材料成型原理3.1形核.ppt

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1、3凝固的结晶学基础FundamentalsofCrystalizationSolidification即,S可能是晶体或非晶体S:CrystalinesoramorphoussolidsCrystalizationCrystallines结晶过程结晶–形核和生长两阶段，新界面生成和推移长大；有两种典型情况形核与生长两个过程有重叠地进行。这是常见的类型。所有的核在凝固开始时就全部出现，熔体内出现形核位置饱和，然后一起进入长大阶段。直至完全凝固；结晶的动态过程p42案例3.1液态淬火（液淬）组织保留试样在淬火瞬间的凝固状态。铝黄铜Cu67Zn24

2、Al5Mn2Fe2淬火组织（950°C，保温1min，冰盐水淬火，FeCl3盐酸水溶液浸蚀）液相淬火组织（黑色基体）+β相（枝状晶）+富Fe相（β相内黑色枝晶）3FundamentalsofCrystalization3.1经典形核理论3.2固-液界面结构3.3晶体生长3.4凝固过程溶质的分配3.5固-液界面的稳定性3.6多相合金的结晶3.1经典形核理论（Nucleation）经典的形核理论是在蒸汽形核理论（Volmer，1926）基础上发展起来的。有两方面内容：从热力学角度：探讨晶核稳定的条件，包括形核需要的过冷度，晶核稳定的条件，成为异质

3、形核的基底的条件等问题。动力学问题：当达到形核稳定条件，需要讨论形核数目问题。结晶中心越多，凝固组织就越细。形核：是形成作为结晶中心的晶核（nucleus）。即液相的质点构成可以继续长大的、稳定的结晶相微粒。有两种形核类型：均质生核homogeneousnucleation在液相开始结晶的整个区域内，自发地、均匀地由液相原子或分子聚集形成新相晶核。异质生核heterogeneousnucleation在熔体内部悬浮的固相质点表面或型壁（称为基底，substrate）上形成晶核（新相）。这是形核的主要方式。3.1.1晶核的临界半径1)球形晶核的

4、临界半径r*球状核总的自由能变化注：∆Gv=L∆T/Tm临界形核半径r*新核的体积自由能下降-形核动力界面能构成形核阻力令d∆G/dr=0，求临界晶核半径r*r≥r*的原子集团就是晶胚，晶体长大才能稳定进行；∆T越大，r*越小；∆T不能为0；形成临界晶核r*需要的能量∆G*将r*代入∆G式中得：形成临界晶核需要克服的能量障碍：1/3临界晶核界面能—理解过冷是结晶的前提条件2)球冠状晶核的临界半径对于在平面基体上形成球冠状的晶胚（异质生核）新增界面能量体积自由能的变化总的能量变化球冠表面积球冠体积晶胚与基底的界面面积临界晶核半径临界形核功判断正

5、误:均质和异质生核,因为r*相同,成核难易程度相同.为什么工业金属凝固大都是异质生核?Questions?r*相同条件下，球冠状晶核体积小，原子数少，成核越容易；异质生核，越小，成核越容易；=180ْ；就是均质生核；工业金属凝固大都是异质生核Usefulpoints图3.4铝黄铜Cu67Zn24Al5Mn2Fe2淬火组织（微粒试样，950°C，保温1min，冰盐水淬火，FeCl3盐酸水溶液浸蚀）液相淬火组织基体（L）+β相（二维切面，晶体断面呈圆形）+富Fe相（β相内三角形晶体）p45案例3.2富Fe相晶体作为Cu结晶基底3)过冷度ΔT*

6、ΔT*：液相能够大量形核的过冷度。rmax-液相内原子团的最大半径r*-形核临界半径最大过冷度ΔT*的实验结果在上世纪中叶,进行过确定最大过冷度ΔT*的实验。均质形核：通过获得无杂质的微粒，ΔT*≈0.2Tm（1948-1960）使用更灵敏的差热分析方法，ΔT*≈0.3Tm（1975年后）。异质形核:ΔT*≈0.02Tm。3.1.2异质基底上结晶的条件不是任何表面都能成为成核基底；湿润角θ小是异质成为基底的条件。但确定θ非常困难。从新相与基底的晶格结构角度考虑：共格或半共格界面;有例外,表面偏离本体点阵结构实验证明,成为结晶异质基底的条件：基

7、底与新相的同型性。当新相与基底排列规律与质点间隔相同时，新晶体长大可以看作原晶体的延续（这一现象称为外延）。当晶格常数略有差异时，与基底接触的新相表面层被迫变形。与基底接触的新相表面层被迫变形p47案例3.3用电解法使Ni在Cu上结晶，Ni：fcc，a=0.352nm；Cu：fcc，a=0.361nm在6-23nm薄层内，Ni的晶格常数变为a=0.360±0.003nm。Cu膜电沉积在Ag上，Cu：fcc，a=0.4078nm；Ag：fcc，a=0.409nm随着Cu沉积的增长，其晶格常数很快地恢复到正常值。案例：Zr作为Mg的结晶基底Mg

8、:a=0.3209nm，c=0.5210nmZr:a=0.3210nm，c=0.5133nm熔点:Zr1852ºC，Mg650ºC；在所有对应晶面上都共格;hcp