合金凝固界面前沿的成分過冷

§6合金凝固界面前沿的成分過冷

凝固界面前沿的過冷條件關(guān)系到凝固界面的宏觀形態(tài)，進(jìn)而影響結(jié)晶過程。凝固過程的溶質(zhì)再分配引起固—液界面前沿的溶質(zhì)富集，導(dǎo)致界面前沿熔體液相線的改變而可能產(chǎn)生所謂的成分過冷。一、成分過冷條件和判據(jù)K0＜1的情況T0是成分為C0的合金液的液相線溫度Ti是，固相成分C0，液相成分為C0/K0所對(duì)應(yīng)的溫度設(shè)，在界面前沿形成一溶質(zhì)富集層（圖b），界面上的液相成分CL*最大，離開界面處，液相濃度隨距離x’逐漸降低。液相線溫度TL（x’）逐漸上升（圖c）

當(dāng)界面前沿液相的實(shí)際溫度梯度G1實(shí)際等于或大于界面處液相線的斜率時(shí)，界面前沿不出現(xiàn)過冷；當(dāng)溫度梯度G2實(shí)際小于液相線斜率時(shí)，即滿足條件

實(shí)際溫度在前沿某處與TL（x’）相交，并在液相前沿某一區(qū)域溫度低于液相線溫度，則出現(xiàn)過冷。這種由于溶質(zhì)成分富集引起的過冷稱為“成分過冷”上式為成分過冷的條件(一)液相只有有限擴(kuò)散條件下的成分過冷判據(jù)圖a中，設(shè)，液相線斜率為Ml，純金屬熔點(diǎn)為Tm，則平衡的液相線溫度為TL（x‘）=Tm-mLCL（x’）將穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)液相前沿溶質(zhì)分布代入TL（x‘）在凝固穩(wěn)定時(shí)，對(duì)應(yīng)于固—液界面（x‘=0）的溫度為Ti代入TL（x’）表達(dá)式

液相實(shí)際溫度分布為T=Ti+GLx‘當(dāng)時(shí)，出現(xiàn)成分過冷于是有上式為出現(xiàn)成分過冷判據(jù)（二）液相部分混合（有對(duì)流）條件下成分過冷判據(jù)兩邊除以dx’，得滿足上式時(shí)，出現(xiàn)成分過冷由液相中部分混合（有對(duì)流作用）的溶質(zhì)再分配表達(dá)式整理后可得上式為液相部分混合情況下出現(xiàn)成分過冷的判別式，是成分過冷通式。如，液相只有有限擴(kuò)散時(shí)，代入上式，得是上式的一個(gè)特解影響成分過冷的因素：1）液相中溫度梯度GL小，有助于成分過冷；2）晶體生長(zhǎng)速度快（R大），易形成成分過冷3）液相斜率mL大，易形成4）原始成分C0高，易形成5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL大，易形成6）K0＜1時(shí)，K0小，易形成二、成分過冷的過冷度成分過冷的過冷度大小對(duì)液—固前沿的凝固方式有影響由上面討論，穩(wěn)定狀態(tài)液相線與x‘（離界面的距離）的關(guān)系為實(shí)際溫度場(chǎng)分布為T（x’）=Ti+GLx’界面前沿過冷度大小隨x’變化的函數(shù)為對(duì)ΔT（x‘）求導(dǎo)，求最大過冷度求導(dǎo)最大過冷度對(duì)應(yīng)的x’為代入式ΔT，得上式是只有擴(kuò)散情況下的成分過冷的最大過冷度，出現(xiàn)過冷的區(qū)域?qū)挾圈成分過冷的最大過冷度ΔTmax及成分過冷的區(qū)域?qū)挾圈，是成分過冷程度的兩個(gè)重要指標(biāo)，它們對(duì)凝固方式有影響§7成分過冷對(duì)合金單相固容體結(jié)晶形態(tài)的影響單相固溶體的凝固情況：完全互溶的單相固溶體；部分互溶的端際固溶體；具有共晶及包晶反應(yīng)合金的先期固溶體。合金結(jié)晶長(zhǎng)大的形態(tài)主要與傳熱及傳質(zhì)有關(guān)先討論“熱過冷”及其對(duì)純金屬凝固的影響一、熱過冷及其對(duì)純金屬液固界面形態(tài)的影響純金屬的液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)晶體生長(zhǎng)的固液界面通常為平直形態(tài)，而且是等溫面。其溫度低于平衡熔點(diǎn)溫度Tm。這種過冷正好提供凝固所需要的動(dòng)力學(xué)驅(qū)動(dòng)力，稱為動(dòng)力學(xué)過冷ΔTk此時(shí)，長(zhǎng)大著的界面呈穩(wěn)定形態(tài)向前推進(jìn)。界面上任何干擾因素所形成的局部不穩(wěn)定形態(tài)，都會(huì)突出至溫度高于平衡結(jié)晶溫度的區(qū)域中，因此就會(huì)重熔而恢復(fù)宏觀上的平面界面當(dāng)負(fù)溫度梯度時(shí)：純金屬界面前方獲得大于ΔTk的過冷度。這種僅由熔體中存在的負(fù)溫度梯度所造成的過冷，稱為“熱過冷”出現(xiàn)熱過冷的情況下，凝固界面產(chǎn)生不穩(wěn)定形態(tài)此時(shí)，任何干擾因素所形成的界面畸變，局部突出部分會(huì)深入到比平衡結(jié)晶溫度更低的溫度區(qū)域，突出的晶體將不會(huì)重熔，并進(jìn)一步長(zhǎng)大突出的晶體側(cè)面也不會(huì)穩(wěn)定，長(zhǎng)出側(cè)向分枝，于是，畸變進(jìn)一步發(fā)展而呈現(xiàn)樹枝晶方式凝固。二、成分過冷對(duì)固溶體形貌的影響成分過冷對(duì)合金凝固的影響比熱過冷重要。在負(fù)的溫度梯度下，合金情況于純金屬相似。在正的溫度梯度下，若則出現(xiàn)成分過冷。隨成分過冷程度的增大，固溶體生長(zhǎng)方式由無成分過冷的平面晶，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）圖a：表示不同的成分過冷情況圖b：無成分過冷（G1）

干擾因素引起的微小凸緣

立即消失，因此維持平面

生長(zhǎng)圖c：窄成分過冷（G2）

發(fā)展為胞狀晶的生長(zhǎng)圖d：成分過冷區(qū)間較寬（G3）

發(fā)展為樹枝晶圖e：成分過冷在遠(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需要的過冷度ΔT異，就會(huì)在內(nèi)部熔體中產(chǎn)生新的晶核，造成“內(nèi)生生長(zhǎng)”自由樹枝晶在固—液界面前方的熔體中出現(xiàn)。（G4）由成分過冷判據(jù)關(guān)系式固溶體生長(zhǎng)方式受兩方面因素控制

●工藝因素：GLR●合金的性質(zhì)：C0mLK0DLC0

、R和mL越小，GLDL和K0（K0＜1）越大，則界面趨于平面生長(zhǎng)其中C0RGL為三個(gè)影響成分過冷程度的主要因素C0RGL對(duì)晶體形貌的綜合影響如圖三、窄成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌在干擾的作用下界面產(chǎn)生微小的凸起，前方有成分過冷存在，凸起部分向前長(zhǎng)大，同時(shí)側(cè)向也長(zhǎng)大。K0＜1時(shí)，相鄰?fù)蛊痖g的溝槽內(nèi)溶質(zhì)增加比凸起端部更為迅速。

溝槽內(nèi)溶質(zhì)擴(kuò)散到前方熔體比端部的慢，在溝槽內(nèi)溶質(zhì)富集，熔點(diǎn)降低，抑制橫向生長(zhǎng)。在溝槽內(nèi)匯集低熔點(diǎn)溶質(zhì)構(gòu)成網(wǎng)絡(luò)狀溝槽凸起前端的生長(zhǎng)由于成分過冷區(qū)寬度較窄受限制，不能自由地向熔體前方生長(zhǎng)。

當(dāng)界面處的液相成分達(dá)到相應(yīng)溫度下的平衡濃度時(shí)，界面形態(tài)趨于穩(wěn)定。

發(fā)展良好的規(guī)則胞狀組織具有正六邊形溝槽結(jié)構(gòu)。如圖在平面形態(tài)到規(guī)則的胞狀之間，隨著成分過冷的程度不同，界面形態(tài)呈現(xiàn)過度形態(tài)。A：成分過冷剛形成時(shí)，界面首先變得凹凸不平，出現(xiàn)若干溶質(zhì)富集的“痘點(diǎn)”B：隨著過冷度的增加，坑洼的“痘點(diǎn)”連接成溝槽，界面轉(zhuǎn)變?yōu)楠M長(zhǎng)的胞狀界面C：成分過冷進(jìn)一步增大時(shí)，構(gòu)成不規(guī)則的胞狀界面D：最后在更大的過冷度下，形成規(guī)則的胞狀形態(tài)四、較寬成分過冷下的枝晶生長(zhǎng)●胞狀的生長(zhǎng)無晶體學(xué)取向（a）?！耠S著GL/R的減小，成分過冷區(qū)逐漸加寬，胞狀凸起伸向更遠(yuǎn)處，胞狀晶的生長(zhǎng)方向開始轉(zhuǎn)向優(yōu)先的結(jié)晶生長(zhǎng)方向（b）?！癜У臋M斷面也受晶體學(xué)因素影響而出現(xiàn)凸緣結(jié)構(gòu)（c）●過冷區(qū)進(jìn)一步加寬，凸緣上開始形成短小的鋸齒二次分枝

（d）溶質(zhì)少的合金，在主干上長(zhǎng)處短而密的二次分枝（二次臂）成分過冷度足夠大時(shí)，具有高密度的分枝形態(tài)，在二次分枝上還會(huì)出現(xiàn)三次分枝五、等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)胞狀生長(zhǎng)和柱狀樹枝晶生長(zhǎng)，最終形成柱狀晶。如果成分過冷度進(jìn)一步增大，熔體內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)自由生長(zhǎng)的等軸晶。等軸晶的存在阻止了柱狀晶區(qū)