成分过冷
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。
什么是成分过冷？形成成分过冷的条件是什么
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。
成分过冷形成的原因及对晶体过程形状的影响
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.
何谓成分过冷？成分过冷对晶体生长形态有何影响
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。
三、热过冷对晶体(纯金属)宏观生长方式的影响?
随着冷却速度的增大,则晶体内形核率和长大速度都加快,加速结晶过程的进行,但当冷速达到一定值以后则结晶过程将减慢,因为这时原子的扩散能力减弱.
随着过冷度增大,ΔF大,结晶驱动力大,形核率和长大速度都大,且N的增加比G增加得快,提高了N与G的比值,晶粒变细,但过冷度过大,对晶粒细化不利,结晶发生困难.【摘要】
三、热过冷对晶体(纯金属)宏观生长方式的影响?【提问】
随着冷却速度的增大,则晶体内形核率和长大速度都加快,加速结晶过程的进行,但当冷速达到一定值以后则结晶过程将减慢,因为这时原子的扩散能力减弱.
随着过冷度增大,ΔF大,结晶驱动力大,形核率和长大速度都大,且N的增加比G增加得快,提高了N与G的比值,晶粒变细,但过冷度过大,对晶粒细化不利,结晶发生困难.【回答】
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。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。
铸态组织通过再结晶处理可以均匀化成分
遇到问题一定要控制好自己的情绪，不要发火，不要偏激，不要说话太伤人，要懂得忍耐，忍耐不是为了让你不去处理这件事情，而是为了避免在情绪失控的情况下，做出充动让自己永远后悔的事情。用心去体会，礼貌做人，踏实做事，放大格局，调整心态，把握当下，快乐生活每一天！谢谢！【摘要】
铸态组织通过再结晶处理可以均匀化成分【提问】
遇到问题一定要控制好自己的情绪，不要发火，不要偏激，不要说话太伤人，要懂得忍耐，忍耐不是为了让你不去处理这件事情，而是为了避免在情绪失控的情况下，做出充动让自己永远后悔的事情。用心去体会，礼貌做人，踏实做事，放大格局，调整心态，把握当下，快乐生活每一天！谢谢！【回答】
摘要：采用光学金相显微镜、扫描电镜、X射线、DSC等分析手段研究了1973高强铝合金铸态和均匀化态的显微组织和 相和Al，Cu。Fe相，晶内析出大量弥散分布的球形A13Zr粒子。 关键词：A1一Zn-Mg-Cu合金；均匀化；【回答】
第1期 低膨胀高温合金GH907、GH909的铸态组织及其均匀化处理 ! 低膨胀高温合金 GH907 和 GH909 的铸态组织及其均匀化处理 陈 琼 田世藩 张绍维 f I 摘 要 本文研究了低膨胀高温台金 GH907、GHg09铸态组织中偏析的性质 ，偏析对台金组织的影 响 · 以及消除偏析的方法 。 √ 关键词 低膨胀翩 台金 偏析 均匀化处理 — — 船Er ～ ～ 一、 前 言 GH903、907、909 系列低膨胀高温合金的特点是具有较低的热膨胀系数，几乎恒定的 陛樽最和较高的强度性能。【回答】
所以这个描述是对的？【提问】
如果不对，请给出简洁一点的理由【提问】
谢谢【提问】
噢【回答】
嗯？对错都给下理由吧，谢谢【提问】
能判断嘛？【提问】
是对的。能够均匀化。【回答】
什么是成分过冷
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。基本信息中文名成分过冷外文名constitutional supercooling含义固液界面前方溶质再分配引起过冷决定因素界面前方的实际、液相线温度分布控制因素受热扩散、溶质扩散成分过冷概念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。现以下图说明成分过冷的概念。合金的成分过冷示意图合金的成分过冷示意图设有一个k<1的合金，其相图一角如图（a）所示，熔液的实际温度分布如图（b）所示。由于在实际凝固过程中，不可能通过扩散而达到均匀一致的成分，所以一般只是在液—固界面处建立局部的平衡浓度。在凝固过程中，液体内溶质按图（c）所示的曲线进行分布（假定液体中仅有扩散的情况）：在界面处有溶质的富集，而远离是面处溶质趋于C。由相图可知，合金熔液的凝固温度随成分而变化，即沿液相线发生变化。若把图（c）对照图（a），就可作出界面前沿熔液中因浓度变化而造成的凝固温度变化曲线，见图（d）。然后，把图（b）的实际温度分布线迭加在图（d）上，就可得到一个综合图（e），其中剖线部分为成分过冷区。成分过冷理论这个理论是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。产生的条件金属凝固时所需的过冷度，若完全由热扩散控制，这样的过冷称为热过冷。其过冷度称为热过冷度。纯金属凝固时就是热过冷。热过冷度△T为理论凝固温度T与实际温度T之差，即 △T= T- T合金在近平衡凝固过程中，溶质发生再分配，在同～液界面的液相侧中形成一个溶质富集区。由于液相成分的不同，导致理论凝固温度的变化。当固相无扩散而液相只有扩散的单相合金凝固时，界面处溶质含量最高，离界面越远溶质含量越低（如图所示）。平衡液相温度T（xˊ）则与此相反，界面处最低；离界面越远，液相温度越高；最后接近原始成分合金的凝固温度T（下图）。假设液相线为直线，其斜率为m，纯金属的熔点为T，凝固达到稳态时则固液界面前沿液相温度为：T（xˊ）=T - mC（xˊ）固一液界面前沿液相中形成“成分过冷”模型固一液界面前沿液相中形成“成分过冷”模型界面处温度T为T= T - mC/k界面处的过冷度△T（也称为动力学过冷度）为△T=T- T=T- mCg/k- T式中 T——界面处的实际温度。此时，固—液界面前沿液体的过冷度△T为平衡液相温度（即理论凝固温度）T（xˊ）与实际温度T（xˊ）之差，即△T=T （xˊ）- T（xˊ）显然，△T是由固一液界面前沿溶质的再分配引起的，将这样的过冷命名为“成分过冷”，其过冷度称为“成分过冷度”。T （xˊ）曲线和T （xˊ）直线构成的阴影区如图所示，称为“成分过冷区”，固一液界面前沿过冷范围算：称为“成分过冷范围”。因此，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—液界面前沿液相的实际温度分布，或温度分布梯度G必须达到一定的值。影响因素式的右边是合金本身的参数，而左边则是外界条件的参数，所以影响成分过冷的因素是：（1）合金本身：液相线越陡，合金含溶质浓度越高，液相中扩散系数越小，k1时k值越大，都会促使成分过冷倾向增大。（2）外界条件：温度梯度越平缓，凝固速度越快，则使得成分过冷倾向增大。一般固溶体中溶质含量约为0.2%以上时，便易于出现成分过冷。成分过冷是实际合金凝固时的普遍现象，对于晶体生长的形态、铸件的宏观组织和凝固方式等都有重要的影响。上面推导是假定液体中只有扩散所造成的溶质混合，如果考虑其他的混合情况，就要进行修正计算。对晶体影响固溶体凝固时，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；但是，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。胞状组织可用倾倒法（在晶体生长过程中倒掉剩余、液体而显露晶体形态）显示。Sn-0.05%Pb（重量）合金铸件的液—固界面，由液体的倾倒法显示，可看到随着成分过冷的增大，胞状组织的形成和发展。规则的胞状组织，横向大致呈六角形，而纵向呈平行线条。胞状界面在液体中推进时，胞间边界是凹陷的，中部是凸起的圆顶，液相中的溶质是从胞顶部向边界侧面扩散，故溶质富集于边界（k1）。
解释液态金属凝固时为什么必须过冷
解释液态金属凝固时为什么必须过冷？纯金属结晶是在某个温度下进行；而合金结晶是在某个温度范围进行。纯金属结晶是物质由液态→固态的过程称为凝固，由于液态金属凝固后一般都为晶体，所以液态金属→固态金属的过程也称为结晶。液态金属的结构：经研究发现在略高于熔点时，液态金属的结构具有以下特点： 1) 是近程有序远程无序结构； 2) 存在着能量起伏和结构起伏。结晶过程的宏观现象：研究液态金属结晶的最常用、最简单的方法是热分析法。它是将金属放入坩埚中，加热熔化后切断电源，用热电偶测量液态金属的温度与时间的关系曲线，该曲线称为冷却曲线或热分析曲线，见图1.26。由该曲线可以看出，液态金属的结晶存在着两个重要的宏观。1、过冷现象实际结晶温度T总是低于理论结晶温度Tm的现象，称为过冷现象，它们的温度差称为过冷度，用△T表示，，纯金属结晶时的△T大小与其本性、纯度和冷却速度等有关。实验发现液态金属的纯度低△T小，冷却速度慢，△T小，反之相反。2、结晶过程伴随潜热释放由纯金属的冷却曲线可以看出它是在恒温下结晶，即随时间的延长液态金属的温度不降低，这是因为在结晶时液态金属放出结晶潜热，补偿了液态金属向外界散失的热量，从而维持在恒温下结晶。当结晶结束时其温度随时间的延长继续降低。金属结晶的微观基本过程：由于金属是不透明的，所以无法直接观察到其结晶的微观过程，但通过对透明有机物结晶过程的观察，发现金属结晶的微观过程，就是原子由液态的短程有序逐渐向固态的长程有序转变的过程。当液态金属过冷到其Tm以下时，它的尺寸最大的短程有序的原子集团，通过结晶潜热的释放排列成长程有序的小晶体，该小晶体称为晶核，该过程称为形核。晶核一旦形成就可不断地长大，同时其它尺寸较大的短程有序的原子集团又可形成新的晶核。因此纯金属的结晶过程是晶核不断的形成和长大的交替重叠进行的过程。所以结晶后为多晶体，如在结晶时控制好只让一个晶核形成和长大就可得到单晶体。金属结晶的热力学条件：由热力学第二定律可知，物质遵循能量最小原理，即物质总是自发地向着能量降低的方向转化。在等压条件下液、固态金属的自由能与温度的关系曲线，都是单调减上凸曲线，并且两者斜率不同，由热力学表达式可知液相的斜率大于固相，因为液态时原子排列的混乱程转度大，S液>S固，两曲线交点的温度为金属的理论结晶温度即熔点。这时液、固两相的自由能相等，液、固两相处于动态平衡状态，两相可以长期共存。①当T=Tm时，G液=G固，两相共存；②当T>Tm时，G液G固，金属结晶成固体，而△G=G固-G液<0，为结晶的驱动力，由此可知过冷是结晶的必要条件，△T越大，结晶驱动力越大，结晶速度越快。
金属凝固过程中成分过冷气的作用
这是个很专业的问题!
:金属结晶过程中存在有温度场----实际的温度分布状态,一般是正温度梯度.同时金属在结晶过程中因为是异分结晶---结晶出来的固相和液相成分是不同的!!随结晶(非平衡状态)的进行,界面前沿液相中溶质原子的百分含量(浓度)发生改变,它对应的熔点也随之改变----一般会降低,这样在液态和故态金属的界面前沿就出现一层熔点较低的状态,它们和实际的液态温度剃度结合起来,就会使这里出现一定的负温度剃度----导致金属的长大方式发生变化----促使金属以枝晶的方式长大,最终得到树枝状晶体.这就是成分过冷的作用,实际也叫组成过冷.
