材料科學(xué)基礎(chǔ)第6章 材料的凝固與氣相沉積

第6章材料的凝固與氣相沉積熔化煉鋼澆注煉銅凝固：物質(zhì)從液態(tài)到固態(tài)的轉(zhuǎn)變過(guò)程。結(jié)晶：若凝固后的物質(zhì)為晶體，則稱(chēng)之為結(jié)晶。作用：①凝固過(guò)程影響后續(xù)工藝性能、使用性能和壽命；

②凝固是相變過(guò)程，可為其它相變的研究提供基礎(chǔ)。第1節(jié)材料凝固時(shí)晶核的形成

一、材料結(jié)晶的基本規(guī)律1、液態(tài)材料的結(jié)構(gòu)結(jié)構(gòu)：長(zhǎng)程無(wú)序而短程有序。特點(diǎn)（與固態(tài)相比）：①原子間距較大；②原子配位數(shù)較?。虎墼优帕休^混亂。金屬氣態(tài)、液態(tài)和固態(tài)的原子排列示意圖2過(guò)冷現(xiàn)象1）過(guò)冷：液態(tài)材料在理論結(jié)晶溫度以下仍保持液態(tài)的現(xiàn)象。定義：液體材料的實(shí)際結(jié)晶溫度（Tn）低于理論結(jié)晶溫度(Tm)的現(xiàn)象。即在Tm以下金屬仍處于液態(tài)。作用：過(guò)冷是凝固的必要條件。

過(guò)冷

→自由能下降（ΔG↓）→產(chǎn)生驅(qū)動(dòng)力。

TnTmT（℃）2）過(guò)冷度：液體材料的理論結(jié)晶溫度Tm與其實(shí)際溫度Tn之差。

△T=Tm-Tn

凝固過(guò)程總是在一定的過(guò)冷度下進(jìn)行，即過(guò)冷度是凝固的充分條件。一般為10℃-30℃；冷卻速度愈大、過(guò)冷度愈大。3、結(jié)晶的過(guò)程

形核與長(zhǎng)大。1）形核（1）定義液體中最初形成分的一些作為結(jié)晶中心的穩(wěn)定的微小晶體（晶核）的過(guò)程。（2）形核的方式

①自發(fā)形核

從過(guò)冷液體中直接產(chǎn)生晶核，但需要很大的過(guò)冷度。

Fe需要ΔT=295℃；

Ni需要ΔT=319℃。均勻形核

②非自發(fā)形核依附于雜質(zhì)微粒的表面或容器壁表面產(chǎn)生的核；過(guò)冷度小10~30℃；為主導(dǎo)形核方式。非均勻形核示意圖2）晶粒長(zhǎng)大（1）

以枝晶狀長(zhǎng)大；（2）有選擇性：散熱條件好的方向利于長(zhǎng)大。結(jié)晶前沿銻錠樹(shù)枝狀晶描述結(jié)晶進(jìn)程的兩個(gè)參數(shù)：①形核率：?jiǎn)挝粫r(shí)間、單位體積液體中形成的晶核數(shù)量。用N表示。②長(zhǎng)大速度：晶核生長(zhǎng)過(guò)程中，液固界面在垂直界面方向上單位時(shí)間內(nèi)遷移的距離。用G表示。二、材料結(jié)晶的基本條件

1、熱力學(xué)條件（1）G-T曲線(xiàn)a是下降曲線(xiàn)：由G-T函數(shù)的一次導(dǎo)數(shù)（負(fù)）確定：dG/dT=-Sb是上凸曲線(xiàn)：由二次導(dǎo)數(shù)（負(fù)）確定：d2G/d2T=-Cp/Tc液相曲線(xiàn)斜率大于固相：由一次導(dǎo)數(shù)大小確定：二曲線(xiàn)相交于一點(diǎn)，即材料的熔點(diǎn)。（2）熱力學(xué)條件

△Gv=－Lm△T/Tm式中，-Lm=HS-HL。a△T>0,△Gv<0：過(guò)冷是結(jié)晶的必要條件（之一）。b△T越大,△Gv越?。哼^(guò)冷度越大，越有利于結(jié)晶。c△Gv的絕對(duì)值：為凝固過(guò)程的驅(qū)動(dòng)力。H是焓；T是絕對(duì)溫度；S是熵

因此，要使ΔGv＜0，必須使ΔT＞0，即T＜Tm，故ΔT稱(chēng)為過(guò)冷度。晶體凝固的熱力學(xué)條件表明，實(shí)際凝固溫度應(yīng)低于熔點(diǎn)Tm，即需要有過(guò)冷度。2、結(jié)構(gòu)條件（1）液態(tài)結(jié)構(gòu)模型：微晶無(wú)序模型與拓?fù)錈o(wú)序模型。

（2）結(jié)構(gòu)起伏（相起伏）：液態(tài)材料中出現(xiàn)的短程有序原子集團(tuán)的時(shí)隱時(shí)現(xiàn)現(xiàn)象。是結(jié)晶的必要條件（之二）。出現(xiàn)幾率結(jié)構(gòu)起伏大小三、晶核的形成

均勻形核：新相晶核在遍及母相的整個(gè)體積內(nèi)無(wú)規(guī)則地均勻形成。非均勻形核：新相晶核依附于其它物質(zhì)擇優(yōu)形成。1均勻形核（1）晶胚形成時(shí)的能量變化

△G＝V△Gv+σS

＝(4/3)πr3△Gv+4πr2σ式中，σ為比表面能，可用表面張力表示。

?2003Brooks/Cole,adivisionofThomsonLearning,Inc.ThomsonLearning?isatrademarkusedhereinunderlicense.(2)臨界晶核

d△G/dr=0

rk=-2σ/△Gv臨界晶核：半徑為rk的晶胚。(3)

臨界過(guò)冷度

rk=-2σTm/Lm△T臨界過(guò)冷度△Tk：形成臨界晶核時(shí)的過(guò)冷度?！鱐≥△Tk是結(jié)晶必要條件。不同結(jié)晶溫度下r和ΔG的關(guān)系

rk=-2σTm/Lm△T（4）形核功與能量起伏△Gk＝Skσ/3臨界形核功：形成臨界晶核時(shí)需額外對(duì)形核所做的功。能量起伏：系統(tǒng)中微小區(qū)域的能量偏離平均能量水平而高低不一的現(xiàn)象。是結(jié)晶的必要條件之三。。

L-S的體積自由能差可補(bǔ)償臨界晶核所需表面能的2/3；而另外1/3則依靠液體中存在的能量起伏來(lái)補(bǔ)償。（5）形核率與過(guò)冷度的關(guān)系

N=N1(?GK)?N2(?GA)

受N1(形核）和N2（擴(kuò)散）兩因素控制；形核率與過(guò)冷度之間是呈拋物線(xiàn)的關(guān)系。形核率隨過(guò)冷度增大而增大，超過(guò)極大值后，形核率又隨過(guò)冷度進(jìn)一步增大而減小。

形核率突然增大的溫度稱(chēng)為有效形核溫度，此時(shí)對(duì)應(yīng)的過(guò)冷變稱(chēng)臨界過(guò)冷度約等于0.2Tm。

2非均勻形核依附于液相中某種固體表面（外來(lái)雜質(zhì)表面或容器壁）上形成的過(guò)程。（1）模型：外來(lái)物質(zhì)為一平面，固相晶胚為一球冠。（2）自由能變化：表達(dá)式與均勻形核類(lèi)似。?2003Brooks/Cole,adivisionofThomsonLearning,Inc.ThomsonLearning?isatrademarkusedhereinunderlicense.（3）臨界形核功利用球冠體積、表面積表達(dá)式，結(jié)合平衡關(guān)系，計(jì)算能量變化和臨界形核功：

σlw=σsw+σslcosθ△Gk非/△Gk=(2-3cosθ+cos3θ)/4非均勻形核功與均勻形核功對(duì)比的示意圖

aθ=0時(shí)，△Gk非＝0，雜質(zhì)本身即為晶核；b1800>θ>0時(shí)，△Gk非<△Gk,雜質(zhì)促進(jìn)形核Cθ=1800時(shí)，△Gk非＝△Gk，雜質(zhì)不起作用。△Gk非/△Gk=(2-3cosθ+cos3θ)/4

（4）影響非均勻形核的因素a過(guò)冷度：△T↑→rk↓△Gk↓,有利形核。b外來(lái)物質(zhì)表面結(jié)構(gòu)：點(diǎn)陣匹配原理：結(jié)構(gòu)相似，點(diǎn)陣常數(shù)相近。c外來(lái)物質(zhì)表面形貌：表面下凹有利(形成相同r和的晶胚）→

ΔG↓。晶體的長(zhǎng)大其涉及到長(zhǎng)大的形態(tài)、長(zhǎng)大方式和長(zhǎng)大速率。形態(tài)常反映出凝固后晶體的性質(zhì)；長(zhǎng)大方式?jīng)Q定了長(zhǎng)大速率，也就是決定結(jié)晶動(dòng)力學(xué)的重要因素。第2節(jié)材料凝固時(shí)晶體的生長(zhǎng)

1、晶核長(zhǎng)大的條件（1）動(dòng)態(tài)過(guò)冷。（必要條件）動(dòng)態(tài)過(guò)冷度：晶核長(zhǎng)大所需的界面過(guò)冷度。（2）足夠的溫度。（3）合適的晶核表面結(jié)構(gòu)。2、液固界面微結(jié)構(gòu)與晶體長(zhǎng)大機(jī)制

晶體長(zhǎng)大的形態(tài)與液、固兩相的界面結(jié)構(gòu)有關(guān)。晶體的長(zhǎng)大是通過(guò)液體中單個(gè)并按照晶面原子排列的要求與晶體表面原子結(jié)合起來(lái)。光滑界面粗糙界面

(a)微觀(b)宏觀(a)微觀(b)宏觀1）液－固界面的構(gòu)造

按原子尺度，把相界面結(jié)構(gòu)分為粗糙界面和光滑界面兩類(lèi)。

粗糙界面：微觀粗糙、宏觀平整；金屬或合金材料的界面；垂直長(zhǎng)大。光滑界面：微觀光滑、宏觀粗糙；無(wú)機(jī)化合物或亞金屬材料的界面；橫向長(zhǎng)大；二維晶核長(zhǎng)大、依靠缺陷長(zhǎng)大。2）晶體長(zhǎng)大方式和長(zhǎng)大速率a.連續(xù)長(zhǎng)大具有粗糙界面的物質(zhì)，液-固相界面上有大約一半的原子位置是空的；液相中的原子可隨機(jī)地添加在界面的空位置上而成為固相原子。晶體的這種生長(zhǎng)方式稱(chēng)為垂直生長(zhǎng)機(jī)制，其長(zhǎng)大速度很快。

b.二維晶核首先，在平整界面上通過(guò)均勻形核形成一個(gè)具有單原子厚度的二維晶核；然后，液相中的原子不斷地依附在二維晶核周?chē)呐_(tái)階上，使二維晶核很快地向四周橫向擴(kuò)展而覆蓋了整個(gè)晶體表面。晶體中不同生長(zhǎng)晶面族中，原子最密排面的面距最大。在晶體生長(zhǎng)中過(guò)程，不同晶面族的晶面沿其法線(xiàn)方向的生長(zhǎng)速度不同。生長(zhǎng)速度較慢的非原子密排面逐漸被生長(zhǎng)速度較快的原子密排面所淹沒(méi)。

c.借螺型位錯(cuò)長(zhǎng)大由于二維晶核的形成需要一定的形核功，因而需要較強(qiáng)的過(guò)冷條件，長(zhǎng)大速率很慢。如果結(jié)晶過(guò)程中，在晶體表面存在著垂直于界面的螺位錯(cuò)露頭，那么液相原子或二維晶核就會(huì)優(yōu)先附在這些地方。液相原子不斷地添加到由螺位錯(cuò)露頭形成的臺(tái)階上，界面以臺(tái)階機(jī)制生長(zhǎng)和按螺旋方式連續(xù)地掃過(guò)界面，在成長(zhǎng)的界面上將形成螺旋新臺(tái)階。這種生長(zhǎng)是連續(xù)的。圖螺型位錯(cuò)長(zhǎng)大機(jī)制長(zhǎng)大方式與過(guò)冷度的關(guān)系《材料的熔化熵對(duì)晶體生長(zhǎng)的影響》熔化熵是表征材料晶體生長(zhǎng)特性的基本參數(shù)，用ΔS?/k=

表示。式中ΔS?=Ss–SL，k為玻爾茲曼常數(shù)，ΔH?為熔化熱，Te為理論凝固溫度。ΔH?kTe（1）<2這種類(lèi)型的界面在晶體生長(zhǎng)時(shí)，液態(tài)原子可在界面上的任意位置轉(zhuǎn)移到固相，導(dǎo)致晶體的連續(xù)生長(zhǎng)。其生長(zhǎng)速度v=kΔT，k是個(gè)很大的比例常數(shù)。kTeΔH?（2）=2~3.5液固界面只有一個(gè)原子層厚，通常稱(chēng)為光滑界面，界面上有許多臺(tái)階和扭折，液態(tài)原子只有附著于臺(tái)階和扭折上才能生長(zhǎng)沿著臺(tái)階側(cè)向生長(zhǎng)的方向。當(dāng)原子鋪滿(mǎn)了這一單原子層時(shí)生長(zhǎng)即暫時(shí)停止，等到表面再產(chǎn)生新臺(tái)階再繼續(xù)生長(zhǎng)；但當(dāng)晶體表面存在有螺型位錯(cuò)便能源源不斷地提供生長(zhǎng)臺(tái)階。kTeΔH?（3）≈10生長(zhǎng)速度很慢，只能靠在液固界面上不斷地二維形成才得以生長(zhǎng)；這類(lèi)材料的凝固過(guò)程，很大程度地取決于形核速度而不是生長(zhǎng)速度。kTeΔH?3、液體中溫度梯度與晶體的長(zhǎng)大形態(tài)純晶體凝固時(shí)的生長(zhǎng)形態(tài)不僅與液-固界面的微觀結(jié)構(gòu)有關(guān)，而且取決于界面前沿液相中的溫度分布情況。溫度分布：正的溫度梯度和負(fù)的溫度梯度。a．在正的溫度梯度下的情況正的溫度梯度:指的是隨著離開(kāi)液-固界面的距離z的增大，液相溫度T隨之升高的情況，即dT/dz＞0。結(jié)晶潛熱只能通過(guò)固相而散出，相界面的推移速度受固相傳熱速度所控制。晶體的生長(zhǎng)以接近平面狀向前推移。

原因：正的溫度梯度→凸起部分的溫度↑→ΔT↓→生長(zhǎng)速度↓。正的溫度梯度下兩種界面形態(tài)（a）粗糙界面；（b）光滑界面b．在負(fù)的溫度梯度下的情況是指液相溫度隨離液-固界面的距離增大而降低，即dT/dz＜0。原因是由于結(jié)晶潛熱的釋放而導(dǎo)致相界面處的溫度升高。晶體的生長(zhǎng)方式為樹(shù)枝狀生長(zhǎng)。

原因：相界面凸出部分溫度↓→ΔT↑→生長(zhǎng)速度↑→多枝晶。負(fù)的溫度梯度樹(shù)枝生長(zhǎng)示意圖

?2003Brooks/Cole,adivisionofThomsonLearning,Inc.ThomsonLearning?isatrademarkusedhereinunderlicense.第3節(jié)固溶體合金的凝固一、合金凝固的三種典型情況1、平衡凝固平衡分配系數(shù)：平衡時(shí)固溶體的成分是均勻的。

2、不平衡凝固（1）固相內(nèi)無(wú)擴(kuò)散，液相內(nèi)能達(dá)到完全均勻化平衡分配系數(shù)不是整個(gè)固相和液相在成分上的平衡分配，而是局部平衡；在界面上液固兩相必須保持一定的溶質(zhì)分配。（2）固相內(nèi)無(wú)擴(kuò)散，液相內(nèi)只有擴(kuò)散沒(méi)有對(duì)流溶質(zhì)原子只能部分混合。C0曲線(xiàn)1曲線(xiàn)3曲線(xiàn)3曲線(xiàn)3曲線(xiàn)1曲線(xiàn)2合金凝固三種情況的溶質(zhì)分部曲線(xiàn)比較曲線(xiàn)1——平衡凝固曲線(xiàn)2——不平衡凝固，液體內(nèi)溶質(zhì)能均勻混合

曲線(xiàn)3——不平衡凝固，液體內(nèi)只有擴(kuò)散無(wú)對(duì)流k0C0正常凝固過(guò)程：在討論金屬合金的實(shí)際凝固問(wèn)題時(shí)：一般不考慮固相內(nèi)部的原子擴(kuò)散，即把凝固過(guò)程中先后析出的固相成份看作沒(méi)有變化；而僅討論液相中的溶質(zhì)原子混合均勻程度問(wèn)題。二、固溶體合金凝固過(guò)程中的溶質(zhì)分布1、液體中溶質(zhì)完全混合的情況圓棒從左端至右端的宏觀范圍內(nèi)的成分不均勻現(xiàn)象，稱(chēng)為宏觀偏析。

圓棒離左端距離χ處的S溶質(zhì)濃度：

剩余液相L的平均濃度：

其中

L：合金棒長(zhǎng)度；C0：合金的原始濃度

2．液體中溶質(zhì)部分混合的情況

①固液邊界層的溶質(zhì)聚集對(duì)凝固圓棒成分的影響②初始過(guò)渡區(qū)的建立當(dāng)從固體界面輸出溶質(zhì)的速度等于溶質(zhì)從界面層擴(kuò)散出去的速度時(shí)，則達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)；從凝固開(kāi)始至建立穩(wěn)定的邊界層這一段長(zhǎng)度稱(chēng)為“初始過(guò)渡區(qū)”；達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)后的凝固過(guò)程，稱(chēng)為穩(wěn)態(tài)凝固過(guò)程。在穩(wěn)態(tài)凝固過(guò)程中，固溶體溶質(zhì)分布方程為：

其中，Ke為有效分配系數(shù)

：式中R：凝固速度δ：邊界層厚度

D：擴(kuò)散系數(shù)

A．當(dāng)凝固速度非常緩慢時(shí)：，即為液體中溶質(zhì)完全混合的情況。B．當(dāng)凝固速度非常大時(shí)：，為液體中溶質(zhì)僅有通過(guò)擴(kuò)散而混合的情況。C．當(dāng)凝固速度介于上面二者之間：，液體中溶質(zhì)部分混合的情況。3．液體中僅借擴(kuò)散而混合的情況

∵Ke=1

4．區(qū)域溶煉三、成分過(guò)冷1、定義：在合金正常凝固時(shí)在液固相界面前沿液體中存在著溶質(zhì)偏聚，導(dǎo)致了界面前沿液體溶點(diǎn)的改變。合金液體的熔點(diǎn)隨著溶質(zhì)濃度的變化由相圖中的液相線(xiàn)確定。界面前沿過(guò)冷的產(chǎn)生將不僅取決于界面前沿液體中實(shí)際溫度的分布，還與溶質(zhì)濃度的分布有關(guān)。這種與液體中溶質(zhì)濃度相關(guān)的過(guò)冷稱(chēng)“成分過(guò)冷”。在K0<1的情況下，液體熔點(diǎn)隨溶質(zhì)濃度的提高而下降。成分過(guò)冷是由成分變化與實(shí)際溫度分布共同決定的。成分過(guò)冷大小及分布的基本因素是凝固時(shí)界面前沿液體的溶質(zhì)濃度與實(shí)際溫度的分布狀況。純金屬凝固——熱溫過(guò)冷。合金的凝固——成分過(guò)冷。2、成分過(guò)冷的產(chǎn)生3、出現(xiàn)成分過(guò)冷的臨界條件（m為斜率的絕對(duì)值）

G-溫度梯度。

影響成分過(guò)冷的因素：①合金性能：

m↑；C0↑；D↓;K0↓→產(chǎn)生成分過(guò)冷傾向增大。②外界條件：

G↓

；R↑→產(chǎn)生成分過(guò)冷傾向增大。四、成分過(guò)冷及其對(duì)晶體長(zhǎng)大形狀的影響當(dāng)成分過(guò)冷區(qū)大時(shí)，晶體的樹(shù)枝狀生長(zhǎng)能得到完善的發(fā)展；當(dāng)成分過(guò)冷區(qū)較小時(shí)，生長(zhǎng)的晶體表面前沿只能稍稍突向伸展于液體中，小的成分過(guò)冷區(qū)限制了它的生長(zhǎng)，不能形成樹(shù)枝狀，這叫胞狀生長(zhǎng)。形成的胞狀結(jié)構(gòu)在橫截面上呈規(guī)則的六角形，在縱截面上則為一組平行的棒狀晶體。但每個(gè)晶體中間突起兩側(cè)凹陷，中間部分先凝固并把雜質(zhì)排向兩側(cè)，這叫顯微的胞狀偏析。隨著成分過(guò)冷的增大，固溶體晶體由平面狀向胞狀，樹(shù)枝晶的形態(tài)發(fā)展。在工業(yè)生產(chǎn)中，固溶體合金凝固時(shí)總是形成胞狀樹(shù)枝晶或樹(shù)枝晶。第4節(jié)共晶合金的凝固一、共晶體的形成合金的凝固過(guò)程形核交替搭橋長(zhǎng)大相互促進(jìn)的并列成長(zhǎng)在一定過(guò)冷度下，先析出（假如α），若α相為以A為溶劑，B為溶質(zhì)的固溶體，則B組元被排出，使α周?chē)合唳?，則β相依附形核，同理形成這樣反復(fù)互相促進(jìn)，交替形核，α與β也可以搭橋機(jī)制形核。共晶體的長(zhǎng)大為兩相的相互促進(jìn)的并列成長(zhǎng)，共晶成長(zhǎng)的原子擴(kuò)散是靠?jī)上嗖粩喑砷L(zhǎng)來(lái)維持的，因此每一相成長(zhǎng)都受另一相的影響，只有兩相同時(shí)存在共同成長(zhǎng)才成為共晶凝固.二、共晶體的結(jié)構(gòu)共晶體的形態(tài)基本特征兩相交替排列,但兩相的形態(tài)卻是多種多樣的，如層片狀、棒狀、球狀、花朵狀、樹(shù)枝狀、螺旋狀、針狀。按共晶兩相凝固生長(zhǎng)時(shí)液-固相界面的性質(zhì)來(lái)分粗糙-粗糙界面（金屬-金屬型）粗糙-光滑界面（金屬-非金屬型）：不規(guī)則或復(fù)雜的組織形態(tài),如樹(shù)枝狀、針片狀和骨骼狀。層片狀棒狀第三組元對(duì)共晶組織的影響——胞狀共晶合金中的初生形態(tài)：①初生晶為金屬固溶體——樹(shù)枝狀②初生晶為非金屬固溶體——多面體三、雜質(zhì)對(duì)共晶生長(zhǎng)的影響1、雜質(zhì)對(duì)第一類(lèi)（片層狀）共晶生長(zhǎng)的影響（1）可使純共晶的平面式生長(zhǎng)變?yōu)榘麪钌L(zhǎng)。（2）還可使片狀共晶結(jié)構(gòu)變?yōu)榘魻罟簿А?、雜質(zhì)對(duì)第二類(lèi)共晶生長(zhǎng)的影響當(dāng)加入少量雜質(zhì)時(shí)共晶組織就有顯著的改變。（1）在Al–Si共晶合金中加入少量的鈉鹽，使粗大的片狀或針狀的共晶Si變得很細(xì)且有較多的分枝；（2）還有少量的鋁初生晶出現(xiàn)。（3）在Fe–C共晶和灰鑄鐵中加入鈰或鎂合金時(shí)，可使片狀石墨變?yōu)榍驙?。四、偏離共晶成分的合金凝固材料的性能除取決于兩相的本性以外，還取決于兩相的體積比例及兩相的形狀。G/R小于臨界值，產(chǎn)生成分過(guò)冷，會(huì)形成胞狀或樹(shù)枝狀組織。G/R大于臨界值得到棒狀結(jié)構(gòu)的共晶。當(dāng)C0成分的合金接近于CE時(shí)，易獲得片狀結(jié)構(gòu)的共晶。1-極細(xì)等軸晶層；2-柱狀晶層；3-粗等軸晶區(qū)第5節(jié)制造工藝與凝固組織1、表層的細(xì)晶粒層ΔT極大，形核率大，晶粒細(xì)??；性能好，但極??；無(wú)實(shí)用價(jià)值。2）柱狀晶層ΔT減小，使N<G，且散熱具有明顯的方向性；只有與壁垂直的晶核優(yōu)先長(zhǎng)大成整齊、粗大的柱狀晶。特點(diǎn)：①

組織致密；②性能具有明顯的方向性，即縱向性能大于橫向性能；③但晶粒間存在較大脆弱面。應(yīng)用：渦輪葉片、磁性鐵合金、有色金屬等。柱狀晶形成弱面，熱軋時(shí)開(kāi)裂3）中心等軸晶區(qū)ΔT很小，使N?。簧釤o(wú)方向性，晶核可向不同方向生長(zhǎng)；形成粗大的等軸晶粒。

性能：無(wú)方向性，但組織疏松。應(yīng)用：一般鑄件。表面細(xì)等軸晶：△T增大，各方向散熱條件相同，N增大。枝狀晶：垂直于型腔壁，散熱快，長(zhǎng)大速度快。中心粗等軸晶：△T小，各方向的散熱條件相同。問(wèn)題三區(qū)形成原理？三區(qū)形成原理：（1）表面細(xì)晶區(qū)：當(dāng)高溫液體澆入鑄模后，液體受到強(qiáng)烈冷卻獲得很大的過(guò)冷，又由于模壁是非均勻形核的有利位置，因而在模壁表面上產(chǎn)生大量晶核，這些晶核迅速長(zhǎng)大至相互接觸便形成表面細(xì)晶區(qū)。（2）柱狀晶區(qū)：在細(xì)晶區(qū)形成的同時(shí)，模壁開(kāi)始受熱升溫，加上結(jié)晶潛熱的釋放使液體的過(guò)冷程度減小形核率迅速降低，只有細(xì)晶區(qū)中已形成的晶體向液體中長(zhǎng)大。由于沿垂直模壁方向的散熱最快，而且細(xì)晶區(qū)中各晶粒的結(jié)晶位向不同，所以只有那些與散熱方向平行的晶粒能夠繼續(xù)優(yōu)先向液體深處伸長(zhǎng)，從而形成粗大的大致與模壁垂直的柱狀晶區(qū)。（3）中心等軸晶區(qū)：隨著柱狀晶的生長(zhǎng)，固體層不斷加厚，模壁垂直的散熱速度減慢，柱狀晶的生長(zhǎng)速度也相應(yīng)減慢同時(shí)，由于溶質(zhì)的重新分布，液固界面前沿的液體中產(chǎn)生成分過(guò)冷，并隨著柱狀晶的生長(zhǎng)而增大。當(dāng)成分過(guò)冷增大到一定程度時(shí)，在柱狀液固界面前沿的液體中形成許多新的晶核，并沿各方向長(zhǎng)大，這樣阻礙了柱狀晶的生長(zhǎng)并形成粗大的等軸晶區(qū)。第6節(jié)用凝法材料的制備技術(shù)

1、對(duì)金屬性能的影響在一般情況下，晶粒愈細(xì)小，則金屬的強(qiáng)度、塑性和韌性愈好。晶粒大小對(duì)純鐵的機(jī)械性能的影響

晶粒直徑（mm）強(qiáng)度σb（MPa）伸長(zhǎng)率δ（%）9.716528.67.018030.62.521039.52、晶粒大小的控制1）決定晶粒度的因素

形核率（N）：?jiǎn)挝粫r(shí)間單位體積內(nèi)形成晶核的數(shù)目。