材料工程基礎(chǔ)講稿-2013-鑄錠部分

1、1第五章 單相合金的凝固 “鑄錠”的含義。 加工材料用合金，其組織多以單相固溶體為主。 （ 加工材料用合金的組織一般是什么？） 單相合金在凝固過(guò)程中發(fā)生的一些重要現(xiàn)象，如溶質(zhì)再分布、成分過(guò)冷等，在多相合金的凝固過(guò)程中也同樣存在。 所以，研究、學(xué)習(xí)單相合金的凝固特點(diǎn)和規(guī)律，具有較普遍的實(shí)際意義。 25.1 溶質(zhì)再分布（晶體的成分不均勻性） 凝固過(guò)程中出現(xiàn)溶質(zhì)再分布，是合金的凝固不同于純金屬的一個(gè)重要特征，也是合金凝固過(guò)程中一種較普遍的傳質(zhì)現(xiàn)象。 溶質(zhì)再分布合金在非平衡凝固時(shí)，鑄件成分偏離原始成分、隨凝固過(guò)程和條件不同，先后凝固部分的成分不均勻、不一致的現(xiàn)象。 鑄錠成分的均勻性、晶粒組織形態(tài)大小及

2、熱裂等的形成，都與溶質(zhì)再分布有關(guān)。3 衡量溶質(zhì)再分布狀況的主要參數(shù)是平衡分布系數(shù)k。它表示同一溫度下固相成分CS與其相平衡的液相成分CL之比值，即：k=CS/CL (5.1) 當(dāng)合金的液相線(xiàn)和固相線(xiàn)向下傾斜時(shí)，CSCL，k1；反之，CSCL，則k1。 多數(shù)合金元素及雜質(zhì)在基體金屬中k1，所以在以后的討論中，將以k1的合金為主。 4 實(shí)際生產(chǎn)條件下，鑄錠的凝固都是非平衡凝固，故這里討論的都是非平衡凝固時(shí)的溶質(zhì)再分布。 5非平衡凝固： 固相內(nèi)溶質(zhì)成分不能通過(guò)擴(kuò)散均勻化。 液相內(nèi)溶質(zhì)成分可以不同程度的均勻化。平衡凝固時(shí)是怎樣的？ （成分、溫度、相變嚴(yán)格遵照相圖，是理想和緩慢過(guò)程的結(jié)果，固相和液相成分

3、隨溫度均勻、統(tǒng)一變化。）65.1.1 液相完全混合均勻的溶質(zhì)再分布 液相完全混合均勻：液相內(nèi)成分均勻（由于液相中的溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)大、強(qiáng)烈攪拌等因素所導(dǎo)致）。 如：DS為10-8數(shù)量級(jí)，比液相的DL10-5數(shù)量級(jí)小得多。 液相內(nèi)成分一致，凝固界面與遠(yuǎn)端成分相同。 液相完全混合均勻可能嗎？ 7 相圖、凝固過(guò)程、鑄件成分的關(guān)系8 通過(guò)推導(dǎo)可得： CS*=kC0 (1-fS)(k-1) (5.1) CL*=CL=C0fL(k-1) (5.2) 式(5.1)和5.2中，fs和fL分別為固相和液相的重量百分?jǐn)?shù)。 上述二分式分別表示凝固過(guò)程中某一溫度T*時(shí)的固相和液相的成分，稱(chēng)為非平衡凝固的杠桿定律，即Sch

4、eil方程，是凝固過(guò)程中溶質(zhì)再分布的基本關(guān)系式。9 在這一情況下的溶質(zhì)再分布，會(huì)導(dǎo)致鑄錠成分分布不均勻，在凝固后期，液相成分遠(yuǎn)高于C0，甚至可達(dá)到共晶體分成CE(見(jiàn)圖5-1(C)，使單相合金鑄錠中出現(xiàn)共晶組織。 利用該方法可以提純金屬，怎么做？ （區(qū)域熔煉）105.1.2液相部分混合均勻的溶質(zhì)再分布 液相完全是混合均勻需要極強(qiáng)烈的攪拌，這在生產(chǎn)條件下是難以滿(mǎn)足的。 多數(shù)情況是液相中有擴(kuò)散和對(duì)流存在而使液相成分部分混合均勻。 115.1.2.1 液相中僅有擴(kuò)散 開(kāi)始凝固時(shí)： 固相成分也為kC0。k1時(shí)，固相在固液界面上排出多余的溶質(zhì)。由于液相只能通過(guò)溶質(zhì)擴(kuò)散而部分混合均勻，因此在界面前沿出現(xiàn)一富

5、溶質(zhì)層。 12穩(wěn)定態(tài)的出現(xiàn)和建立： 隨著凝固的繼續(xù)進(jìn)行，富溶質(zhì)液體中溶質(zhì)含量逐漸增加。當(dāng)溫度下降至固相線(xiàn)溫度TS時(shí)，固相成分就是合金的原始成分C0（穩(wěn)定態(tài)時(shí)固相的成分不變且與原始成分相同），而固液界面處的液相成分為C0/k。此時(shí)，凝固將在TS溫度下進(jìn)行，且因固相凝固排出的溶質(zhì)量等于擴(kuò)散至液相的溶質(zhì)量，凝固過(guò)程處于穩(wěn)定態(tài)。（參見(jiàn)相圖， C0/k - TS 關(guān)系）13 凝固即將將結(jié)束時(shí)，僅殘留極少量液體，界面上溶質(zhì)向液體中的擴(kuò)散受到限制，致使界面上的液相成分顯著增高，因而在最后凝固的固相中產(chǎn)生嚴(yán)重的偏析，也會(huì)出現(xiàn)非平衡的共晶組織。145.1.2.2 液相中有對(duì)流 凝固過(guò)程中不論對(duì)流如何強(qiáng)烈，在固液

6、界面前沿總有一薄層液體，其流速等于零，溶質(zhì)僅能通過(guò)擴(kuò)散來(lái)實(shí)現(xiàn)均勻分布，通常稱(chēng)其為擴(kuò)散層。 （對(duì)流情況下的界面薄擴(kuò)散層液體） 擴(kuò)散層就是溶質(zhì)富集區(qū)(k1時(shí)），其寬度與對(duì)流強(qiáng)度有關(guān)。對(duì)流強(qiáng)烈，減小，液相成分均勻性提高。 15 達(dá)到穩(wěn)定時(shí)，固態(tài)成分穩(wěn)定，但小于原始成分，提高對(duì)流強(qiáng)度和凝固速度，會(huì)使減小，液相均勻性提高，溶質(zhì)偏析現(xiàn)象加劇。16 此時(shí)的穩(wěn)定態(tài)成分、溫度如何？17 總之，非平衡條件下單相合金凝固時(shí)，液-固界面上液態(tài)溶質(zhì)成分富集，獲得的凝固組織，先凝固部分的溶質(zhì)成分總是小于（或等于）原始成分，最后凝固部分的溶質(zhì)含量較高，甚至?xí)泄簿ЫM織出現(xiàn)。 成分的不均勻性。18作業(yè)1、什么叫溶質(zhì)再分布？2

7、、為什么在非平衡凝固條件下，單相合金凝固 鑄件中會(huì)出現(xiàn)共晶體？ (9h) 195.2 成分過(guò)冷 5.2.1 成分過(guò)冷的形成及其過(guò)冷度 溶質(zhì)再分布的結(jié)果，使溶質(zhì)在固/液界面前沿發(fā)生偏析。k1的合金，界面前沿熔體中的溶質(zhì)富集；k1的合金，界面前沿熔體中的溶質(zhì)貧化。20 k1的合金，界面前沿液體的平衡液相線(xiàn)溫度TL降低。 （為什么？） 與此同時(shí)，如果界面前沿液體的實(shí)際溫度T實(shí)低于TL，則這部分液體處于過(guò)冷狀態(tài)。這一現(xiàn)象稱(chēng)為成分過(guò)冷。 成分過(guò)冷對(duì)晶體形態(tài)有重要影響。21液-固界面前沿成分-凝固溫度-實(shí)際溫度-成分過(guò)冷關(guān)系 mL-液相線(xiàn)斜率，GL-實(shí)際溫度梯度 (a)相圖，(b)界面前沿液體成分分布，(

8、c)GL與TL曲線(xiàn)在界面處相切，不出現(xiàn)成分過(guò)冷，(d)出現(xiàn)成分過(guò)冷22 由此可見(jiàn)： 液相（固相）成分由實(shí)際條件而定，液相成分確定后，與其匹配的固相成分、凝固溫度依然可以從相圖上確定。23 GL愈大、R（冷卻速度）愈小，愈不易出現(xiàn)成分過(guò)冷。反之，GL小、R大或者C0、mL、|1-k|、(TLTS)、DL小，則易出現(xiàn)成分過(guò)冷。 （相關(guān)內(nèi)容參見(jiàn)參考書(shū)籍） 生產(chǎn)實(shí)際中，合金一定時(shí)，主要是通過(guò)調(diào)整工藝參數(shù)，來(lái)控制GL/R，進(jìn)而改變產(chǎn)生成分過(guò)冷的條件，達(dá)到控制凝固過(guò)程的目的。 24 GL小則 GL線(xiàn)平緩， GL大則 GL線(xiàn)陡峭。 GL線(xiàn)越平緩，則出現(xiàn)成分過(guò)冷的趨勢(shì)越強(qiáng)。 凝固速度R越大，則溶質(zhì)偏析越嚴(yán)重，

9、成分過(guò)冷的趨勢(shì)越強(qiáng)。 凝固速度R越小，則溶質(zhì)偏析越小，成分過(guò)冷的趨勢(shì)越弱。 通過(guò)控制GL/R控制成分過(guò)冷、最終控制鑄件的形態(tài)。 GL/R小，則 GL/R大，則255.2.3 成分過(guò)冷對(duì)晶體生長(zhǎng)方式的影響 隨著成分過(guò)冷由弱到強(qiáng)，單相合金的固/液界面生長(zhǎng)方式依次成為平面狀、胞狀、胞狀-樹(shù)枝狀四種形式，得到的晶體相應(yīng)為平面狀晶、胞狀晶、胞狀枝晶以及柱狀枝晶和自由枝晶。 晶體形貌還與晶體學(xué)因素有關(guān)。在此，主要介紹成分過(guò)冷與生長(zhǎng)方式的關(guān)系，這對(duì)于控制結(jié)晶過(guò)程有著重要的意義。 一些微量元素細(xì)化晶粒的作用，往往與它們引起成分過(guò)冷（從擴(kuò)散、K、成分等方面影響）有關(guān)。265.2.3.1 平面柱狀晶 GL/R很大

10、時(shí)不出現(xiàn)成分過(guò)冷。此時(shí)界面以平面狀生長(zhǎng)。 由于GL大，界面某處偶然有個(gè)別晶體凸出生長(zhǎng)，便伸入到過(guò)熱的液體（與成分-熔點(diǎn)有關(guān)）中，會(huì)立即被熔化，使界面仍保持為平面。在這種情況下，只能隨著熱經(jīng)凝殼向外導(dǎo)出，界面才能繼續(xù)向前推進(jìn)。 這要求GL值很大或R值很小。在鑄錠的實(shí)際生產(chǎn)中是難以滿(mǎn)足的。 275.2.3.2 胞狀晶 若出現(xiàn)成分過(guò)冷，固/液界面便不能保持平面狀，凝固將在界面過(guò)冷度較大的地方優(yōu)先進(jìn)行，即在溶質(zhì)偏析度較小的地方優(yōu)先進(jìn)行。 胞晶狀的生長(zhǎng)方向垂直于固/液面，并與晶體因素?zé)o關(guān)。 它是在成分過(guò)冷較弱，或GL較大、R較小的條件下形成的。在鑄錠的實(shí)際生產(chǎn)中，一般也難以獲得胞狀晶。 胞狀晶的形成見(jiàn)下

11、圖。28295.2.3.3 胞狀枝晶與柱狀枝晶 隨著凝固速度R的增大，成分過(guò)冷增強(qiáng)，胞狀晶將沿著優(yōu)先生長(zhǎng)方向加速生長(zhǎng)，其橫斷面也受晶體學(xué)因素的影響而出現(xiàn)凸緣結(jié)構(gòu)；凝固速度進(jìn)一步增大，該凸緣會(huì)長(zhǎng)成鋸齒狀，即形成二次枝晶。 這種帶二次枝晶的胞狀晶稱(chēng)為胞狀枝晶。 3031 胞狀晶轉(zhuǎn)變成枝狀晶的機(jī)理，迄今仍是一個(gè)未滿(mǎn)意解決的問(wèn)題，其關(guān)鍵是二次枝晶的形成。 定性分析認(rèn)為，二次枝晶的形成是晶體學(xué)因素和成分過(guò)冷共同作用的結(jié)果。其中，成分過(guò)冷使胞狀晶端部的近乎拋物狀界面變得不穩(wěn)定，在溶質(zhì)偏析少的地方形成晶凸，溶質(zhì)偏析多的地方形成凹坑，進(jìn)一步發(fā)展便成圖5-7(c)所示的凸緣結(jié)構(gòu)，即形成二次枝晶。 325.2.3

12、.4 自由枝晶 如前所述，出現(xiàn)成分過(guò)冷時(shí)，固/液界面處過(guò)冷度最小，界面前沿過(guò)冷度較大，一旦界面前沿出現(xiàn)晶核時(shí)就會(huì)自由長(zhǎng)大而形成自由枝晶，其形成條件是要有較強(qiáng)的成分過(guò)冷或較小的G1/R值。成分過(guò)冷越強(qiáng)，界面處成分過(guò)冷度越小，在界面前沿液體中越易于形成自由枝晶。 （等軸晶）33 形成自由枝晶的結(jié)晶潛熱，向周?chē)^(guò)冷液體散失，受模壁影響較小，故枝晶在各個(gè)方向生長(zhǎng)較均勻，無(wú)明顯單向生長(zhǎng)的分枝，晶體最終呈粒狀或棒錘，內(nèi)部顯示出各向等軸的枝晶組織，因此枝晶又稱(chēng)為等軸晶。 34作業(yè)1、什么叫成分過(guò)冷？2、成分過(guò)冷是怎樣影響鑄件組織的形態(tài)的？ 35第六章第六章 鑄錠晶粒組織及其細(xì)化鑄錠晶粒組織及其細(xì)化 鑄錠組織

13、包括晶粒形貌、尺寸、取向、完整性等以及各種缺陷。 本章主要討論鑄錠晶粒組織形成的基本規(guī)律及控制鑄錠晶粒組織的基本途徑。 （建立微觀(guān)組織的概念）366.1 鑄錠正常晶粒組織 鐵模鑄錠的組織由三個(gè)區(qū)域組成：表面細(xì)等軸晶區(qū)(又稱(chēng)激冷晶區(qū))，柱狀晶區(qū)和中心等軸晶區(qū)。 37 并非所有鑄錠晶粒組織都是由上述三個(gè)晶區(qū)組成的。 在不銹鋼鑄錠中，往往全部是柱狀晶沒(méi)有中心等晶區(qū)，而經(jīng)細(xì)化處理的鋁合金鑄錠中，往往全部為等軸晶，沒(méi)有柱狀晶區(qū)。 即使鑄錠具有上述三種晶區(qū)，但各自的寬窄也會(huì)因合金、鑄錠方法及工藝的不同而不同。 在同一鑄錠條件下，純金屬多形成柱狀晶，合金則常形成粗等軸晶。 對(duì)于同一合金，用冷卻強(qiáng)度大的方法，

14、易于形成細(xì)長(zhǎng)柱狀晶，用鐵模鑄錠時(shí)可得到粗等軸晶或柱狀晶。386.1.1 表面細(xì)等軸晶區(qū)的形成 傳統(tǒng)理論認(rèn)為，當(dāng)過(guò)熱金屬澆入錠模時(shí)，與模壁接觸的一層注體受到強(qiáng)烈激冷，產(chǎn)生極大過(guò)冷，并由于模壁的形核作用，因而在模壁附近的過(guò)冷液體中大量生核，并同時(shí)生長(zhǎng)成枝狀細(xì)等軸晶。 這些細(xì)等軸晶在形成過(guò)程中，放出的結(jié)晶潛熱既能由模壁導(dǎo)走，也能向過(guò)冷區(qū)中散失，因此受模壁散熱方向的影響較小，故其一次軸有的與模壁垂直，有的則傾斜，晶粒呈亂方向生長(zhǎng)。 （散熱方向的影響）39 進(jìn)一步研究證明，液體金屬的對(duì)流對(duì)表面細(xì)等軸晶區(qū)的形成有著決定性的影響。 澆鑄時(shí)流柱引起的動(dòng)量對(duì)流，液體內(nèi)外溫差引起的熱對(duì)流，以及由對(duì)流引起的溫度起伏

15、，均可促使模壁上形成的晶粒脫落或游離，增加凝固區(qū)內(nèi)的晶核數(shù)目，因而形成了表面細(xì)等軸晶區(qū)。 如果無(wú)對(duì)流，即使有強(qiáng)烈的激冷，也不一定形成表面細(xì)等軸晶區(qū)。例如，把A1-0.1%Ti合金于750澆入用冰水激冷的薄壁不銹鋼模中靜置冷卻時(shí)，鑄錠外部為柱狀晶。這一實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，激冷而無(wú)對(duì)流，模壁上迅速形成穩(wěn)定的凝殼，晶粒難于脫離模壁，無(wú)晶核增殖作用，故不形成表面細(xì)等軸晶區(qū)。406.1.2 柱狀晶區(qū)的形成 在表面細(xì)等軸晶區(qū)內(nèi)，生長(zhǎng)方向(立方金屬為)與散熱方向（熱梯度方向）平行的晶粒優(yōu)先長(zhǎng)大，而與散熱方向不平行的晶粒則被壓抑。這種競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)的結(jié)果，使愈往鑄錠內(nèi)部晶粒數(shù)目愈少，優(yōu)先生長(zhǎng)的晶粒最后單向生長(zhǎng)并互相接觸而

16、形成柱狀晶區(qū) 。 可見(jiàn)，柱狀晶區(qū)是在單向?qū)犴樞蚰虠l件下形成的。 4142 如前所述，對(duì)流的沖刷作用以及對(duì)流造成溫度起伏，會(huì)促使晶體脫落及游離，利于等軸軸晶的形成。 反之，如能抑制金屬液內(nèi)的對(duì)流，則可促進(jìn)柱狀晶形成。實(shí)驗(yàn)證明，施加不太強(qiáng)的穩(wěn)定磁場(chǎng)或沿一個(gè)方向恒速旋轉(zhuǎn)錠模，會(huì)顯著削弱甚至抑制金屬液內(nèi)部的對(duì)流，因而阻止晶體的游離，易得到柱狀晶。 為獲得較完整的柱狀晶組織，最好采用定向凝固法。其關(guān)鍵是保證單向?qū)?，保持較大的溫度梯度和較小的凝固速度。 43 柱狀晶組織對(duì)鑄錠性能影響很大。 在柱狀晶區(qū)交接處，往往存在著低熔點(diǎn)共晶組織和雜物、氣孔和縮松，還可能出現(xiàn)晶間裂紋，是鑄錠脆弱的地方。鑄錠承受冷

17、熱加工時(shí)，易于沿此處開(kāi)裂。 （成分不均勻，原因是什么？）44 柱狀晶本身方向性也降低鑄錠的機(jī)械性能和加工性能。因此，用于加工變形的鑄錠，希望柱狀晶區(qū)盡可能小，等軸晶區(qū)盡可能寬，尤其要求不要出現(xiàn)粗大的柱狀晶組織。 (各向異性與各向同性概念的建立） 但柱狀晶本身由于枝晶不甚發(fā)達(dá)而較致密，故強(qiáng)度較高，對(duì)于某些高溫機(jī)件(如燃?xì)廨啓C(jī)葉片)，采用定向凝固方法得到柱狀晶組織，可顯著改善其耐性熱性能（方向性傳熱？）。 （10h) 456.1.3 中心等軸晶區(qū)的形成 到目前為止，對(duì)于鑄錠中心等軸晶區(qū)的形成原因尚無(wú)定論，爭(zhēng)議的實(shí)質(zhì)是中心等軸晶晶核的來(lái)源。 長(zhǎng)期以來(lái)人們一直認(rèn)為，中心等軸晶區(qū)是在柱狀晶區(qū)包圍的殘余液

18、體中，同時(shí)過(guò)冷生核而形成的。從熱力學(xué)觀(guān)點(diǎn)看，均質(zhì)生核需要較大的過(guò)冷度，這在一般鑄錠條件下是難以滿(mǎn)足的。因此，均質(zhì)生核形成中心等軸晶區(qū)的觀(guān)點(diǎn)早已被否定。 46 現(xiàn)在較公認(rèn)的形成中心等軸晶的方式有三種，即：表面細(xì)等軸晶的游離；枝晶的熔斷及游離；液面或凝殼上晶體的沉積。 47 表面細(xì)等軸晶的游離：凝固初期在模壁附近形成的晶體，由于其比重大于或小于液體比重，也會(huì)產(chǎn)生對(duì)流，晶體被卷入鑄錠中心，然后長(zhǎng)大成等軸晶。（比重差作用下的對(duì)流）48 枝晶的熔斷及游離：枝晶長(zhǎng)大時(shí)，在其周?chē)鷷?huì)形成溶質(zhì)偏析層，因而抑制枝晶生長(zhǎng)；由于此偏析層很薄，枝晶一旦穿過(guò)該偏析層，就會(huì)迅速生長(zhǎng)變粗，在偏析層內(nèi)留下縮頸。這種帶縮頸的枝晶

19、，在對(duì)流作用下易被熔斷，其碎塊游離至鑄錠中心，在溫度較低的情況下，長(zhǎng)成為中心等軸晶。（為什么會(huì)這樣？）49 液面或凝殼上晶體的沉積：晶體在對(duì)流作用下，沿模壁下沉，其中部分晶體由于模壁的冷卻，積聚在模壁上形成表面細(xì)等軸晶；部分晶體由于對(duì)流被卷向鑄錠中部，懸浮在液體中。表面細(xì)等軸晶通過(guò)競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)形成柱狀晶區(qū)；中部晶體不斷長(zhǎng)大形成中心等軸晶區(qū)。 50 綜上所述，形成中心等軸區(qū)的主要原因是由于溶質(zhì)偏析產(chǎn)生成分過(guò)冷，阻礙了晶體迅速形成穩(wěn)定的凝殼，并使晶?；蛑Ц啃纬煽s頸，在對(duì)流作用下，根部帶縮頸的晶?；蛑撾x模壁或凝殼，游離到鑄錠中心起晶核增殖作用所致。 （成分過(guò)冷的作用：1、溶質(zhì)偏析造成過(guò)冷度不一致

20、使界面不穩(wěn)定；2、晶粒或枝晶根部形成縮頸；3、界面液態(tài)內(nèi)的過(guò)冷度大，有利于晶粒的存在和生長(zhǎng)。）516.2 晶粒細(xì)化技術(shù) 細(xì)小等軸晶組織各向異性小，加工時(shí)變形均勻，且使易偏聚在晶界上的雜質(zhì)、夾渣及低熔點(diǎn)共晶組織分布更均勻，因此具有細(xì)小等軸晶組織的鑄錠，其機(jī)械性能和加工性能均較好。 晶粒細(xì)化技術(shù)的研究和應(yīng)用，一直為人們所重視，是金屬材料領(lǐng)域的重要研究開(kāi)發(fā)方向。 （晶粒細(xì)化的好處和方法有哪些？） （強(qiáng)韌化金屬材料的方法有哪些？）526.2.1 增大冷卻強(qiáng)度增大冷卻強(qiáng)度 強(qiáng)烈定向散熱作用，易到細(xì)長(zhǎng)的柱狀晶，但由于游離晶數(shù)目少，因而鑄定中心往往沒(méi)有或很少有等軸晶。 對(duì)于小型鑄錠小型鑄錠，采用水冷?？稍龃?/p>

21、金屬液的過(guò)冷度，能得到全部為細(xì)小柱狀晶的組織。 對(duì)于導(dǎo)熱性差的大型鑄錠大型鑄錠，錠模的冷卻作用僅影響鑄錠的外層，對(duì)鑄錠中心晶粒的細(xì)化作用不明顯。此時(shí)適當(dāng)降低澆溫降低澆溫，可在一定程度上使晶粒得到細(xì)化。 53 提高澆溫能使晶粒粗大，因?yàn)闈矞馗?，非均質(zhì)晶核數(shù)目減少，同時(shí)游離晶體被熔化，沒(méi)有或很少有晶核增殖作用，因而粗化柱狀晶和等軸晶，并擴(kuò)大柱狀晶區(qū)。 在保證鑄錠表面質(zhì)量的前提下，宜用低溫澆注低溫澆注，這是獲得細(xì)小等軸晶的基本方法之一。546.2.2 加強(qiáng)金屬液流動(dòng)加強(qiáng)金屬液流動(dòng) 如前所述，等軸晶的形成與晶?；蛑У拿撀浼坝坞x有著密切的關(guān)系?；谶@一認(rèn)識(shí)，提出了各種加強(qiáng)金屬液流動(dòng)以細(xì)化晶粒的技術(shù)。

22、隨著流動(dòng)的加強(qiáng)，金屬液能更好地與模壁接觸，有效地發(fā)揮模壁的激冷效果，溫度起伏和對(duì)流的沖刷作用增強(qiáng)，增加了游離晶數(shù)目。 （基于流動(dòng)促進(jìn)等軸晶的形成的觀(guān)點(diǎn)） （流動(dòng)-游離晶數(shù)量增多-細(xì)化）556.2.2.1 改變澆注方式 改變澆注方式對(duì)晶粒細(xì)化有一定的作用。 采用底注時(shí)，因液面保持平靜，對(duì)流作用弱，故鑄錠組織主要由粗大柱狀晶組成。 采用頂注時(shí)，鑄錠中出現(xiàn)了一些等軸晶。 沿模壁澆注時(shí)，鑄錠的等軸晶區(qū)擴(kuò)大，晶粒也有所細(xì)化。 改用六個(gè)澆口沿模壁澆注時(shí)，等軸晶顯著細(xì)化。 實(shí)驗(yàn)結(jié)果證明，流柱使液面波動(dòng)和對(duì)模壁的沖刷，以及由此而引起的溫度起伏，對(duì)軸晶的形成和細(xì)化確有影響。5657 在加強(qiáng)金屬液流動(dòng)的同時(shí)，再降

23、低澆溫，在加強(qiáng)金屬液流動(dòng)的同時(shí)，再降低澆溫，則細(xì)化晶粒的效果會(huì)更好些則細(xì)化晶粒的效果會(huì)更好些。但澆溫過(guò)低會(huì)降低金屬的流動(dòng)性，不利于夾渣的上浮，降低鑄錠的表面質(zhì)量，甚至使?jié)沧⑦^(guò)程難于進(jìn)行。 采用圖6-17所示的澆注方式。既現(xiàn)實(shí)低溫澆注，又可加強(qiáng)金屬液流動(dòng)。金屬流進(jìn)錠模以前，先流經(jīng)一傾斜冷卻器。在金屬液的沖刷作下，由槽壁生成的大量晶粒，隨流而下一起進(jìn)入模中，使鑄晶粒細(xì)化。若振動(dòng)冷卻器，則細(xì)化效果可進(jìn)一步增強(qiáng)。 58596.2.2.2 錠模周期性振動(dòng) 振動(dòng)的主要作用在于使金屬液與模壁或凝殼之間產(chǎn)生周期性的相對(duì)運(yùn)動(dòng)，從而加速晶體加速晶體的游離的游離，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。 通常采用機(jī)械方法使錠模作周期性

24、的振動(dòng)。 此外，振動(dòng)還有加強(qiáng)金屬液充填枝晶間隙的補(bǔ)縮作用，從而提高鑄錠的致密性致密性。 （振動(dòng)的作用：1、相對(duì)運(yùn)動(dòng)，使晶體游離；2、產(chǎn)生更多的晶體，提高形核率。）60超聲波細(xì)化技術(shù)：(1)隨著超聲功率的增加，鋁合金鑄錠的密度值 開(kāi)始下降；當(dāng)功率達(dá)到75W時(shí)，密度降到最低 值；隨著超聲功率的繼續(xù)增加，合金鑄錠的 密度值逐漸呈現(xiàn)出增加的趨勢(shì)。(2)超聲波在金屬熔體內(nèi)產(chǎn)生的空化效應(yīng)可分為 亞空化效應(yīng)階段和發(fā)展一發(fā)達(dá)階段，只有在 發(fā)展-發(fā)達(dá)階段才具有良好的除氣效果。(3)隨著超聲波功率的增加，鑄錠細(xì)化率呈現(xiàn)急 劇增加的趨勢(shì)，當(dāng)增加到一定功率值后，鑄 錠細(xì)化率呈下降趨勢(shì)。616.2.2.3 攪拌 攪拌的

25、方法有機(jī)械攪拌和電磁場(chǎng)攪動(dòng)兩種，其作用和效果類(lèi)同于振動(dòng)。 為了獲得細(xì)小等軸晶，可周期性地改變攪拌主向或速度，以避免攪拌引起的強(qiáng)制對(duì)流，抑制鑄錠內(nèi)外層間的自然對(duì)流和溫度起伏而不利于枝晶的游離。 連鑄時(shí)把攪拌器放入結(jié)晶內(nèi)進(jìn)行攪拌，是細(xì)化晶粒效果較好的一種簡(jiǎn)便方法。 （但攪拌的同時(shí)，使液相成分均勻化程度提高，導(dǎo)致溶質(zhì)再分布及成分過(guò)冷現(xiàn)象加?。?26.2.3 變質(zhì)處理變質(zhì)處理 變質(zhì)處理是指向金屬液內(nèi)添加少量物質(zhì)，促進(jìn)金屬液生核或改變晶體生長(zhǎng)過(guò)程，使鑄態(tài)組織細(xì)化的一種方法，所添加的物質(zhì)稱(chēng)為變質(zhì)劑。 目前，有關(guān)變質(zhì)處理這一術(shù)語(yǔ)的稱(chēng)呼尚不統(tǒng)一，在鑄鐵中多稱(chēng)為孕育處理， 在有色合金中則稱(chēng)為變質(zhì)處理，在鋼鐵中二

26、者?；煊谩?63 變質(zhì)處理主要是為了細(xì)化基體相，并希望能改善脆性化合物、雜質(zhì)及夾渣等第二相的形態(tài)和分布狀況。 通過(guò)變質(zhì)處理，可改善合金的鑄造性能和加工性能，提高合金金的強(qiáng)度和塑性。因此，變質(zhì)處理是鑄錠和鑄件生產(chǎn)中廣泛使用的一種方法。 646.2.3.1 變質(zhì)機(jī)理 到目前為止，關(guān)于變質(zhì)機(jī)理有各種說(shuō)法，仍眾說(shuō)紛紜，尚無(wú)定論。 在此，根據(jù)變質(zhì)劑在金屬液中的存在形式，把變質(zhì)機(jī)理分為兩種：一是以不溶性質(zhì)點(diǎn)存在于金屬液中的非均質(zhì)晶核作用；二是溶質(zhì)的偏析及吸附作用。 65（1）變質(zhì)劑的非均質(zhì)晶核作用 作為非均質(zhì)晶核，要求變質(zhì)劑或其與基體金屬反應(yīng)產(chǎn)物BnMm與細(xì)化相有界面共格性，二者點(diǎn)陣錯(cuò)配度5%。 具有界面

27、共格性的兩相，晶體結(jié)構(gòu)可以相同，也可以不同，但要求二者相應(yīng)晶面上的原子排列方式相似，且原子間距相近或互成比例。 此外，要求變質(zhì)劑或其產(chǎn)物BnMm穩(wěn)定，熔點(diǎn)高，在金屬液液內(nèi)分布均勻，不易被污染。 另外BnMm能構(gòu)成先析相，并最好能與金屬液發(fā)生包晶反應(yīng)生成細(xì)化的包晶相。 66 根據(jù)上述要求，F(xiàn)e可以作為Cu的變質(zhì)劑。因?yàn)镕e和Cu都是面心立方金屬。點(diǎn)陣常數(shù)相近（cu=3.62A ， -Fe=3.65A），且Fe的熔點(diǎn)高于Cu，故可作為Cu的非均質(zhì)核心。 在保證導(dǎo)電性的條件下，紫銅鑄錠含有少量Fe，拉制的線(xiàn)材表面很光亮，其原因就在于Fe的變質(zhì)作用細(xì)化了鑄錠的晶粒。 6768（2）變質(zhì)劑的偏析和吸附作

28、用 在變質(zhì)劑完全熔解于金屬液且不發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成BnMm的情況下，變質(zhì)劑象熔質(zhì)一樣，在凝固過(guò)程中，由于偏析使固/液界面前沿液體的平衡液相線(xiàn)溫度降低，界面處成分過(guò)冷度 增加，致使界面上晶體的生長(zhǎng)受到抑制，枝晶根部出現(xiàn)縮頸而易于游離。 （溶質(zhì)再分布、成分過(guò)冷） 變質(zhì)劑的偏析與吸附細(xì)化晶粒的主要原因是：促進(jìn)晶體游離和晶核增殖；降低界面能，促進(jìn)生核；阻礙晶體生長(zhǎng)。 69 l996年美國(guó)研制出了新型晶粒細(xì)化劑： Al-Ti-C，已應(yīng)用在lXXX、2XXX、3XXX、5XXX、6XXX、7XXX系合金，我國(guó)已有相關(guān)研究。70 稀土具有一定細(xì)化作用，它能使鋁及鋁合金中的Fe、Si等雜質(zhì)形成高熔點(diǎn)的細(xì)小化合物

29、，起到異質(zhì)成核作用。稀土的加入既可以細(xì)化鋁及鋁合金的一次晶粒，也可以明顯的細(xì)化二次枝晶間隙。71 晶粒細(xì)化劑的種類(lèi)。不同的晶粒細(xì)化劑有不同的晶粒細(xì)化效果，比如AlTiB的細(xì)化效果比Al一Ti的好。 制取晶粒細(xì)化劑時(shí)Ti的加入方式。比如用K2TiF6方式加Ti制取的Al-Ti-B，其晶粒細(xì)化效果比用海綿Ti加入的好。 晶粒細(xì)化劑的添加時(shí)機(jī)。試驗(yàn)表明，晶粒細(xì) 化劑隨爐料一起入爐的細(xì)化效果比在向靜置爐導(dǎo)爐時(shí)加入的要差，在鑄造流口加入的細(xì)化效果最好。72復(fù)合變質(zhì)劑： 稀土元素加入對(duì)Al-Ti-B-RE 中間臺(tái)金TiAl相晶粒大小、形貌及分布影響顯著，增大鋁熔體與Ti、B之間的濕潤(rùn)角，有利于Ti、B元素

30、的吸收，提高細(xì)化效果。 還出現(xiàn)了Al-Ti-C-RE復(fù)合變質(zhì)劑。 （鋁合金用復(fù)合晶粒細(xì)化劑及其制備工藝專(zhuān)利申請(qǐng)?zhí)枺?21383618 公開(kāi)號(hào)：CN1485451） 73 Al-Ti-C系和Al-Ti-B-RE系中間合金是兩大發(fā)展方向。兩者都解決了Al-Ti-B中間合金的中毒現(xiàn)象，前者的細(xì)化效果和長(zhǎng)效性不及Al-Ti-B，而且制備工藝復(fù)雜，產(chǎn)業(yè)化存在很大問(wèn)題。后者的細(xì)化效果、長(zhǎng)效性均優(yōu)于Al-Ti-B，且制備工藝相對(duì)簡(jiǎn)單。細(xì)化機(jī)理的研究仍沒(méi)有達(dá)成統(tǒng)一的認(rèn)識(shí)，但已肯定了第二相TiC的作用以及TiBTiB2 2和和TiA1TiA13 3的協(xié)同作用，第二相的形態(tài)、尺寸、分布決定了其細(xì)化效果, Al-T

31、i-C 系及Al-Ti-B-RE的相互作用的熱力學(xué)原理、動(dòng)力學(xué)過(guò)程、細(xì)化機(jī)理還沒(méi)有得到系統(tǒng)的研究。74作業(yè)1、細(xì)晶強(qiáng)化的原理是什么？ 2、細(xì)化鑄錠組織的方法有哪些？3、試分析溶質(zhì)再分布、成分過(guò)冷對(duì)鑄錠組織的 影響。 （11h）75第七章第七章 鑄錠常見(jiàn)缺陷分析鑄錠常見(jiàn)缺陷分析 在有色金屬材料生產(chǎn)過(guò)程中，約有70%的廢品是與鑄錠缺陷有關(guān)。因此，如何識(shí)別和分析鑄錠中的缺陷及其原因，尋求防止或減少缺陷的方法，對(duì)提高鑄錠和加工產(chǎn)品的質(zhì)量，具有現(xiàn)實(shí)意義。 鑄錠中的缺陷有數(shù)十種。本章主要討論偏析、縮孔、裂紋、氣孔及非金屬夾雜物等常見(jiàn)缺陷的成因和防止方法。767.1 偏析 鑄錠中化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象稱(chēng)為偏析

32、。如表7-1，偏析分為顯微偏析和宏觀(guān)偏析兩類(lèi)。前者是指一個(gè)晶粒范圍內(nèi)的偏析，后者是指較大區(qū)域內(nèi)的偏析，故又稱(chēng)為區(qū)域（宏觀(guān)）偏析。77 偏析對(duì)鑄錠質(zhì)量影響很大。 枝晶偏析（成因？）一般通過(guò)加工和熱處理可以消除，但在枝晶臂間距較大時(shí)則不能消除，會(huì)給制品造成電化學(xué)性能不均勻。 晶界偏析（成因？）是低熔點(diǎn)物質(zhì)聚集于晶界，使鑄錠熱裂傾向增大，并使制品易發(fā)生晶界腐蝕。如高鎂鋁合金中的鈉脆，銅及銅合金中的鉍脆等，都是晶界偏析的結(jié)果。 宏觀(guān)偏析會(huì)使鑄錠及加工產(chǎn)品的組織和性能很不均勻，如鉛黃銅易發(fā)生鉛的重力偏析，降低合金的切削及耐磨性能。 在鑄錠生產(chǎn)中要盡量防止偏析。 787.1.1 顯微偏析 7.1.1.1

33、枝晶偏析 在生產(chǎn)條件下，由于鑄錠冷凝較快，固凝兩相中溶質(zhì)來(lái)不及擴(kuò)散，枝晶內(nèi)部先后結(jié)晶部分的成分不同，這就是枝晶偏析，或稱(chēng)為晶內(nèi)偏析。 （同一枝晶內(nèi)，枝晶核心和外部的成分偏析情況如何？） 有關(guān)內(nèi)容參見(jiàn)“溶質(zhì)再分布”部分。79807.1.1.2 晶界偏析 k1的合金凝固時(shí)，溶質(zhì)會(huì)不斷自固相向液相排出，導(dǎo)致最后凝固的晶界含有較多的溶質(zhì)和雜質(zhì)，即形成胞狀晶時(shí)，k1的溶質(zhì)也會(huì)在胞狀晶晶界偏聚，形成胞狀偏析，如圖7-3所示。 影響晶界偏析的因素同于枝晶偏析 ，但晶界偏析不能通過(guò)均勻化退火予以消除。 （與晶界擴(kuò)散路徑長(zhǎng)、缺乏擴(kuò)散路徑、向晶內(nèi)擴(kuò)散困難有關(guān)？）8182837.1.2 宏觀(guān)偏析 7.1.2.1 正

34、偏析與反偏析 正偏析是在順序凝固條件下，k1的合金，固/液界面處液相中的溶質(zhì)含量會(huì)越來(lái)越高，因此愈是后結(jié)晶的固相，溶質(zhì)含量也就愈高。 鑄錠斷面上此種成分不均現(xiàn)象稱(chēng)為正偏析。 因此，k1的合金鑄錠，表面和底部的溶質(zhì)低于合金的平均成分，中心和頭部的量高于合金的平均成分。 正偏析的結(jié)果，易使單相合金的鑄錠中部出現(xiàn)熔點(diǎn)共晶組織和聚集較多的雜質(zhì)。 8485 反偏析恰與正偏析相反。K1的合金鑄錠發(fā)生反偏析時(shí)，鑄錠表面的溶質(zhì)高于合金的平均成分，中心的溶質(zhì)低于合金的平均成分。圖7-4為Al-Cu合金鑄錠斷面上Cu的分布曲線(xiàn)。由該圖可知，Al-Cu合金易發(fā)生Cu的反偏析。 8687 關(guān)于反偏析的形成過(guò)程，迄今尚

35、無(wú)令人滿(mǎn)意的解釋。 一般認(rèn)為，結(jié)晶溫度范圍寬且k1的合金，在凝固過(guò)程中形成粗大樹(shù)枝晶時(shí)，枝晶間的毛細(xì)通道向外移動(dòng)，到達(dá)鑄錠表層，冷凝后形成反偏析；并有可能在鑄錠與模壁間形成氣隙后，鑄錠表面溫度升高時(shí)，突破凝殼表面形成反偏析瘤。（與毛細(xì)作用有關(guān)，牽強(qiáng)？） 反偏形成過(guò)程機(jī)理仍有待進(jìn)一步研究。887.1.2.2帶狀偏析 帶狀偏析出現(xiàn)在定向凝固的鑄錠中，其特征是偏析帶平行于固/液界面，并沿著凝固方向周期性地出現(xiàn)。 89 在界面上偏析較小的地方，晶體將優(yōu)先生長(zhǎng)并突破偏析層，長(zhǎng)出分枝，富溶質(zhì)的液體被封閉在枝晶間，當(dāng)枝晶斷續(xù)生長(zhǎng)并與相鄰村枝晶連接一起時(shí)，形成宏觀(guān)的平偏析界面。 90 顯然，帶狀偏析的形成與固

36、/液界面溶質(zhì)偏析引起的成分過(guò)冷有關(guān)。 加強(qiáng)固/液界面前沿的對(duì)流、細(xì)化晶粒、降低易于偏析的溶質(zhì)量，則可減少帶狀偏析。 對(duì)于希望通過(guò)定向凝固以得到柱狀晶組織的鑄錠或鑄件來(lái)說(shuō)，應(yīng)主要采用降低凝固速度和提高溫度梯度等措施來(lái)防止或減少帶狀偏析。917.1.2.3 重力偏析 互不相容的兩液相或固液兩相的比重不同而產(chǎn)生的偏析，稱(chēng)為重力偏析。 Cu-Pb和Sn-Sb常發(fā)生重力偏析。 Cu-Pb的合金在液態(tài)就易產(chǎn)生偏析，凝固后鑄錠上部富Cu，下部富Pb，使合金的熱加工性能、切削及耐磨性能降低。 （解決重力偏析的方法？） 927.1.3 防止偏析的主要途徑 各類(lèi)偏析大都是凝固過(guò)程中溶質(zhì)再分布的必然結(jié)果。因此，一切

37、能使成分均勻化和晶粒細(xì)化的方法，均有利防止或減少偏析。 基本措施有：增大冷卻強(qiáng)度、攪拌、變質(zhì)處理，采用短結(jié)晶器，降低澆溫，加強(qiáng)二次水冷，使液穴淺平等。 （GL/R、對(duì)流） 937.2 縮孔與縮松 在鑄錠中部、頭部、晶界及枝晶間等地方，常常有一些宏觀(guān)和顯微的收縮孔洞，通稱(chēng)為縮孔。 體積大而集中稱(chēng)為集中縮孔，細(xì)小而分散的縮孔稱(chēng)為縮松，其中出現(xiàn)在晶界或枝晶間的縮松又稱(chēng)為顯微縮松。 縮孔和縮松的形狀不規(guī)則，表面不光滑，故易與較圓滑的氣孔相區(qū)別（為什么？） 。 鑄錠中有些縮孔常為析出的氣體所充填，孔壁表面變得較平滑，此時(shí)既是縮孔也是氣孔。94 任何形態(tài)的縮孔或縮松都會(huì)減少鑄錠的有效受力面積，并在縮孔和縮

38、松處產(chǎn)生應(yīng)力集中，因而顯著降低鑄錠的機(jī)械性能，加工時(shí)縮松一般可以壓合，但如果縮松表面氧化或其中有非金屬夾雜存在，則不能壓合，只能破碎或延伸，甚至造成鑄錠軋裂或分層，在退火過(guò)程中出現(xiàn)起皮起泡等缺陷，降低成本材率和產(chǎn)品的表面質(zhì)量。 （當(dāng)金屬中的孔洞數(shù)量和尺寸可以控制時(shí)，多孔金屬材料，-）9596 產(chǎn)生縮孔和縮松的最直接原因，是金屬液凝固時(shí)發(fā)生的凝固體收縮。 純金屬和共晶合金的凝固收縮只是相變引起的，故與溫度無(wú)關(guān)。（等溫相變收縮）（等溫相變收縮） 具有一定結(jié)晶溫度范圍的合金，凝固體收縮是相變和溫度變化引起的，故與結(jié)晶溫度范圍有關(guān)，因而與成分有關(guān)。（變溫相變收縮）（變溫相變收縮） 縮松的產(chǎn)生還與熔體含

39、氣量有關(guān)。 收縮是產(chǎn)生縮孔、縮松、應(yīng)力、熱裂、冷裂和變形等缺陷的基本原因，是金屬的一個(gè)十分重要的鑄造特性。（體積或密度變化，與結(jié)構(gòu)和溫度的影響有關(guān)，結(jié)構(gòu)-，溫度-） 977.2.2 縮孔與縮松的形成 集中縮孔集中縮孔是鑄錠順序凝固條件下，由金屬的體收縮（相變收縮和溫度收縮的統(tǒng)稱(chēng)）引起的。因液態(tài)金屬凝固體收縮造成的孔洞得不到金屬液的補(bǔ)充而產(chǎn)生，多出現(xiàn)在鑄錠的中部和頭部。 98 形成縮松的原因同于縮孔，但形成的條件有所不同。同時(shí)凝固同時(shí)凝固條件下，最后凝固的地方因收縮造成的孔洞得不到金屬的補(bǔ)縮而產(chǎn)生?？s松分布面廣，鑄錠中軸線(xiàn)附近尤為嚴(yán)重。 997.2.3 影響縮孔及縮松的因素 7.2.3.1 金屬

40、性質(zhì) 金屬的體收縮率（相變收縮率、液態(tài)及固態(tài)金屬在液-固兩相區(qū)隨溫度變化的收縮率，是金屬本性）越大，則縮孔的體積越大； 合金的結(jié)晶溫度范圍愈小，則凝固區(qū)愈窄，鑄錠形成集中縮孔的傾向愈大；反之，結(jié)晶溫度范圍大，則凝固區(qū)寬，等軸晶發(fā)達(dá)，補(bǔ)縮困難，形成縮松的傾向大。 100 吸氣性強(qiáng)，則鑄錠中產(chǎn)生縮松的傾向也較大。因?yàn)樵谀踢^(guò)程中析出的氣體經(jīng)擴(kuò)散而轉(zhuǎn)入晶界或枝晶間殘余液體中，造成局部地方氣體過(guò)飽和并形成氣泡，使局部地方氣壓增大，阻礙金屬液的流動(dòng)和補(bǔ)縮，故有利于縮松的形成。 （吸氣性對(duì)縮松的促進(jìn)作用） 氧化渣也會(huì)阻礙金屬液的流動(dòng)和補(bǔ)縮，故同樣促進(jìn)縮松的形成。 （氣體、固相顆粒對(duì)液態(tài)金屬粘度及流動(dòng)性粘度

41、及流動(dòng)性的影響）1011027.2.3.2 工藝及鑄錠結(jié)構(gòu) 凡是提高鑄錠斷面溫度梯度的措施，如鐵模鑄錠時(shí)，提高澆溫和澆速，均有利于縮孔的形成；反之，降低澆溫和澆速，提高模溫，則有利于縮松的形成。（GL-成分過(guò)冷-組織-縮孔和縮松） 連鑄時(shí)冷卻強(qiáng)度大，但由于澆鑄與凝固同時(shí)進(jìn)行，能不斷補(bǔ)縮，因而不產(chǎn)生縮孔，縮松一般也較少。 對(duì)于大型鑄錠，其中部熱量的散失主要由凝殼的導(dǎo)熱能力決定，冷凝較緩慢，導(dǎo)致中部凝固區(qū)變寬并進(jìn)行同時(shí)凝固，所以連鑄時(shí)也易于形成縮松。鑄錠尺寸越大，形成縮松的傾向也越大。1037.2.4 防止縮孔及縮松的途徑 在保證鑄錠自下而上順序凝固的條件下，盡可能使縮松轉(zhuǎn)化為鑄錠頭部的縮孔，然后

42、通過(guò)人工補(bǔ)縮來(lái)消除。 （12h）1047.3 裂紋裂紋 大多數(shù)成分復(fù)雜或雜質(zhì)含量較高、或有少量非平衡共晶的合金，尤其是大型鑄錠，都有較大的裂紋傾向。 在凝固過(guò)程中產(chǎn)生的裂紋稱(chēng)為在凝固過(guò)程中產(chǎn)生的裂紋稱(chēng)為熱裂紋熱裂紋，凝凝固后冷卻過(guò)程中產(chǎn)生的裂紋稱(chēng)為固后冷卻過(guò)程中產(chǎn)生的裂紋稱(chēng)為冷裂紋冷裂紋。 熱裂紋多沿晶界擴(kuò)展，曲折而不規(guī)則，常出現(xiàn)分枝，表面略呈氧化色。（晶界弱） 冷裂紋常為穿晶裂紋，多呈直線(xiàn)擴(kuò)展且較規(guī)則，裂紋表面較光潔。 鑄錠中有些裂紋既具有熱裂紋特征又具有冷裂紋特征，這是鑄錠先熱裂而后發(fā)展成冷裂所致。 105 根據(jù)裂紋形狀和在鑄錠中的位置，裂紋又可分為許多種，如熱裂紋可分為表面裂紋、皮下裂紋

43、、晶間微裂紋、中心裂紋、環(huán)狀裂紋、放射狀裂紋等；冷裂紋可分為頂裂紋、底裂紋，側(cè)裂紋、縱向表面裂紋等。 裂紋是鑄錠或加工制品成為廢品的重要原因。由鑄錠遺傳下來(lái)的微裂紋，常常還是制品早期失效的根源之一，在使用中可能造成嚴(yán)重事故。 產(chǎn)生裂紋最直接的原因是鑄造應(yīng)力。1067.3.1 鑄造應(yīng)力的形成 鑄錠在凝固和冷卻過(guò)程中，由于收縮受到阻礙而產(chǎn)生的應(yīng)力統(tǒng)稱(chēng)為鑄造應(yīng)力，按其形成的原因，可分為熱應(yīng)力、相變應(yīng)力和機(jī)械應(yīng)力。 （收縮的不同步、不同時(shí)性產(chǎn)生的應(yīng)力） 107 熱應(yīng)力是鑄錠凝固過(guò)程中溫度場(chǎng)（變化）引起的： 凝固開(kāi)始時(shí)，鑄錠外部冷得快，溫度低，收縮量大；內(nèi)部溫度高，冷得慢，收縮量小。由于收縮量和收縮速率

44、不同，鑄錠內(nèi)外層之間，便會(huì)互相阻礙收縮而產(chǎn)生應(yīng)力。溫度高收縮量小的內(nèi)層會(huì)阻礙溫度低收縮量大的外層收縮，使收縮量大的外層受拉應(yīng)力（+），收縮量小的內(nèi)層則受壓應(yīng)力（-）。 在整個(gè)凝固過(guò)程中，熱應(yīng)力的大小和分布將隨鑄錠斷面的溫度梯度而變化。108 （a）開(kāi)始時(shí)， （b）t1時(shí)，（c）t2時(shí) （溫度變化大、收縮快的部分總是受拉應(yīng)力（溫度變化大、收縮快的部分總是受拉應(yīng)力+）109 熱應(yīng)力大小一般可用下式來(lái)表示： 熱=EL= EL(T1-T2) 式中:E為彈性模量；（Tl-T2）為鑄錠斷面兩點(diǎn)間溫度差；L為線(xiàn)收縮系數(shù)。 金屬的彈性模量和線(xiàn)收縮（膨脹）系數(shù)大，則鑄錠中熱大；金屬的導(dǎo)熱性差，鑄錠斷面的溫度梯度

45、大，則熱大。 110 相變應(yīng)力： 具有固態(tài)相變的合金，在冷凝過(guò)程中鑄錠各部分由于散熱條件的不同，達(dá)到相變溫度的時(shí)間也不同，各部分相變的程度、新舊相比容的不同，引起鑄錠不均勻收縮而產(chǎn)生的應(yīng)力稱(chēng)為相變應(yīng)力。 機(jī)械應(yīng)力： 因金屬粘附于模壁或結(jié)晶器變形、內(nèi)表面粗糙、潤(rùn)滑不良等使鑄錠發(fā)生懸掛，由此引起鑄錠收縮受阻而產(chǎn)生的應(yīng)力稱(chēng)為機(jī)械應(yīng)力。 111 當(dāng)上述各種應(yīng)力相反時(shí)，可使鑄錠中應(yīng)力相互抵消或減小。 當(dāng)上述三種應(yīng)力同時(shí)存在于同一區(qū)域并且都為拉或壓應(yīng)力時(shí)，則破壞作用更大。1127.3.2 熱裂形成機(jī)理及影響因素 7.3.2.1熱裂形成機(jī)理 熱裂是在線(xiàn)收縮開(kāi)始溫度至非平衡固相線(xiàn)溫度范圍內(nèi)形成的。 熱裂形成機(jī)

46、理主要有液膜理論、強(qiáng)度理論及裂紋形成功理論。 （機(jī)理、過(guò)程） 113 液膜理論:鑄錠的熱裂與凝固末期晶間殘留的液膜性質(zhì)及厚度有關(guān)。若鑄錠收縮受阻(受拉應(yīng)力作用)，液膜在拉應(yīng)力作用下被拉伸，當(dāng)拉應(yīng)力或伸量足夠大時(shí)，液膜就會(huì)破裂，形成晶間熱裂紋。114 這種熱裂的形成取決于許多因素，其中液膜的表面張力和厚度影響較大。 當(dāng)作用力垂直于液膜時(shí)，將液膜拉斷所需拉力P為: P=2F/b 式中為液膜表面張力；F為晶體與液膜的接觸面積；b為液膜厚度。 液膜厚度取決于晶粒的大小。晶粒細(xì)化，晶粒表面積增大，單位晶粒表面積間的液體減少，因而液膜厚度變薄，鑄錠的抗熱裂能力增強(qiáng)。（晶粒細(xì)化與熱裂的關(guān)系）115 強(qiáng)度理論

47、認(rèn)為，合金在線(xiàn)收縮開(kāi)始溫度至非平衡固相點(diǎn)間的有效結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，強(qiáng)度和塑性極低（為什么？是否與兩相區(qū)金屬的流變性有關(guān)？），故在鑄造應(yīng)力作用下易于熱裂。 通常，有效結(jié)晶溫度范圍愈寬，鑄有效結(jié)晶溫度范圍愈寬，鑄錠在此溫度下保溫時(shí)間愈長(zhǎng)錠在此溫度下保溫時(shí)間愈長(zhǎng)，熱裂愈易形成。 116 裂紋形成功理論認(rèn)為，熱裂通常要經(jīng)歷裂紋的形核和擴(kuò)展兩個(gè)階段。裂紋形核多發(fā)生在晶界上液相匯集處。若偏聚于晶界的低熔點(diǎn)元素或化合物對(duì)基體金屬潤(rùn)濕性好，則裂紋形成功小，裂紋易形核，鑄錠熱裂傾向大。 例如，Bi的熔點(diǎn)低(271），幾乎不溶于Cu，與Cu晶粒的接觸角幾乎為零，潤(rùn)濕非常好，可連續(xù)地沿晶界分布，故Cu中有Bi時(shí)，裂紋

48、形成功小，鑄錠的熱裂傾向大。因此，紫銅中Bi含量一般不允許超過(guò)0.002。 117 必須指出，并非收縮一受阻，鑄錠就會(huì)產(chǎn)生熱應(yīng)力，就會(huì)熱裂。如果金屬在有效結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，具有一定的塑性，則可通過(guò)已凝固金屬的塑性變形使應(yīng)力松弛而不熱裂。 例如，鋁合金的延伸率只要大于0.3，鑄錠就不易熱裂。 1187.3.2.2影響熱裂的因素 影響鑄錠熱裂的因素很多，其中主要有金屬性質(zhì)、澆注工藝及鑄錠結(jié)構(gòu)等。 合金的有效結(jié)晶溫度范圍寬，線(xiàn)收縮率大，則合金的熱裂傾向也大。 （有效結(jié)晶溫度范圍寬，凝固區(qū)寬、強(qiáng)度低、易形成液膜）119 有效結(jié)晶溫度范圍與合金成分有關(guān)，故合金的熱裂傾向也與成分有關(guān)。 （純金屬和共晶合金的

49、熱裂傾向最?。?20 大多數(shù)鋁合金都有一個(gè)與成分相對(duì)應(yīng)的脆性區(qū)如LY11的脆性區(qū)在0.1-0.3%Si內(nèi)，而LY12在0.4-0.6%Si內(nèi)。 在脆性區(qū)溫度范圍內(nèi)，合金處于固液狀態(tài)，強(qiáng)度和塑性都較低，所以熱裂傾向也大。 通過(guò)適當(dāng)調(diào)整成分和工藝，可提高合金在脆性區(qū)溫度范圍內(nèi)的強(qiáng)度和塑性，提高其抗裂能力，使鑄錠不產(chǎn)生熱裂。121 脆性區(qū)溫度范圍還與澆注工藝有關(guān)。 澆溫高，往往提高脆性區(qū)上限溫度。 提高冷卻速度，由于非平衡凝固會(huì)改變共晶成分和降低共晶溫度，因而降低脆性區(qū)下限溫度（見(jiàn)圖7-13）。 所以，澆溫澆速過(guò)高、冷速過(guò)快會(huì)增大鑄錠的熱裂傾向。 122 鑄錠結(jié)構(gòu)不同，鑄錠中熱應(yīng)力分布狀況也不同，故

50、鑄錠的結(jié)構(gòu)必然對(duì)熱裂的形成產(chǎn)生影響。 大錠比小錠易熱裂； 圓錠多中心裂紋、環(huán)狀和放射狀裂紋； 扁錠最易產(chǎn)生側(cè)裂紋、底裂紋和澆口裂紋，扁錠的熱裂還與錠厚及其寬厚比有關(guān)，隨錠厚增大，熱裂傾向增大。 （與鑄錠結(jié)構(gòu)、形狀、尺寸對(duì)應(yīng)力分布的影響有關(guān)） 1237.3.3 冷裂的形成及影響因素 冷裂一般是指從鑄錠完全凝固的溫度冷卻到溫度較低的彈性狀態(tài)這一段時(shí)間內(nèi)，因鑄錠內(nèi)外溫差大、鑄造應(yīng)力超過(guò)合金的強(qiáng)度極限而產(chǎn)生的裂紋，并且往往是由熱裂紋擴(kuò)展而成的。 124 鑄錠是否產(chǎn)生冷裂，主要取決于合金的導(dǎo)熱性和塑性。 （如何衡量材料的導(dǎo)熱性和塑性？） 如高強(qiáng)度鋁合金鑄錠在室溫下的延伸率若高于1.5，便不產(chǎn)生冷裂。 而

51、合金的導(dǎo)熱性和塑性與成分有關(guān)，所以合金成分對(duì)冷裂的形成影響很大。 （合金的導(dǎo)熱性和塑性與成分的關(guān)系如何？） 非金屬夾雜物、易粒粗大也會(huì)促進(jìn)冷裂。 熱裂紋的尖端是應(yīng)力集中處，在鑄錠凝固后的冷卻過(guò)程中，熱應(yīng)力足夠大時(shí)，會(huì)促使熱裂紋擴(kuò)展成冷裂紋。 1257.3.4 防止裂紋的途徑 一切能提高合金在凝固區(qū)或脆性區(qū)的塑性和強(qiáng)度，減少非平衡共晶或改善其分布狀況，細(xì)化晶粒，降低溫度梯度等因素，皆有利于防止鑄錠熱裂和冷裂。 （如何從溶質(zhì)再分布的角度來(lái)減少非平衡共晶組織的數(shù)量？ 細(xì)化晶體、組織為什么能夠減小裂紋傾向？） 1267.3.4.1合理控制成分 連續(xù)鑄錠中存在的多數(shù)裂紋，特別是高合金化或多元合金鑄錠中的

52、裂紋，往往既是熱裂紋又是冷裂紋。 實(shí)踐證明，控制合金成分及雜質(zhì)含量是解決大型鑄錠產(chǎn)生裂紋問(wèn)題的有效方法之一 。 如工業(yè)純鋁中含Si量大于Fe時(shí)，會(huì)因生成熔點(diǎn)為574.5的 (Al) +Si+(AlFeSi)三元共晶分布于晶界而易熱裂，但當(dāng)Si Fe時(shí)，因在629產(chǎn)生包晶反應(yīng)FeA13+L= (Al)+(AlFeSi) 而完成凝固，提高了脆性區(qū)的下限溫度，縮小了脆性區(qū)溫度范圍，故不產(chǎn)生熱裂。 （對(duì)脆性區(qū)的影響）127 一些鋁合金宜控制的Fe，Si含量列于表7-3。 （使SiFe) 1287.3.4.2選擇合適的工藝措施 采用低澆溫、低澆速、低金屬液面水平、均勻供流及冷卻等措施，均有利于防止產(chǎn)生通

53、心裂紋（冷裂紋）。 用短結(jié)晶器或低金屬水平、低澆速、均勻冷卻的方法，可防止環(huán)狀裂紋。 等等。 129 7.3.4.3 變質(zhì)處理變質(zhì)處理 在合金成分及雜質(zhì)量不便調(diào)整時(shí)，可加適量變質(zhì)劑進(jìn)行變質(zhì)處理，細(xì)化組織，均勻化成分分布，以減少低熔點(diǎn)共晶量并改善其分布狀況。 細(xì)化晶粒，也能降低鑄錠產(chǎn)生裂紋的傾向。 （13h）1307.4 氣孔氣孔 氣孔一般是圓形的，表面較光滑，據(jù)此可與縮孔及縮松相區(qū)別。 加工時(shí)氣孔可被壓縮，但難以壓合（高壓及氣孔表面的氧化所致） ，常常在熱加工和熱處理過(guò)程中產(chǎn)生起皮起泡現(xiàn)象。 是鋁及其合金最常見(jiàn)的缺陷之一。 131 根據(jù)氣孔在鑄錠中出現(xiàn)的位置，可將其分為表面氣孔、皮下氣孔和內(nèi)部

54、氣孔三類(lèi)： 132 7.4.1 析出型氣孔 溶解于金屬液中的氣體，其溶解度：（1）一般隨溫度降低而減小；（2）在液相中的溶解度大于固相。因而會(huì)逐漸析出來(lái)。（溫度析出和相變析出） 析出的氣體或是通過(guò)擴(kuò)散達(dá)到金屬液表面而逸出，或是形成氣泡后上浮而逸出。（兩種方式） 但由于液面有氧化膜的阻礙，氣體自金屬液內(nèi)部擴(kuò)散逸出的數(shù)量極為有限，固多以氣泡的形式上浮逸出。 在凝固速度大或有枝晶阻攔時(shí)，形成的氣泡來(lái)不及上浮逸出，便留在鑄錠內(nèi)成為氣孔。133 同液態(tài)金屬結(jié)晶（晶體的形成）一樣，氣泡的形成也經(jīng)歷形核和長(zhǎng)大過(guò)程，但氣泡形成不僅與溫度和濃度有關(guān)，而且與壓力有著更為密切的關(guān)系。 只有析出氣體的壓力P大于外部總壓力時(shí)，才有可能形成氣泡，即： PP外=P0+g h + 2 /r 式中，P為氣體壓力，P0為大氣壓，h為氣泡至液穴表面的高度；為金屬液密度；g為重力加速度；為金屬液表面張力；r為氣泡半徑。（氣體壓力從何而來(lái)？）134 若PP外，則不會(huì)析出氣泡，氣體將呈固溶狀態(tài)存在于鑄錠中，若r 0，(2