材料科学基础CH复习.ppt

第6章：单元相图及纯晶体的凝固Ø 由一种元素或化合物构成的晶体称为单组元晶体或纯晶体，该体 系称为单元系 Ø 某组元由液相至固相的转变称为凝固 Ø 如果凝固后的固体是晶体，则凝固又称为结晶 Ø 某种元素从一种晶体结构转变为另一种晶体结构的固态相变称为 同素异构转变；而某种化合物经历上述的固态相变称为同分异构转 变或多晶型转变 Ø 对于某种元素或化合物，随着温度和压力的变化，在热力学平衡 条件下，其组成相的变化规律可由该元素或化合物的平衡相图表示 Ø 根据多元系相平衡条件可导出相律，相律给出了平衡状态下体系 中存在的相数与组元数、温度、压力之间的关系，对分析和研究相 图有重要的指导作用f=C-P+2 而对于不含气体的凝聚相f=C-P+1Ø 根据相律可知，单元系最多只能有三相平衡 Ø 相图是描述热力学平衡条件下相之间的转变图，但有些化合物相 之间达到平衡需要很长的时间，稳定相形成速度甚慢，因而会在 稳定相形成之前，先形成自由能较稳定相高的亚稳相，这称为奥 斯特瓦尔德阶段 Ø 研究纯晶体的凝固，首先必须了解晶体凝固的热力学条件在恒 压条件下，晶体凝固的热力学条件是需要过冷度，即实际凝固温 度应低于熔点Tm。

Ø 晶体的凝固经历了形核与长大两个过程 Ø 形核又分为均匀形核与非均匀（异质）形核 Ø 对于均匀形核，当过冷液体中出现晶胚时，一方面，体系的体积 自由能下降，这是结晶的驱动力；另一方面，由于晶胚构成新的 表面而增强了表面自由能，这成为结晶的阻力Ø 在液-固相变中，综合驱动力和阻力的作用，可导出晶核的临界半 径r*Ø 其物理意义是，当半径小于r*的晶胚是不稳定的，不能自发长大， 最终熔化而消失，而半径等于或大于r*的晶胚可以自发长大成为晶 核 Ø 临界半径对应的自由能 称为形核功理论推导表明， 是大于零的 ，其值等于表面能的三分之一，因此，这部分的能量必须依靠液相 中存在的能量起伏来提供 Ø 综合所述可知，结晶条件需要过冷度、结构起伏（出现半径大于r* 的晶胚）和能量起伏Ø 在研究结晶问题时，形核率是一个重要的参数，它涉及到凝固后 的晶粒的大小，而晶粒尺寸对材料的性能有重要影响Ø 形核率受两个因素控制，即形核功因子核和扩散几率因子Ø 对纯金属均匀形核研究发现，有效形核温度约在0.2Tm，表明均匀 形核所需的过冷度很大Ø 而纯金属在实际凝固中，所需过冷度却很小，其原因是实际凝固 是非均匀（异质）形核。

异质基底通常可有效地降低单位体积的表 面能，从而降低形核功，这种异质基底的催化作用使非均匀（异质 ）形核的过冷度仅为0.02TmØ 形核后地长大涉及到长大的形态、长大的方式和长大的速率Ø 影响晶体长大特征的重要因素是液——固界面的构造Ø 研究液体在一定的温度下随时间变化的结晶量，这就是结晶动力 学Ø 纯晶体凝固时的生长形态不仅与液——固界面的微观结构有关， 而且取决于界面前沿液体中的温度分布情况Ø 在正的温度梯度下，光滑界面结构的晶体，其生长形态呈现台阶 状；而粗糙界面的晶体，其生长形态呈平面状Ø 在负的温度梯度下，粗糙界面结构的晶体，其生长形态呈树枝状 ；Ø 光滑界面结构的晶体，其生长形态也呈现树枝状Ø 金属凝固理论在晶粒尺寸的控制，单晶的制备，非晶金属的获 得等方面有着重要的应用 Ø 高分子的晶体像金属、陶瓷及低分子有机物一样，在三维方向 具有长程有序排列，因此，高分子的结晶行为在许多方面与它 们具有相似性，如结晶需要过冷度，过冷度越大，结晶尺寸越 小，结晶过程也包括形核核长大两个过程而形核也分为均匀形 核和非均匀（异质）形核两种类型 Ø 但由于高分子是长链结构，要使高分子链的空间结构均以高度 规整性排列于晶格，这比低分子要困难得多，因此，高分子结 晶呈现出不完全性（即不能得100%晶体）、不完善性（具有缺 陷）、熔融升温（宽得熔限温度）和结晶速度慢的特点。

Ø 由二元及以上组元组成的多元系材料称为合金Ø 在多元系中，二元系是最基本的，也是目前研究最充分的体系Ø 二元系相图是研究二元系在热力学平衡条件下，相与温度、成分 之间关系的有力工具，它已在金属、陶瓷和高分子材料中得到广泛 的应用Ø 二元系比单元系多一个组元，它有成分的变化，若同时考虑成分 、温度和压力，则二元相图将为三维立体相图鉴于三维立体图的 复杂性和正常的研究中体系处于一个大气压的状态下，因此，二元 相图仅考虑体系在成分和温度两个变量下的相状态Ø 二元相图中的成分通常由重量百分数，原子百分数，摩尔百分数 表示Ø 由相律可知，在压力恒定条件下的二元相图中，最多只能三相共 存，三相平衡的温度和成分均不改变，故在相图中三相平衡由一水 平线表示Ø 相图热力学是研究相图和计算相图的重要方法Ø 根据固溶体的自由能—成分曲线计算可得： 相互作用存在3种情况： ² 当Ω＜0时，固溶体为有序固溶体； ² 当Ω=0时，固溶体为无序固溶体； ² 当Ω＞0时，固溶体为偏聚固溶体Ø 二元合金系中当两相平衡时，两组元分别在两相中化学势相 等两相平衡时的成分由两相自由能—成分曲线的公切线所确 定，两相曲线的切线斜率相等，即它们的公切线。

Ø 根据多相平衡的公切线原理，可确定平衡相在某温度下的成 分 Ø 两相混合物的自由能（Gm）应在该两相平衡时的公切线上， 其成分应在它们平衡成分之间Ø 根据不同温度下的自由能——成分曲线可推测相图Ø 反之可根据相图推测自由能——成分曲线Ø 二元相图中最基本的相图是匀晶相图，共晶相图，包晶相图和溶 混间隙相图 Ø 运用连接线和杠杆定律可求出某温度下两相的平衡成分和两相的 相对量 Ø 根据匀晶相图可研究固溶体的平衡凝固过程 Ø 平衡凝固过程是指凝固过程的每个阶段都达到平衡，即在相变过 程中有充分时间进行组元间的扩散，以达每个温度下平衡相的成 分 Ø 每个温度下的平衡凝固过程实际包括三个过程： （1）液相的扩散过程， （2）固相的长大过程， （3）固相的扩散过程Ø 实际凝固速度较快，难以达到平衡凝固，使凝固过程偏离平衡条 件，称为非平衡凝固Ø 非平衡凝固有以下几个特点： （1） 随冷速变化的固相平均成分线或液相平均成分线均在固相线或液相线的下 方，冷速越大，它们偏离固、液相线越严重； （2） 先结晶部分是富高熔点组元，后结晶的部分是富低熔点组元； （3）非平衡凝固的终结温度低于平衡凝固时的终结温度。

Ø 由液相同时结晶出两个固相，这样两个固相的混合物称为共晶 组织或共晶体 Ø 在共晶反应前，由液相结晶出的固溶体称为先共晶体或初生相 Ø 当成分为共晶成分时的合金称为共晶合金； Ø 当成分小于共晶成分，并能出现共晶组织的合金称为亚共晶合 金； Ø 同理，当成分大于共晶成分，并能出现共晶组织的合金称为过 共晶合金 Ø 在亚共晶合金和过共晶合金中，若要确定初生相和共晶体的相 对量，称为组织组成体相对量计算；若要确定合金中组成相的 相对量，称为组织相的相对量计算Ø 在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也 能得到100%的共晶组织，这种共晶组织称为伪共晶 Ø 伪共晶区的范围和冷速有关，伪共晶区的配置与组元的熔 点有关 Ø 若两组元的熔点接近，伪共晶区通常呈现对称分布；若两 组元熔点相差甚远，则伪共晶区将偏向高熔点一侧 Ø 伪共晶区在相图中的配置通常是通过实际测定的但定性 了解伪共晶区在相图的分布规律，就可解释用平衡相图方法 无法解释的异常现象 Ø 在非平衡凝固中，某些单相固溶体成分的合金也会出现少 量的非平衡共晶组织，同时这种非平衡共晶组织失去共晶组 织中两相交替排列的特征，故称为离异共晶。

Ø 在二元相图中，包晶转变是由已结晶的固相与剩余液相反应形 成另一固相的恒温转变 Ø 由于包晶反应涉及到原子从初生相到包晶相的固相间的扩散， 因此，包晶反应在通常的冷速下难以完全进行，即相当的初生 相会被保留下来 Ø 在某些合金（金属、陶瓷、高分子）中，单相固溶体在某些成 分范围和温度之间会分解成成分不同而结构与单相固溶体相同 的二相，这种分解称为溶混间隙转变 Ø 溶混间隙转变有两种方式：一种是通常的形核长大，需要克服 形核能垒；另一种是通过没有形核阶段的不稳定分解，称为调 幅分解调幅分解的热力学条件是 ΔG＜0，调幅分解是通过上 坡扩散使成分起伏增大，从而直接导致新相的形成Ø 在某些二元系中，可形成一个或几个化合物，由于它们位于 相图中间，故又称中间相Ø 根据化合物的稳定性可分为稳定化合物和不稳定化合物Ø 具有稳定化合物的相图，可以化合物熔点所对应的成分为界 ，把相图分为两个或多个独立相图，这样便于相图的分析Ø 掌握上述基本类型相图的分析方法，就不难对其他类型的转 变（如共析转变、包析转变、偏晶转变、熔晶转变，合晶转 变、有序——无序转变）进行分析Ø 合金结晶过程除了遵循结晶的一般规律外，由于二元系中第二 组元的加入，溶质原子要在液－固两相中发生重新分布，这对合 金的凝固方式和晶体的生长形态产生重要影响。

Ø 溶质原子在液、固两相中重新分布的程度可用平衡分配系数k0 表示 Ø 在五个假设的条件下推导出正常凝固方程，其中最重要的两个 假设是液相成分任何时都是均匀的以及液-固界面是平直的 Ø 正常凝固方程描述了在非平衡凝固条件下固相质量浓度随凝固 距离的变化规律，即当k0＜1时，溶质浓度呈现由锭表面向中心 逐渐增加的不均匀分布，这种分布称为正偏析，它不利于材质的 均匀性然而这种不均匀性可起到提纯的作用 Ø 鉴于正常凝固是把整个合金熔化，就会破坏前一次的提纯的效 果，因次随后出现通过区域熔炼达到提纯的目的Ø 区域熔炼方程的推导过程中的假设与正常凝固过程相同，应注 意的是该方程不能用于大于一次（n＞1）的区域熔炼后的溶质分 布和最后一个熔区中的溶质分布 Ø 在推导正常凝固方程和区域熔炼方程时，都采用了液相成分是 均匀的这一假设，通常是合理的，因为液体可通过扩散和对流两 种途径，尤其是对流更易使溶质在液体中获得均匀分布，然而实 际中这个假设是一个非常严峻的约束 Ø 为了表征液体的混合程度，引入有效分配系数ke根据ke的数 学表达式可得，ke=k0表示液体中溶质完全混合（即成分均匀） ；ke=1表示液体完全不混合；而k0＜ke＜1表示液体不充分混合 。

Ø 在推导正常凝固方程时，另一个重要得假设是液-固界面是平 直的，这个假设在实际中也是在一个特定条件下才能获得 Ø 根据成分过冷理论可知，只有当 温度梯度非常小时，液-固 界面才能保持平直，反之液-固界面呈现胞状，树枝状等形态 Ø 成分过冷理论说明了合金为什么在正的温度梯度下能形成树 枝晶，它不同于纯金属只有在负的温度梯度下才能出现树枝晶 Ø 共晶组织形态复杂，对共晶组织的分类很多，其中根据共晶两相 凝固生长时液-固界面的性质分类较为科学，由此将共晶组织分为三 类： ² （1）金属-金属型（粗糙-粗糙界面）， ² （2）金属-非金属（粗糙-光滑界面）， ² （3）非金属-非金属（光滑-光滑界面） Ø 其中金属-金属型共晶合金的凝固理论研究较为深入 Ø 对于金属-金属型共晶大多是层片状或棒状共晶形成层片状还是 棒状共晶，虽然在某些条件下会受到生长速度、结晶前沿的温度梯 度等参数的影响，但主要受界面能所控制 Ø 界面能取决于界面面积和单位面积界面能根据两种共晶类型界 面面积的计算得到：当两相中的一相体积小于27.6%，有利于形成 棒状共晶；反之有利于形成层片状共晶Ø 共晶合金组织结晶过程可用赫尔特格林外推法进行分析。

其假设 有一领先相（α）形成， 领先相的形成使液相的成分有利于另一 相（β）的结晶，β的结晶又使液相成分有利于α的结晶，这种反 复的过程使共晶中α和β相交替生长而形成相间排列的组织形态Ø 在共晶生长中，由于动态过冷度很小和强烈的横向扩散，使液- 固界面前沿不能建立起有效的成分过冷，因此界面通常呈平直状 Ø 从层片状共晶生长的动力学方程推导和实验均表。