1、金屬的實際結晶溫度金屬的實際結晶溫度與理論結晶溫度之差與理論結晶溫度之差稱為過冷度稱為過冷度 (t )。 t = tm tn第一節第一節 金屬結晶的現象金屬結晶的現象1.1、結晶過程的宏觀現象、結晶過程的宏觀現象a. 過冷現象過冷現象 純度越高，過冷度越大純度越高，過冷度越大； 其它條件相同時，其它條件相同時，冷卻速度越快，過冷度也冷卻速度越快，過冷度也越大越大。當冷卻速度達到。當冷卻速度達到106 oc/s以上時，液態以上時，液態金屬來不及結晶就固化下來，這樣形成的固金屬來不及結晶就固化下來，這樣形成的固體稱為金屬玻璃，是一種非晶態材料。體稱為金屬玻璃，是一種非晶態材料。a. 過冷現象過冷現

2、象過冷度隨金屬的種類、純度以及結晶時的過冷度隨金屬的種類、純度以及結晶時的冷卻速度有關。冷卻速度有關。結晶潛熱環境散熱結晶潛熱環境散熱溫度上升溫度上升局部區域出現重局部區域出現重熔現象。因此結晶潛熱的釋放和重熔，是影響結晶熔現象。因此結晶潛熱的釋放和重熔，是影響結晶的重要因素。的重要因素。 結晶潛熱結晶潛熱 環境散熱環境散熱冷卻平臺冷卻平臺平臺延續的平臺延續的過程就是結晶所需的時過程就是結晶所需的時間。間。b、結晶潛熱、結晶潛熱 無論金屬還是非金無論金屬還是非金屬，在結晶時都遵循相屬，在結晶時都遵循相同的規律，即結晶過程同的規律，即結晶過程是是形核和長大的過程。形核和長大的過程。 1.2、金屬

3、結晶的微觀過程、金屬結晶的微觀過程 熔體過冷熔體過冷 形核形核 晶核長大晶核長大未轉變液體部分形核未轉變液體部分形核 晶核長大晶核長大相鄰晶體互相接觸相鄰晶體互相接觸 液體全部轉變。液體全部轉變。孕育期 每個成長的晶體就是一個晶粒，它們的接觸分每個成長的晶體就是一個晶粒，它們的接觸分界面就形成晶界。界面就形成晶界。過過程程問題：問題：為什么金屬不能在理為什么金屬不能在理論結晶溫度結晶，而論結晶溫度結晶，而需要過冷？需要過冷？第二節第二節 金屬結晶的條件金屬結晶的條件 金屬各相金屬各相gibbs自由能自由能g可表示為：可表示為：g = h tspvts， h：焓，：內能，：壓力，：體積，：焓，：

4、內能，：壓力，：體積，t：溫度，：溫度，s：熵。：熵。dgdupdvvdptdssdt而而dutds-pdv (熱力學第一定律熱力學第一定律)因此：因此：dg = tdspdvvdptdssdt vdp sdt 對于金屬凝固過程，對于金屬凝固過程，dp0 因此：因此：dg/dt = -s2.1、金屬結晶的熱力學條件、金屬結晶的熱力學條件dg/dt = -s熵熵s表征系統中原子排列混亂表征系統中原子排列混亂程度的參量，程度的參量，s恒大于零。恒大于零。固相原子排列有序；因此：固相原子排列有序；因此： ss sl( dg/dt )s( dg/dt )l因此液固兩相因此液固兩相g-t曲線斜率不同，液

5、相下降更快。兩者交點曲線斜率不同，液相下降更快。兩者交點tm處，處，gl=gs，表示兩相可以同時共存，處于熱力學平衡狀，表示兩相可以同時共存，處于熱力學平衡狀態，這一溫度態，這一溫度tm就是金屬的理論結晶溫度。只有就是金屬的理論結晶溫度。只有t00， d dhf f 為相變潛熱，為相變潛熱，ttm時，時，d dg gv =0=0，因此有：，因此有：d dh hf f = -t= -tm md ds s， d ds = -d dhf /tm t t t tm m時，時，d ds s變化很小，可視為常數，因此液固兩相變化很小，可視為常數，因此液固兩相gibbsgibbs自由自由能能差差d dgv

6、v為為：d dgv v= -d dhf -td ds= -dhdhf+tdhdhf /tm m= -dhdhf d dt/tm m可見：可見：ttm m時，時，過冷度過冷度d dt = 0t = 0， d dgv v= 0, , 沒有結晶驅動力，沒有結晶驅動力，不能凝固。不能凝固。因此實際結晶溫度必須低于理論結晶溫度，這樣才能滿足結因此實際結晶溫度必須低于理論結晶溫度，這樣才能滿足結晶的熱力學條件。這就說明了為什么必須過冷的晶的熱力學條件。這就說明了為什么必須過冷的根本原因。根本原因。 金屬的結晶是晶核的形成和長大的過程，而晶金屬的結晶是晶核的形成和長大的過程，而晶核是由晶胚生成的，那么，晶胚

7、又是什么呢？核是由晶胚生成的，那么，晶胚又是什么呢？它是怎樣轉變成晶核的？這些問題都涉及到液它是怎樣轉變成晶核的？這些問題都涉及到液態金屬的結構條件，因此，了解液態金屬的結態金屬的結構條件，因此，了解液態金屬的結構，對深入理解結晶時的形核和長大過程十分構，對深入理解結晶時的形核和長大過程十分重要。重要。2.2、金屬結晶的結構條件、金屬結晶的結構條件液體的原子排列：液體的原子排列：短程有序，長程無序。短程有序，長程無序。短程有序集團不斷出現短程有序集團不斷出現和消失，處于變化之中。和消失，處于變化之中。 這些瞬間出現、消失的這些瞬間出現、消失的有序集團稱為結構起伏有序集團稱為結構起伏或相起伏。或

8、相起伏。相起伏出現幾率相起伏出現幾率相起伏大小相起伏大小rmax2.2、金屬結晶的結構條件、金屬結晶的結構條件過冷度過冷度d dtrmax 相起伏或結構起伏是結晶的結構條件。只有相起伏或結構起伏是結晶的結構條件。只有在過冷液體中出現的尺寸較大的相起伏才能形成在過冷液體中出現的尺寸較大的相起伏才能形成晶胚。這些晶胚才可能形成晶核結晶。晶胚。這些晶胚才可能形成晶核結晶。 前面談到了結晶的熱力學條件和結構條件。前面談到了結晶的熱力學條件和結構條件。但事實上，許多過冷液體并不立即發生凝固結晶。但事實上，許多過冷液體并不立即發生凝固結晶。如液態高純如液態高純sn過冷過冷520oc時，經很長時間還不會時，

9、經很長時間還不會凝固。說明凝固過程還存在某種障礙。凝固。說明凝固過程還存在某種障礙。因此，還必須進一步研究凝固過程究竟如何進行的因此，還必須進一步研究凝固過程究竟如何進行的（機理問題）？進行的速度如何（動力學問題）？（機理問題）？進行的速度如何（動力學問題）？以下兩節的內容分別從以下兩節的內容分別從形核形核和和長大長大兩個基本過程進行討論兩個基本過程進行討論母相中形成等于或超過一定臨界尺寸的新母相中形成等于或超過一定臨界尺寸的新相晶核的過程稱為形核。液體金屬中形核相晶核的過程稱為形核。液體金屬中形核有均勻形核和非均勻形核兩種方式。有均勻形核和非均勻形核兩種方式。第三節第三節 晶核的形成晶核的形

10、成 均勻形核均勻形核又稱均質形核或自發形核。是指從液又稱均質形核或自發形核。是指從液相晶胚發展成一定臨界尺寸晶核的過相晶胚發展成一定臨界尺寸晶核的過程。程。均勻形核是一種理想的形核方式，只有在液均勻形核是一種理想的形核方式，只有在液態絕對純凈，也不和型壁接觸下發生。液體態絕對純凈，也不和型壁接觸下發生。液體各區域形核幾率相同，只是依靠液態金屬的各區域形核幾率相同，只是依靠液態金屬的能量變化，由晶胚直接形核的過程。能量變化，由晶胚直接形核的過程。非均勻形核非均勻形核又稱異質形核或非自發形核。是指依又稱異質形核或非自發形核。是指依附液體中現有固體雜質或容器表面形附液體中現有固體雜質或容器表面形成晶

11、核的過程。成晶核的過程。實際液態金屬中，總有或多或少的雜實際液態金屬中，總有或多或少的雜質，晶胚總是依附于這些雜質質點上質，晶胚總是依附于這些雜質質點上形成晶核，實際的結晶過程主要是按形成晶核，實際的結晶過程主要是按非均勻形核方式進行。非均勻形核方式進行。 3.1、均勻形核、均勻形核為什么過冷液體形核為什么過冷液體形核時要求晶核必須達到時要求晶核必須達到一定的臨界尺寸？一定的臨界尺寸？v：晶核體積；：晶核體積； ：界面能；：界面能；s：晶核的表面積：晶核的表面積gv：單位體積內固液吉布斯自由能之差：單位體積內固液吉布斯自由能之差因此總的吉布斯自由能變化量為因此總的吉布斯自由能變化量為： d d

12、g=vg=vd dg gv v+ +s ss sa. 形核時的能量變化形核時的能量變化在一定的過冷度下，液體中若出現固態晶核，該在一定的過冷度下，液體中若出現固態晶核，該區域的能量變化包括兩個方面：區域的能量變化包括兩個方面：1 1）液體結晶為固體時體積自由能的下降）液體結晶為固體時體積自由能的下降v vgvgv2 2）新增晶核的界面自由能）新增晶核的界面自由能ss由于由于：d dg = = vd dgv + s+ ss一定過冷度下，一定過冷度下，gv 0因此有最大體積和最小表面積因此有最大體積和最小表面積的球形晶核最有利。設的球形晶核最有利。設gv和和為常數，球半徑為為常數，球半徑為r，則有

13、：，則有： thtgrdrgdrgrgfmvcvdd=d=d+d=dsss22043423得得令令r0rcb. 晶核的臨界大小晶核的臨界大小rc稱為臨界晶核半徑。稱為臨界晶核半徑。l 當晶胚半徑當晶胚半徑 r rc， 晶胚長大時吉布斯晶胚長大時吉布斯自由能下降，晶胚可以自由能下降，晶胚可以發育為晶核。發育為晶核。l 當晶胚半徑當晶胚半徑r dtdtdtk k時，晶胚半徑超過了晶核臨界尺寸，此時液態金屬的結時，晶胚半徑超過了晶核臨界尺寸，此時液態金屬的結晶容易進行。晶容易進行。過冷度越大，超過臨界晶核的晶胚數量越多，結晶越易進行。過冷度越大，超過臨界晶核的晶胚數量越多，結晶越易進行。討討 論：論

14、：臨界晶核尺寸臨界晶核尺寸 rc 隨過冷度增隨過冷度增大而減小。大而減小。最大相起伏尺寸最大相起伏尺寸 rmax 隨過冷隨過冷度增大而增大。度增大而增大。 dtdtdtdtk時，過冷液體中最大時，過冷液體中最大晶胚尺寸小于臨界晶核半徑晶胚尺寸小于臨界晶核半徑 rc，晶胚不能轉變為晶核。，晶胚不能轉變為晶核。r0rc右圖中，當右圖中，當rcr dd=d=+d=dthtrgrgrgfmcvcvccsssssthtgrfmvcdd=d=ss22r = rc 時，將時，將 代入代入d d表達式表達式，得得d d的極大值為：的極大值為：s+d=d23434rgrgv可見形成臨界晶核時體積自由能的降低只補

15、償了可見形成臨界晶核時體積自由能的降低只補償了2/3的表面能增加，剩下的表面能增加，剩下1/3部分即部分即d dgc需要另外供給，需要另外供給，即需要對形核作功。因此即需要對形核作功。因此d dgc稱為最大形核功或臨稱為最大形核功或臨界形核功。過冷度增大，臨界形核功顯著降低，形界形核功。過冷度增大，臨界形核功顯著降低，形核易于進行。核易于進行。01316431)2(43143422232223dd=d=+d=dthtrgrgrgfmcvcvccsssss液態金屬中不僅存在結構起伏，而且存在能量液態金屬中不僅存在結構起伏，而且存在能量起伏，也即液態金屬不同區域內的自起伏，也即液態金屬不同區域內的

16、自由能也并由能也并不相同，不相同，因此形核功可通過體系的能量起伏來因此形核功可通過體系的能量起伏來提供。提供。形核功從何而來？形核功從何而來？當體系中某一區域的高能原子附著在臨界晶核上，當體系中某一區域的高能原子附著在臨界晶核上，將釋放一部分能量，一個穩定的晶核即可形成。將釋放一部分能量，一個穩定的晶核即可形成。單位時間在單位體積液體內形單位時間在單位體積液體內形成晶核的數目稱為形核率，單成晶核的數目稱為形核率，單位位 cm-3s-1。 n1、n2分別為受形核功和原子分別為受形核功和原子擴散能力影響的形核率因子。擴散能力影響的形核率因子。21nnn =d、形核率、形核率nn2形核率形核率t t

17、m溫溫 度度n1n1n n形核率取決于兩因素：形核率取決于兩因素：母液的過冷度。過冷母液的過冷度。過冷度增大，形核功減小，度增大，形核功減小，n1提高。提高。 原子活動或遷移能力。原子活動或遷移能力。溫度升高，原子活動溫度升高，原子活動能力強，能力強，n2提高，提高，形核率高。形核率高。 實際上純金屬的形核率實際上純金屬的形核率與過冷度的關系如右圖與過冷度的關系如右圖所示，在到達一定過冷所示，在到達一定過冷度前，基本不形核，到度前，基本不形核，到達臨界過冷度后，形核達臨界過冷度后，形核率急劇增加，相應的溫率急劇增加，相應的溫度稱為有效成核溫度。度稱為有效成核溫度。在形核率達到極大前結在形核率達

18、到極大前結晶已結束。晶已結束。有效成核溫度4coscos323+d=d均均非非gg依附在某些已有的固體上形核依附在某些已有的固體上形核稱之為非自發形核。稱之為非自發形核。 g=vgv+(s slsals+s ssbasb-s slbasb)3coscos32(33+= rv22/2/sin)cos1 (2rarabssl=ssscos/slbsbl+=vkgrdrgdd=ds20)(可可以以得得到到令令3.2、非均勻形核、非均勻形核a. 能量變化能量變化l 當當=0時，時， ，說明不需要形核功，液相中的固相雜質質，說明不需要形核功，液相中的固相雜質質點就是現成的晶核，可在其上直接結晶長大。點就

19、是現成的晶核，可在其上直接結晶長大。l 當當= 180o ， ，說明基底對形核無效果，即不能，說明基底對形核無效果，即不能在基底上形核。在基底上形核。l 一般情況下一般情況下0180o 。 因此，因此，比較小的雜質質點，可成為活性固體，對形核的促進比較小的雜質質點，可成為活性固體，對形核的促進作用較大。作用較大。a. =0b. 0180180oa. =180o4323 d dd dcoscosgg+ + = =均均非非0= =非非gd d均均非非gd dd d= =g。，。非均非越小越小越小越小恒小于恒小于gggb. 形核率形核率cos = (lb- sb)/ ls，當當sb越小時，越小時，l

20、b便越接近于便越接近于ls，cos才能越接近于才能越接近于1。即固態質點與晶核的表面能越小，即固態質點與晶核的表面能越小，對形核的催化效應越明顯對形核的催化效應越明顯。而表面能與晶體結構有關，兩個相互接觸的晶體結構越近而表面能與晶體結構有關，兩個相互接觸的晶體結構越近似，它們之間的表面能就越小，越有利于促進形核。似，它們之間的表面能就越小，越有利于促進形核。l在鑄造過程中，澆鑄前往往加入形核劑，增加形核率，在鑄造過程中，澆鑄前往往加入形核劑，增加形核率，以達到細化晶粒的作用。以達到細化晶粒的作用。如：如：zr能促進能促進mg的非均勻形核，兩者都是的非均勻形核，兩者都是hcp結構，晶結構，晶格常

21、數相近。格常數相近。fe能促進能促進cu的非均勻形核，因為的非均勻形核，因為cu 的結晶溫度下兩者都是的結晶溫度下兩者都是fcc結構，晶格常數相近。結構，晶格常數相近。l 固相雜質形貌不同，形核率也不同，凹面有固相雜質形貌不同，形核率也不同，凹面有利于形核，形核效能最高。利于形核，形核效能最高。l 過熱度增大，將改變固相雜質的表面狀態，過熱度增大，將改變固相雜質的表面狀態，降低形核率降低形核率l 振動或攪動等物理因素也有利于促進形核。振動或攪動等物理因素也有利于促進形核。其其 它它第四節第四節 晶核的長大晶核的長大 4.1、晶核長大的條件、晶核長大的條件液相不斷向晶體擴散供應原子，也即要求液相

22、有足夠液相不斷向晶體擴散供應原子，也即要求液相有足夠高的溫度，以使液態金屬原子具有足夠的擴散能力。高的溫度，以使液態金屬原子具有足夠的擴散能力。要求晶體表面能夠不斷而牢靠的接納這些原子，晶體要求晶體表面能夠不斷而牢靠的接納這些原子，晶體表面上任意地點接納原子的位置多少與晶體的表面結表面上任意地點接納原子的位置多少與晶體的表面結構有關，并應符合結晶過程的熱力學條件。構有關，并應符合結晶過程的熱力學條件。決定晶體長大方式和長大速度的主要因素是決定晶體長大方式和長大速度的主要因素是晶核的界面結構、界面前沿的溫度梯度晶核的界面結構、界面前沿的溫度梯度。4.2、界面結構、界面結構光滑光滑界面界面原子尺度

23、下，界面為平整的原子表面。原子尺度下，界面為平整的原子表面。一般為密排晶面。界面兩側固液原子一般為密排晶面。界面兩側固液原子截然分開，沒有過渡層。光學顯微鏡截然分開，沒有過渡層。光學顯微鏡下，光滑界面由若干曲折的小平面構下，光滑界面由若干曲折的小平面構成，所以又稱小平面界面。成，所以又稱小平面界面。粗糙粗糙界面界面原子尺度下，界面兩側有幾個原子層原子尺度下，界面兩側有幾個原子層厚度的過渡層，固液原子犬牙交錯排厚度的過渡層，固液原子犬牙交錯排列。光學顯微鏡下，這類界面是平直列。光學顯微鏡下，這類界面是平直的，所以又稱非小平面界面。的，所以又稱非小平面界面。a a為為jackson因子，因子，tm

24、為熔點，取不同為熔點，取不同a a 值，作值，作gs x圖圖 （見教材（見教材p46，fig2.20)。)xln()x(xlnx)x(xnktgms + + + = =111a ad djackson因子和界面能因子和界面能界面的平衡結構應是界面能最低的結構，設晶界面的平衡結構應是界面能最低的結構，設晶體界面上有體界面上有n個原子格位，其中個原子格位，其中ns個為固相原個為固相原子，其所占分數為：子，其所占分數為：x=ns/n，則液相原子占據，則液相原子占據比例為比例為1-x，在光滑界面添加任意原子時，界面，在光滑界面添加任意原子時，界面能的變化可以表示為：能的變化可以表示為：1 1）a a2

25、 2，x=0.5=0.5處界面能最低，界面處一半位置為處界面能最低，界面處一半位置為固相原子占據，為粗糙界面固相原子占據，為粗糙界面。2 2）a a5 5時時，x=0=0或或1 1處界面能最低，對應界面處極處界面能最低，對應界面處極少量或全部原子占據格位，為光滑界面。少量或全部原子占據格位，為光滑界面。 )xln()x(xlnx)x(xnktgms + + + = =111a ad d絕大多數金屬、合金的絕大多數金屬、合金的a a值小于值小于2 2，為粗糙界，為粗糙界面。一些半金屬、非金屬、化合物晶體為光面。一些半金屬、非金屬、化合物晶體為光滑界面。滑界面。界面的微觀結構不界面的微觀結構不同，

26、其接納液相中同，其接納液相中遷移過來的原子的遷移過來的原子的能力也不同，因此能力也不同，因此晶體長大時將有不晶體長大時將有不同機制。同機制。4.3、晶體長大機制、晶體長大機制二維晶核長大機制二維晶核長大機制 （光滑界面、長大速度慢）（光滑界面、長大速度慢）螺型位錯長大機制螺型位錯長大機制 （光滑界面，長大速度較快）（光滑界面，長大速度較快）連續或垂直長大機制（粗糙界面，長大速度快，連續或垂直長大機制（粗糙界面，長大速度快，大部分金屬晶體以此方式長大。）大部分金屬晶體以此方式長大。）固固液液過冷度過冷度t/octm正溫度梯度正溫度梯度固固液液過冷度過冷度t/octm負溫度梯度負溫度梯度4.4、固

27、液界面前沿液體中的溫度梯度、固液界面前沿液體中的溫度梯度 結晶潛熱只能通過已結晶的固相和型壁散失，結晶潛熱只能通過已結晶的固相和型壁散失，相界面向液相中的推移速度受其散熱速率的控制。相界面向液相中的推移速度受其散熱速率的控制。4.5、正溫度梯度下晶體的長大、正溫度梯度下晶體的長大光滑界面的晶體，顯微界面是某一晶體學密排面。一般光滑界面的晶體，顯微界面是某一晶體學密排面。一般而言，密排面界面能小，但生長速度慢。原子密度小的而言，密排面界面能小，但生長速度慢。原子密度小的晶面，其長大速度較大，最后非密排面將逐漸縮小而消晶面，其長大速度較大，最后非密排面將逐漸縮小而消失，晶體的界面將完全變為密排晶面

28、，這失，晶體的界面將完全變為密排晶面，這種情況有利于種情況有利于形成具有規則形狀的晶體。形成具有規則形狀的晶體。g100100g101101g0010011）光滑界面的情況）光滑界面的情況2）粗糙界面的情況）粗糙界面的情況晶體成長時固液界面的形狀決定于散熱，晶體成長時固液界面的形狀決定于散熱，實際上為理論結晶溫度的等溫面。實際上為理論結晶溫度的等溫面。在小的區域內界面為平面，局部的不平衡在小的區域內界面為平面，局部的不平衡帶來的小凸起因前沿的溫度較高而放慢生帶來的小凸起因前沿的溫度較高而放慢生長速度，因此可理解為齊步走，稱為平面長速度，因此可理解為齊步走，稱為平面推進方式生長。推進方式生長。

29、具有粗糙界面的晶體表面某些局部偶爾突出，具有粗糙界面的晶體表面某些局部偶爾突出，突出處發展有利，突出尖端向液體生長，其橫向突出處發展有利，突出尖端向液體生長，其橫向發展速度遠小于向前方的長大速度，因此突出尖發展速度遠小于向前方的長大速度，因此突出尖端很快長成細長的晶體，稱為主干。端很快長成細長的晶體，稱為主干。4.6、負溫度梯度下晶體的長大、負溫度梯度下晶體的長大負溫度梯度下結晶過程的潛熱不僅可通過已負溫度梯度下結晶過程的潛熱不僅可通過已凝固的固體向外散失，而且還可向低溫的液凝固的固體向外散失，而且還可向低溫的液體中傳遞。體中傳遞。1） 粗糙界面粗糙界面l 負溫度梯度下固液界面不可能保持平面形

30、式生長，即使負溫度梯度下固液界面不可能保持平面形式生長，即使開始形成的晶核是一平面或多面體，也是不穩定的。開始形成的晶核是一平面或多面體，也是不穩定的。l 在尖端和棱角等有利生長的地方優先上長成主干，稱為在尖端和棱角等有利生長的地方優先上長成主干，稱為一次晶枝。一次晶枝。l 一次晶枝成長變粗，相變潛熱釋放，使其側面也成為負一次晶枝成長變粗，相變潛熱釋放，使其側面也成為負溫度梯度，因此側面又長出二次枝晶，二次枝晶還可以溫度梯度，因此側面又長出二次枝晶，二次枝晶還可以長出三次枝晶。表現為樹枝晶的方式長大。長出三次枝晶。表現為樹枝晶的方式長大。l 每個枝晶發展為一個晶粒。每個枝晶發展為一個晶粒。l

31、對于高純金屬，枝晶間接觸面全部填滿后分不對于高純金屬，枝晶間接觸面全部填滿后分不出枝晶，只看到晶粒邊界。出枝晶，只看到晶粒邊界。l 如果金屬不純，樹枝間最后凝固的地方殘留雜如果金屬不純，樹枝間最后凝固的地方殘留雜質，枝晶輪廓依然可見。質，枝晶輪廓依然可見。fcc：；bcc：；hcp ：2） 樹枝晶的取向樹枝晶的取向3）光滑界面）光滑界面具有光滑界面的晶體在具有光滑界面的晶體在a a不太大時，負溫度梯度很不太大時，負溫度梯度很大時仍可能長成樹枝晶，但往往帶有小平面的特征，大時仍可能長成樹枝晶，但往往帶有小平面的特征，如如sb（p51，fig2.31）；）； a a很大時，即使大的負溫很大時，即使

32、大的負溫度梯度，仍然可能長成規則形狀的晶體。度梯度，仍然可能長成規則形狀的晶體。4.7、晶核長大要點、晶核長大要點長大機理長大機理垂直長大垂直長大二維晶核長大二維晶核長大螺型位錯長大螺型位錯長大所需過冷度小，長所需過冷度小，長大速度大大速度大長大速度長大速度都很慢，都很慢，所需過冷所需過冷度很大。度很大。4.7、晶核長大要點、晶核長大要點界面形態界面形態晶體生長的界面形態與界面前沿晶體生長的界面形態與界面前沿的溫度梯度和界面的微觀結構有的溫度梯度和界面的微觀結構有關。關。正溫度正溫度梯度下梯度下界面形態為一些互成界面形態為一些互成一定角度小晶面一定角度小晶面界面形態為平行于界面形態為平行于t

33、tm的平直界面的平直界面負溫度負溫度梯度下梯度下一般金屬和亞金屬的一般金屬和亞金屬的界面都呈樹枝狀界面都呈樹枝狀一般的測定方法是在放大一般的測定方法是在放大100100倍下觀察后和標準的進行倍下觀察后和標準的進行對比評級，對比評級，1818級級( (有更高的有更高的) )，級別高的晶粒細。級別，級別高的晶粒細。級別的定義為在放大的定義為在放大100100倍下，每平方英寸內倍下，每平方英寸內1 1個晶粒時為一個晶粒時為一級，數量增加級，數量增加 倍提高一級。倍提高一級。第五節第五節 凝固理論應用凝固理論應用5.1、晶粒尺寸、晶粒尺寸晶粒大小的稱為晶粒度，通常用晶粒的平均面積晶粒大小的稱為晶粒度，

34、通常用晶粒的平均面積或平均直徑來表示。工程實際中往往采用定量金或平均直徑來表示。工程實際中往往采用定量金相的辦法對晶粒度進行評級。相的辦法對晶粒度進行評級。 表層細晶區表層細晶區 柱狀晶區柱狀晶區 中心等軸晶區中心等軸晶區5.2、鑄錠的晶粒組織、鑄錠的晶粒組織晶粒極細，取向隨機致密，一般都很晶粒極細，取向隨機致密，一般都很薄，實際意義不大。薄，實際意義不大。j鑄模溫度較低，靠近模壁的薄層鑄模溫度較低，靠近模壁的薄層液體產生極大的過冷度液體產生極大的過冷度j模壁可作為非均勻形核的基底。模壁可作為非均勻形核的基底。j鑄模的澆注時表面溫度、熱傳導鑄模的澆注時表面溫度、熱傳導性能、澆注溫度性能、澆注溫

35、度j模壁非均勻形核能力。模壁非均勻形核能力。i. 表層等軸細晶區表層等軸細晶區成成 因因特特 點點影響因素影響因素t 垂直于模壁方向定向生長，晶粒粗大。垂直于模壁方向定向生長，晶粒粗大。t 柱晶生長方向為一次晶軸方向，立方晶系為柱晶生長方向為一次晶軸方向，立方晶系為。j 激冷細晶層前沿液體溫度高激冷細晶層前沿液體溫度高, ,過冷度變小，不過冷度變小，不足于獨立形核，結晶主要靠晶體生長來維持。足于獨立形核，結晶主要靠晶體生長來維持。j 垂直模壁方向散熱最快，表層細晶區中一次晶垂直模壁方向散熱最快，表層細晶區中一次晶軸取向平行于散熱方向的晶粒生長最快，迅速軸取向平行于散熱方向的晶粒生長最快，迅速地

36、長入晶體，其它取向的晶粒受鄰近晶粒的限地長入晶體，其它取向的晶粒受鄰近晶粒的限制，不能發展。制，不能發展。j 優先生長的晶粒并排向液體中生長，其側面彼優先生長的晶粒并排向液體中生長，其側面彼此限制不能發展，從而形成柱狀晶區。此限制不能發展，從而形成柱狀晶區。ii. 柱狀晶區柱狀晶區成成 因因特特 點點 t 鑄型和結晶體的導熱性能鑄型和結晶體的導熱性能。導熱能力越好，形成越導熱能力越好，形成越有利。有利。t 澆注溫度與澆注速度澆注溫度與澆注速度。澆注溫度越高，澆注速度澆注溫度越高，澆注速度越越快，溫度梯度越大，柱狀晶形成越有利。澆注溫度快，溫度梯度越大，柱狀晶形成越有利。澆注溫度高于一定值是可以

37、得到完全的柱狀晶。高于一定值是可以得到完全的柱狀晶。t 熔化溫度熔化溫度。熔化溫度越高，熔體過熱度越大，非金熔化溫度越高，熔體過熱度越大，非金屬夾雜物溶解越多，非均勻形核核心越少，減少了屬夾雜物溶解越多，非均勻形核核心越少，減少了柱晶前沿形核的可能性，有利于柱狀晶的發展。柱晶前沿形核的可能性，有利于柱狀晶的發展。ii. 柱狀晶區柱狀晶區t柱晶區取向一致，性能呈各向異性。又稱結晶織柱晶區取向一致，性能呈各向異性。又稱結晶織構或鑄造織構。構或鑄造織構。 例例1 1：磁性鐵合金磁性鐵合金凝固時柱狀晶的取向凝固時柱狀晶的取向為其最大磁為其最大磁 導率方向，因此常利用定向凝固的方法生產。導率方向，因此常

38、利用定向凝固的方法生產。 例例2 2：具有柱晶或單晶結構的：具有柱晶或單晶結構的定向凝固高溫合金定向凝固高溫合金，抗蠕變，抗蠕變性能好。性能好。 例例3 3：bibi2 2tete3 3系熱電材料系熱電材料l柱晶之間界面比較平直，結合力不強；特別是互柱晶之間界面比較平直，結合力不強；特別是互相垂直的柱晶交界面，更為脆弱。這些面成為弱相垂直的柱晶交界面，更為脆弱。這些面成為弱面，軋制時容易開裂。面，軋制時容易開裂。ii. 柱狀晶區柱狀晶區iii. 中心等軸晶區中心等軸晶區凝固進行到后期，由于模壁散熱和液體凝固進行到后期，由于模壁散熱和液體的對流，中心液體的溫度達到均勻，降的對流，中心液體的溫度達

39、到均勻，降到熔點以下，也可以形核生長。到熔點以下，也可以形核生長。這些晶核在液體中自由生長，各方向這些晶核在液體中自由生長，各方向的成長速度差不多，故成長為等軸晶，的成長速度差不多，故成長為等軸晶，當它們成長到柱狀晶相遇，凝固全部當它們成長到柱狀晶相遇，凝固全部結束，因而形成等軸晶區。結束，因而形成等軸晶區。iii. 中心等軸晶區中心等軸晶區t 取向無規，無明顯弱面，強度高，取向無規，無明顯弱面，強度高，不易開裂。不易開裂。對于鑄錠一般都要求對于鑄錠一般都要求獲得細等軸晶組織。獲得細等軸晶組織。 晶粒大小取決于形核率（晶粒大小取決于形核率（n）和長大速度）和長大速度(g）。）。n越大，越大，g

40、越小，單位體積內晶粒數量多，單個成長的越小，單位體積內晶粒數量多，單個成長的空間越小，晶粒越細小。單位體積的晶粒數空間越小，晶粒越細小。單位體積的晶粒數zv和單位和單位面積的晶粒數面積的晶粒數zs可分別表示為：可分別表示為： 2/14/31 . 1,9 . 0=gnzsgnzv5.3、鑄件晶粒大小的控制、鑄件晶粒大小的控制 凡能促進形核、抑制長大的因素都能細化晶粒。凡能促進形核、抑制長大的因素都能細化晶粒。因此根據結晶時形核和長大的規律，為了細化鑄因此根據結晶時形核和長大的規律，為了細化鑄錠和焊縫區組織，工業生產中常采用以下方法：錠和焊縫區組織，工業生產中常采用以下方法： 控制過冷度。控制過冷

41、度。降低澆注溫度、澆注速度以及加快降低澆注溫度、澆注速度以及加快冷卻速度可以提高過冷度。如采用金屬模、或加冷卻速度可以提高過冷度。如采用金屬模、或加快散熱，盡管形核率和長大速度都提高，但形核快散熱，盡管形核率和長大速度都提高，但形核率的提高快得多，所得到的晶粒將細化。率的提高快得多，所得到的晶粒將細化。 變質處理。變質處理。人為加入促進形核的其它高熔點細粉人為加入促進形核的其它高熔點細粉末，如在銅中加少量鐵粉或鋁中加末，如在銅中加少量鐵粉或鋁中加alal2 2o o3 3粉等，以粉等，以非均勻方式形核并阻礙長大。非均勻方式形核并阻礙長大。 振動、攪拌。振動、攪拌。鑄件凝固中用機械或超聲波等外來鑄件凝固中用機械或超聲波等外來能量促進晶核提前形成，此外攪拌和振動有助于能量促進晶核提前形成，此外攪拌和振動有助于使枝晶破碎，可細化晶粒尺寸。使枝晶破碎，可細化晶粒尺寸。細化晶粒方法細化晶粒方法5.4、鑄錠中的組織缺陷、鑄錠中的組織缺陷縮孔縮孔材料凝固后體積收縮后留下的空腔稱為材料凝固后體積收縮后留下的空腔稱為縮孔縮孔縮孔是不可避免的，可通過加液體補縮減小縮孔，縮孔是不可避免的，可通過加液體補縮減小縮孔，讓縮孔在不使用部位，如鑄錠或鑄件的冒口，凝讓縮孔在不使用部位，如鑄錠或鑄件的冒口，凝固后切去來保證使用部位無縮孔。固后切去來保證使用部位無縮孔。疏