成分过冷分析

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合金凝固界面前沿的成分过冷

富集层（图b），界面上的液相成分CL*最大，离开界面处，液相浓度随
距离x’逐渐降低。液相线温度TL（x’）逐渐上升（图c）
当界面前沿液相的实际
温度梯度G1实际等于或大于界面处液相线的斜率时，
界面前沿不出现过冷；
当温度梯度G2实际小于液相线斜率时，即满足条件
实际温度在前沿某处与 TL（x’）相交，并在液相前沿某一区域温度低于液相线温度，则出现过冷。这种由于溶质成分富集引起的过冷称为“成分过冷”
对ΔT（x‘）求导，求最大过冷度
求导
最大过冷度对应的x’为
代入式ΔT，得
上式是只有扩散情况下的成分过冷的最大过冷度，出现过冷的区域宽度ΔX
成分过冷的最大过冷度ΔTmax及成分过冷的区域宽度ΔX，是成分过冷程度的两个重要指标，它们对凝固方式有影响
单相固溶体的凝固情况：完全互溶的单相固溶体；部分互溶的端际固溶体；具有共晶及包晶反应合金的先期固溶体。
时，出现成分过冷
于是有上式为出现成分过冷判据
两边除以dx’，得满足上式时，出现成分过冷
由液相中部分混合（有对流作用）的溶质再分配表达式
整理后可得
上式为液相部分混合情况下出现成分过冷的判别式，是成分过冷通式。如，液相只有有限扩散时，
代入上式，得
是上式的一个特解
1）液相中温度梯度GL小，有助于成分过冷； 2）晶体生长速度快（R大），易形成成分过冷
合金结晶长大的形态主要与传热及传质有关
先讨论“热过冷”及其对纯金属凝固的影响
纯金属的液相在正温度梯度的区域内
晶体生长的固液界面通常为平直形态，而且是等温面。其温度低于平衡熔点温度Tm。这种过冷正好提供凝固所需要的动力学驱动力，称为动力学过冷ΔTk

成分过冷对组织的影响

如果固液界面前沿液体中温度梯度为正，固液界面呈平面壮成长；而当温度为负时，则固液界面呈树枝状成长。

在固溶体合金结晶时，即使固液界面前沿液体中的温度梯度为正，也经常发现其呈树枝状成长，还有的呈现胞状成长。

造成这一现象的原因是由于固溶体合金在结晶时，溶质组元重新分布，在固液界面处成溶质的浓度梯度，从而产生成分过冷。

亚共析钢的结晶过程
亚：先析出铁素体，再析出珠光体；
共：同时析出珠光体和渗碳体组织；
过：先析出渗碳体再同时析出渗碳体和珠光体。

滑移和孪生
滑移：是指在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的晶面和晶向，相对于另一部分发生相对的移动的一种运动状态。

（滑移方向与滑移面是平行的）
孪生：当面心立方晶体在切应力左右下发生的变化，这样的切变并未使晶体的点阵类型发生变化，但他却使均匀切变区中的晶体取向发生变更，变为与未切变区晶体呈镜面对称的取向。

（所需临界切应力比滑移时大得多，）
加工硬化：金属材料在再结晶温度以下塑性变形时强度和硬度升高。

二塑性和韧性降低的现象，又称冷作硬化。

标志着金属抗塑性变形能力的增强。

回复及再结晶（带来的变化）。

成分过冷(end)

mC0 (1 k0 ) GL 当 R 时，界面前方不存在成分过冷，有 DL k0
任何凸起必将伸入过热熔体中而被熔化，凸起消失，界面以平界面生长。
23
（a）无成分过泠的平界面生长（a）粗糙界面）（b）光滑界面
（b）
24
界面前方成分过冷很小
当
mC0 (1 k0 ) GL R DL k0
33
典型的非小面-非小面共晶组织（纵截面）
34
当
时，
a相成杆状，否则是片状。
非小面-非小面片状共晶组织（横截面）非小面-非小面杆状共晶组织（横截面）
35
非小面-小面柱状共晶组织
36
非小面-小面等轴共晶组织——共晶团
37
共晶组织的生长机理
• 领先相析出后，后析出相依附于其上析出，形成具有两相共同生长界面的双相核心，然后以相互“搭桥”的方式进行生长； • 溶质元素在界面前沿两相间横向扩散，互相不断为相邻相提供生长所需组元而使两相彼此共生生长。
与此同时，在固/液界面前沿，真实的温度分布可能是这样两种情况，即： • 温度分布相对比较平坦（温度梯度GL小），与液相线的温度分布曲线有交点； • 另外一种情况，温度分布相对比较陡峭（温度梯度GL大），与液相线的温度分布曲线没有交点。
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第一种情况下在固液界面前沿存在一个区域，该区域内真实温度低于液相线温度，即发生了过冷，这种在温度更高的熔体中，由于成分分布的变化造成的过冷叫“成分过冷”
该公式就是Scheil公式
6
（2）固相无扩散，液相只有扩散而无对流时的溶质再分配
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（2）固相无扩散，液相只有扩散而无对流时的溶质再分配
当液相中溶质边界层达到稳定后，其浓度从固液界面（x=0）开始的分布为：

第五章--成分过冷与单相合金凝固教程文件

成分过冷”冷出现的区域宽度：x, 2D RLmLC 20k(0 1G kL 02D )R2
7
3.界面稳定性的动力学理论
（1）界面稳定性动力学的判别式
Rutter和Chalmer等人提出的成分过冷准则把固-液界面的平衡过于简单化了，只考虑了温度梯度和浓度梯度这2个具有相反效应的因素对界面稳定性的影响，即固一液界面前沿液相一侧正的温度梯度和小的浓度梯度有利于界面的稳定；反之，负的温度梯度和大的浓度梯度则不利于界面的稳定。但是， “成分过冷”准则没有考虑晶体生长过程
其中：R为界面推进速度；D为溶质在液相中的扩散系数；W*为液相中固-液
界面溶质的波动频率 g, KS G, g KL G，，G，，G为固、液相中的温度梯
K
K
度，m为液相线的斜率，p=1-K0；
H
为表面张力常数，H为单位体积溶剂
的结晶潜热；GC为δ=0时的溶质浓度梯度。Ks,Kl为固液相导热率 •
3）固液界面的稳定性取决于的符号的正、负。若为正，则波动增长，
界面不稳定；若为负，则波动衰减，界面稳定。分母始终为正，因
6
（2）成分过冷的过冷度及过冷区宽度
求最大过冷度：任一处过冷度为：
TTim LC0k1 0k0
1eR DL,xTi GLx,
取：
dT dx,
0
得： x, DLlnRL m C01k0
R GLDLk0
因此：
T m a m L x C 0 K ( 1 0 K 0 ) G L R D L [ 1 lR n m G L L C D 0 L ( 1 K 0 K 0 ) ]
固-液界面是由无穷小的正弦波所组成，界面稳定性取决于正弦波的振幅对时间的变化率，如果振幅随时间而增大，固-液界面是不稳定的，相反，如果振幅随时间而减小，则界面是稳定的。（干扰影响温度和浓度的扩散均匀）在X，Y， Z坐标中，Z指向液面而垂直于固-液界面，X与固-液界面平行，则固-液界面在Z方向上的位置与时间t和距离所选坐标原点的位置x有关，即：

7.2成分过冷讲解

随“成分过冷”程度增大，固溶体生长方式：
→ 平面晶
→ 胞状晶 →胞状树枝晶(柱状树枝晶) →内部等轴晶(自由树枝晶)
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三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌

胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一0.1cm之间，随着成分过
冷的增大，发生：
沟
槽
不规则的胞状界面
狭长的胞状界面
规则胞状态
胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构。
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四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长
随界面前成分过冷区逐渐加宽 →胞晶凸起伸向熔体更远处
→胞状晶择优方向生长
→胞状晶的横断面出现凸缘 →短小的锯齿状“二次枝晶” （胞状树枝晶）在成分过冷区足够大时，二次枝晶上长出“三次枝晶” （动画）
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五、自由树枝晶的生长

1、自由树枝晶形成条件 2、为什么成为树枝晶的形态 3、“外生生长”与“内生生长”的概念
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2、为什么成为树枝晶的形态

晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的面
是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能大的晶面。
界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝
晶。

方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有清晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平衡态近乎球形。
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1、自由树枝晶形成条件

界面前成分过冷的极大值大于熔
等轴枝晶的存在阻止了柱体中非均质形核所需的过冷度时，
在柱状枝晶生长的同时，前方熔
体内发生非均质形核过程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了
状晶区的单向延伸，此后的

成份过冷的名词解释

成份过冷的名词解释在科学领域中，有一种现象被称为成份过冷。

成份过冷是指当物质的成分超过其平衡浓度，而仍然保持在液体状态下的现象。

这种现象通常在溶液、合金或玻璃中发生，虽然其具体机理还存在争议，但成份过冷已成为许多领域的研究热点。

1. 成份过冷的现象成份过冷是指当溶液中溶质的浓度超过其平衡浓度时，溶质仍然保持在溶液中的液体状态。

这种现象的发生可能是由于溶质分子之间的相互作用力的影响，以及溶剂分子结构的变化而导致。

例如，当饮用水中溶解的盐超过饱和度时，即超过了水能够容纳的最大盐量，溶解过程会变得不稳定。

在这种情况下，溶质颗粒会发生不规则的聚集，形成云雾状的物质。

这种云雾状的物质具有液体的性质，但其成分又超过了平衡浓度，因此被称为成份过冷。

2. 成份过冷的机制成份过冷的具体机制还存在许多争议。

一种观点认为，成份过冷发生时，溶质分子之间的相互作用力会增强，使得分子更难逸出溶液而形成固体。

这种观点解释了为什么成份过冷的物质具有液体的性质，而非固体。

另一种观点则认为，成份过冷是由于溶剂分子结构的变化导致的。

溶剂分子在过冷的状态下，其结构可能发生改变，导致成分超过平衡浓度的物质仍能保持液体状态。

这种观点强调了溶剂分子的动力学行为对成份过冷的影响。

无论是哪种观点，成份过冷的机制都需要进一步的研究和实验证实。

目前，科学家们正在利用先进的实验和计算方法，以及对成份过冷物质的结构和性质的深入了解，来揭示这个现象的奥秘。

3. 成份过冷的应用成份过冷现象在实际应用中具有一定的价值。

例如，在材料科学中，研究成份过冷现象可以帮助人们设计新型合金材料，以改善其力学性能和稳定性。

利用成份过冷的特性，可以制备出具有良好性能的金属玻璃材料，这在传统金属材料中是很难实现的。

在药物制剂领域，成份过冷现象也有着重要的应用。

药物的溶解度常常与其生物利用度相关，过冷状态下的药物溶液可以提高溶解度，从而增加其吸收速率和生物利用度。

这为药物的研究和开发提供了新的思路和方法。

成分过冷的原因

成分过冷的原因
成分过冷是指按比例配置的固液相组合形成非全沸体系时，液态的组合物存在的温度低于其自身的固液相平衡温度，导致浇口及铸件物理性能不佳的现象。

本文就常见的成分过冷的原因介绍如下：
一、光谱认证误差
1. 现场光谱认证仪器或系统不准确；
2. 样品吸收光强大，抑制了能量，导致示意图变形；
3. 使用基线漂移量多，出现了交叉。

二、模具老化
1. 模具的温度死点偏低；
2. 部分模具节流部分过大，影响了冷模；
3. 部分模具材质脆性高，无法抗变形；
4. 模具不完整，修补部分热效应较差。

三、成分调配问题
1. 成分使用量和原料有差异；
2. 不同成分甲醇含量不一致；
3. 各种添加剂未合理使用；
4. 杂质含量过高，影响凝固速度。

四、熔油温度不合理
1. 浇铸温度过低；
2. 报警温度不合理，不能及时受到警示；
3. 铸件内部太多的孔隙空间，使得熔油太快逸出。

五、浇注方法
1. 浇注低压，使得冷却不足；
2. 浇注方向不合理，影响凝固效果；
3. 模具内部结构及冒口排布不当，使熔体无法均匀流动。

六、冷却系统不合理
1. 水温过高，影响凝固；
2. 水温过低，熔体结构受到干扰；
3. 熔油流量不够，影响凝固；
4. 水力学效应太小，冷却效果不足。

以上是常见的成分过冷的原因，由此可见，解决成分过冷的根本在于
加强原料的品质控制，合理的配置成分比例，以及做好模具的维护保养、浇注方法及冷却方式的优化，才能有效避免成分过冷的错误情况，从而提高铸件的质量。

成分过冷_精品文档

成分过冷导论：成分过冷是指物质的温度低于其冰点，但仍然存在于液态状态的现象。

这种状态在自然界中广泛存在，例如超冷的水、液态氮和液态氧等。

成分过冷是一个引人入胜的现象，对于理解物质的特性和解释一些奇特现象具有重要意义。

本文将探讨成分过冷的原因、特点以及其在科学和生活中的应用。

一、成分过冷的原因成分过冷的主要原因是外界条件的影响，例如对物质的温度和压力进行调控。

当物质受到适当的冷却或压力下降时，使其温度低于其冰点，但由于缺乏足够的条件使其成为冰晶。

这种现象是因为在冷却过程中没有足够的核因子形成冰晶，而冷却速度过快导致形成过冷液体。

二、成分过冷的特点1. 温度低于冰点：成分过冷涉及的物质都需要低于其冰点的条件，才能达到过冷状态。

例如，水的冰点是0℃，成分过冷的超冷水的温度可能达到-10℃或更低。

2. 缺乏冰晶形成：成分过冷状态下的物质缺乏形成冰晶的条件，导致物质仍处于液态状态。

一旦形成冰晶，物质将迅速凝固成固态。

3. 易受扰动：成分过冷物质对扰动非常敏感。

任何扰动都可能引发核形成，使物质迅速凝固。

这是超冷水在倒入杯子时迅速结冰的原因。

三、科学应用1. 研究物质特性：通过研究物质的成分过冷状态，可以深入了解物质的特性。

例如，研究超冷水的性质有助于了解水分子的结构和相互作用。

2. 冷冻保存：成分过冷技术可用于冷冻保存食物和生物样品。

相比传统的冷冻方法，成分过冷技术能更好地保留物质的质量和特性。

3. 粒子物理学研究：成分过冷技术在粒子物理学研究中起到重要作用。

例如，在宇宙学研究中，通过制造超过冷液态氦可以模拟宇宙早期的高能量事件。

四、生活中的应用1.冰淇淋制作：成分过冷对于制作口感更好的冰淇淋非常重要。

在制作冰淇淋的过程中，使用超冷冻液体来快速冷却冰淇淋混合物，以形成细小的冰晶，从而改善冰淇淋的质地和口感。

2.气象预测：了解成分过冷现象可以提高气象预测的准确性。

成分过冷液体在一些气候条件下会形成雨、冰雹和冰粒，这些现象经常与天气变化和气候事件有关。

成分过冷的判据

成分过冷的判据
成分过冷是指在低于其凝固点的温度下，液体仍然保持液态状态，这种现象也被称为超冷现象。

成分过冷的判据主要有以下几点：
1. 熔点测定法：通过测定物质的熔点来判断其是否过冷。

如果实验测得的熔点比已知的熔点低，那么说明该物质是过冷的。

2. 热分析法：通过热分析仪器来测定物质的热力学性质，如热容、热导率等，来判断其是否过冷。

如果实验测得的热力学性质与已知的数据不符合，那么说明该物质是过冷的。

3. 红外光谱法：通过红外光谱仪器来测定物质的分子振动状态，来判断其是否过冷。

如果实验测得的分子振动状态与已知的数据不符合，那么说明该物质是过冷的。

4. 核磁共振法：通过核磁共振仪器来测定物质的分子结构和动力学性质，来判断其是否过冷。

如果实验测得的分子结构和动力学性质与已知的数据不符合，那么说明该物质是过冷的。

需要注意的是，成分过冷的判据并不是绝对可靠的，因为不同的物质在不同的条件下可能会表现出不同的性质。

因此，在实际应用中，需要综合考虑多种判据来
判断物质是否过冷。

证明成分过冷的产生条件

证明成分过冷的产生条件
成分过冷是指液体在低于其冰点的温度下仍保持液态，这一现象在自然界和实验室中都有出现。

成分过冷的产生条件主要有三个方面：纯度高、外界干扰少以及晶核形成困难。

纯度高是成分过冷的产生条件之一。

纯度高指的是液体中杂质含量较低，成分较为纯净。

杂质的存在会扰乱液体分子之间的相互作用，并且杂质本身可以作为晶核，促进液体的结晶过程。

因此，纯度高的液体中晶核形成的机会较少，成分过冷的可能性较大。

外界干扰少也是成分过冷的产生条件之一。

外界干扰主要有振动、声音、光线等。

这些外界干扰会引起液体分子的运动，从而增加液体的熵，使其更加趋向于固态。

因此，外界干扰少可以减少液体分子的运动，降低液体的熵，有利于成分过冷的发生。

晶核形成困难也是成分过冷的产生条件之一。

晶核是指在液体中首先形成的固态微小结构。

晶核的形成需要克服液体分子之间的相互作用力，使液体分子逐渐有序排列。

如果晶核形成困难，那么液体就会在低于其冰点的温度下保持液态。

晶核形成困难的原因可能是液体分子之间的相互作用力较强，使得晶核的形成能量较高；或者是液体分子之间的排列方式较为复杂，使得形成稳定的晶核较为困难。

总结起来，成分过冷的产生条件主要包括纯度高、外界干扰少以及
晶核形成困难。

纯度高可以减少杂质对液体分子结晶的影响，增加成分过冷的可能性；外界干扰少可以降低液体的熵，有利于成分过冷的发生；晶核形成困难则意味着液体分子的有序排列较为困难，使成分过冷的发生更加容易。

这些条件的综合作用使得成分过冷在一定条件下成为可能，丰富了我们对液体性质的认识。

成分过冷

一、名词解释1、成分过冷：凝固时由于溶质再分配造成固液界面前沿溶质浓度变化，引起理论凝固温度的改变而在液固界面前液相内形成的过冷。

这种由固-液界面前方溶质再分配引起的过冷；2、粗糙界面：原子散乱随机分布在界面上，形成一个坑坑洼洼、凹凸不平的界面层，其微观上是粗糙的；3、均质形核：形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发生形核的过程；4、能量起伏：有一些原子的能量大于或大大超过原子的平均能量，而有的原子的能量则小于平均能量，这种能量的不均匀性称为能量起伏；5、加热斑点：热源把热能传给工件是通过一定的作用面积进行的，对于焊接圆弧来说，这个面积称为加热斑点；6、流动应力：对应于变形过程某一瞬时进行塑性流动所需的真实应力叫做该瞬时的屈服应力，也叫做流动应力；7、边界摩擦：在被压平的峰顶与工、模具表面之间，或者保留了很薄的一层润滑膜，或者这层膜被挤掉出现了黏膜，这种摩擦状态；8、应变增量：变形过程中某一微小阶段的应变；9、加工硬化：由于塑性变形使金属内部组织发生变化，金属的强度，硬度增加，塑性韧性降低的现象；二、填空1、世界液态金属内部存在能量起伏、浓度起伏和相起伏；2、焊接过程有以下一些特点：热源的局部集中性和焊接热过程的瞬时性和热源的运动性；3、衡量界面张力大小的标志是润湿角的大小，润湿角越小，说明界面能越小；4、影响滞粘性的因素有：温度、化学成分和非金属夹杂物；5、当液态金属中出现晶核时，体系自由能的变化由两部分组成：一部分是液态和固态体积，它是相变的驱动力，另一方面是由于出现了固-液界面，使体系增加了界面自由能差Gv能，它是相变的阻力；6、成形件中的裂纹按材料中裂纹的形成机理分为热裂纹、冷裂纹和应力腐蚀裂纹；三、简答题1、变形温度、变形速度对塑性有何影响？塑性来讲，变形温度越高，加工硬化的同时材料的回复机制(动态回复或动态再结晶)启动，材料的塑性越好;与此相反，变形速度越高，加工硬化的越厉害，材料表现出较差的塑性；2、减小或消除残余应力的措施：减小：（1）设计措施：减少焊缝数量；避免焊缝过于集中，采用拘束度小的结构形式（2）工艺措施：采用合理的装配焊接顺序和方向，缩小焊接区域结构整体之间的温差，降低焊缝拘束度，加热其他部位，使焊缝膨胀自由度加大，减小压缩塑性变形；消除：自然时效：将存在残余应力的铸件放在露天环境中数月至半年以上，让应力自然消失的过程为自然时效人工时效：将铸件缓慢加热到塑性转变温度Tk以上，相变温度Tcr以下（对于铸铁，加热温度为650~700℃），较长时间保温，然后缓慢冷却以消除残余应力的热处理方法为人工时效共振时效：利用激振器的激振作用使铸件发生共振，从而消除铸件残余应力的方法为共振法3、简述晶体宏观长大方式和微观长大方式：宏观：（1）表面细晶粒区的形成：当金属浇入温度较低的铸型时，与铸型接触的一层金属液受到强烈激冷，产生很大的过冷而大量生核，这些晶核迅速长大并互相连接在一起，形成无方向性的表面细晶粒区。

关于成分过冷的解释

1、成分过冷
成分过冷是由于凝固过程当中由于溶质再分配造成的，在凝固界面的前方，会排出溶质原子，那么凝固界面的前方溶质的浓度会升高，而一般的相图的如共晶相图，随着浓度的升高会合金的熔点降低，产生的过冷是成分过冷。

如上图所示，假如是Y 的质量分数是a 的合金凝固，在凝固过程当中，液相线的位置处，固液界面的前凝固的合金会排出溶质原子，使得固液界面前面溶液实际的溶质浓度升高，液相线对应的温度降低，产生过冷为成分过冷。

（由企鹅444999222编辑，如有问题或错误欢迎指正） X Y
a。

金属热加工名词解释

1，成分过冷：由溶质再分配导致界面前方熔体成分及其凝固稳定发生变化而引起的过冷称为成分过冷。

条件：合金中的溶质含量较高;液相斜率大；溶质在液体中的扩散系数小；对于K0<1的合金,K0值很低,反之很高;凝固界面前的液相中温度梯度小;晶体生长速率高.2 溶质再分布:凝固时固相中不能容纳的B原子被排挤出来，富集在界面上的液体中，然后逐渐向液体内部扩散均化。

三种:1.溶质通过扩散进行再分布;2.溶液中有对流,局部增多的溶质借助熔体流动而达到在大体积液相中均匀分布;溶质即通过扩散也借助液体流动而进行再分布.3伪共晶:非平衡凝固状态下,非共晶成分的合金凝固得到的共晶组织。

17回火抗力（回火稳定性）：在回火过程中随回火温度的升高钢抵抗硬度下降的能力,4二次硬化：某些淬火合金钢在500℃以上回火后，形成特殊碳化物，弥散细小，使硬度在硬度-回火温度曲线上出现峰值的现象5、邻先相两个共晶相得析出次序和生长速度是不相同的，就是说，在两个相的生核和生长中必有一个相位先导。

由于次相的析出，引起溶质的富集而导致另一相的析出和生长，此相成为领先相。

6、平衡凝固凝固过程中的每个阶段都达到平衡，即相变过程中有充分时间进行组元间的扩散，以达到平衡相的成分7、固态相变固体物质内部结构的转变成为固态相变8调幅分解：某些合金在高温下具有均匀单相固溶体，但冷却到某一温度范围时可分解成为与原固溶体结构相同但成分不同的两个威区的转变9、热处理热处理的基本过程就都是把金属材料加热到一定温度并保温一段时间后，以规定的冷却速率冷却下来。

10过冷奥氏体：在临界点以下存在且不稳定的将要发生转变的奥氏体11、回火M马氏体经分解后, 原马氏体组织转化为由有一定过饱和度的立方马氏体和ε-碳化物所组成的复相组织。

12、回火脆性定义：随回火温度升高，一般是钢的强度、硬度降低，塑性升高，但冲击韧性不一定总是随回火温度升高而升高，有些钢在某些温度回火时，韧性反而显著下降的现象13、A1称为共析转变线或共析温度，凡是含碳量大于0.0218的铁碳合金都将发生共析转变；A3它是在冷却过程中由奥氏体析出铁素体的开始线，或者说在加热过程中铁素体溶入奥氏体的终了线；Acm是二次渗碳体的开始析出线。

成分过冷

以界面为坐标原点，则离开界面处熔体的实际温度可以表示为：
T ( x) T TK GL x
*
负温度梯度GL＜0
当液相在较大的过冷度下凝固时，因界面析出结晶潜热而使界面温度T*高于其前沿的液相温度，故界面前沿液相的温度呈负温度梯度。
负温度梯度的特点是热流方向与晶体生长方向相同，结晶潜热通过过冷的熔体传出。
“成分过冷”与热过冷不同，它的最大过冷度不是出现在界面上，而是出现在界面前的某一个区域。
界面前的“成分过冷”一旦大于形核所需的过冷度时，就会在界面前液相内大量生核，并长成自由树枝晶，使平面凝固变成了内生凝固。
2017/5/7
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平衡液相线温度与离开界面距离x之间的函数关系，如前图所示。
假设二元合金的液相线斜率为mL>0，纯金属的熔点为Tm，则平衡液相线温度可以表示为
TL Tm mL CL
稳定态时，原始成分 C0 合金的凝固界面温度为恒定值 T *
此时，平衡液相线的方程（液相线温度）
mL C0 1 K 0 R TL ( x) T x' ) 1 exp( K0 DL
K 0 1 的合金：
溶质再分配使
* * CL C0
在溶质富集层内，溶质浓度的富集程度逐渐降低
随远离界面距离值的增大，二者关系为：
R 1 K0 C L C 0 1 exp x' K0 DL
根据平衡相图可知，液相线温度随溶质浓度的增大而降低。离开界面，溶质浓度逐渐低；液相线温度却逐渐提高。
*
界面前方熔体中液相线温度的变化规律
C0′/k0′ CL′(x) C0″ CL″(x) C0″/k0″ T1 TL″(x) T2 (b) x

成分过冷度

成分过冷度
嘿，朋友们！今天咱来唠唠成分过冷度这个有意思的玩意儿。

你说这成分过冷度啊，就像是一场奇妙的化学反应中的神秘力量。

咱可以把它想象成是一场比赛，溶质原子和温度在那里较劲儿呢！
咱先说说这溶质原子，它们就像是一群调皮的小孩子，在溶液里跑来跑去，不安分极了。

而温度呢，就像是个严格的老师，管着这些小家伙们。

当温度这个老师稍微一放松，溶质原子们就开始闹腾啦！它们的分布变得不均匀起来，这边多一点，那边少一点。

这时候，成分过冷度就出现啦！
你想想看，要是没有成分过冷度，那这世界得多无聊啊！就好像炒菜没放盐一样，没啥滋味。

成分过冷度能决定晶体的生长形态呢！它要是厉害一点，那晶体可能就会长得奇奇怪怪的，可有意思啦！要是它不那么厉害，晶体可能就规规矩矩地长。

这就好比盖房子，成分过冷度就是那个决定房子造型的设计师。

它还和很多实际的东西有关系呢！比如在冶金行业，要是能把成分过冷度搞清楚，那就能炼出更好的金属材料。

这不就像是给汽车装上了更强力的发动机，跑得更快更稳嘛！
在一些高科技领域，成分过冷度也是至关重要的。

它就像是隐藏在幕后的高手，默默地发挥着巨大的作用。

咱平时生活中也能感受到成分过冷度的影响哦！只是咱可能没意识到罢了。

就像空气一样，看不见摸不着，但又实实在在地存在着。

所以说啊，成分过冷度可不是什么无关紧要的小角色，它可是有着大能量的呢！咱可得好好研究研究它，让它为我们的生活带来更多的好处和惊喜。

别小瞧了这小小的成分过冷度，它说不定能在未来的某一天给我们带来巨大的改变呢！。

成分过冷判别式

成分过冷判别式成分过冷判别式是一种用于判断合金在冷却过程中是否会发生成分过冷状态的数学表达式。

它的建立基于热力学和传热学的原理，通过分析合金在冷却过程中的温度场和浓度场的变化，来判断是否会出现成分过冷。

成分过冷判别式通常由一系列的数学公式和参数组成，其中包括合金的成分、冷却速率、熔点温度、扩散系数等。

通过将这些参数代入判别式中，可以计算出合金在冷却过程中是否会出现成分过冷状态。

成分过冷判别式的应用对于合金铸造和冶金过程具有重要的意义。

通过判断成分过冷状态的出现，可以更好地控制合金的凝固过程，优化合金的组织结构和性能，提高合金产品的质量和使用寿命。

同时，成分过冷判别式也是科研人员研究合金冷却过程和凝固机制的重要工具。

通过研究和改进判别式，可以深入了解合金的凝固行为和组织演变规律，为新材料的开发和优化提供理论支持和实践指导。

成分过冷判别式是一种重要的工具，可以帮助我们更好地理解和控制合金的凝固过程。

它的应用不仅限于合金铸造和冶金领域，还可以扩展到其他涉及到材料冷却和凝固的领域，如玻璃制造、陶瓷成型等。

通过成分过冷判别式，我们可以更加精确地预测和控制材料的性能，提高产品的质量和稳定性。

此外，成分过冷判别式的研究和应用也有助于推动材料科学和工程领域的发展。

通过深入研究和改进判别式，我们可以不断探索新的材料制备方法和工艺，推动新材料和新技术的开发和应用。

这不仅可以促进科学技术的发展，也可以为经济社会的可持续发展做出贡献。

因此，成分过冷判别式的应用前景非常广阔。

随着科技的不断进步和工业生产的不断发展，成分过冷判别式的应用将越来越广泛，成为材料科学和工程领域不可或缺的重要工具。

同时，随着研究和应用的深入，我们也期待成分过冷判别式能够不断得到改进和完善，以更好地服务于材料科学和工程领域的发展。

成分过冷分析

热过冷的概念：当液态金属中的实际温度低于纯金属的理论凝固温度时，就引起过冷。

这种过冷称为热过冷。

成分过冷的概念：在固溶体合金凝固时，由于固液界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷，称为成分过冷。

这种过冷完全是由于界面前沿液相中的成分差别所引起的。

温度梯度增大，成分过冷减小.由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。

成分过冷不仅受热扩散的控制，更受溶质扩散的控制。

成分过冷必须具备两个条件：第一是固液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配；第二是固液界面前方液相的实际温度分布，或温度分布梯度必须达到一定的值。

对合金而言，其凝固过程同时伴随着溶质再分配，液体的成分始终处于变化当中，液体中的溶质成分的重新分配改变了相应的固液平衡温度，这种关系有合金的平衡相图所规定。

利用"成分过冷"判断合金微观的生长过程。

在固相无扩散，液相有限扩散条件下的定向凝固过程中，保持平界面凝固的成分过冷判据为：0001k k D mw R G -=,其中G 为凝固界面前沿温度梯度，R 为凝固速率，m 为液相线斜率，k 0为溶质平衡分配系数，w 0为溶质浓度,D 为溶质扩散系数。

成分过冷对合金凝固组织形态的影响：随着成分过冷度从小变大，使界面成长形状从平直界面向胞状和树枝状发展。

a无成分过冷时，界面的微小凸起会立即消失，从而维持平面生长；b窄成分过冷区间，界面微小凸起引起溶质在凸起沟槽内密集，进而使熔点下降,抑制凸起横向生长速度并形成一些由低熔点溶质汇集区所构成的网络状沟槽,凸起前端受成分过冷区窄的限制,不能自由生长,最后发展为胞状晶生长;c成分过冷区较宽时，胞状晶生长方向垂直于固-液界面，随着GL/R的减小，界面前方的成分过冷区逐渐加宽,胞状晶生成胞状树枝晶；d当成分过冷区很大时，凸出部分就能继续生长，同时在侧面产生分枝,形成二次轴，在二次轴上再长出三次轴，这样就形成树枝状组织。