晶核成长理论

亦称“二维成核理论”。关于晶体成长机理的两种基本理论之一。百度百科晶核(晶体的生长中心) - 百度百科科普中国·科学百科参与审阅

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晶体生长机制及生长速度

（一）析出的晶体与熔体成分相同

1.连续生长机制

这里讨论的是粗糙界面上的连续生长，粗糙界面上处处都是生长位置，流体中原子几乎是连续地进入界面上的结晶位置，故粗糙界面的生长称为“连续生长”。当稳定晶核形成以后，在一定的温度和过饱和度条件下，晶体按一定的速度生长。晶体生长类似扩散过程，它取决于分子或原子从熔体（液相）中分出向界面扩散的能力（如图9-12）。界面上液体一侧中一个原子或分子的自由能为G_l，晶体侧一个原子或分子的自由能为G_c，迁移一个原子到固相时自由能的变化为：G_l-G_c=VΔG_V。这里，V为形成的晶核的体积。原子或分子从液体通过界面移到晶体时的活化能为ΔG_a。这时的晶体生长速度公式为（浙江大学等，1980）

实验及理论岩石学

这里，f是附加因子，是晶体界面上能附着原子的位置，λ为原子间距，μ₀为跃迁频率，K是波兹曼常数。该式表明生长速度与过冷度ΔT间呈线性关系（U=AΔT）。

2.层状生长机制

光滑界面的层状生长又包括二维成核和螺旋位错生长机制。

（1）二维成核生长

如果固-液界面平滑（晶面完整）到一个原子大小的尺度（图9-13），则晶体的成长速度决定于二维晶核形成的速率。晶体在熔体中生长时，生长速度为（闵乃本，1982）这里，A=hsμ₀，B=π（σ_LS）²/KT，各参数中除了已给出的外，h为二维核高度；s为生长面积。在这里生长速度U与ΔT呈指数关系。

图9-12 从液相迁移一个原子到固相时自由能的变化

图9-13 在晶体表面形成二维晶核

实验及理论岩石学

（2）螺旋位错生长

在晶面有缺陷时，晶体生长过程不是简单地在晶面上层层添加，而是绕着一个垂直于某晶面的轴旋转长大的，生长中心是螺旋位错（图9-14）。这时

图9-14 晶体按螺旋形生长

实验及理论岩石学

可见生长速度和（ΔT）²成正比（浙江大学等，1980），在许多系统中，生长速度近似地和过冷度的平方成正比（U=AΔT ²）（抛物线律）。图9-15是不同成分的钾长石在不同水含量条件下的生长速度曲线，生长速度也是随着过冷度增加由低到高，到一个峰值后又逐渐下降。该生长速度曲线具有抛物线的形态。图9-16是8kbar压力下含水的人工合成花岗质熔体中主要造岩矿物的生长速度与过冷量关系曲线，这些生长曲线同样呈抛物线的形态，在熔体成分相同时，各种矿物的生长速度随水含量增加而减少。

图9-15 2.5kbar压力下含水量不同的碱性长石的生长速度与过冷度的关系

图9-16 8kbar压力下含不同量水的人工合成花岗岩熔体中矿物的生长速度与过冷度关系

（二）析出的晶体和熔体组成不同

以众所周知的An-Ab二元无限混熔固溶体系列为例。平衡结晶中，熔体中的Ab组分起了降低液相线温度的作用。在一定温度下，熔体中的Ab含量高于平衡的斜长石中的Ab含量（即C_sl，C_s、C_l分别为共存的固体和液体中同一组分的浓度）。熔体中的An组分则相反，起到提高液相线温度的作用，在一定温度下液体中An含量低于平衡的斜长石中的An含量（C_s>C_l）。结晶过程中，（C_s>C_l）组分优先进入晶体，而（C_sl）组分则在晶体边缘形成浓度较高的“边界层”（图9-17）。边界层内的熔体的液相线温度因此低于周围的熔体的液相线温度，对于相同的结晶温度来说，边界层内的过冷度与周围熔体的过冷度是不同的。这种因结晶过程中熔体成分变化形成的过冷现象成为“组分过冷”（constitutional undercooling）（Lofgreen，1980；闵乃本，1982）。在中酸性火山岩中也有反映岩浆结晶中组分过冷现象的报道（周金城，1990）。

图9-17 晶-液界面附近的边界层中（C_sl）组分浓度变化及组分过冷（ΔT）的出现

中国东南沿海早白垩世的流纹英安质“碎斑熔岩”中有一种特殊的结构，碎斑熔岩中“钾长石碎斑”边缘增生了光性方位相同的“钾长石边”，在这种钾长石生长边内，有细粒石英嵌布，这种钾长石生长边因此被命名为“珠边”。珠边内嵌布的石英颗粒的光性方位各不相同，但靠近钾长石碎斑的石英颗粒细，靠近基质一侧的石英颗粒较粗（图9-18），并与基质中石英粒径相接近。珠边内由内向外石英粒径由细变粗，从无例外。碎斑熔岩中这种特殊的珠边被解释为超浅成或熔岩流底部酸性岩浆结晶中“组分过冷”的产物，是“组分过冷”造成了这种特殊的结构，“珠边”是超浅成的中酸性岩浆作用的岩相学标志。随着钾长石碎斑在这样环境中进一步生长，岩浆中SiO₂不断地被生长中的钾长石排除出来，在钾长石周围的熔体中形成了一种富SiO₂的“边界层”，在“边界层”内，越靠近晶体的熔体越富SiO₂，随着远离晶体，熔体的SiO₂逐渐与周围的流纹英安质岩浆趋于一致。“边界层”内富SiO₂的岩浆的液相线温度要低于周围流纹英安质岩浆的液相线温度，两者的差异构成“组分过冷”，类似于图9-17，在“边界层”内，靠近钾长石碎斑一侧过冷度小，靠近熔体（即碎斑熔体基质）一侧，过冷度较大。图9-16a表明，在含一定量水的花岗闪长质（流纹英安质）熔体中，过冷度小时，石英的生长速度并不大，过冷度适当增加后，石英的生长速度增加，因而“组分过冷”程度的差别造成“珠边”内石英颗粒粗细的规则变化（周金城等，1999）。这样的解释有待低压下石英生长速度实验资料的进一步证实。

图9-18 碎斑熔岩中钾长石碎斑周围的“珠边”简图

（三）生长机制的判断

总的来看，每种生长机制的生长速度对温度T和过冷度ΔT都有特定的依赖关系。在ΔT较小时，原则上可以通过测量生长速度来确定生长机制。可以用生长速度的减少值与过冷度的关系来区分不同的生长机制。生长速度的减少值Ur（reced growth rate）可以认为是那些能用以附着原子的位置所占比例的一种度量（Kirkpatrick et al.，1976）。有公式：

实验及理论岩石学

其中，Ur为生长速度减少值；Uη，熔体粘度；L，潜热；T，K氏温度；ΔT，过冷度；R，气体常数；T_L，液相线温度。假如没有可信的潜热资料能被应用，可用公式：

实验及理论岩石学

进行计算。在Ur对ΔT标绘的结果中，对于连续生长来说，将产生一条水平线；对于螺旋位错机制来说，将产生一条经过原点且具正斜率的直线；对于二维表面成核来说，将产生一条具正曲率的曲线。

晶体生长模型

晶核形成后，将进一步成长。下面介绍关于晶体生长的几种主要的模型。

1.层生长理论模型

科塞尔（Kossel，1927）首先提出、后经斯特兰斯基（Stranski）加以发展的晶体的层生长理论亦称为科塞尔-斯特兰斯基理论。这一模型要讨论的关键问题是：在一个面尚未生长完全前在这一界面上找出最佳生长位置。图8-2 表示了一个简单立方晶体模型上一界面上的各种位置，各位上成键数目不同，新质点就位后的稳定程度不同。每一个来自环境相的新质点在环境相与新相界面的晶格上就位时，最可能结合的位置是能量上最有利的位置，即结合成键时应该是成键数目最多、释放出能量最大的位置。图8-2 所示质点在生长中的晶体表面上所可能有的各种生长位置：k 为曲折面，具有三面凹角，是最有利的生长位置；其次是 S 阶梯面，具有二面凹角的位置；最不利的生长位置是 A。由此可以得出如下的结论，即晶体在理想情况下生长时，一旦有三面凹角位存在，质点则优先沿着三面凹角位生长一条行列；而当这一行列长满后，就只有二面凹角位了，质点就只能在二面凹角处就位生长，这时又会产生三面凹角位，然后生长相邻的行列；在长满一层面网后，质点就只能在光滑表面上生长，这一过程就相当于在光滑表面上形成一个二维核（two-dimensional nucle-us），来提供三面凹角和二面凹角，再开始生长第二层面网。晶面（最外的面网）是平行向外推移而生长的。这就是晶体的层生长模型，用它可以解释如下的一些生长现象：

图8-2 晶体生长过程中表面状态图解

图8-3 石英的带状构造

（1）晶体常生长成面平、棱直的多面体形态。

（2）在晶体生长的过程中，环境可能有所变化，不同时刻生成的晶体在物性（如颜色）和成分等方面可能有细微的变化，因而在晶体的断面上常常可以看到带状构造（图8-3）。它表明晶面是平行向外推移生长的。

（3）由于晶面是向外平行推移生长的，所以同种矿物不同晶体上对应晶面间的夹角不变。

（4）晶体由小长大，许多晶面向外平行移动的轨迹形成以晶体中心为顶点的锥状体称为生长锥或砂钟状构造（图8-4、图8-5）。在薄片中常常能看到。

图8-4 生长锥

图8-5 普通辉石的砂钟状构造

然而晶体生长的实际情况要比简单层生长模型复杂得多。往往一次沉淀在一个晶面上的物质层的厚度可达几万或几十万个分子层。同时亦不一定是一层一层地顺序堆积，而是一层尚未长完，又有一个新层开始生长。这样继续生长下去的结果，使晶体表面不平坦，成为阶梯状称为晶面阶梯。

层生长模型虽然有其正确的方面，但实际晶体生长过程并非完全按照二维层生长的机制进行。因为当晶体的一层面网生长完成之后，再在其上开始生长第二层面网时有很大的困难，其原因是已长好的面网对溶液中质点的引力较小，不易克服质点的热振动使质点就位。因此，在过饱和度或过冷却度较低的情况下，晶体生长就需要用其他的生长机制加以解释。

2.螺旋生长理论模型

弗朗克等人（1949、1951）研究了气相中晶体生长的情况，估计二维层生长所需的过饱和度不小于 25%～50%。然而在实际中却发现在过饱和度小于1%的气相中晶体亦能生长。这种现象并不是层生长模型所能解释的。他们根据实际晶体结构的各种缺陷中最常见的位错现象，提出了晶体的螺旋生长模型（BCF模型，由 Burton、Cabrera、Frank三人提出），即在晶体生长界面上螺旋位错露头点所出现的凹角及其延伸所形成的二面凹角（图8-6）可作为晶体生长的台阶源，促进光滑界面上的生长。这样便成功地解释了晶体在很低的过饱和度下能够生长的实际现象。印度结晶学家维尔马（Verma，1951）对 SiC 晶体表面上的生长螺旋纹（图8-7）及其他大量螺旋纹的观察，证实了这个模型在晶体生长过程中的重要作用。

图8-6 晶体的位错

位错的出现，在晶体的界面上提供了一个永不消失的台阶源。随着生长的进行，台阶将会以位错处为中心呈螺旋状分布，螺旋式的台阶并不随着原子面网一层层生长而消失，从而使螺旋式生长持续下去。螺旋状生长与层状生长不同的是台阶并不直线式地等速前进扫过晶面，而是围绕着螺旋位错的轴线螺旋状前进（图8-8）。随着晶体的不断长大，最终表现在晶面上形成能提供生长条件信息的各种样式的螺旋纹。

3.其他晶体生长模型简介

层生长理论模型和螺旋生长理论模型都有一个共同的缺点，即都不考虑生长质点（基元）本身的性质，例如生长质点（基元）和生长质点（基元）之间的键合作用、固体生长质点与液体相互间的键合作用等等，而恰恰是这些键合力的强弱对晶体生长产生很大影响。基于此，杰克逊（Jackson）于 1958 年提出了双原子层界面结构模型，也称作杰克逊模型。该模型从键合能的角度出发，得到了分清界面是光滑还是粗糙的重要判据———杰克逊因子，杰克逊因子与两方面的因素有关，一方面与生长体系的热力学性质有关，如从液相变为晶相的相变潜热、温度等；另一方面与晶面的具体结构及方向（即晶面符号）有关。从晶面的杰克逊因子的大小可以判断该晶面的生长机制。但是，双原子界面结构模型将晶体生长过程在双原子层内（一层为液相，一层为晶相），即晶相与液相是“突变”的，实际晶体生长界面可以是“弥散”，即从液相到晶相的界面是过渡状的。基于此，特姆金（Temkin）于 1966 年又提出了弥散界面模型。

图8-7 SiC晶体表面的生长螺旋

图8-8 螺旋生长模式

螺旋生长模型提出后，人们并未进一步考虑螺旋位错以外的其他位错缺陷在晶体生长中的作用。直到20世纪80年代，一些国外学者及我国的闵乃本提出了刃位错、层错等都可提供晶体生长的台阶源。此外，上述层生长模型和螺旋生长模型都将生长质点假设为球形或立方体，生长界面也是简单的立方格子结构，没有考虑生长质点的形状、大小对生长过程的影响，我国学者仲维卓提出了负离子配位多面体生长基元理论模型，生长质点为具体的阴阳离子配位多面体，生长过程直接与生长界面的具体晶体结构有关。

晶体的形成过程是怎样的?

晶体是在物相转变的情况下形成的.物相有三种,即气相、液相和固相.只有晶体才是真正的固体.由气相、液相转变成固相时形成晶体,固相之间也可以直接产生转变.

晶体生成的一般过程是先生成晶核,而后再逐渐长大.一般认为晶体从液相或气相中的生长有三个阶段：①介质达到过饱和、过冷却阶段；②成核阶段；②生长阶段.

在某种介质体系中,过饱和、过冷却状态的出现,并不意味着整个体系的同时结晶.体系内各处首先出现瞬时的微细结晶粒子.这时由于温度或浓度的局部变化,外部撞击,或一些杂质粒子的影响,都会导致体系中出现局部过饱和度、过冷却度较高的区域,使结晶粒子的大小达到临界值以上.这种形成结晶微粒子的作用称之为成核作用.

介质体系内的质点同时进入不稳定状态形成新相,称为均匀成核作用.

在体系内的某些局部小区首先形成新相的核,称为不均匀成核作用.

均匀成核是指在一个体系内,各处的成核几宰相等,这要克服相当大的表面能位垒,即需要相当大的过冷却度才能成核.

非均匀成核过程是由于体系中已经存在某种不均匀性,例如悬浮的杂质微粒,容器壁上凹凸不平等,它们都有效地降低了表面能成核时的位垒,优先在这些具有不均匀性的地点形成晶核.因之在过冷却度很小时亦能局部地成核.

在单位时间内,单位体积中所形成的核的数目称成核速度.它决定于物质的过饱和度或过冷却度.过饱和度和过冷却度越高,成核速度越大.成核速度还与介质的粘度有关,轮度大会阻碍物质的扩散,降低成核速度. 晶核形成后,将进一步成长.下面介绍关于晶体生长的两种主要的理论.

一、层生长理论

科塞尔(Kossel,1927)首先提出,后经斯特兰斯基(Stranski)加以发展的晶体的层生长理论亦称为科塞尔—斯特兰斯基理论.

它是论述在晶核的光滑表面上生长一层原子面时,质点在界面上进入晶格"座位"的最佳位置是具有三面凹入角的位置(图I-2-1中k).质点在此位置上与晶核结合成键放出的能量最大.因为每一个来自环境相的新质点在环境相与新相界面的晶格上就位时,最可能结合的位置是能量上最有利的位置,即结合成键时应该是成键数目最多,释放出能量最大的位置.图I一2—1示质点在生长中的晶体表面上所可能有的各种生长位置：

k为曲折面,具有三面凹人角,是最有利的生长位置；其次是S阶梯面,具有二面凹入角的位置；最不利的生长位置是A.由此可以得出如下的结论即晶体在理想情况下生长时,先长一条行列,然后长相邻的行列.在长满一层面网后,再开始长第二层面网.晶面(最外的面网)是平行向外推移而生长的.这就是晶体的层生长理论,用它可以解释如下的一些生长现象.

1)晶体常生长成为面平、棱直的多面体形态.

2)在晶体生长的过程中,环境可能有所变化,不同时刻生成的晶体在物性(如颜色)和成分等方面可能有细微的变化,因而在晶体的断面上常常可以看到带状构造(图I-2-2).它表明晶面是平行向外推移生长的.

3)由于晶面是向外平行推移生长的,所以同种矿物不同晶体上对应晶面间的夹角不变.

4)晶体由小长大,许多晶面向外平行移动的轨迹形成以晶体中心为顶点的锥状体称为生长锥或砂钟状构造(图I-2-3、I-2-4、I-2-5).在薄片中常常能看到.

然而晶体生长的实际情况要比简单层生长理论复杂得多.往往一次沉淀在一个晶面上的物质层的厚度可达几万或几十万个分子层.同时亦不一定是一层一层地顺序堆积,而是一层尚未长完,又有一个新层开始生长.这样继续生长下去的结果,使晶体表面不平坦,成为阶梯状称为晶面阶梯(图I-2-5).科塞尔理论虽然有其正确的方面,但实际晶体生长过程并非完全按照二维层生长的机制进行的.因为当晶体的一层面网生长完成之后,再在其上开始生长第二层面网时有很大的困难,其原因是已长好的面网对溶液中质点的引力较小,不易克服质点的热振动使质点就位.因此,在过饱和度或过冷却度较低的情况下,晶的生长就需要用其它的生长机制加以解释.

在晶体生长过程中,不同晶面的相对生长速度如何,在晶体上哪些晶面发育,下面介绍有关这方面的几种主要理论.

一、 布拉维法则

早在1855年,法国结晶学家布拉维(A．Bravis)从晶体具有空间格子构造的几何概念出发,论述了实际晶面与空间格子构造中面网之间的关系,即实际晶体的晶面常常平行网面结点密度最大的面网,这就是布拉维法则.

布拉维的这一结论系根据晶体上不同晶面的相对生长速度与网面上结点的密度成反比的推论引导而出的.所谓晶面生长速度是指单位时间内晶面在其垂直方向上增长的厚度.如图I一2—9所示,晶面AB的网面上结点的密度最大,网面间距也最大,网面对外来质点的引力小,生长速度慢,晶面横向扩展,最终保留在晶体上；CD晶面次之；BC晶面的网面上结点密度最小,网面间距也就小,网面对外来质点引力大,生长速度最快,横向逐渐缩小以致晶面最终消失；因此,实际晶体上的晶面常是网面上结点密度较大的面.

总体看来,布拉维法则阐明了晶面发育的基本规律.但由于当时晶体中质点的具体排列尚属未知,布拉维所依据的仅是由抽象的结点所组成的空间格子,而非真实的晶体结构.因此,在某些情况下可能会与实际情况产生一些偏离.1937年美国结晶学家唐内—哈克(Donnay－Harker)进一步考虑了晶体构造中周期性平移(体现为空间格子)以外的其他对称要素(如螺旋轴、滑移面)对某些方向面网上结点密度的影响,从而扩大了布拉维法则的适用范围.

布拉维法则的另一不足之处是,只考虑了晶体的本身,而忽略了生长晶体的介质条件.

由液相变为固相 由气相变为固相 由固相再结晶为固相

晶体是在物相转变的情况下形成的.物相有三种,即气相、液相和固相.只有晶体才是真正的固体.由气相、液相转变成固相时形成晶体,固相之间也可以直接产生转变.

由液相变为固相

(1)从熔体中结晶 当温度低于熔点时,晶体开始析出,也就是说,只有当熔体过冷却时晶体才能发生.如水在温度低于零摄氏度时结晶成冰；金属熔体冷却到熔点以下结晶成金属晶体.

(2)从溶液中结晶 当溶液达到过饱和时,才能析出晶体.其方式有：

1)温度降低,如岩浆期后的热液越远离岩浆源则温度将渐次降低,各种矿物晶体陆续析出； 2)水分蒸发,如天然盐湖卤水蒸发, 3)通过化学反应,生成难溶物质.

决定晶体生长的形态,内因是基本的,而生成时所处的外界环境对晶体形态的影响也很大.同一种晶体在不同的条件生长时,晶体形态是可能有所差别的.现就影响晶体生长的几种主要的外部因素分述如下.

涡流 温度 杂质 粘度 结晶速度

影响晶体生长的外部因素还有很多,如晶体析出的先后次序也影响晶体形态,先析出者有较多自由空间,晶形完整,成自形晶；较后生长的则形成半自形晶或他形晶.同一种矿物的天然晶体于不同的地质条件下形成时,在形态上、物理性质上部可能显示不同的特征,这些特征标志着晶体的生长环境,称为标型特征.

1．晶体的溶解

把晶体置于不饱和溶液中晶体就开始镕解.由于角顶和棱与溶剂接触的机会多,所以这些地方溶解得快些,因而晶体可溶成近似球状.如明矾的八面体溶解后成近于球形的八面体(图I一2—14).

晶面溶解时,将首先在一些薄弱地方溶解出小凹坑,称为蚀像.经在镜下观察,这些蚀象是由各种次生小晶面组成.图I一2—15表示方解石与白云石(b)晶体上的蚀像.不同网面密度的晶面溶解时,网面密度大的晶面先溶解,因为网面密度大的晶面团面间距大,容易破坏.

2．晶体的再生

破坏了的和溶解了的晶体处于合适的环境又可恢复多面体形态,称为晶体的再生(图I一2—16),如班岩中石英颗粒的再生(图I一2—17).

溶解和再生不是简单的相反的现象.晶体溶解时,溶解速度是随方向逐渐变化的,因而晶体溶解可形成近于球形；晶体再生时,生长速度随方向的改变而突变,因之晶体又可以恢复成几何多面体形态.

晶体在自然界的生长往往不是直线型进行的,溶解和再生在自然界常交替出现,使晶体表面呈复杂的形态.如在晶体上生成一些窄小的晶面,或者在晶面上生成一些特殊的突起和花纹.

人工合成晶体

对天然矿物晶体生长的研究有助于了解矿物、岩石、地质体的形成及发展历史,并为矿物资源的开发和利用提供一些有益的启发性资料.人工合成品体则不仅可以模拟和解释天然矿物的形成条件,更重要的是能够提供现代科学校术所急需的晶体材料.

近年来人工合成晶体实验技术迅速发展,成功地合成了大量重要的晶体材料,如激光材料、半导体材料、磁性材料、人造宝石以及其它多种现代科技所要求的具有特种功能的晶体材料.当前人工合成晶体已成为工业主要文柱的材料科学的一个重要组成部分.

人工合成晶体的主要途径是从溶液中培养和在高温高压下通过同质多像的转变来制备(如用石墨制备金刚石)等.具体方法很多,下面简要介绍几种最常用的方法.

(1)水热法 这是一种在高温高压下从过饱和热水溶液中培养晶体的方法.用这种方法可以合成水晶、刚玉(红宝石、蓝宝石)、绿柱石(祖母绿、海蓝宝石)、石榴子石及其它多种硅酸盐和钨酸盐等上百种晶体.

晶体的培养是在高压釜(图I一2—18)内进行的.高压釜由耐高温高压和耐酸碱的特种钢材制成.上部为结晶区,悬挂有籽晶；下部为溶解区,放置培养晶体的原料,釜内填装溶剂介质.由于结晶区与溶解区之间有温度差(如培养水晶,结晶区为330-350℃,溶解区为360-380℃)而产生对流,将高温的饱和溶液带至低温的结晶区形成过饱和析出溶质使籽晶生长.温度降低并已析出了部分溶质的溶液又流向下部,溶解培养料,如此循环往复,使籽晶得以连续不断地长大.

(2)提拉法 这是一种直接从熔体中拉出单晶的方法.其设备如图I一2—19所示.熔体置柑塌中,籽晶固定于可以旋转和升降的提拉杆上.降低提拉杆,将籽晶插入熔体,调节温度使籽晶生长.提升提拉杆,使晶体一面生长,一面被慢慢地拉出来.这是从熔体中生长晶体常用的方法.用此法可以拉出多种晶体,如单晶硅、白钨矿、钇铝榴石和均匀透明的红宝石等.

(3)焰熔法 这是一种用氢氧火焰熔化粉料并使之结晶的方法.图I-2-20为此法的示意图.小锤1敲打装有粉料的料筒2,粉料受振动经筛网3而落下,氧经入口4进入将粉料下送,5是氢的入口,氢和氧在喷口6处混合燃烧,粉料经火焰的高温而熔化并落于结晶杆7上,控制杆端的温度,使落于杆端的熔层逐渐结晶.为使晶体生长有一定长度,可使结晶杆逐渐下移.用这种方法成功地合成了如红宝石、蓝宝石、尖晶石、金红石、钛酸锶、钇铝榴石等多种晶体.

补充:晶体形成过程中的临界核子研究 http://www.chinainfo.gov.cn/data/200203/1_20020319_30249.html

两个问题，1，金属结晶的基本规律是什么？2，晶核的形核率和生长速率受哪些因素影响

1、金属结晶的基本规律是形核和核长大。

2、受到过冷度的影响，随着过冷度的增大，晶核的形成率和成长率都增大，但形成率的增长比成长率的增长快；同时外来难熔杂质以及振动和搅拌的方法也会增大形核率。

金属加热到一定的临界温度以上，直到液态线，晶格消失，降到临界温度以下，晶格产生，高于临界温度越多晶核的长大速率越快越大。

扩展资料：

在液态金属中，会出现一些瞬间消失、此起彼伏、变化不定的短程有序的原子集团，仿佛在液态金属中不断涌现出一些极微小的固态结构一样。这种不断变化着的近程有序原子集团称为结构起伏，或称为相起伏。只有在过冷液体中的比较大的相起伏才有可能成为晶胚，但是并非所有的晶胚都能形成晶核，形核规律后面会有讨论。

参考资料来源：百度百科-晶核