1、贾志宏江苏大学材料学院2011.9导入案例铜镍二元合金导入案例钛合金具有比强度高、韧性好、无磁性、耐腐蚀等优良特性，广泛应用于航空、航天、航海、石油化工、体育器械、医疗器械等各个领域，其中铸造 型或 型钛合金即为典型的单相合金材料F1赛车变速箱壳体深潜器框架4.1 凝固过程的溶质再分配理论回顾扩散定律菲克第一定律 对于一个A、B物质的二元系或多元系，溶质A在扩散场中某处的扩散通量（也称扩散强度，即单位时间内通过单位面积的溶质量）与该处的浓度梯度成正比菲克第二定律 在一维扩散的情况下，体系中任一点浓度随时间的变化率与该处浓度梯度成正比4.1.1 溶质再分配现象溶质再分配现象的产生单相合金的结晶过
2、程是在一个固液两相共存的温度区间内完成的；在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分；随温度的下降，液、固相平衡成分随之发生改变，溶质必然要在界面前沿富集，所以晶体生长与传质过程必然相伴而生4.1.1 溶质再分配现象平衡分配系数定义：定义为在给定的温度下，平衡固相溶质浓度与液定义为在给定的温度下，平衡固相溶质浓度与液相溶质浓度之比相溶质浓度之比 实质上是描述了在固、液两相共存的条件下，溶质原实质上是描述了在固、液两相共存的条件下，溶质原子在固子在固-液界面两侧的平衡分配特征液界面两侧的平衡分配特征 4.1.2界面平衡假设界面平衡假设在实际结晶过程中，溶质原子在固、液两相中的扩散速度有限，界面两
3、侧固、液相在大范围内成分不可能均匀化，所以是一个非平衡过程-亚/介平衡状态近似地认为，单相合金的晶体生长仅取决于热的传输和质的传递，而原子通过界面的阻力则小到可以忽略不计；界面处固、液两相始终处于局部平衡状态之中；适用条件：对速度缓慢的单晶体可控生长以及在一般凝固条件下具有粗糙界面结晶相的生长4.1.3 平衡结晶时的溶质再分配平衡结晶在结晶过程中，固、液两相都能通过充分传质而使成分完全均匀并完全达到平衡相图对应温度的平衡成分平衡条件下的杠杆定律4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配实际传热传质条件固相中原子扩散不足以使固相成分均匀，一般凝固条件下热扩散系数 约为5E-2cm2/s数量级；而溶质原子
4、在液态金属中的扩散系数DL仅为5E-5cm2/S数量级；特别是溶质原子在固相中的扩散系数DS只有5E-8cm2/S数量级；简化模型一个等截面的水平圆棒自左向右的单向结晶过程为例进行讨论，假设合金原始成分为c0，界面前方为正温度梯度，界面始终以宏观的平面形态向前推进，并且始终忽略掉溶质原子在固相中的扩散；4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配固相无扩散、液相均匀混合时的溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配固相无扩散、液相只有扩散而无对流或搅拌时的溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4
5、.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配固液界面处液相一侧溶质富集的影响因素4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配R、溶质在液相中的DL以及k0影响CL（x）特征距离4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配固相无扩散、液相存在部分混合时的溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配4.1.4 非平衡结晶时溶质再分配有效分配系数一般条件下的夏尔公式4.2 成分过冷熔体的过冷度是其液相线温度与实际温度的差值，过冷度决定着固-液界面的生长方式和晶体的
6、形态。而在凝固过程中，随着固-液界面的不断生长，界面前端液相的浓度按溶质再分配规律不断地发生变化。合金熔体的实际液相线温度是随浓度的变化而变化的。也就是说，固-液界面前方熔体的过冷状态取决于其局部温度的分布形式和具体的溶质再分配规律。4.2.1 成分过冷的形成溶质富集引起界而前方熔体液相线温度的变化4.2.1 成分过冷的形成4.2.1 成分过冷的形成热过冷与成分过冷4.2.1 成分过冷的形成4.2.1 成分过冷的形成 这种由导致界面前方熔体成分及其凝固温度发生变化而引起的过冷称为成分过冷4.2.2 成分过冷的判据4.2.2 成分过冷的判据判据4.2.2 成分过冷的判据成分过冷度4.2.2 成分
7、过冷的判据4.2.2 成分过冷的判据4.2.2 成分过冷的判据4.2.2 成分过冷的判据4.2.2 成分过冷的判据一般条件下的判据4.2.3 热过冷对纯金属结晶过程的影响界面前方无热过冷下的平面生长4.2.3 热过冷对纯金属结晶过程的影响热过冷作用下的枝晶生长4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响界面前方无成分过冷时的平面生长4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响窄成分过冷区作用下的胞状生长界面偶然扰动而产生的任何凸起都必将面临较大的过冷而以更快的速度进一步长大，同时不断向周围熔体中排出溶质；由于相邻凸起之间的凹入部位的溶质浓度比凸起前端
8、增加得更快，而凹入部位的溶质扩散到熔体深处更为困难；导致了凹入部位溶质的进一步富集，而溶质富集则降低了凹入部位熔体的液相线温度，从而降低其过冷度，甚至过冷度为零；因此，凸起的横向生长速度受到抑制，并形成一些由低熔点溶质富集区所构成的网络状沟槽；4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响较宽成分过冷区作用下的柱状树枝晶生长胞状生长就转变为柱状枝晶生长4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响 单相合金柱状枝晶生长是在GL0下进行的。如同平面生长和胞状生长一样，是
9、一种热量通过固相散失的约束生长，等温面的前进约束着枝晶前端以一定的速度向液相推进，而溶质元素在液相中的扩散则支配着枝晶的生长行为；在生长过程中主干彼此平行地向着热流相反的方向延伸，相邻主干的高次分枝往往互相连接起来排列成方格网状，构成了柱状枝晶特有的板状阵列，从而使材料的性能表现出强烈的各向异性；宏观结晶状态的转变和等轴枝晶生长 当界面前方成分过冷区进一步加宽时，成分过冷的极大值将大于熔体中非均质形核最有效衬底大量形核所需的过冷；于是在柱状枝晶生长的同时，界面前方这部分熔体也将发生新的形核过程，并且导致了晶体在过冷熔体（GL0）的自由生长，从而形成了方向各异的等轴枝晶4.2.4 成分过冷对单相
10、合金结晶过程的影响4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响就合金的宏观结晶状态而言，平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于一种晶体自型壁形核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为外生生长；等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为内生生长；宏观结晶状态的转变取决于成分过冷的大小和外来质点非均质形核的能力这两个因素；4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响枝晶的生长方向枝晶生长具有鲜明的晶体学特征，其主干和各次分枝的生长方向均与特定的晶向相平行；4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响枝晶间距：枝晶间距指的是相邻同次分枝之间的垂直距离，实际上则用金相视野下测得的各相邻同次分枝之间距离的统计平均值来表示：是树枝晶组织细化程度的表征，枝晶间距越小，组织就越细密，分布于其间的元素偏析范围也就越小；4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响通常采用的有一次枝晶间距d1和二次枝晶间距d2两种4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响二次枝晶间距d2粗化现象4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响粗化模型 模型-Kattamis模型；模型-Kattamis-Chernov-Klia模型；模型-Kahlweit模型；4.2.4 成分过冷对单相合金结晶过程的影响
