2010年专业课作业-材料科学与工程

11. 试述界面前沿成分过冷对结晶过程具有哪些影响？
成分过冷对一般单相合金结晶的影响与热过冷对纯金属的影响本质相同，但由于同时存在传质过程的制约，情况更为复杂：在无成分过冷时，界面也以平面生长方式长大；但随成分过冷的出现和增大，界面生长方式将逐步转变为胞状生长，然后再过渡到枝晶生长。

当成分过冷进一步增大时，生长界面前方的熔体内相继出现新的晶核并不断长大，合金的宏观结晶状态还会发生由柱状枝晶的外生生长到等轴枝晶的内生生长的转变。

当一般单相合金晶体生长符合式（1.47）所示条件时，界面前方不存在成分过冷，
界面将以平面生长方式长大，如图 1.15 所示。

在这
种情况下，除了在晶体生长初期过渡阶段和最后过渡
阶段界面要发生相应的温度和成分变化外，在整个稳
定生长阶段其生长过程与纯金属的平面生长没有本
质的区别。

宏观平坦的界面是等温的，并以恒定的平
衡成分向前推进。

生长的结构将会在稳定生长区内获
得成分完全均匀的单相固溶体柱状晶甚至单晶体。

纯
金属和一般单相合金稳定生长阶段的界面生长速度
R 可由界面处的热量关系导出。

由于界面是等温的，
故必然有
式中，λS 、λL 为固、液两相的导热系数；G S 、G L 为两相在界面处的温度梯度；ρ
为合金的密度（近似看作常熟）；L 为结晶潜热。

由此可得
对纯金属晶体的平面生长，G L >0，故其生长速度
；对一般单相合金
晶体的平面生长，GL 应受式（1.47）的约束，鼓起生长速度
可见，由于平面生长应以界面前方不出现过冷为前提，其生长速度不能超过某一极限值。

显然，在 G S 、λS 、ρ、L 与λL 相同情况下，确保一般单相合金平面
生长的极限生长速度要比纯金属小得多。

总之，与纯金属相比，由于一般单相合金晶体生长中同时存在传质过程的影响，因此，只有在更高的温度梯度 G
L
和更低的界面生长速度 R 下，才能实现稳
定的平面生长。

合金的结晶温度范围（T
1－T
2
）越宽（或者说 C
、|m|越大，k
偏离 1 越远），扩散系数 D
L
越小，实现平面生长的工艺控制要求就越严。

12.快速凝固使合金的显微组织发生哪些变化？
加快冷却速度和凝固速率所引起的组织及结构特征变化可以非常近似的用
图1.50来表示，图中所示的冷却速度范围是对于一般工业用合金而言的。

从普通铸造生产中的冷却速度到冷却速度为102℃/s左右，结晶组织（包括显微偏析）不断细化，这主要是因为凝固过程中枝晶粗话时间缩短的缘故。

但是，不管是常规较粗的组织还是细化的组织，他们在凝固时界面上基本保持着局域平衡的状态，组织的细化主要是由固相生长条件的变化所引起的，而不是由形核的过冷度造成的。

进一步提高冷却速度时，熔体的热过冷逐渐加深，固-液界面愈来愈离开平衡状况，溶质元素的截留不断发展，最后成为完全的无扩散、无偏析的凝固。

在过冷不断加深的过程中，合金的组织及结构出现一些新的变化，它们主要是：扩大的固溶极限，无偏析或少偏析的微晶组织，形成新的亚稳相以及高的点缺陷密度等。

1)扩大的固溶极限
在诸如Al-Cu、Al-Si、Al-Mg等合金中，所达到的固溶量不仅大大超过了最大的平衡固溶极限，并且超过了平衡共晶点的成分，即在平衡共晶点成分的合金中，通过快速凝固，形成了单相的铝固溶体组织。

通过快速凝固亦可使铬在铁中的固溶度得到扩大，因而快速凝固的不锈钢中可含有更多的铬而不出现θ相，这时耐蚀性显著改善。

快速凝固可显著地扩大碳在纯铁及铁基合金中的固溶度。

由上述可见，无论是铝合金还是钢，快速凝固均使溶质元素的固溶量获得显著的扩大。

扩大的幅度在不同合金系中是不相同的，这决定于不同的热力学和动力学条件。

2)超细的晶粒度
快速凝固合金具有比常规合金低几个数量级的晶粒尺寸，一般为＜0.1～1.0μm，在Ag-Cu合金中，观察到细至3nm的晶粒。

超细铸态晶粒成为快速凝固合金在组织上的一个重要特征，这是在很大过冷度下达到很高形核率的结果。

当在快速凝固合金中出现第二相或夹杂物时，其晶粒尺寸也相应地细化。

在某些共晶型合金中，当快速凝固时的冷却速度尚不足以完全遏制另一相的析出时，则会形成各种离异的共晶组织及超细的层片状共晶。

3)极少偏析或无偏析
合金中的显微偏析与凝固过程的进行方式密切相关，在界面生长形态与显微偏析之间存在规律性的联系
在快速凝固的合金中出现的胞状晶常含有很多位错列，但只有极轻微的溶质元素皮纳西的发生。

无特征晶只有在冷却速度足够快的合金中才会出现，通常包含很多位错与层错，但是不存在或基本上不存在溶质元素的偏析。

4)形成亚稳相
在快速凝固合金中，除了出现亚稳的过饱和固溶体外，还会形成其他的亚稳相。

这些亚稳相的晶体结构可能与平衡状态图上相邻的某一中间相的结构极为相似，因此可看成是在快速冷却和大过冷度条件下中间相亚稳浓度范围扩大的结果。

另一方面，也可能形成在平衡状态图上完全不出现的亚稳相。

对于具体的快速凝固合金来说，究竟出现何种亚稳相，决定于不同相析出时所需的热力学及动力学条件的竞争，当然也就决定于冷却速度和过冷度。

13.给出平衡分配系数的定义。

决定界面两侧溶质成分分离的系统热力学特性可用平衡分配系数k0表示，其定义是在给定的温度下，平衡固相溶质浓度C S与液相溶质浓度C L之比
因此，k
实质上描述了在固、液两相共存条件下溶质原子在界面两侧的平衡分配特征。

如果近似将合金的液相线和固体线看成直线，则不难证明对于给定的
合金系统，其 k
0为一常数。

对大多数单相合金而言，k
< 1。

平衡分配系数是指在固液两相体系达平衡状态时，溶质在两相中的浓度的比值。

分配系数反映了溶质在两相中的迁移能力及分离效能，是描述物质在两相中行为的重要物理化学特征参数。

平衡分配系数与组分、流动相和固定相的热力学性质有关，也与温度、压力有关。

在不同的色谱分离机制中，K有不同的概念：吸附色谱法为吸附系数，离子交换色谱法为选择性系数（或称交换系数），凝胶色谱法为渗透参数。

但一般情况可用分配系数来表示。

在条件（流动相、固定相、温度和压力等）一定，样品浓度很低时（Cs、Cm 很小）时，K只取决于组分的性质，而与浓度无关。

这只是理想状态下的色谱条件，在这种条件下，得到的色谱峰为正常峰；在许多情况下，随着浓度的增大，K减小，这时色谱峰为拖尾峰；而有时随着溶质浓度增大，K也增大，这时色谱峰为前延峰。

因此，只有尽可能减少进样量，使组分在柱内浓度降低，K恒定时，才能获得正常峰。

在同一色谱条件下，样品中K值大的组分在固定相中滞留时间长，后流出色谱柱；K值小的组分则滞留时间短，先流出色谱柱。

混合物中各组分的分配系数相差越大，越容易分离，因此混合物中各组分的分配系数不同是色谱分离的前提。

在HPLC中，固定相确定后，K主要受流动相的性质影响。

实践中主要靠调整流动相的组成配比及pH值，以获得组分间的分配系数差异及适宜的保留时间，达到分离的目的。

14.一般情况下铸件的宏观组织具有哪几个晶区？
铸件的宏观结晶组织可能包含有三个不同的晶区：
1)表面细晶粒区：是紧靠型壁的一个外壳层，由紊乱排列的细小等轴晶所
组成；
2)柱状晶区：由自外向内沿着热流方向彼此平行排列的柱状晶所组成；
3)内部等轴晶区：由紊乱排列的粗大等轴晶所组成。

表面细晶粒区比较薄，只有几个晶粒厚，其余两个晶区比较厚。

事实上并不是所有的铸件都具有三个晶区的组织。

铸件宏观组织中的晶区数目以及柱状晶区和等轴晶区的相对宽度都随合金性质和具体凝固条件而变化。

在一定条件下，甚至可以获得完全由柱状晶或等轴晶所组成的宏观结晶组织。

在铸件结晶过程中，由于各种因素特别是液态金属流动作用的影响，除直接借助于独立形核以外，还会通过其他方式在熔体内部形成大量处于游离状态的自由小晶体。

其作用相当于无数的“晶核”，而铸件中的等轴晶粒则基本上是由这些“晶核”生长而成的。

游离晶的形成过程及其在液流中的漂移和堆积，影响到等轴晶的数量、大小和分布状态，从而决定铸件宏观结晶组织的特征。

15.试述什么是共晶合金的离异生长？
合金液可以在一定成分条件下通过直接过冷而进入共生区，也可以在一定过冷条件下通过初生相的生长使液相成分发生变化而进入共生区。

合金液一旦进入共生区，两相就能借助于共生生长的方式进行共晶结晶，从而形成共生共晶组织。

然而研究表明，在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况。

在这种情
况下，共晶两相没有共同的生长界面，它们各以不同的速度独立生长。

也就是说，两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的，因而在形成的组织上没有共生共晶的特征。

这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组织称为离异共晶。