凝固作业第四章

第四章单相及多相合金的凝固1、何谓结晶过程中的溶质再分配？平衡分配系数0K定义？答：（1）对于合金凝固，SL转变温度是一个区间，在某一特定温度*T，由于各组元在液相和固相中的化学位不同，析出固相的溶质含量将不同于其周围液相中溶质的含量，从而固相和液相中产生成分梯度，引起溶质的扩散，即导致溶质再分配；（2）0K定义：恒温（*T）下固相合金成分浓度（*SC）与液相合金成分浓度（*LC）达到平衡时的比值，即：**0LSCCK；假设合金相图中液相线和固相线为直线，斜率为Lm和Sm，如图，则：SLLmSmLSmmmTTmTTCCK/)(/)(****0为常数因此，液相线和固相线为直线时，0K为定值，与温度无关；液相线和固相线为曲线时，0K随温度的改变而变化,温度一定则0K为定值。T*T10K00KC*SC0C*LC00/KC%C图：平衡常数K0的物理意义2、A-B二元合金原始成分为%5.20BCC，2.00K，5Lm，自左向右单向凝固，固相无扩散而液相仅有扩散（scmDL/10325）达到稳定态凝固时，求：（1）S-L界面的*SC和*LC；（2）S-L界面保持平整界面的条件；答：（1）合金凝固时，固相无扩散而液相仅有扩散的情况：进入稳定状态时，由S相排出的溶质量与L相扩散的溶质量相等，S-L界面的*SC和*LC为:%5.20*BSCCC（即S-L界面固相合金浓度%5.2BC）；%5.122.0%5.200*KCCL（即S-L界面液相合金浓度%5.12BC）；（2）S-L界面保持平整界面即界面前沿不存在成分过冷区。合金凝固时，固相无扩散而液相仅有扩散的情况下，界面前沿不存在成分过冷区的条件：000)1(KDKCmRGLLL其中，LG—界面前沿液相实际温度梯度；R—生长速度；LD液相溶质扩散系数；Lm—合金相图中液相线斜率；0C—合金原始浓度；0K—平衡分配系数；因此，S-L界面保持平整界面条件：000)1(KDKCmRGLLL。3、成分过冷与热过冷的涵义以及它们之间的区别和联系。答：（1）成分过冷：合金在凝固过程中，固液界面前沿溶质发生再分配，如10K的情况下，L相一侧形成溶质富集，在界面处液相浓度最大，离开界面处，L相浓度逐渐降低，导致平衡结晶温度随距界面的距离的增大逐渐上升。这种由L相成分变化导致的平衡结晶温度变化与实际温度分布所决定的特殊过冷现象即为成分过冷；（2）热过冷：金属凝固时所需的过冷度，完全由热扩散控制的过冷。当界面L相一侧形成负温度梯度时，界面前方获得大于kT的过冷度，这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过冷，称为热过冷；（3）成分过冷与热过冷的区别：①热过冷是由于液体具有较大的过冷度时，在界面向前推移的情况下，结晶潜热的释放而产生的负温度梯度所形成的；成分过冷是由于溶质再分配导致界面前沿L相成分变化，引起平衡结晶温度)(xTL的变化（x为距界面的距离），当界面前沿L相实际温度梯度0|)(xLLxxTG时，出现成分过冷；②热过冷可以出现在纯金属或合金凝固中，而成分过冷只出现在合金凝固时；③热过冷完全由热扩散控制，成分过冷则由凝固时溶质再分配导致的L相成分变化与实际温度分布所决定；④仅存在热过冷时，L相一侧为正温度梯度时维持平面生长，L相一侧为负温度梯度时长成树枝晶；产生成分过冷时，随着成分过冷程度增大，固溶体的生长方式由无成分过冷时的平面晶依次发展为：胞状晶胞状树枝晶及柱状树枝晶内部等轴晶（自由树枝晶）；（4）成分过冷与热过冷的联系：合金凝固过程中，界面前沿过冷度一般由热过冷和成分过冷共同控制，后者更为重要。即使液相一侧不出现负的温度梯度，由于溶质再分配引起界面前沿的溶质富集，从而导致平衡结晶温度的变化，即受成分过冷的影响合金固溶体会长成树枝晶。在负温度梯度下，合金的情况与纯金属相似，合金固溶体结晶易于出现树枝晶形貌。4、成分过冷判据？成分过冷大小受哪些因素的影响？答：（1）成分过冷判据：LLLDRLDCmeKKRGNL0011其中，LG—界面前沿液相实际温度梯度；R—生长速度；LD液相溶质扩散系数；Lm—合金相图中液相线斜率；LC—液相平均浓度；0K—平衡分配系数；N—扩散边界层厚度；当固相无扩散，液相只有有限扩散时，N，0CCL，成分过冷判据为：000)1(KKDCmRGLLL（4-2）（2）成分过冷的影响因素：①液相中的温度梯度LG越小，即温度场越平缓，越有利于形成成分过冷；②晶体生长速度越快，即R越大，成分过冷程度越大；③合金相图中液相线斜率Lm越大，成分过冷程度越大；④原始成分浓度越高，越有利于形成成分过冷；⑤液相中溶质扩散系数LD越低，越有利于形成成分过冷；⑥平衡分配系数10K时，0K越小或10K时，0K越大，越有利于形成成分过冷；5、“成分过冷”对固溶体合金凝固时生长组织形貌有何影响？答：（1）窄成分过冷作用下形成胞状组织:首先固液界面上产生微小凸起，如图a)，如果前方有成分过冷存在，凸起部位即向前方长大，同时侧向也在生长，10K时，凸起部位既要向前方排出溶质又要向侧向排出溶质，但是由于凸起部位顶端的溶质原子向远离界面的液体中的扩散条件比两侧的好，使得相邻凸起部分之间的沟槽的溶质浓度增加得比顶端快，于是沟槽内溶质富集，如图b)。溶质富集的沟槽的平衡结晶温度较低，过冷度较小，其长大速度不如顶部快，使沟槽不断加深。在一定条件下，界面最终可达到一稳定形状，此后的晶体生长就是稳定的凹凸不平界面逐渐向液体中推进，如图c)。这种凹凸不平的界面通常称之为胞状界面；（2）较宽成分过冷作用下形成枝晶：胞状晶生长方向垂直于S-L界面，与热流相反。当成分过冷进一步增加时，胞晶凸起伸向熔体远处胞晶生长方向转向优先的结晶生长方向胞晶横断面受晶体学影响而出现凸缘结构短小的锯齿状“二次枝晶”在成分过冷区足够大时，二次枝晶上还会长出“三次枝晶”；（3）界面前沿出现大范围的宽成分过冷时形成自由树枝晶：界面前方成分过冷的极大值大于异T时，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生核过程，导致晶体在过冷熔体中自由生长，形成方向各异的等轴枝晶即自由树枝晶；总之，在负温度梯度下，合金的情况与纯金属相似，合金固溶体结晶易出现树枝晶形貌；在正温度梯度下，出现成分过冷时，随着成分过冷程度增大，固溶体的生长方式由无成分过冷时的平面晶依次发展为：胞状晶胞状树枝晶及柱状树枝晶内部等轴晶（自由树枝晶）。6、用图解说明出现成分过冷的临界条件，并解释如果是正常凝固会不会出现成分过冷。答：（1）出现成分过冷的临界条件：在10K的情况下，合金在近平衡凝固过程中，在L相一侧形成溶质富集。在界面处L相浓度*LC最大，离开界面处，L相浓度)(xCL随距离x逐渐降低，如图（b）,导致液相线温度)(xTL随距离x逐渐上升，界面上相应)(xTL为iT，如图（c）所示。出现成分过冷的临界条件为：界面前沿L相的实际温度梯度LG小于液相线温度)(xTL在0x处的斜率，即：0|)(xLLxxTG。mTsT0*CCs00*/KCCL%C%C*LC)(xCL*sC0CxT1实际T2实际)(xTLTix（2）如果是仅在合金的正常凝固会出现成分过冷，纯金属中不出现。一般情况下，液态合金均在铸型中凝固，结晶时放出的结晶潜热通过型壁传导散出，故靠近铸型型壁处的液体温度最低，结晶最早发生，而越接近熔液中心的温度越高，即固液界面前沿为正温度梯度。而由于合金凝固时，析出固相的溶质含量将不同于其周围液相中溶质的含量，从而固相和液相中产生成分梯度，溶质发生再分配，实际凝固过程液相不可能完全混合，因此10K的情况下，在L相一侧形成溶质富集，导致L相一侧平衡结晶温度随离开界面而逐渐上升，当界面前沿液体的实际温度梯度小于界面处的平衡结晶曲线斜率时，即出现成分过冷；7、如何认识“外生生长”与“内生生长”？由前者向后者转变的前提是什么？仅仅由成分过冷因素决定吗？答：（1）外生生长：从合金宏观结晶状态来看，平面生长、胞状生长和柱状枝晶的生长都是晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸生长，这种生长方式即为“外生生长”；（2）内生生长:等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式称为“内生生长”；（3）外生生长向内生生长转变的前提：S-L界面前沿出现大范围的宽成分过冷区，且界面前方成分过冷的极大值大于异质形核所需过冷度异T，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生核过程，导致晶体在过冷熔体中自由生长，即外生生长向内生生长转变，形成方向各异的等轴枝晶即自由树枝晶；（4）外生生长向内生生长的转变不仅仅由成分过冷因素决定：外生生长向内生生长的转变由成分过冷的大小和外来质点非均质生核的能力（异质形核所需过冷度异T的大小）两个因素共同决定。界面前沿液相中的温度梯度越小，晶体生长速度越快，液相中溶质扩散系数越低，这些因素均有利于形成成分过冷；外来质点数量越多，质点基底与晶核润湿角越小，表面形貌呈下凹形态，这些因素都可以提高外来质点非均质生核能力；而大的成分过冷和外来质点的强生核能力都有利于促进内生生长。因此，外生生长向内生生长的转变不仅仅由成分过冷决定。