成分血一个治疗量相当多少毫升血（成分过冷）
關(guān)于成分血一個(gè)治療量相當(dāng)多少毫升血，成分過冷這個(gè)很多人還不知道，今天菲菲來(lái)為大家解答以上的問題，現(xiàn)在讓我們一起來(lái)看看吧！
1、成分過冷：凝固時(shí)由于溶質(zhì)再分配造成固液界面前沿溶質(zhì)濃度變化，引起理論凝固溫度的改變而在液固界面前液相內(nèi)形成的過冷。
2、這種由固-液界面前方溶質(zhì)再分配引起的過冷，稱為成分過冷。
3、由界面前方的實(shí)際溫度和液相線溫度分布兩者共同決定。
4、基本信息中文名成分過冷外文名constitutional supercooling含義固液界面前方溶質(zhì)再分配引起過冷決定因素界面前方的實(shí)際、液相線溫度分布控制因素受熱擴(kuò)散、溶質(zhì)擴(kuò)散成分過冷概念純金屬熔液在凝固時(shí)理論凝固溫度（熔點(diǎn)）不變，過冷度完全取決于實(shí)際溫度的分布，這樣的過冷叫做熱過冷。
5、在合金的凝固過程中，雖然實(shí)際溫度分布一定，但由于液相中溶質(zhì)分布發(fā)生變化，改變了液相的熔點(diǎn)（即由相圖中的液相線所決定），此時(shí)過冷是由成分變化與實(shí)際溫度分布這兩個(gè)因素共同決定的，稱為成分過冷。
6、現(xiàn)以下圖說明成分過冷的概念。
7、合金的成分過冷示意圖合金的成分過冷示意圖設(shè)有一個(gè)k
8、由于在實(shí)際凝固過程中，不可能通過擴(kuò)散而達(dá)到均勻一致的成分，所以一般只是在液—固界面處建立局部的平衡濃度。
9、在凝固過程中，液體內(nèi)溶質(zhì)按圖（c）所示的曲線進(jìn)行分布（假定液體中僅有擴(kuò)散的情況）：在界面處有溶質(zhì)的富集，而遠(yuǎn)離是面處溶質(zhì)趨于C。
10、由相圖可知，合金熔液的凝固溫度隨成分而變化，即沿液相線發(fā)生變化。
11、若把圖（c）對(duì)照?qǐng)D（a），就可作出界面前沿熔液中因濃度變化而造成的凝固溫度變化曲線，見圖（d）。
12、然后，把圖（b）的實(shí)際溫度分布線迭加在圖（d）上，就可得到一個(gè)綜合圖（e），其中剖線部分為成分過冷區(qū)。
13、成分過冷理論這個(gè)理論是Winegand和Chalmers于1954年提出來(lái)的。
14、該理論認(rèn)為，隨著凝固層向內(nèi)推移，固相散熱能力逐漸削弱，內(nèi)部溫度梯度趨于平緩，且液相中的溶質(zhì)原子越來(lái)越富集，從而使界面前方成分過冷逐漸增大。
15、當(dāng)成分過冷大到足以發(fā)生非均質(zhì)生核時(shí)，便導(dǎo)致內(nèi)部等軸晶的形成。
16、然而，這種說法后來(lái)被人們所懷疑，連Chalmers本人也放棄了它。
17、首先，很難理解非均質(zhì)生核所需要的微小過冷度為什么會(huì)遲到柱狀晶區(qū)已充分長(zhǎng)大以后才能形成。
18、其次，該理論無(wú)法解釋有關(guān)內(nèi)部等軸晶形成的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。
19、例如，日本學(xué)者大野篤美做了這樣的實(shí)驗(yàn)：他將Al-0.2%Cu合金放人坩堝中熔化，在750℃時(shí)連同坩堝一起淬入水中，在淬入水中的同時(shí)，對(duì)坩堝進(jìn)行搖動(dòng)，所得到的組織為等軸晶位于坩堝下部并夾在上下兩柱晶區(qū)之間。
20、但如果在坩堝中置一不銹鋼篩網(wǎng)，采用同樣的合金、同樣的淬人方法，結(jié)果等軸晶被不銹鋼篩阻隔在上部。
21、這一實(shí)驗(yàn)說明在柱狀晶所包圍的殘液中，靠成分過冷重新形核產(chǎn)生等軸晶的說法是靠不住的，不然，在相同的冷卻條件下，不銹鋼篩網(wǎng)的下面也應(yīng)該有等軸晶的存在。
22、然而，上面所談到的實(shí)驗(yàn)并不能否認(rèn)非自發(fā)形核質(zhì)點(diǎn)的作用，只能說明在通常的鑄造條件下，等軸晶在凝固開始時(shí)就有可能已經(jīng)產(chǎn)生。
23、必須指出，在有大量有效生核質(zhì)點(diǎn)的情況下，成分過冷所導(dǎo)致的非均質(zhì)生核過程仍然可能是內(nèi)部等軸晶晶核的有效來(lái)源之一。
24、比如，孕育處理加入的形核劑（又稱孕育劑），往往具有促進(jìn)成分過冷而細(xì)化晶粒的作用。
25、產(chǎn)生的條件金屬凝固時(shí)所需的過冷度，若完全由熱擴(kuò)散控制，這樣的過冷稱為熱過冷。
26、其過冷度稱為熱過冷度。
27、純金屬凝固時(shí)就是熱過冷。
28、熱過冷度△T為理論凝固溫度T與實(shí)際溫度T之差，即 △T= T- T合金在近平衡凝固過程中，溶質(zhì)發(fā)生再分配，在同～液界面的液相側(cè)中形成一個(gè)溶質(zhì)富集區(qū)。
29、由于液相成分的不同，導(dǎo)致理論凝固溫度的變化。
30、當(dāng)固相無(wú)擴(kuò)散而液相只有擴(kuò)散的單相合金凝固時(shí)，界面處溶質(zhì)含量最高，離界面越遠(yuǎn)溶質(zhì)含量越低（如圖所示）。
31、平衡液相溫度T（xˊ）則與此相反，界面處最低；離界面越遠(yuǎn)，液相溫度越高；最后接近原始成分合金的凝固溫度T（下圖）。
32、假設(shè)液相線為直線，其斜率為m，純金屬的熔點(diǎn)為T，凝固達(dá)到穩(wěn)態(tài)時(shí)則固液界面前沿液相溫度為：T（xˊ）=T - mC（xˊ）固一液界面前沿液相中形成“成分過冷”模型固一液界面前沿液相中形成“成分過冷”模型界面處溫度T為T= T - mC/k界面處的過冷度△T（也稱為動(dòng)力學(xué)過冷度）為△T=T- T=T- mCg/k- T式中 T——界面處的實(shí)際溫度。
33、此時(shí)，固—液界面前沿液體的過冷度△T為平衡液相溫度（即理論凝固溫度）T（xˊ）與實(shí)際溫度T（xˊ）之差，即△T=T （xˊ）- T（xˊ）顯然，△T是由固一液界面前沿溶質(zhì)的再分配引起的，將這樣的過冷命名為“成分過冷”，其過冷度稱為“成分過冷度”。
34、T （xˊ）曲線和T （xˊ）直線構(gòu)成的陰影區(qū)如圖所示，稱為“成分過冷區(qū)”，固一液界面前沿過冷范圍算：稱為“成分過冷范圍”。
35、因此，產(chǎn)生“成分過冷”必須具備兩個(gè)條件：第一是固—液界面前沿溶質(zhì)的富集而引起成分再分配；第二是固—液界面前沿液相的實(shí)際溫度分布，或溫度分布梯度G必須達(dá)到一定的值。
36、影響因素式的右邊是合金本身的參數(shù)，而左邊則是外界條件的參數(shù)，所以影響成分過冷的因素是：（1）合金本身：液相線越陡，合金含溶質(zhì)濃度越高，液相中擴(kuò)散系數(shù)越小，k1時(shí)k值越大，都會(huì)促使成分過冷傾向增大。
37、（2）外界條件：溫度梯度越平緩，凝固速度越快，則使得成分過冷傾向增大。
38、一般固溶體中溶質(zhì)含量約為0.2%以上時(shí)，便易于出現(xiàn)成分過冷。
39、成分過冷是實(shí)際合金凝固時(shí)的普遍現(xiàn)象，對(duì)于晶體生長(zhǎng)的形態(tài)、鑄件的宏觀組織和凝固方式等都有重要的影響。
40、上面推導(dǎo)是假定液體中只有擴(kuò)散所造成的溶質(zhì)混合，如果考慮其他的混合情況，就要進(jìn)行修正計(jì)算。
41、對(duì)晶體影響固溶體凝固時(shí)，若不出現(xiàn)成分過冷，晶體生長(zhǎng)形態(tài)基本上與純金屬相似，例如在正的溫度梯度下，液—固相界面基本上保持平面狀向前推移；但是，合金凝固時(shí)溶質(zhì)要發(fā)生重新分布，當(dāng)擴(kuò)散不充分時(shí)，就造成先后凝固部分的成分有明顯的差別，這就是前面已分析過的宏觀偏析，它在很大的程度上取決于液體中溶質(zhì)的混合情況。
42、實(shí)際上，合金凝固時(shí)通常出現(xiàn)成分過冷。
43、 當(dāng)在液—固相界面前沿有較小的成分過冷區(qū)時(shí)，平面生長(zhǎng)就不穩(wěn)定，如固相表面上有某些偶然凸起的部分，它們就伸入過冷區(qū)中，其生長(zhǎng)速度加快而進(jìn)一步凸向液體，使界面形成胞狀組織；如果界面前沿的成分過冷區(qū)甚大，則凸出部分就能繼續(xù)伸向過冷液相中生長(zhǎng)，同時(shí)在其側(cè)面產(chǎn)生分枝，這樣就形成樹枝狀組織。
44、胞狀組織可用傾倒法（在晶體生長(zhǎng)過程中倒掉剩余、液體而顯露晶體形態(tài)）顯示。
45、Sn-0.05%Pb（重量）合金鑄件的液—固界面，由液體的傾倒法顯示，可看到隨著成分過冷的增大，胞狀組織的形成和發(fā)展。
46、規(guī)則的胞狀組織，橫向大致呈六角形，而縱向呈平行線條。
47、胞狀界面在液體中推進(jìn)時(shí)，胞間邊界是凹陷的，中部是凸起的圓頂，液相中的溶質(zhì)是從胞頂部向邊界側(cè)面擴(kuò)散，故溶質(zhì)富集于邊界（k1）。
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總結(jié)
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