離共晶點(diǎn)很遠(yuǎn)，初晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜分布于枝晶之間。當(dāng)共晶轉(zhuǎn)變時，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，而把另一相單獨(dú)留在枝晶間.(2)由另一相的生核困難所引起: 合金偏離共晶成分，初晶相長得較大。如果另一相不能以初生相為襯底而生核，或因液體過冷傾向大而使該相析出受阻時，初生相就繼續(xù)長