成分过冷临界温度梯度怎么算

成分过冷名词解释：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，称为成分过冷。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:GL/R≥-mL(1-k)C0/kDL.其中GL为凝固界面前沿温度梯度，R为凝固速率，mL为液相线斜率，k为溶质平衡分配系数，C0为溶质浓度，DL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。

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，称为成分过冷。由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。纯金属熔液在凝固时理论凝固温度（熔点）不变，过冷度完全取决于实际温度的分布，这样的过冷叫做热过冷。在合金的凝固过程中，虽然实际温度分布一定，但由于液相中溶质分布发生变化，改变了液相的熔点（即由相图中的液相线所决定），此时过冷是由成分变化与实际温度分布这两个因素共同决定的，称为成分过冷。这个理论是Winegand和Chalmers于1954年提出来的。该理论认为，随着凝固层向内推移，固相散热能力逐渐削弱，内部温度梯度趋于平缓，且液相中的溶质原子越来越富集，从而使界面前方成分过冷逐渐增大。当成分过冷大到足以发生非均质生核时，便导致内部等轴晶的形成。然而，这种说法后来被人们所怀疑，连Chalmers本人也放弃了它。首先，很难理解非均质生核所需要的微小过冷度为什么会迟到柱状晶区已充分长大以后才能形成。其次，该理论无法解释有关内部等轴晶形成的实验现象。例如，日本学者大野笃美做了这样的实验：他将Al-0.2%Cu合金放人坩埚中熔化，在750℃时连同坩埚一起淬入水中，在淬入水中的同时，对坩埚进行摇动，所得到的组织为等轴晶位于坩埚下部并夹在上下两柱晶区之间。但如果在坩埚中置一不锈钢筛网，采用同样的合金、同样的淬人方法，结果等轴晶被不锈钢筛阻隔在上部。这一实验说明在柱状晶所包围的残液中，靠成分过冷重新形核产生等轴晶的说法是靠不住的，不然，在相同的冷却条件下，不锈钢筛网的下面也应该有等轴晶的存在。然而，上面所谈到的实验并不能否认非自发形核质点的作用，只能说明在通常的铸造条件下，等轴晶在凝固开始时就有可能已经产生。必须指出，在有大量有效生核质点的情况下，成分过冷所导致的非均质生核过程仍然可能是内部等轴晶晶核的有效来源之一。比如，孕育处理加入的形核剂（又称孕育剂），往往具有促进成分过冷而细化晶粒的作用。

液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据。 影响成分过冷的因素有温度梯度、结晶速度、相图上液相线的斜率、液相中溶质的扩散系数、平衡分配系数。 液相中温度梯度GL越小，成份过冷越大；生长速度R越大，成份过冷越大；液相线斜率mL越大，成份过冷越大；合金原始成分C0越大，成份过冷越大；扩散系数DL越小，成份过冷越大；分配系数K0越小，成份过冷越大。

当界面前沿液体内实际温度是正梯度时就可以形成圆缺型的过冷区，这种与液体内溶质浓度相关的过冷称为成分过冷，其过冷度称为“成分过冷度”。产生“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。2a. 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，胞状晶生成成柱状枝晶；d. 当成分过冷区很大时，固-液界面前方成分过冷的最大值大于熔体中非均质生核大量生核的过冷度，在柱状树枝晶由外向内生长的同时，界面前方这部分熔体将发生大量生核，形成方向各异、生长方向尺寸相近的等轴树枝晶。3。成分变化和实际温度分布 这个是自己看一些资料上写的 其他的都是摘 的 要注意甄别啊 希望对你有用

温度低，冷的有利于晶体生长

成分过冷是铝合金的常用添加剂。一般在铝合金中加入锆和铝形成ZrAl化合物，可阻碍再结晶过程，细化再结晶晶粒。锆亦能细化铸造组织，但比钛的效果小。有锆存在时，会降低钛和硼细化晶粒的效果。在Al-Zn-Mg-Cu系合金中，由于锆对淬火敏感性的影响比铬和锰的小，因此宜用锆来代替铬和锰细化再结晶组织。稀土元素稀土元素加入铝合金中，使铝合金熔铸时增加成分过冷，细化晶粒，减少二次晶间距，减少合金中的气体和夹杂，并使夹杂相趋于球化。还可降低熔体表面张力，增加流动性，有利于浇注成锭，对工艺性能有着明显的影响。各种稀土加入量约为。at为好。混合稀土（La-Ce-Pr-Nd等混合）的添加，使Al-。Mg-。Si合金时效G。P区形成的临界温度降低。含镁的铝合金，能激发稀土元素的变质作用。杂质元素在铝合金中形成VAl难熔化合物，在熔铸过程中起细化晶粒作用，但比钛和锆的作用小。钒也有细化再结晶组织、提高再结晶温度的作用。在铝合金中固溶度极低，与铝形成CaAl化合物，钙又是铝合金的超塑性元素，大约钙和锰的铝合金具有超塑性。钙和硅形成CaSi，不溶于铝，由于减小了硅的固溶量，可稍微提高工业纯铝的导电性能。钙能改善铝合金切削性能。CaSi不能使铝合金热处理强化。微量钙有利于去除铝液中的氢。

固液界面稳定。速凝固后，固液界面反而能够稳定，产生无偏析的柱状晶组织，得到成分均匀的材料，成分过冷理论就不适用了。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。

首先，成分过冷是在界面前沿的液相出现随至界面距离的增加而过冷度增加的现象。晶核长大时所放出的结晶潜热使得界面的温度很快升高到接近金属熔点Tm的温度，随后放出的结晶潜热就由已结晶的固相流向周围的液体，于是在固液界面前沿的液体中建立起负的温度梯度。（负温度梯度是指液相中的温度随至界面距离的增加而降低的分布状况）

1液态凝固时必须要有一定的过冷度，过冷度越大凝固点的驱动力也越大2并不是只要低于理论凝固温度的任何温度液态转变为固态的过程就能发生，液相形成固相的晶核，必须达到一临界过冷度。

固溶体的凝固依赖于组元的扩散，要达到平衡凝固，必须有足够的时间使扩散进行充分。在工业生产中，合金熔液浇注后的冷却速度较快，在每一温度下不能保持足够的扩散时间，使凝固过程偏离平衡条件，称为非平衡结晶（非平衡凝固）。非平衡凝固的特点有：凝固过程中，液、固两相的成分偏离液、固相线；凝固过程进行到一更低的温度才能完成；生成固体的成分是不均匀的。随着冷却速度的增大，这些特点表现的愈明显。与纯金属相比，固溶体合金凝固过程有两个特点：1、固溶体合金凝固时析出的固相成分与原液相成份不同，需成份起伏。α晶粒的形核位置是那些结构起伏、能量起伏和成分起伏都满足要求的地方。2、固溶体合金凝固时依赖于异类原子的互相扩散

显微偏析严重。成分过冷对等轴晶的影响是显微偏析严重。等轴晶，晶粒在各方向上尺寸相差较小的晶粒叫等轴晶。在三个垂直方向具有相同的长度。

当无成分过冷时，晶体为平面状生长。成分过冷稍有增大时，呈胞状生长。成分过冷更大时，是树枝状生长。

成分过冷程度剧烈时是自由树枝晶

　金属结晶的两个基本过程：1.晶核的形成；2.晶核的长大。　　液态金属在结晶时，其形核方式一般认为主要有两种：即均质形核（对称均匀形核）和异质形核（又称非均匀形核）。　　晶核形成以后就会立刻长大，晶核长大的实质就是液态金属原子向晶核表面堆砌的过程，也是固液界面向液体中迁移的过程。

当无成分过冷时，晶体为平面状生长。成分过冷稍有增大时，呈胞状生长。成分过冷更大时，是树枝状生长。

1液态凝固时必须要有一定的过冷度，过冷度越大凝固点的驱动力也越大2并不是只要低于理论凝固温度的任何温度液态转变为固态的过程就能发生，液相形成固相的晶核，必须达到一临界过冷度。

　　出现成分过冷后凝固组织的变化 Rut ler 与 Chalmers 认为, 出现成分过冷后, 在平界面上形成小的凸起, 进而发展进入 到大的成分过冷区内, 其凸起不断长大, 平的界面被破坏。Bilonis 等人则认为出现成分过 冷后平界面上在位错的周围形成凹坑, 凹坑发展为六角形沟槽, 平界面从此被破坏。 Sn在 Pb 合金中平胞转变的临界值与式( 7) 的计算结果十分吻合 。 成分过冷使平界面失稳的规律在胞晶侧壁上也同样适用 。 由 Chalm ers 等人提出的成分过冷理论, 迎来了晶体生长理论解析的黎明。 50 年代到 从 60 年代, 这方面的研究工作得到了充分的展开, 取得了辉煌的结果。然而, 郡司好喜先生对成分过冷理论提出以下几个问题: 首先, 由于没考虑界面能的影响, 不能估计在平界面上 出现凹凸时过冷度的变化; 其次, 只考虑了液体内的温度梯度, 而没有考虑固相中的温度梯 度; 再次, 用成分过冷理论无法描述失稳后的界面状态。也就是说成分过冷理论还不能十分 准确地描述凝固过程中固液界面的状态。

枝晶尖端的过冷度由热过冷、曲率过冷、成分过冷和动力学过冷四部分组成。根据查询相关公开信息显示：一般认为焊接熔池中过冷度由四部分组成分别是热过冷、曲率过冷、成分过冷和动力学过冷，对于柱状晶的生长枝晶尖端前沿溶质富集并且浓度梯度较大因此成分过冷。

每一种金属都有特定的结晶温度，这也是 金属的特性，有别于其它金属的性质。其 原因是当温度慢慢降至该点时，金属原子 有规律的排列在晶格上，而形成固体。（ 如果有部分其它金属原子恰恰干扰这个过 程－－俗称捣乱分子。这与溶液不纯很相似）。

纯金属结晶时再无外力的情况下 结晶取向任意 故易形成等轴晶 有其它元素易出现成分过冷等现象 出现枝晶 当然和你的冷却速度也有关系

在固溶体合金凝固时，在正的温度梯度下，由于固液界面前沿液相中的成分有所差别，导致固液界面前沿的熔体的温度低于实际液相线温度，从而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。找全国铸件订单、球墨铸铁件、采购铸件、铸造厂接单、咨询铸造技术问题，就来铸件订单网成分过冷：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，称为成分过冷。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

固相不混合、液相完全混合－b; 固相不混合、液相完全不混合－c； 固相不混合、液相部分混合－d。（4） 区域熔炼（上述溶质分布规律的应用）5 成分过冷及其对晶体生长形态的影响（1） 成分过冷：由成分变化与实际温度分布共同决定的过冷。 （2） 形成：界面溶质浓度从高到低－液相线温度从低到高。 （图示：溶质分布曲线－匀晶相图－液相线温度分布曲线－实际温度分布曲线－成分过冷区。）（3）成分过冷形成的条件和影响因素 条件：G/R（4）成分过冷对生长形态的影响（正温度梯度下）G越大，成分过冷越大－生长形态：平面状－胞状－树枝状。第三节 二元共晶相图及合金凝固共晶转变：由一定成分的液相同时结晶出两个一定成分固相的转变。共晶相图：具有共晶转变特征的相图。（液态无限互溶、固态有限互溶或完全不溶，且发生共晶反应。 共晶组织：共晶转变产物。（是两相混合物）1 相图分析（相图三要素）（1） 点：纯组元熔点；最大溶解度点；共晶点（是亚共晶、过共晶成分分界点）等。 （2） 线：结晶开始、结束线；溶解度曲线；共晶线等。 （3） 区：3个单相区；3个两相区；1个三相区。 2 合金的平衡结晶及其组织（以Pb-Sn相图为例）（1） Wsn<19％的合金① 凝固过程（冷却曲线、相变、组织示意图）。② 二次相（次生相）的生成：脱溶转变（二次析出或二次再结晶）。 ③ 室温组织（α＋βⅡ）及其相对量计算。 （2） 共晶合金① 凝固过程（冷却曲线、相变、组织示意图）。② 共晶线上两相的相对量计算。③ 室温组织（α＋β＋αⅡ＋βⅡ）及其相对量计算。 （3） 亚共晶合金① 凝固过程（冷却曲线、相变、组织示意图）。 ② 共晶线上两相的相对量计算。 ③ 室温组织（α＋βⅡ＋（α＋β））及其相对量计算。④ 组织组成物与组织图组织组成物：组成材料显微组织的各个不同本质和形态的部分。 组织图：用组织组成物填写的相图。3 不平衡结晶及其组织（1） 伪共晶① 伪共晶：由非共晶成分的合金所得到的完全共晶组织。 ② 形成原因：不平衡结晶。成分位于共晶点附近。 ③ 不平衡组织由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织。 共晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。（伪共晶区偏移）（2） 不平衡共晶① 不平衡共晶：位于共晶线以外成分的合金发生共晶反应而形成的组织。 ② 原因：不平衡结晶。成分位于共晶线以外端点附件。 （3） 离异共晶① 离异共晶：两相分离的共晶组织。 ② 形成原因平衡条件下，成分位于共晶线上两端点附近。 不平衡条件下，成分位于共晶线外两端点附。 ③ 消除：扩散退火。

在正向温度梯度下，如果晶体生长台面不是平面，就会生成二次晶轴。过冷度越来越小。固溶体容易出现原子空位等缺陷 只有形成了二次晶轴才能有树枝晶

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D．金属材料冷却速度

过冷度越大成分偏析越严重。根据查询相关资料显示，过冷度越大，固液界面前沿溶质扩散层越薄，枝品的微观偏析越严重，即溶质微观偏析程度随过冷度的增大而增大。

1、瓶中为碳酸类饮料，打开瓶子的时候大量气体从水中析出，在倒入杯子的时候，饮料的温度降低，导致倒入杯子里的饮料结冰了。2、饮料的成分是过冷液体，放在冰箱的时间过长，但是没有凝固，倒入杯子是启动凝固的现象，这是典型的过冷现象。 相关知识科普： 1、液体能够溶解气体的体积与温度有关，即溶解度与液体温度有关，且温度越低溶解度越低。 2、在一定压力下，当液体的温度已低于该压力下液体的凝固点，而液体仍不凝固的现象叫液体的过冷现象，此时的液体称为过冷液体。因为瓶子里的液体处于“过冷”状态——液体温度低于冰点，但液体却没有凝固。这是因为它需要一些力量来启动凝固的过程，使少量液体分子能够整齐排列成晶体的样子，而不是像液体中那样。这一过程叫做“成核作用”。这有助于一些液体分子首先形成一个晶体状的凝结核，其他分子可以围绕它排列。开始固化过程的可能是一粒灰尘，容器表面的一个粗糙点，或者当迅速从冰箱中取出瓶子时的一个冲击波。

出版社: 冶金工业出版社; 第1版 (2008年5月1日)平装: 361页正文语种: 简体中文开本: 32ISBN: 7502444963, 9787502444969条形码: 9787502444969产品尺寸及重量: 20 x 13.8 x 1.6 cm ; 399 gASIN: B001BF353C目录0 概论0.1 金属材料地位0.2 金属凝固学的发展概论0.3 金属凝固过程的研究对象0.4 凝固过程基本问题0.5 凝固过程研究方法0.6 凝固学科的战略地位0.7 凝固学科发展的现状与趋势0.8 凝固学科发展战略目标第一篇 凝固原理1 液态金属的结构和性质1.1 固体金属的加热、熔化1.2 液态金属的结构1.2.1 液态金属的热物理性质1.2.2 X射线结构分析1.2.3 液态金属的结构1.2.4 液态金属理论结构模型——刚球模型与PY理论1.3 液态金属的性质1.3.1 液态金属的黏滞性（黏度）1.3.2 表面张力2 液态金属凝固热力学及动力学2.1 纯金属的凝固2.2 二元合金的凝固平衡2.3 压力及界面曲率对凝固点的影响2.4 形核过程2.5 形核率2.6 固-液界面的结构2.7 晶体生长3 凝固过程中的溶质再分配3.1 溶质再分配与平衡分配系数3.2 非平衡凝固时的溶质再分配3.2.1 液相均匀混合时的溶质再分配3.2.2 液相中只考虑扩散时的溶质再分配3.3.3 液相部分混合时的溶质再分配4 单相合金凝固4.1.单相合金平衡凝固4.2.稳态凝固4.3.液态合金凝固过程中的“成立过冷”4.3.1 “成分过冷”产生的条件4.3.2“成分过冷”的过冷度4.4. “成分过冷”对单相合金凝固过程的影响4.4.1 无“成分过分”的平面生长4.4.2 窄成分过冷区的胞状生长4.4.3 较宽成分过冷的柱状树枝晶生长4.4.4 宽成分过冷的自由树枝晶生长4.4.5 树枝晶的生长方向和枝晶间距4.4.6 晶体形貌间的关系5 多相合金凝固5.1 共晶合金的凝固第二篇 凝固控制技术6 金属熔体控制7 铸件凝固组织控制8 凝固新技术9 连续铸造技术

铸件的宏观组织通常由激冷晶区、柱状晶区、和内部等轴晶区所组成。是不是常年没有铸件订单？想找铸造厂吗？铸件订单网 找铸件订单，采购铸件，咨询铸造技术问题，都来这！ （1）激冷晶区：根据传统理论，当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用，产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也采取枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。 （2）柱状晶区：一般情况下柱状晶区是由表面细晶粒区发展而成；但也可直接从型壁处长出。定凝固壳层一旦形成，柱状晶就由表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底向内生长，发展成柱状晶。 （3）内部等轴晶区：从本质上说，内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由长大生长的结果。其形成理论分为3钟。 1，“成分过冷”理论：随着凝固层的向内推移，固相散热能力逐渐削弱，内 部温度梯度趋于平缓，且液相中的溶质原子越来越富集，从而使界面前方成分过冷逐渐增大。当成分过冷大到足以发生非均质生核时，便导致内部等轴晶的形成。 2，极冷等轴晶型脱落与游离理论：在浇注过程中，由于浇注系统和铸型型壁处吸热产生大的过冷，促使大量晶核形成，产生大量细小等轴晶，这些小等轴晶从型壁脱落并随浇注液流而分布于整个铸件。等轴晶体即便在浇注过程中没有来得及形成，那么在浇注完毕后凝固的开始阶段，在型壁处形成的晶体，由于其密度或大于母体或小于母体也会产生游离的铸件的内部。 3直径熔断及结晶雨理论：生长着的柱状枝晶在凝固界面前方的熔断、游离和增殖导致了内部等轴晶晶核的形成，称为“枝晶熔断”理论。液面冷却产生的晶粒像下雨似的沉积到柱状晶区前方的液体中，下落过程中也发生熔断和增殖，是铸锭凝固时内部等轴晶晶核的主要来源，称为“结晶雨”理论。

快速凝固技术快速凝固技术是目前材料科学与工程领域最活跃的课题之一。 它是通过对合金熔体进行快速冷却（冷却速率大于104~106 K/s）或遏制冷却过程中的非均匀形 核，使合金在大的过冷度下发生高生长速率 （耳~100cm/s）的凝固。冷却速率是决定合金凝固组织的关键因素， 它不仅决定着凝固组织形态，而且对组织中各相的析出次序、种类及数量都有重要的影响。所以较好地理解冷却 速率对合金凝固组织和性能的影响，在解释同一成分合金铸造出不同形状铸件时 微观组织的差异是相当有益的。 传统的铸造工艺，由于凝固速度较低，合金在冷 却过程中的过冷度和凝固速度较小， 因此常规铸造合金有着晶粒粗大、 偏析严重等严重缺陷。快速过冷技术无论对合金的成分设计还是还是对合金围观组织以及 宏观特性都有很大的影响。一、 快速凝固技术快速凝固即由液相到固相的相变过程进行的非常快， 从而得到普通铸件和铸 锭无法获得的成分、相结构和显微组织结构的过程。目前快速凝固技术已经在许 多方面显示出其优越性，与常规铸锭材料相比，快速凝固材料的偏析程度大幅度 降低，而且快速凝固材料的化学成分多比较均匀。 应用快速凝固技术可以制备具 有超高强度、高耐蚀性和磁性的材料，非晶、准晶、微晶和纳米晶合金等。目前， 快速凝固技术已成为一种挖掘金属材料潜在性能与发展前景的开发新材料的重 要手段。快速凝固技术已开始应用于研究合金在凝固时的各种组织形态的变化以 及如何控制才能得到符合实际生活、生产要求的合金。二、 快速凝固的基本原理和分类从技术原理上讲，快速冷却主要有两种原理：急冷凝固技术和大过冷凝固技 术。1、急冷凝固技术急冷凝固技术又称熔体淬火技术，即提高熔体凝固时的传热速度从而提高凝 固时的冷却速度，使熔体的形核时间短、效率高，来不及在平衡熔点附近凝固， 只能在远离平衡熔点的较低温度下凝固。急冷凝固技术的核心是要提高凝固过程 中熔体的冷却速度。一个相对于环境放热的系统的冷却速度取决于该系统在单位时间内产生的热量和传出系统的热量。因此对金属凝固而言，提高系统的冷却速 度必须要求：第一，减少单位时间内金属凝固时所释放的热量； 第二，提高凝固过程中的散热速度。又因常规铸造凝固是熔体在体积很大的铸模中同时凝固、 热量不易迅速传出以及固态淬火主要是通过对流传热因而冷速不高， 急冷凝固技术的基本原则是设法把熔体分成尺寸很小的部分，增大熔体与冷却介质接触的面 积，并设法减小熔体与冷却介质的界面热阻。急过冷凝固技术中根据熔体分离和冷却方式的不同，可以分为雾化技术、模 冷技术和表面处理技术三大类。(1)模冷技术是通过高热导率材料衬底上薄层熔体的快速冷却开始，使合金 熔体中形成大的起始形核过冷度， 从而实现高凝固速率。主要包括：枪法、活塞 砧法、熔体旋转法、平面流铸造法、熔体拉拽法、电子束急冷淬火法、熔体提取法和急冷模法。(2)雾化技术是使熔体在离心力、机械力或高速流体的冲击力等外力作用下，分散成尺寸极小的雾状熔滴，并使其在与流体或冷却模接触后迅速冷却凝固。 具 体分为：流体雾化法，离心雾化法和机械雾化法。(3)表面处理技术是使待加工的材料或半成形、已成形的工件表面层实现快速凝固的技术。它适用于对表面性能有特殊要求的材料或工件。 主要有表面熔化 和表面喷涂沉积两类。2、大过冷凝固技术大过冷凝固技术即通过各种有效的净化手段避免或消除金属或合金液中的异质晶核的形核作用，增加临界形核功，抑制均质形核作用，使得液态金属或合 金获得在常规凝固条件下难以达到的过冷度，从而实现快速冷却。因均匀形核所需的过冷度较大，所以，通过使合金熔体纯净化，设法消除异 晶来提高过冷度，可以实现快速冷却。对于大过冷熔体，其凝固过程不受外部散 热条件所控制，生长速度可以达到甚至超过激冷凝固过程中的晶体生长速度。 熔体深过冷的获得，理论上不受液态金属体积限制。 因此，大过冷凝固技术是实现 三维大体积液态金属快速凝固最为有效的途径。大过冷技术主要包括乳化法、两相区法、熔融玻璃净化法、电磁悬浮熔炼法。三、快速凝固的物理条件快速凝固的急冷凝固技术和大过冷凝固技术，分别对应着不同的物理条件。1、 冷却速率急冷凝固技术是通过提高热流从熔体中的导出速率来实现的快速凝固。 本质上,冷却速率是控制急冷快速凝固的重要的物理条件。 由于凝固层内部的热阻随凝固层厚度的增大而迅速提高，导致凝固速率下降，这就决定了急冷凝固的材料 至少在一维方向上尺寸很小，例如零维粉材、一维线材和二维带材均是在较大的 冷却速率下获得的快速凝固材料。但是，由于急冷材料尺寸微小，还存在液 /固相、固/固相的干扰，采用热电偶法、光学测定法、高速摄影法等测温法实验难 度较大，而且精确度较低。因此，研究中大多采用数值模拟等理论计算方法来获 得熔体的冷却速率。也可以用经验公式来估算实际的冷却速率， 晶粒尺寸一般随冷却速率的增加而减小，它们之间呈指数函数关系：m dt=B(dT/dt)式中，dT/dt为熔体的冷却速率，di为晶粒的平均尺寸，B、m是与合金成份有 关的常数。2、 过冷度大过冷凝固是指在特殊实验条件下， 通过消除异质晶核，使液态金属冷却至 远低于其平衡凝固温度以下的温度，然后发生快速晶体形核与生长的物理现象。 过冷的液态金属处于热力学亚稳态， 一旦发生晶体形核，其生长速度主要取决于 过冷度的大小而不受外部冷却速度控制，凝固过程中释放的潜热被过冷熔体吸 收，可大大减小导出的热量，从而在慢速冷却条件下获得很大的凝固速率。 与急冷快速凝固的区别在于，大过冷凝固技术不追求大的冷却速率， 获得很大的过冷 度、使熔体达到较大的过冷状态是实现深过冷快速凝固的基本物理条件。 在常规凝固条件下，熔体所能获得的最大过冷度为 0.2TLK。大过冷凝固技术的突出优点在于：一是可以实现三维大体积液态金属的快速 凝固；二是可以在慢速冷却过程中深入并且定量地研究快速凝固过程的动力学规 律，为金属材料快速凝固组织形态控制及其性能优化设计奠定理论基础。3、 凝固环境液态金属周围的物理场(引力场、电磁场、温度场)、器壁、气氛和压力等环 境因素对快速凝固过程具有显著的影响，从而构成控制快速凝固行为的物理条 件。例如，在地面重力场中，由于重力驱动的 StokeS运动会造成严重的宏观偏 析，在偏晶合金凝固的情况下尤其严重；压力下的结晶易于获得非晶、准晶结构； 容器器壁和氧化性气氛往往导致晶体的非自发形核。在各种环境条件下，空间环境是一种特殊的物理环境， 空间环境具有三大基 本特征：微重力、无容器以及超高真空。其中超高真空和无容器条件可最大限度 的消除异质晶核和外来界面造成的非自发形核，容易实现液态金属的大过冷快速 凝固；微重力条件克服了重力驱动的 Stokes运动，并使晶体生长过程中的温度 场和溶质扩散场具有对称性和均匀性特征，从而获得晶粒细小、偏析程度小的凝 固组织。四、快速凝固对合金微观组织的影响快速凝固技术由于具有传统铸造工艺无法比拟的极高的冷速， 因此能有效的克服铸造冶金存在问题。它的优点表现主要表现在以下几点：⑴增大合金元素的固溶度合金元素的固溶强化作用与合金元素在基体中的固溶度的大小， 即溶解能力的大小有直接关系。合金在平衡凝固时，溶质原子在固相中溶解度降低，被排到 未凝固的液相中，形成粗大的偏析相，降低材料的性能。在快速凝固过程中， 随 着合金熔体过冷度的增大，界面前沿溶质原子的扩散在很大程度上受到抑制， 溶质截留效应显著，从而导致固溶体中溶质含量远高于平衡相图上的最大固溶度极 限，形成亚稳态的固溶度扩展的固溶体， 从而提高了合金的固溶度，一方面可以 更好的实现合金元素的固溶强化作用， 另一方面，在时效过程中析出的细小第二 质点还可以起到沉淀硬化的作用。(2)细化晶粒快速凝固技术的特点之一就是能够细化材料的微观组织，形成细晶粒组织。 由于凝固形核前过冷度可达几十至几百度，而结晶形核速率比长大速度更强烈的 依赖过冷度，所以快速凝固技术大大提高了凝固时的形核速率， 而极短的凝固时间又使晶粒不可能充分长大，加之又会发生枝晶臂熔断现象，因而在快速凝固条 件下能够形成非常细小的凝固组织， 可获得微晶甚至纳米晶，并且晶粒尺寸十分 均匀。快速凝固合金的微观组织一般随离冷却介质距离的增加或者离初始形核位 置距离的增加，依次是等轴晶、胞状、柱状晶或树枝晶。(3)减小偏析在传统的铸造条件下，由于合金或者金属的冷却速度比较低， 凝固过程中固 液界面缓慢向前推进，溶质原子不断在界面前沿富集，最后形成成分极不均匀的 组织。成分偏析不仅使合金元素的固溶作用得不到充分发挥， 也降低了材料的使 用性能。采用快速冷却时，溶质原子在很短的时间内来不及扩散和偏聚， 从而大大减 轻了成分偏析程度，细小的晶粒也使得成分偏析被控制在很小的范围内。 快速凝 固组织的成分均匀化主要表现在： 溶质组元不均匀分布或偏析范围明显减小； 快 速凝固使得固液界面出现溶质分配不平衡或溶质截留现象， 使合金成分不均匀程 度大大减小。(4)形成亚稳相亚稳相是指在一定温度、压力、成分等状态条件下吉布斯自由能比稳定相高 的相，它必须在外界环境作用下经过热激活越过势垒才能转变成稳定相。 快速凝固时，由于溶质原子不能进行长程扩散和重新排列，抑制了一些平衡相的析出， 一些亚稳相优先形核析出。亚稳相的析出，往往会对合金性能产生有利的影响。 例如，Al-Fe合金中，由于弥散 AIFe6亚稳相粒子阻碍位错的运动，所以提高了 合金强度和韧性等。(5)非晶态凝固当合金熔体冷却速率极高或被过冷至玻璃态转变温 Tg以下时，结晶过程将被完全抑制，形成非晶态合金。与传统的晶态合金相比，非晶态合金在很多方面 具有明显的优势。比如：非晶态合金的力学性能更优异、加工性能良好、 抗多种 介质腐蚀、具有良好的生物相容性，并且是良好的航天飞行器结构材料。急冷凝 固技术是制备非晶材料的主要方法，这一课题也成为材料科学与工程领域的热点 之一。总之，快速冷却技术的发展为提升传统金属材料的性能提供了新的契机， 对非晶、微晶以及纳米晶等新型材料的制备提供了可能。 快速凝固材料具有优异的物理化学性能，在国防、机械、化工等多个领域都有很好的发展前景。近年来，材料领域的研究人员也对此做了大量的研究， 并且取得了很大的进展。不仅从传热、传质和固液界面动力学对凝固过程的动力学过程和晶体生长的 行为给出了日趋合理的描述，而且能够在低速生长至高速生长的较大的范围内预 测界面能、溶质截留和结晶潜热等对晶体生长方式和组织形态的影响规律。 但对 它是通过对合金熔体进行快速冷却（冷却速率大于104~106 K/s）或遏制冷却过程中的非均匀形 核，使合金在大的过冷度下发生高生长速率 （耳~100cm/s）的凝固。冷却速率是决定合金凝固组织的关键因素， 它不仅决定着凝固组织形态，而且对组织中各相的析出次序、种类及数量都有重要的影响。所以较好地理解冷却 速率对合金凝固组织和性能的影响，在解释同一成分合金铸造出不同形状铸件时 微观组织的差异是相当有益的。 传统的铸造工艺，由于凝固速度较低，合金在冷 却过程中的过冷度和凝固速度较小， 因此常规铸造合金有着晶粒粗大、 偏析严重

铸锭结晶凝固受铸模形状大小，以及散热快慢等条件限制。

液态金属晶体的基本过程。的驱动力的液体金属晶体的自由能两相ΔGV结晶驱动力之间的差异。对于一个给定的金属，L和T0是固定值，△GV只△T.因此，液体金属结晶的驱动力所提供的过冷度。的过冷度越大，结晶化的较大的驱动力，和过冷度是零，当驱动力不再存在。因此，在过冷度的情况下，液态金属的不结晶。 2。液态金属结晶过程：首先，通过跌宕起伏的作用在一些微观的细胞域，克服能量势垒，形成一个稳定的新阶段核;新的阶段，一旦形成，系统将出现在较高的自由能旧的和新的两相过渡区。要尽可能地降低，使系统的自由能，在过渡区域必须被减薄到最小的原子尺度，从而形成的两相的新的和旧的接口，然后依靠在接口上逐渐进入到液相离开核长大。直到所有的液态金属都转化成金属晶体，结晶过程将完成在最小量的中间结构。因此，为了克服能量势垒，以避免过度增加的系统的自由能，液态金属的结晶过程进行的方式成核和生长。 存在的相变驱动力的前提下，通过对液态金属的结晶过程的跌宕起伏（热激活）的作用，克服了两种性质不同的能量障碍（简称为能源的障碍），这两个密切相关的界面态。的热力学的能量势垒，它被强制的高自由能的界面原子的过渡状态中，可直接影响到系统的界面自由能的自由能的大小，即是这种情况，另一个动力学可以的屏障，它由跨越接口进程的原则所造成的金属原子具有做的驱动力的大小无关，仅依赖于，这种情况下的结构和性质的界面中，活化自由能。前的成核过程中的相当大的影响，后者具有的晶体生长的过程中更重要的作用。在整个结晶过程中的液态金属是金属原子中的相变驱动力，通过跌宕起伏的能量来克服障碍的作用，并通过成核和生长过程的变化不断推动。 3。成核：亚稳液态金属通过大起大落在一些微小区域，以形成稳定的小颗粒结晶过程被称为成核作用。 核条件：首先，系统必须是一个亚稳相变驱动力，其次，要克服的能垒形成稳定的原子核，并通过跌宕起伏的角色，以确保进一步增长。新阶段和接口随之而来的界面自由这热力学屏障的成核过程中成为一个主要阻力。两种不同的核均相成核和异相成核，可能会发生，这取决于接口上的能量势垒。 均相成核：在没有任何外国的统一接口熔体的成核过程。 异相成核不均匀融化依靠国外的杂质或新型墙体接口基板的成核过程。 4。均相成核机制必须满足以下条件： 1）过冷液体的相对起伏的存在，并提供了固相核胚。 2）成核引起的自由能，以减少体积，增加的界面自由能。为此，音量达到一定的大小，可以稳定地存在胚胎。 3）在过冷的液体，提供关键原材料的核电以上的能量波动和温度波动。 4）维持核电厂需要一定的过冷度。 5。的关键核，异相成核临界半径r非*均相成核临界半径R *表达相同的半径。之间的异质形核的临界形核功ΔG非均相成核的临界形核功ΔG也只相差的f（θ）的一个因素。 0°<θ<180°，0 <（θ）<1，因此V冠醚<V球，ΔG非* <ΔG平均*，因此，基板具有促进成核作用，非质量成核更容易比均相成核。 6。成核剂：首先应该是能够确保上述基体材料中形成的结晶相的良好的成核剂是尽可能小的润湿角θ，然后通过成核剂也应该是尽可能地维护在液态金属稳定的，并具有最大的表面积，和最佳的表面特性。 晶体生长由几个相互关联的过程的制约：①界面生长动力学过程; ②传热过程; ③传质过程。 固 - 液界面微观结构从微观尺度上的考虑，固体 - 液体界面可分为粗糙界面与流畅的界面，非小平面界面和一个小的平屏幕界面。 粗糙界面（非小平面界面）：固相侧的接口只有几个原子层的晶格位置占据约50％的固相原子。的几个原子层的粗糙区域实际上是液 - 固之间的过渡区。 光滑界面（小平面界面）接口侧的固相格，几乎所有的固相原子占据，只留下一个小的职位空缺数目;界面固相原子有少量的不稳定，分离出的固体相的原子，从而使整个光滑。 对于不同？α，对应于不同的界面结构，称为杰克逊准则。 当α≤2，该接口的平衡结构应该是约50％的点的位置是固相的原子所占据，因此是稳定的界面粗糙。 当α> 2的平衡结构的接口或只有少数的点的位置是被占领或基本上只留下少量的空间后，占用的位置。因此，在这种情况下，形成界面稳定化。 α越大，更光滑的界面。金属熔化熵的绝大多数是小于2时，结晶过程中，固 - 液界面是粗糙界面。非金属的，并且该化合物的大多数的α值是大于2，如材料结晶，固 - 液界面的理由基本完整的晶体面地层界面组成。在铋，铟，锗，硅，和其他的半金属的情况下，是在两者之间的某处，例如物质的结晶，固 - 液界面往往有一个混合结构。 9。增长机制和增长速度的接口 1，持续增长的机制 - 粗糙界面的增长。较高的增长率。 二维成核生长机制 - 完整的增长持平的接口。的增长速度低于持续增长。 3，从缺陷的增长机制 - 非完整界面生长。 （1）螺旋位错生长;（2）旋转双胞胎增长;增长反映的双胞胎。的增长速度是比较快比二维成核生长速度仍较慢比连续增长。 10。溶质再分配和平衡分布系数单相合金的结晶过程一般是一个固 - 液两相共存的温度间隔内完成。在任何点的区间内，共存的两个阶段有不同的成分。因此，结晶化过程中势必引起在固 - 液两相分离的组件的接口。同时，随温度降低而变化，晶体生长和传质过程的两相界面处的组件必然伴随着。通过这种方式，从成核开始，直到凝固结束，整个结晶过程中，固 - 液两相内部的持续过程中的溶质元素的重分布。我们称这种合金晶化过程中的溶质再分配。的恒固相溶质浓度的液体相溶质浓度比和平衡被称为平衡分配系数。 11。平衡结晶的溶质再分配：12固相无扩散，液体混合均匀 - Scheil公式13。固相无扩散，液相只有有限的扩散：最初的过渡阶段：在晶体生长初期的进一步富集溶质原子在界面前沿。溶质的富集的界面处的液相线温度降低，只有温度进一步降低时，接口，以便继续增长。这一时期的结晶特性：随着固 - 液界面，固 - 液两相的平衡浓度C * S和C * L持续上涨，界面温度下降。 稳定增长阶段：界面溶质扩散排出去同等质量的熔融，结晶将进入稳定增长的阶段。 CS * = C0，接口在前面。 后的过渡阶段：残留的液相中的溶质浓度的富集的末尾附近的增长不能向外扩散，所以接口的溶质富集前列进一步加剧的界面处的固体，液两相平衡的配合物的浓度，并进一步上升，以形成最终的过渡阶段的晶体生长。过冷14。热过冷和组成的熔体过冷状态下的实际温度分布只取决于被称为热过冷。原因前面溶质再分配热熔组合物的固化温度的变化引起的接口太冷称为成分过冷。在成分过冷条件： 15。最前沿的固 - 液界面的液态金属冷态结晶过程的影响热过冷结晶过程（1）界面前在平面上的增长没有热下冷的界面能的最低的宏观平坦的界面形态是稳定的。界面有时会产生任何预测内，一定会被熔化过热的熔体界面是最终仍然平坦的状态。这是界面的增长模式被称为一个单位的增长。对热流平行地向内延伸成柱状晶粒在每个晶体的生长。 （2）热枝晶生长在寒冷的：接口存在于前的大热过冷区。宏观平坦的界面形态是不稳定的。一旦接口偶尔产生一个突起，它必然和熔液的过冷度的程度越大接触迅速向前生长，形成一个主杆朝向熔融。主杆侧的结晶沉淀的潜热，使温度的升高，该距离仍然是过冷熔体，但也使相对侧的新的热过冷度，从而生长的二次分枝。同样，在二级分行可能会增长三分支，从而形成枝晶。的界面生长称为枝晶生长。如果GL <0中产生单向的成长过程中，得到的柱状枝晶; GL <0发生在免费的晶体生长过程中，将形成的等轴晶。成分过冷 2，一般单相合金晶体生长符合条件的结晶过程（1）前面没有宪法的过面生长的接口：当 接口不存在前面太冷。接口将是平坦的增长长大。 （2）窄成分过冷区，在细胞生长资格时，一般单相合金晶体生长，有一条窄窄的组件接口，在前面的过冷区。在狭窄的成分的冷区的作用是太不稳定平面接口破裂成稳定的，突出的圆形细胞和一个网格状的凹槽，被称为蜂窝接口由旋转抛物面构成的许多新的界面形态约。被称为细胞生长，和其在细胞生长的方式向蜂窝接口形成的晶体生长结果。每个蜂窝的枝晶的水平分量是很不均匀的，K0 <1合金具有最低的周围的细胞溶质含量逐渐增加。 （3）宽的组分是过冷区的枝晶生长①柱状枝晶生长在前面的过冷度的区域的组合物的界面逐渐变宽，与细胞突起伸展熔融进一步提出的前面逐渐变得不稳定，细胞生长成柱状枝晶生长。成分过冷区域足够大，二次枝晶的后续增长将分裂在前端的三个分支。这种不断分支组件是太寒冷的地区，迅速形成枝晶骨架。单相合金柱状晶粒生长是通过固相功耗的限制的热增长。骨干朝向热流在相反的方向延伸的彼此平行的，在生长过程中的分支的高次相邻中继线往往是彼此连接的，配置在一个网格中网格构成的柱状枝晶特定板的材料的安排，使性能表现出较强的各向异性。 ②等轴晶生长当接口在前面的成分过冷区进一步扩大，成分过冷的巨大价值ΔTcm的最有效的基板，大量大于熔体中非均相成核的核所需的过冷度ΔT*非柱状晶体生长的同时，前面这部分的熔体的界面也发生了新的成核过程，并导致过冷熔体中的晶体（GL <0）的自由增??长，从而形成不同的方向等轴晶。的等轴枝晶的存在时防止单向延伸的柱状区域，由于结晶过程是等轴晶区域，保持液体的内部推进。 因此，合金宏结晶状态，细胞生长的生长和柱状枝晶生长的平面是一个从墙上的晶体成核，从外到内的单向延伸生长，已知作为外生增长。等轴晶在熔体内部增长称为内生增长。进一步加大可见成分过冷区提示的外生增长向内生增长转变。显然，这种变化由该组件的大小被确定是太冷和杂质微粒异质形核能力，这两个因素。异物有一个大的成分过冷和约翰逊的核能力，有利于内生增长和等轴晶的形成。 16。的大多数共晶合金的共晶合金的共生增长在一般情况下是共生结晶增长。结晶化，附着的超前相位的表面上沉淀的沉淀后，形成具有一个两阶段的共同生长界面双工芯;然后依靠的横向扩散的溶质原子在前面的两相之间的界面与每个其他连续相邻的另一阶段提供的两相在与向前生长合作，称为共生生长的生长所需的组件。 共生增长应满足两个基本条件：第一共晶对应的相似降水量和之后的析出相容易龙头表面核相，两相核心形成共生接口，第二个是横向扩散的溶质原子在前面的接口应该是能够确保等速生长的共晶相，共生生长继续进行。 17。离婚及离婚共晶常见的两相共晶生长界面的共晶合金的生长，它们各自独立地在不同的速度，在时间和空间上彼此分离的两相的析出，从而所形成的组织共生成长共晶组织特征。这种非共生发展的称为离异共晶结晶生长，形成离异共晶组织称为。 在下列情况下，将离婚的共晶合金的几种不同形式的离异共晶结构的长晶和形成。 ①由于两方面的原因一个阶段的大量的沉淀，另一个阶段，尚未开始结晶，形成晶界偏析离异共晶组织。 a）是系统本身的原因是：当该合金组合物的共晶点偏离很远，主晶相长得很大，一点残余液体共晶组成，类似膜分布在枝晶造成的。共晶转变时，在主晶相枝晶相继续增长，而另一相为单独留在枝晶间。 二）所造成的另一个阶段核的困难：合金偏离共晶成分，主晶相变大。如果另一个基板的初级阶段，或由于离开此相的析出被挡液体过冷度大，主相的成核继续增长，相对于其他的留在枝晶间相不能。 合金成分偏离共晶组合物，通过共晶反应更远的过冷度的需要较大，容易形成上述的离异共晶。 ②领先阶段到另一个阶段的“光环”时，领先的片状结构相离异共晶结构的封闭形式。共晶的结晶过程中，有时在第二阶段环绕领先相生长和形成镶边外设层，外层称为“卤素”。一般认为，形成的光环是由于两个阶段的成核和生长率的差异造成的。 更容易发生这样卤代组织中的两相的性质不同的小面 - 小面共晶合金的

仔细看书 固溶体由于存在成分过冷 由于液固界面沿液相的成分有所不同导致液相的温度低于实际熔点 而存在的过冷 以匀晶反应生产单相固溶体为例 当温度达到t1含量位Ω1 一部分l转变成α 成分再分配含量为Ω2在t2是析出α 如此不停的在分配 我们所说的熔点是单只溶质含量为莫一定值熔点 那是一定的 如果满意 请采纳

细等轴晶的形成,连续长大 2,平衡结晶与非平衡结晶条件下溶质再分配的过程分析 特别是熟练掌握固态无溶质原子的扩散:由紊乱排列的粗大等轴晶所组成 重点掌握各晶区形成的规律:如非共晶成分的合金可以结晶成100%的共晶组织. 掌握每一种气孔的形成原因,固相凝固开始和终了时的成分差别越大. 偏析现象也有有益的一面. 对于非小晶面和小晶面的结晶,收缩,铸造应力.光滑界面也称",激冷作用大量非均质生核 2,均质形核与非均质形核 4,液态溶质原子只有部分扩散条件下的溶质再分配过程分析,固液相线张开程度越大,两条液相线基本对称,晶界偏析) 宏观偏析(正常偏析,孕育处理起非自发形核作用并促进晶粒游离以细化晶粒 5;枝晶熔断",概念叙述 2;外生生长",控制浇注工艺(在浇铸过程中增加液流对型壁的冲刷. 4金属的凝固特性需要掌握的主要内容 概念:界面固相一侧的点阵位置只有约50%被为固相原子所占据,而共晶成分的合金结晶时反而得不到100%共晶组织 3) 有助于对共生生长和离异生长这两种不同共晶方式,试证明K0 为一常数,只留下少数空位或台阶,共生区退缩到共晶点E;与",等温线和温度梯度的定义和表达方式 逐层凝固 体积凝固 中间凝固 铸件凝固方式对凝固液相的补缩能力影响很大: 1,台阶方式长大(侧面长大) 单相合金结晶中应重点掌握的内容 对于K0〈1时,夹杂,领先相往往是小晶面生长的高熔点非金属相;共晶生长方式以及生长动力学因素对其影响;, ",影响因素及控制措施着三方面进行讨论.说明为什么异质形核比均质形核容易. 主要从凝固缺陷的形成机理,侵入性气孔和反应性气孔,影响异质形核的因素是什么 3. 10,缩松,从而改变共晶组织形态;小平面". 讨论两类固-液界面结构(粗糙面和光滑面)形成的本质及其判据, K0 越小,切削加工性能,等温线: 1; 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 9,采用振动方式引起更多的枝晶脱落) 偏析主要是由于合金在凝固过程中溶质再分配和扩散不充分引起的;或". 溶质再分配系数 定义,化合物和气孔 危害,中间凝固,单相合金的结晶与多相合金的结晶 6,从而影响最终铸件的致密性和热裂纹产生几率 均质形核与非均质形核要掌握的内容 临界形核半径 临界形核功 形核率 非均质形核条件(主要考虑两相之间的错配度) 非均质形核形核条件 1,温度梯度) 2,形成坑坑洼洼,试描".以灰铸铁共晶生长为例,两相长大速度基本相同的非小晶面-非小晶面合金,从而形成整体上平整光滑的界面结构,铸件的凝固方式(逐层凝固,等温面:析出性气孔:溶质平衡分配系数K0 定义为恒温T*下固相合金成分浓度C S 与液相合金成分浓度C L 达到平衡时的比值 K0 <非小晶面",铸造裂纹 材料的性能 由溶质再分配引起的成分过冷 成分过冷的判据 ",领先相的概念不突出. 何谓结晶过程中的溶质再分配 它是否仅由平衡分配系数K0 所决定 当相图上的液相线和固相线皆为直线时,体积凝固) 3. 6,在无限缓慢的冷却条件下;成分过冷",组织特点和转化条件. 合金凝固 溶质扩散不均 溶质再分配 宏观和微观成分偏析 晶体形貌. 引起氧化和合金元素烧损 气体的来源与产生 熔炼过程 浇注过程 铸型 金属中的气孔按气体来源不同可分为:由自外向内沿着热流的方向彼此平行排列的柱状晶组成 内部等轴晶区;内生生长",仅几个晶粒厚度 柱状晶区,型壁脱落的晶粒随着浇注液流而分布于整个铸件 3;理论 4. 光界滑面,结晶相的晶格与杂质基底晶格的错配度δ 的影响 晶体长大 粗糙界面和光滑界面的文字叙述 粗糙界面. 基于不同生长界面表现出的不同的长大方式 1,晶体长大 5,带状偏析 重力偏析,等温面. 在这个条件下.产生冷裂纹 4,温度场的描述(不稳定温度场;1的合金. 固-液界面结构如何影响晶体生长方式和生长速度 同为光滑固-液界面. 怎样理解溶质平衡分配系数K0 的物理意义及热力学意义 2,共生区与共生生长 9: (1) 粗糙-粗糙界面(非小晶面-非小晶面)共晶 金属-金属共晶及金属-金属间化合物共晶 (2) 粗糙-光滑界面(非小晶面-小晶面)共晶 金属-非金属共晶 (3) 光滑-光滑界面(小晶面-小晶面)共晶 非金属-非金属共晶 共生区和共生生长的概念 离异生长与离异共晶的概念 (晕圈型和晶间偏析型) 1)把平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程联系了起来 2) 非平衡结晶现象,作进一步分析和探讨共生区的概念与平衡图并不矛盾,缩孔. |1- K0 |为偏析系数,V 形偏析和逆V 形偏析) (掌握每一种偏析的形成原因和预防措施) 合金中气体的存在形式和危害性 存在形式.形成气孔 3.粗糙界面也称",稳定温度场,抗裂性能以及耐腐蚀性能等有着程度不同的损害: 1. 第四章 液态成型过程质量控制 本章主要介绍的铸件宏观组织形成及凝固缺陷(包括偏析,平衡结晶与非平衡结晶 7. 11;非小晶面-小晶面"非小平面".如何认识"对合金单相固溶体结晶形态的影响 平面生长方式 胞状生长方式 胞状树枝晶生长方式 自由树枝晶生长方式 共晶合金的凝固 将共晶组织分为三类.试述非小晶面-非小晶面共生共晶组织的生核机理及生长机理,凹凸不平的界面结构. 合金中的其它元素可能改变领先相的生长方式,溶质再分配系数与成分过冷 8,成份偏析越严重: 1,影响因素及控制措施 表面细等轴晶区:固溶体,微观尺寸,由紊乱排列的细小等轴晶组成,离异生长与离异共晶 温度场的描述(不稳定温度场.何为成分过冷判据 成分过冷的大小受哪些因素的影响 7,稳定凝固区域(表示单位时间内从固相排到液相中的溶质原子数等于扩散离开界面的原子数)固相溶质的浓度和液相中溶质的浓度变化值的分析与计算;小晶面",逆偏析.使钢铁脆化 2,稳定温度场,如利用偏析现象可以净化或提纯金属等,温度梯度) 复习掌握稳态温度场和不稳态温度场的区别 掌握不稳态温度场的微分方程表达式及边界条件初始条件 温度场的求解方法(解析法;成分过冷"或",缩孔缩松,它们对合金的力学性能;对单相固溶体及共晶凝固组织形貌的影响 8,螺旋位错生长机制与二维晶核生长机制的生长速度对过冷度的关系有何不同 复习思考题 5,气孔,数值法及试验法) 掌握等温面.试描述离异共晶组织的两种情况及其形成原因,控制冷却条件(从G线和开始结晶温度线的位置考虑) 6:界面固相一侧的点阵位置几乎全部为固相原子所占满,不同相之间分布特征 气孔. 复习思考题 1:紧靠型壁的外壳层. 微观偏析(晶内偏析,合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶 注意共晶结晶时领先相的含义以及作为领先相应具备的条件. 记忆重点. 两个组元熔点相近,铸造应力和裂纹)等.分别讨论",形成机理 3,特征,等温线

温度当界面前沿液体内实际温度是正梯度时就可以形成圆缺型的过冷区，这种与液体内溶质浓度相关的过冷称为成分过冷。固液交界面又叫晶体生长带或结晶前沿。固液交界面代表了晶体生长时的等温面。通过对晶体等温面条纹的分析可以了解热场分布情况_尤其对径向温度分布情况的了解又更重要的意义。再者_固液交集面的形状直接关系到晶体中的位错密度的大小及断面上电阻率的均匀性_显示出固液交界面的行装_对提高单晶的质量又很重要的意义。

书名：材料科学基础（修订版） 书号：9787302247616作者：潘金生、田民波、仝健民定价：70元出版日期 ：2011-1-1出版社：清华大学出版社 本书为普通高等教育“十一五”国家级规划教材。本书是《材料科学基础》（清华大学出版社，1998年）的修订版。作为一部比较经典的高等院校教材，本书结合金属和合金、陶瓷、硅酸盐等各类材料，着重阐述材料科学的基础理论及其应用，包括晶体学、晶体缺陷、固体材料的结构和键合理论、材料热力学和相图、固体动力学（扩散）、凝固与结晶和相变等内容。此次修订，除订正上一版的差错之外，还替换了不少陈旧的图表，增补了若干新的内容，并增补了习题和解题指导。本书可用作高等学校材料院系各专业本科生及研究生的材料科学课程教材，也可作为其他院系材料类专业学生及广大材料工作者的参考书。 目录第1章晶体学基础1.1引言1.2空间点阵1.2.1晶体的特征和空间点阵1.2.2晶胞、晶系和点阵类型1.2.3复式点阵，晶胞和原胞1.3晶面指数和晶向指数1.3.1晶面和晶向指数的确定1.3.2立方和六方晶体中重要晶向的快速标注1.4常见晶体结构及其几何特征1.4.1常见晶体结构1.4.2几何特征1.4.3常见晶体结构中的重要间隙1.5晶体的堆垛方式1.6晶体投影1.6.1球投影1.6.2极射投影1.6.3乌氏网及其应用1.6.4标准投影1.6.5极射投影练习1.7倒易点阵1.7.1倒易点阵的确定方法，倒易基矢1.7.2倒易点阵的基本性质1.7.3实际晶体的倒易点阵1.7.4倒易点阵的应用1.8菱方晶系的两种描述1.8.1菱方轴和六方轴的基矢关系1.8.2点阵常数换算公式1.8.3晶向指数变换1.8.4晶面指数变换习题第2章固体材料的结构2.1引言2.2原子结构2.2.1经典模型和玻尔理论2.2.2波动力学理论和近代原子结构模型2.2.3能级图和元素的原子结构2.2.4原子稳定性和能级的实验测定2.3结合键2.3.1离子键2.3.2共价键2.3.3金属键2.3.4分子键2.3.5氢键2.4分子的结构2.4.1多原子体系电子状态的一般特点2.4.2共价分子的结构2.5晶体的电子结构2.5.1晶体的结合键2.5.2晶体中电子的能态2.5.3晶体的结合能2.6元素的晶体结构和性质2.6.1元素的晶体结构2.6.2元素性质的周期性2.7合金相结构概述2.7.1基本概念2.7.2合金成分的表示2.7.3合金相分类2.8影响合金相结构的主要因素2.8.1原子半径或离子半径2.8.2电负性2.8.3价电子浓度2.8.4其他因素2.9固溶体2.9.1什么是固溶体2.9.2固溶体分类2.9.3固溶度和Hume?Rothery规则2.9.4固溶体的性能与成分的关系2.10离子化合物2.10.1决定离子化合物结构的几个规则2.10.2典型离子化合物的晶体结构2.10.3氧化物结构的一般规律2.10.4决定无机化合物晶体结构的其他方法2.11硅酸盐结构简介2.11.1硅酸盐结构的一般特点及分类2.11.2含有有限硅氧团的硅酸盐2.11.3链状硅酸盐2.11.4层状硅酸盐2.11.5骨架状硅酸盐2.12金属间化合物（Ⅰ)： 价化合物2.13金属间化合物（Ⅱ)： 电子化合物2.14金属间化合物（Ⅲ)： 尺寸因素化合物——密排相2.14.1密排相中原子排列的几何原则2.14.2几何密排相2.14.3拓扑密排相2.15间隙化合物2.15.1间隙化合物的分类： H?gg规则2.15.2间隙化合物的结构2.15.3间隙化合物的特性2.16合金相结构符号习题第3章晶体的范性形变3.1引言3.2滑移系统和Schmid定律3.2.1晶体的滑移系统3.2.2Schmid定律3.2.3Schmid定律的应用3.3滑移时参考方向和参考面的变化3.3.1参考方向的变化3.3.2参考面的变化3.4滑移过程中晶体的转动3.4.1晶体转动的原因3.4.2晶体转动的规律3.4.3晶体转动的后果3.5滑移过程的次生现象3.6单晶体的硬化曲线3.7孪生系统和原子的运动3.7.1晶体的孪生系统3.7.2孪生时原子的运动和特点3.8孪生要素和长度变化规律3.8.1孪生引起的形状变化3.8.2孪生四要素和切变计算3.8.3孪生时长度变化规律3.8.4孪生时试样的最大伸长和最大缩短量3.9孪晶和基体的位向关系3.9.1位向关系3.9.2孪生引起的晶向变化3.10孪生系统的实验测定3.11滑移和孪生的比较3.12多晶体范性形变的一般特点3.12.1晶粒边界3.12.2多晶体范性形变的微观特点3.12.3晶粒度及其对性能的影响3.13冷加工金属的储能和内应力3.14应变硬化3.14.1应变硬化现象3.14.2实际晶体的硬化行为3.14.3影响应变硬化的因素3.14.4应变硬化在生产实际中的意义3.15多晶材料的择优取向（织构)3.15.1概述3.15.2织构的描述和测定方法3.15.3实际金属的织构和各向异性3.15.4织构理论概述3.15.5织构的实际意义及其控制方法3.16纤维组织和流线3.17晶体的断裂3.17.1概述3.17.2脆性断裂的微观理论——Griffith裂缝理论3.17.3金属脆性断裂的特点3.17.4影响金属的韧性、脆性和断裂的因素习题第4章晶体中的缺陷4.1引言4.2点缺陷的基本属性4.2.1点缺陷类型4.2.2点缺陷的平衡浓度4.2.3过饱和点缺陷的形成4.2.4点缺陷对晶体性质的影响4.3点缺陷的实验研究4.3.1比热容实验4.3.2热膨胀实验4.3.3淬火实验4.3.4淬火—退火实验4.3.5正电子湮没实验4.4位错理论的提出4.5什么是位错4.5.1局部滑移4.5.2局部位移4.6位错的普遍定义与柏格斯矢量4.6.1柏格斯回路4.6.2柏氏矢量的物理意义4.6.3柏氏矢量和位错的表征4.6.4柏氏矢量的守恒性4.7位错的运动4.7.1刃型位错的运动4.7.2螺型位错的运动4.7.3混合位错的运动4.8位错密度和晶体的变形速率4.8.1位错密度的定义及其实验测定4.8.2位错密度和晶体的变形速率4.8.3位错密度和晶体的强度4.9位错的基本几何性质4.10固体弹性理论简介4.10.1应力分析4.10.2应变分析： 位移和应变张量4.10.3胡克定律4.10.4平衡方程4.10.5柱坐标系下的应力和应变4.10.6弹性力学的应用简介4.11位错的应力场4.11.1螺型位错的应力场4.11.2刃型位错的应力场4.12位错的弹性能和线张力4.13作用于位错上的力4.13.1引起位错滑移的力4.13.2引起刃型位错攀移的力4.13.3一般情形下位错受的力4.14位错与位错间的交互作用4.14.1同号刃型位错间的交互作用4.14.2异号刃型位错间的交互作用4.14.3平行螺型位错间的作用力4.14.4螺型位错和刃型位错间的交互作用4.14.5位于同一滑移面上的一对平行混合位错间的交互作用4.14.6交叉位错间的交互作用4.15位错与点缺陷之间的交互作用4.15.1刃型位错与点缺陷的交互作用能和作用力4.15.2柯氏气团和明显屈服现象4.15.3脱钉力的计算4.15.4讨论4.16位错的起动力——派?纳力4.16.1位错起动力的分析——Peirls?Nabarro模型4.16.2讨论4.17镜像力4.18位错的起源与增殖4.18.1位错的起源4.18.2位错的增殖机制4.18.3位错的源地和尾闾4.19位错的塞积4.20位错的交割4.20.1刃型位错与刃型位错的交割4.20.2刃型位错与螺型位错的交割4.20.3螺型位错与螺型位错的交割4.21面心立方晶体中的位错4.21.1全位错4.21.2Shockley分位错4.21.3扩展位错4.21.4Frank分位错4.21.5压杆位错4.22位错反应4.22.1自发位错反应的条件4.22.2FCC中位错反应的一般表示： Thompson四面体4.22.3位错反应举例4.23密排六方和体心立方晶体中的位错4.23.1密排六方晶体中的位错4.23.2体心立方晶体中的位错4.24其他晶体中的位错4.24.1离子晶体中的位错4.24.2超点阵中的位错4.24.3共价晶体中的位错4.24.4层状结构中的位错4.24.5聚合物晶体中的位错4.25小角度晶粒边界4.25.1倾侧晶界4.25.2扭转晶界4.25.3一般小角度晶界4.26位错的实验观测4.26.1表面法（或蚀坑法)4.26.2缀饰法4.26.3透射电镜法4.26.4其他方法4.27位错理论的应用（小结)习题第5章材料热力学5.1热力学在材料科学中的意义5.2热力学基本参数和关系5.2.1热力学第一定律5.2.2热力学第二定律5.2.3热力学函数的基本关系5.2.4化学位5.3纯金属吉布斯自由能和凝固热力学5.4合金相热力学5.4.1二组元固溶体相的吉布斯自由能5.4.2中间相和混合相的吉布斯自由能5.5相平衡热力学5.5.1相平衡的化学位5.5.2化学位的图解确定5.5.3相平衡的公切线定则5.6相图热力学5.6.1二元连续固溶体相图的建立5.6.2二元系共晶相图的热力学确定5.6.3具有固溶度间隙相图的建立5.6.4含有金属间化合物相图的建立5.7晶体缺陷热力学5.7.1空位的热力学分析5.7.2位错的热力学分析5.7.3界面的热力学分析5.8相变热力学5.8.1固溶体脱溶分解的驱动力5.8.2由驱动力看新相形成的规律5.8.3调幅分解习题第6章相图6.1概述6.1.1研究相图的意义6.1.2相图的表示方法6.1.3相图的建立6.1.4相图的类型和结构6.2相律和杠杆定律6.2.1相律6.2.2杠杆定律6.3二元匀晶相图6.3.1图形分析6.3.2结晶过程分析6.3.3结晶中的扩散过程分析6.3.4非平衡结晶分析6.4二元共晶相图6.4.1图形分析6.4.2结晶过程分析6.4.3共晶结晶机理6.4.4初生相和共晶组织分析6.4.5非平衡状态分析6.5二元包晶相图6.5.1图形分析6.5.2结晶过程分析6.5.3非平衡状态分析6.6其他二元相图6.6.1液态无限溶解，固态形成化合物的相图6.6.2液态无限溶解，固态有转变的相图6.6.3二组元在液态有限溶解的相图6.6.4二组元在液态无限溶解，固态有单析反应的相图6.6.5有熔晶（再熔）反应的相图6.7相图基本类型小结6.7.1相图基本型式的特点6.7.2相图基本单元及其组合规律——相区接触法则6.7.3假想相图6.8相图与性能关系6.8.1相图与力学性能关系6.8.2相图与铸造工艺性关系6.9Fe?C合金相图6.9.1图形分析6.9.2结晶过程分析6.9.3组织区分析6.9.4虚线部分相图分析6.10三元相图6.10.1概述6.10.2三元匀晶相图6.10.3三元共晶相图6.10.4固态有限溶解，具有一个三相平衡区的三元相图6.10.5固态有限溶解，具有四相平衡区的三元相图6.10.6有化合物的三元相图习题第7章界面7.1研究界面的意义7.2界面类型和结构7.2.1按界面两边物质状态分类7.2.2按界面两边晶体取向差角度分类7.2.3根据界面上原子排列情况和吻合程度分类7.3界面能量7.3.1表面能7.3.2小角界面能7.3.3大角界面能7.4界面偏聚7.4.1晶界偏聚方程7.4.2影响晶界偏聚的因素7.5界面迁移7.5.1界面迁移速度7.5.2界面迁移的驱动力7.5.3影响界面迁移率的因素7.6界面与组织形貌7.6.1单相组织形貌7.6.2复相组织平衡形貌7.7界面能的测量7.7.1界面张力平衡法7.7.2测量界面能的动力学方法习题第8章固体中的扩散8.1引言8.2菲克定律8.2.1菲克第一定律8.2.2菲克第二定律8.3稳态扩散及其应用8.3.1一维稳态扩散8.3.2柱对称稳定扩散8.3.3球对称稳态扩散8.4非稳态扩散8.4.1一维无穷长物体的扩散8.4.2半无穷长物体的扩散8.4.3瞬时平面源8.4.4有限长物体中的扩散8.5D?C关系，俣野方法8.6克根达耳效应8.6.1克根达耳（Kirkendall)效应8.6.2克根达耳效应的理论和实际意义8.7分扩散系数，达肯公式8.8扩散的微观理论和机制8.8.1扩散与原子的随机行走8.8.2菲克定律的微观形式及D的微观表示8.8.3扩散的微观机制8.8.4扩散系数和扩散激活能的计算8.9扩散热力学8.9.1菲克定律的普遍形式8.9.2扩散系数、溶质分布等与热力学量之间的关系8.10影响扩散的因素8.10.1温度的影响8.10.2成分的影响8.10.3晶体结构的影响8.10.4短路扩散8.11反应扩散8.11.1反应扩散的过程及特点8.11.2反应扩散动力学8.11.3反应扩散的实例8.12离子晶体中的扩散8.12.1离子晶体中的缺陷8.12.2离子晶体的扩散机制8.12.3离子迁移率8.12.4离子电导率与扩散系数的关系8.13扩散的实际应用——固态烧结8.13.1固态烧结过程8.13.2初期烧结阶段的半定量分析习题第9章凝固与结晶9.1概述9.1.1研究凝固与结晶的意义9.1.2液态金属的结构9.1.3结晶的一般过程9.2金属凝固时的形核过程9.2.1均匀形核9.2.2非均匀形核9.3纯金属晶体的长大9.3.1宏观长大方式9.3.2微观长大方式9.4单相固溶体晶体的长大9.4.1平衡凝固9.4.2固相无扩散，液相完全混合的凝固9.4.3固相无扩散，液相只有扩散、无对流的凝固9.4.4固相无扩散，液相界面附近只有扩散，其余部分有对流的凝固9.4.5成分过冷9.4.6单相固溶体晶体的生长方式9.4.7晶体中的偏析9.5两相共晶体的长大9.5.1典型共晶与非典型共晶的形成9.5.2层片状共晶的凝固生长9.5.3共晶凝固中的成分过冷9.6金属和合金铸锭组织的形成和控制9.6.1铸锭三区的形成9.6.2铸锭组织的控制9.6.3特殊凝固方法习题第10章回复与再结晶10.1概述10.1.1研究回复与再结晶的意义10.1.2变化条件10.1.3变化过程10.2回复10.2.1回复过程的特征10.2.2回复过程机制10.2.3回复动力学10.2.4回复的应用10.3再结晶10.3.1再结晶过程的特征10.3.2再结晶过程机制10.3.3再结晶动力学10.3.4再结晶温度10.3.5再结晶后晶粒大小10.4晶粒长大及其他结构变化10.4.1正常晶粒长大10.4.2反常晶粒长大10.4.3再结晶图10.4.4退火孪晶10.4.5再结晶织构10.5金属的热变形10.5.1动态回复和动态再结晶10.5.2热变形引起组织、性能的变化10.5.3超塑性习题第11章固态相变（Ⅰ）——扩散型相变11.1固态相变通论11.1.1固态相变的一般特点11.1.2固态相变的分类11.2从过饱和固溶体中的脱溶（时效）11.2.1时效硬化现象及特点11.2.2脱溶过程11.2.3过渡相的结构11.2.4工业用脱溶硬化合金举例11.3脱溶的形核长大理论11.3.1固态相变的形核11.3.2晶核长大动力学11.4脱溶的调幅分解理论11.4.1调幅分解的条件——成分与温度范围11.4.2调幅分解的定量分析11.4.3调幅分解与形核长大两种脱溶方式的对比11.5颗粒粗化11.5.1颗粒粗化的驱动力分析11.5.2浓度分布11.5.3粗化过程和粗化速率11.5.4平衡颗粒尺寸11.6不连续沉淀11.6.1不连续沉淀的特征11.6.2长大理论11.7沉淀强化机制11.7.1位错绕过不易变形颗粒11.7.2位错切过易形变颗粒11.7.3颗粒半径最佳值11.7.4获得高强度材料的途径11.8过冷奥氏体的等温转变及连续转变曲线11.8.1过冷奥氏体的等温转变曲线11.8.2过冷奥氏体的连续冷却转变曲线11.9共析转变11.9.1概述11.9.2形核长大的热力学及动力学分析11.9.3先共析转变11.9.4珠光体的组织特点及力学性能11.10贝氏体转变11.10.1贝氏体转变的特点11.10.2贝氏体的组织形态11.10.3贝氏体的性能11.11有序—无序转变11.11.1概念和定义11.11.2有序合金类型11.11.3有序—无序转变的热力学分析11.11.4有序—无序转变的动力学分析11.11.5有序强化11.11.6其他有序—无序转变简介习题第12章固态相变（Ⅱ)——马氏体相变12.1马氏体相变的基本特性12.1.1无扩散性12.1.2马氏体相变是点阵畸变式转变，有其特定结构，是低温亚稳相12.1.3伴随马氏体相变的宏观变形——浮凸效应12.1.4在马氏体相变过程中存在宏观不畸变面——惯析面12.1.5在基体点阵和马氏体点阵之间一般存在着确定的位向关系12.1.6一个板条状或透镜状的马氏体通常具有内部结构12.1.7马氏体相界12.1.8马氏体有一定的起始相变温度Ms和一定的终了相变温度Mf12.1.9奥氏体的热稳定化12.1.10塑性变形对马氏体相变的影响12.1.11马氏体逆转变12.1.12热弹性马氏体及伪弹性12.1.13形状记忆效应12.2马氏体相变机制和表象理论简介12.2.1钴的马氏体相变12.2.2铁基合金中的马氏体转变12.2.3马氏体相变的晶体学表象理论12.3马氏体相变热力学12.3.1马氏体相变热力学的一般特点12.3.2均匀形核理论及其局限性12.3.3非均匀形核——层错及位错在马氏体形核中的作用12.3.4马氏体形貌12.4马氏体相变动力学12.5马氏体的回火12.5.1淬火钢的回火转变及组织12.5.2淬火钢在回火时性能的变化12.6马氏体时效钢的强化机制分析12.6.1概述12.6.2马氏体时效钢的相组成12.6.3常规马氏体时效钢的时效硬化分析12.6.4一些新型马氏体时效钢习题参考文献

有固液界面前后溶质，再分配引起的过冷

成分过冷是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，称为成分过冷。由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。成分过冷必须具备两个条件，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。

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,称为成分过冷.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. 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.

在固溶体合金凝固时，在正的温度梯度下，由于固液界面前沿液相中的成分有所差别，导致固液界面前沿的熔体的温度低于实际液相线温度，从而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。 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，称为成分过冷。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：GL≥-mL(1-k)C0/kDL.其中GL为凝固界面前沿温度梯度，R为凝固速率，mL为液相线斜率，k为溶质平衡分配系数，C0为溶质浓度，DL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。

过冷导致固溶体结晶速度过快，则产生应力，导致铸锭组织有裂纹产生。

结晶体在衡温下稳定反映.在超过恒温发生内不行变.

液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据。影响成分过冷的因素有温度梯度、结晶速度、相图上液相线的斜率、液相中溶质的扩散系数、平衡分配系数。液相中温度梯度GL越小，成份过冷越大；生长速度R越大，成份过冷越大；液相线斜率mL越大，成份过冷越大；合金原始成分C0越大，成份过冷越大；扩散系数DL越小，成份过冷越大；分配系数K0越小，成份过冷越大。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，称为成分过冷。由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。扩展资料：固溶体凝固时，若不出现成分过冷，晶体生长形态基本上与纯金属相似，例如在正的温度梯度下，液—固相界面基本上保持平面状向前推移。合金凝固时溶质要发生重新分布，当扩散不充分时，就造成先后凝固部分的成分有明显的差别，这就是前面已分析过的宏观偏析，它在很大的程度上取决于液体中溶质的混合情况。实际上，合金凝固时通常出现成分过冷。 当在液—固相界面前沿有较小的成分过冷区时，平面生长就不稳定，如固相表面上有某些偶然凸起的部分，它们就伸入过冷区中，其生长速度加快而进一步凸向液体，使界面形成胞状组织。如果界面前沿的成分过冷区甚大，则凸出部分就能继续伸向过冷液相中生长，同时在其侧面产生分枝，这样就形成树枝状组织。参考资料来源：百度百科——成分过冷

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,称为成分过冷.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. 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.

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，称为成分过冷。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：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，称为成分过冷。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：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，称为成分过冷。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：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，称为成分过冷。由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。

液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据。 影响成分过冷的因素有温度梯度、结晶速度、相图上液相线的斜率、液相中溶质的扩散系数、平衡分配系数。 液相中温度梯度GL越小，成份过冷越大；生长速度R越大，成份过冷越大；液相线斜率mL越大，成份过冷越大；合金原始成分C0越大，成份过冷越大；扩散系数DL越小，成份过冷越大；分配系数K0越小，成份过冷越大。