成分过冷

【非均匀形核】

基底与结晶晶体结构越相似，越易促进非均匀形核。

晶体长大

【晶体长大】液相中液-固界面位置存在原子相互迁移，即凝固和熔化，当液相向固体的原

子迁移量高于固体向液体的原子迁移量大时，晶粒长大。

晶体长大过程中，固-液界面力图保持能量最低。熔化熵是表征晶体凝固过程中生长特性的

参数。

△Sf-熔化熵；k-波尔玆曼常数；

△Hf-熔化潜热；Te-理论凝固温度。

大多数金属属此类。

【粗糙界面】固-液界面微观上粗糙不平，存在几个原子层厚的过渡层，过渡层约有半数原

子的位置为固相所占据，称为粗糙界面。从宏观上看，界面显得平直，不出现曲折的小平面。

液相原子不断在固相表面各处连续沉积，使晶体垂直于界面向液相中连续生长。

晶体生长特点：

①不需孕育期和形核功；

②连续垂直生长；

③固-液界面生长所需动态过冷度△Tk(结晶时，固-液界面处温度与理论结晶温度之差)很

小（约10-4℃）；

④生长速率(固-液界面向液相推进速率)很大：v=k△T

半导体硅、锗以及锑、铋等属此类。

【光滑界面】以上为液相，以下为固相，固相的表面为基本完整的原子密排面，液固两相截

然分开，所以从微观上看是光滑的，但是在宏观上它们往往由不同位相的小平面组成，故呈

折线状，这类界面也称小平面界面。

界面上存在许多台阶，液相原子在台阶处附着沉积，使晶体横向一层一层的向液相中生长。

晶体生长特点：

①依赖界面台阶的生长速率较慢。

②当界面存在螺位错时，不需在固-液界面上反复形核，生长连续，生长速率为：v=k’△T2

（k’为常数）

高分子及一些结构复杂的物质属此类。

e

f

fkT

H

/kS





1、

2

kT

H

e

f



生长特点：

①需要不断形成新的二维晶核，需形核功，生长不连续；

②晶体生长需要较大动态过冷度△Tk（1～2℃）；

③生长速率：v=Aexp(-B/△Tk)式中，A、B为常数。

二、温度梯度对晶体生长的影响

1、正温度梯度下的晶体生长—平面状生长---纯物质平面生长，形成等轴晶

粗糙界面和光滑界面皆以平面状方式向液相中推移。

★这种情况下，结晶潜热只能通过固相散出，相界面的推移速度受固相传热速度所控制。

晶体的生长以接近平面状向前推移，这是由于温度梯度是正的，当界面上偶尔有凸起的部分

而伸温度入较高的液态中时，它的生长速度就会减慢甚至停止，周围部分的过冷度较凸起部

分大而会赶上来，使凸起部分消失，这种过程使液-固界面保持稳定的平面形态。

2、负温度梯度下的生长形态—树枝状生长---纯物质树枝状生长，形成枝状晶

固-液界面以树枝状方式向液相中推移。对粗糙界面，效应显著，对光滑界面往往不明显。

相界面上的产生的结晶潜热即可通过固相也可通过液相而散失。相界面的推移不只由固相

的传热速度所控制，在这种情况下，如果部分相界面生长凸出到前面的液相中，则能处于温

度更低（即过冷度更大的）的液相中，时凸出部分的生长速度增大而进一步伸向液体中，液

-固界面就不能保持平面状而形成许多伸向液体的分支，同时这些晶枝上又可能长出二次晶

枝，在二次晶枝再长出三次晶枝，这种方式既树枝生长或树枝状结晶。

固溶体合金的凝固

一、合金凝固的三种典型情况

1、平衡凝固

固溶体合金凝固时，溶质在液相和由其凝固形成的固相之间发生不均匀分布，不均匀分

布程度用平衡分配系数k0表示。

其为平衡凝固时固相摩尔分数WS与液相摩尔分数XL之比：k0=WS/WL

①当随溶质浓度增加，凝固开始温度和终结温度降低时，k0＜l。

②当随溶质浓度增加，凝固开始温度和终结温度升高时，k0＞1。

k0越接近于1，表明合金凝固时固相与液相的成分越接近，成分不均匀分布的程度越小。假

定固、液相线为直线，可由几何方法证明k0为常数。

★平衡凝固时固相中的溶质分布

设在一容器中，有原始成分为X0的液相匀晶合金从左向右进行平衡凝固，液相和固相

中原子扩散充分，二者成分在任意时刻各自保持均匀。结晶结束时，固相成分就是合金成分。

2、非平衡凝固

因固相凝固时排向液相的溶质向远处液相传质不畅而在固-液界面前液相中富积，形成溶

质富积层。

随溶质富积层中溶质浓度梯度增加，溶质经扩散穿过溶质富积层的速率增大，直到由固

相中排到溶质富积层中的溶质量与由溶质富积层中扩散出去的溶质量相等时，溶质富积层中

溶质浓度形成动态平衡。

1）固相无扩散，液相对流(成分完全均匀）的非平衡凝固

溶质富积层扩散出的溶质因对流迅速扩散到远处，使溶质富积层外液相溶质浓度XLB均匀

并与溶质富积层中固-液界面处液相溶质浓度XLi同步上升。

当溶质富积层中溶质浓度达到动态平衡时，XLi与XLB也达到平衡，即XLi/XLB近似保持不

变，形成稳态阶段。

2）固相无扩散，液相无对流(成分不均匀)的非平衡凝固

非平衡凝固开始后，溶质富积层中溶质不能对流至远处液相。远处液相保持合金成分X0。

当固-液界面固相浓度逐渐增加达到X0时，固-液界面液相浓度达到X0/k0。此时，固-

液界面处固相-液相成分保持稳定。

二、成分过冷及其对晶体生长的影响

【热过冷】液态金属中的实际温度低于Tm时，就引起过冷，这种过冷称热过冷。

【成分过冷】合金凝固过程中，由于液相中容止的分布变化而改变了凝固的温度，这可由相

图的液相线来确定，因此将界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时

产生的过冷，称成分过冷。

与温度分布，同时还与液相中溶质分布有关。成分过冷是合金凝固有别于纯金属凝固的

主要特征。

1、成分过冷的形成

(TA-TL)/XL=m

成分为XL液相的平衡凝固温度为：TL=TA-mXL

TA：A熔点m：液相线斜率

溶质浓度XL越高，则凝固温度TL越低。

上式右边为反映材料性质的参数：

①液相线斜率绝对值m越大、K0越小(K0＜1)，即合金凝固温度范围越宽，越易出现成分过

冷。

②扩散系数D越小，越易成分过冷。

上式左边为凝固时外界条件：

①温度梯度G越小，越易成分过冷。

②凝固速率R越大，越易成分过冷。

2、★成分过冷对晶体生长形态的影响

①无成分过冷区时，固-液界面以平面状向前推移，形成平面状晶。（实际凝固过程凝固速率

往往较高，成份过冷很难避免。）

②若成分过冷区范围较小，固相界面上形成的凸起部分只能略有发展，形成胞状晶。

③若成分过冷区范围较大，固相界面上的凸起部分可获得较大发展，形成树枝状晶。

★总结

①纯金属必须在负温度梯度下凝固才能获得树枝状晶，而成分过冷可使凝固合金在正温度梯

度下获得树枝状晶。

②成分过冷区越大，凝固时树枝状晶越发达，凝固组织疏松越严重。

③成分过冷区越大，树枝晶与树枝晶间隙之间的液相成分差别越大，凝固后的组织成分偏析

越

共晶合金的凝固

共晶体的生长特性取决于两个组元的熔化熵。依据二者间的关系，共晶体有三

一、基本类型。

1、两个低熔化熵组元的共晶（粗糙-粗糙界面），多数金属间的共晶属此类。

★共晶体形核与生长特点：共晶两相所需动态过冷度都小，皆垂直生长，无生长取向性，

生长协同好，共晶体形态规则。如Pb-Sn、Zn-Sn等。

①共晶体的形核与横向长大：共晶转变时，先形成某相如α，其前沿液相成分利于形成β相，

β附着在α表面形核。而后，α又附着于β表面形核，如此反复进行。

②共晶体的纵向长大：L-α相界前沿与L-β相界前沿之间液相中存在浓度差：Xk-Xj

共晶体前液相中平行于共晶体表面的扩散流强烈，使共晶体纵向生长大于横向生长，形

成片状或棒状共晶体。对纯共晶合金，因两相协同生长，固-液界面前沿无明显溶质富集，

故不出现成分过冷，不形成胞状和树枝状晶。

★共晶组织形态：

①两个组成相的相对量

两相中任一相体积分数约小于28%时，形成棒状共晶的总相界面积小于层片状共晶组织，

使形成棒状共晶组织的总界面能小于层片状共晶组织，故有利于形成棒状组织。否则相反。

②两个组成相之间界面能大小

若两个组成相之间以某些晶面匹配（如Al-CuAl2共晶的结晶学关系）可使单位面积界面

能降低时，为保持晶面之间的匹配，将形成层片状组织。共晶组织形态视降低总界面积还是

降低单位面积界面能有利于降低总能量而定。

2、低熔化熵和高熔化熵组元组成的共晶（粗糙-光滑界面）金属与类金属的共晶属此类，

如Al-Si、Fe-C。

两相所需动态过冷度明显不同，低熔化熵组元生长快，高熔化熵组元生长慢，生长协同

差，两相之间无结晶学关系。过冷度影响共晶体形态，过冷度小时共晶体形态不规则。

3、两种高熔化熵组元组成的共晶（光滑-光滑界面）有些有机化合物之间的共晶属此类。

共晶凝固过程中，两相各自独立形核生长，二者间无结晶学关系。共晶体形态与两相界

面能和过冷度有关。

二、杂质对共晶生长的影响

1、杂质对第一类共晶（粗糙-粗糙界面）生长的影响

①杂质可产生小范围成分过冷，使共晶组织形成晶团结构。

②杂质可使两相的平衡分配系数不同，如kβ＜kα,则β片前液相中杂质量大于α片前，

β片前液相凝固点低于α片前液相，使α相生长快于β相，从而使片状共晶转变为棒状共晶。

2、杂质对第二类共晶（粗糙-光滑界面）生长的影响

加入少量杂质，可使共晶组织显著改变。

如在灰铸铁中加入镁合金球化剂，可使片状石墨变为球状石墨。加入稀土硅铁合金可使

片状石墨变为蠕虫状石墨。

e

f

kT

H

合金铸造件的组织与缺陷

★1、铸锭的凝固组织

金属液浇入铸模后，其组织在凝固中往往形成三个晶区。

①表层细晶区

模壁激冷和促进非均匀形核→高形核率→形成大量细晶。

②柱状晶区

垂直于模壁定向散热→晶粒垂直于模壁定向生长。

③中心等轴粗晶区

1）成分过冷理论：锭心液相区温差小→各处几乎同时形核→形成粗等轴晶。

2）籽晶成核理论：溶液对流将表层细晶带入中心液相区成为籽晶。二次、三次枝晶重熔破

碎进入中心液相区成为籽晶。

★铸锭组织的性能与控制

①铸锭组织的性能

柱状晶组织致密，沿柱状晶轴向强度较高。平行柱状晶之间的界面因富集易熔杂质等而结

合强度较低。

等轴晶组织致密度低于柱状晶区，无脆弱的晶界面，裂纹不易扩展。

②铸锭组织的控制

浇铸温度高、铸模冷却能力强、金属纯度高利于柱状晶区的形成和发展，甚至形成穿晶。

机械搅拌、孕育处理、增加成份过冷、减小温度梯度利于等轴晶区的形成和发展。

2、缩孔

3、【偏析】偏析是指化学成分的不均匀性

★偏析的分类

1）宏观偏析宏观偏析不能用扩散退火消除。形成原因分类：

①正常偏析（正偏析）：铸锭先凝固的外层富含高熔点的组元，后凝固的中心部分富含低熔

点组元。

②反偏析（负偏析）：铸锭外层部分区域富含低熔点组元。成因是外层枝晶间液相凝固收缩

产生负压，加之中心区域液相气体析出产生压力，促使中心区富含低熔点组元的液相反流入

外层枝晶间隙。

③比重偏析：凝固固相比重不同于液相，或上浮或下沉，形成偏析。该偏析多形成于凝固早

期。凝固后期形成的树枝晶骨架能阻挡固相的上浮或下沉。增大凝固速度可减轻比重偏析。

2）显微偏析

①胞状偏析：形成胞状组织时，若k0＜1，在胞状晶晶界处，将富集溶质。若k0＞1，在胞

状晶晶界处，溶质贫化。可用高温扩散退火消除。

②枝晶偏析（晶内偏析）：一个晶粒内先凝固部分富含高熔点组元，后凝固部分富集低熔点

组元。合金分配系数k0越接近于1、凝固速率越慢、固相中原子扩散能力越强，枝晶偏析

越小。可用高温扩散退火减弱偏析。

凝固法制备材料的技术

【区域熔炼】主要用于提纯材料。其原理是将合金由左向右进行局部熔化-凝固，利用合金

不平衡凝固时液相中的成分不均匀化现象提纯合金。

k0＜1时，多次区域熔炼使凝固前端部分的溶质浓度不断降低，后端部分溶质浓度不断升

高，从而使固溶体前端部分因溶质减少而得到提纯。

【非晶态】指材料的原子、离子、分子等呈长程无规则排列。

【金属玻璃】在一般凝固条件下，大多数金属和合金很难成为非晶态。以极快速度（106K/s）

冷却，则可获得非晶态的金属和合金，称为金属玻璃。

在凝固过程中，是否形成非晶态主要取决于凝固时原子、离子、分子扩散的难易程度。非

晶态为亚稳态，在合适的的条件下，非晶态将转变为晶态。

★常用材料的非晶态

①玻璃的结构与冷凝：玻璃的基本结构为“SiO4”四面体。

【玻璃化温度】加热玻璃，测定其热膨胀。

在温度Tg以下，玻璃线性膨胀，与之对应，受力时表现为刚性固体，只发生弹性变形；

在温度Tg以上，玻璃急剧膨胀，与之对应，受力时发生粘性流动。

Tg称为玻璃化转变温度。

②高分子材料的晶态与非晶态

★影响结晶的因素

①结构简单、规整度高的分子易结晶。

②高分子主链上侧基小时易结晶。

③高分子链对称性高时易结晶。

④高分子链支化不利于结晶。

材料的气-固转变

★蒸发过程，分为四步：

①原子离开扭折位置沿表面台阶迁移。

②原子获得较高能量离开台阶迁移至表面平台成为吸附原子。

③吸附原子在表面扩散运动。

④吸附原子获得更高能量脱离表面成为气态原子。

原子升华热=熔化热+蒸发热。升华热大小决定于原子结合键高低和表面的晶面结构。

【蒸发】将固体材料加热至高温，使其原子蒸发，而后使其通过物理或化学过程凝聚而沉积

到基材表面，获得具有一定特性的薄膜。

★蒸发方法：

1、物理气相沉积（PVD）

在真空条件下，用物理方法使材料气化成原子、分子或电离成离子，并通过物理沉积过

程，在材料表面沉积一层薄膜的技术。

①真空蒸镀

利用电阻加热、电子束加热、激光加热等方式蒸发材料使其气化后沉积到工件表面形成

薄膜。特点：设备、工艺简单，但因气化原子动能低，镀层与基体结合力较弱，镀层较疏松，

耐冲击、耐磨性能不高。

②溅射镀

通过真空辉光放电电离氩气，氩离子在电场作用下加速轰击阴极材料，使溅射出的原子

沉积到工件表面成膜。特点：气化原子动能大、适用基体和镀膜材料广泛、均镀能力好，但

沉积速度慢、设备昂贵

③离子镀

利用真空气体放电，将蒸发原子部分电离成离子，与同时产生的大量高能中性粒子一起

沉积到工件表面成膜。特点：镀层质量高、附着力强、镀层均匀性好、沉积速度快，但设备

复杂、昂贵。

2、化学气相沉积(CVD)

在一定条件下，混合气体相互作用或与基体表面相互作用而在基体表面形成金属或化合

物薄膜的方法。

特点：①沉积物种类多。②反应温度低。③沉积速度快。④膜层致密，与基体结合牢固。

★凝聚过程，分为四步：

①气态原子在表面吸附。

②吸附原子子表面扩散运动。

③吸附原子运动至台阶处。

④原子运动至扭折位置处。

1）非形核凝聚

当气相原子实际蒸汽压远高于平衡蒸汽压时，凝聚驱动力△P大，气相原子直接沉积在

固相表面并成为固相的一部分，其中再次返回气相的原子数很少。

2）形核凝聚

当气相原子实际蒸气压略高于平衡蒸气压时，凝聚驱动力△P小，沉积在固相表面的原

子中相当一部分将再次蒸发。

只有那些在固相表面凝聚至一定临界尺寸的原子集团才能稳定存在并长大，即气相原子

在固相表面的凝聚需要形核。

原子结合键

【共价键】金属中的自由电子与金属正离子相互作用所构成的键合称为金属键。

由于金属键既无饱和性又无方向性，因而每个原子有可能与更多的原子相结合，并趋于

形成能量低的密堆结构，当金属受力变形而改变原子之间的相互位置时，不至于破坏金

属键，这就使金属具有良好的延展性，并且由于有自由电子存在，金属一般都具有良好

的导电和导热性能。

【离子键】正负离子依靠它们之间的静电引力结合在一起。故这种结合的基本特点是以

离子而不是原子为结合单元。离子键要求正负离子作用相间排列，并使异号离子之间吸

引力达到最大，而同号离子间的斥力最小，故离子键无方向性和饱和性。一般离子晶体

中正负离子静电引力较强，结合牢固，因此熔点和硬度均较高。

【共价键】是由两个或多个电负性相差不大的原子间通过共用电子对而形成的化学键。

共价键晶体中各个键之间都有确定的方向，配位数较小，共价键的结合极为牢固，故共

价键晶体具有结构稳定、熔点高、质硬脆等特点。

【陶瓷材料】具有强度高、重量轻、耐高温、耐磨损、耐腐蚀等一系列优点，作为结构

材料，特别是高温结构材料极具潜力；但塑、韧性差限制了应用。

陶瓷晶体一般由共价键和离子键结合，晶体结构复杂，在室温静拉伸时，除少数几个

具有简单晶体结构的晶体如KCl，MgO外，一般陶瓷在室温下没有塑性。即弹性变形阶

段结束后，立即发生脆性断裂。

★陶瓷弹性模量比金属高出几倍。

原子键合特点决定。

①共价键晶体的键具有方向性，使晶体具有较高的抗晶格畸变和阻碍位错运动的能力，

使共价键陶瓷具有比金属高得多的硬度和弹性模量。②离子键晶体的键方向性不明显，

但滑移不仅要受到密排面和密排方向的限制，而且要受到静电作用力的限制，因此实际

可移动滑移系较少，弹性模量也较高。③与其相的种类、分布及气孔率有关，而金属材

料的弹性模量是一个组织不敏感参数。

★实际强度和理论断裂强度相差1-3个数量级

原因是工艺缺陷导致的微裂纹尖端的应力集中，裂纹尖端之最大应力可达到理论断裂

强度或理论屈服强度,因陶瓷晶体中可动位错少，位错运动又困难，所以一旦达到屈服

强度就断裂了）

★陶瓷压缩强度高于抗拉强度约一个数量级，而金属的抗拉强度和压缩强度一般相等。

这是由于陶瓷中总是存在微裂纹，拉伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展立即断

裂，而压缩时裂纹或者闭合或者呈稳态缓慢扩展，使压缩强度提高。

高温下具有一定塑性，金属材料相比，高温下具有良好的抗蠕变性能。

聚合物的变形

聚合物材料具有已知材料中可变范围最宽的变形性质，包括从液体、软橡胶到刚性

固体。而且，与金属材料相比，聚合物的变形强烈地依赖于温度和时间，表现为粘弹性，

即介于弹性材料和粘性流体之间。

聚合物的变形行为与其结构特点有关。聚合物由大分子链构成，这种大分子链一般

都具有柔性（但柔性链易引起粘性流动，可采用适当交联保证弹性），除了整个分子的

相对运动外，还可实现分子不同链段之间的相对运动。这种分子的运动依赖于温度和时

间，具有明显的松弛特性，引起了聚合物变形的一系列特点。