_二元合金的凝固理論

1、7.4 7.4 二元合金的凝固理論二元合金的凝固理論 液態(tài)金屬凝固過程除遵循金屬結(jié)晶的一般規(guī)律液態(tài)金屬凝固過程除遵循金屬結(jié)晶的一般規(guī)律外，由于二元合金中第二組元的加入溶質(zhì)原子要在外，由于二元合金中第二組元的加入溶質(zhì)原子要在溶液中發(fā)生重新分布，這對合金方式和晶體的生長溶液中發(fā)生重新分布，這對合金方式和晶體的生長形態(tài)產(chǎn)生很大的影響，會引起微觀偏析或宏觀偏析。形態(tài)產(chǎn)生很大的影響，會引起微觀偏析或宏觀偏析。 是指一個晶粒內(nèi)部的成分不均勻現(xiàn)象。是指一個晶粒內(nèi)部的成分不均勻現(xiàn)象。 是指沿一定方向結(jié)晶過程中，在一個是指沿一定方向結(jié)晶過程中，在一個區(qū)域范圍內(nèi)，由于結(jié)晶先后不同而出現(xiàn)的成分差異。區(qū)域范圍內(nèi)，由于

2、結(jié)晶先后不同而出現(xiàn)的成分差異。 固溶體的凝固理論固溶體的凝固理論 共晶凝固理論共晶凝固理論 合金鑄錠合金鑄錠( (件件) )的組織與缺陷的組織與缺陷 1. 1.正常凝固正常凝固 2. 2.區(qū)域熔煉區(qū)域熔煉 3. 3.有效分配系數(shù)有效分配系數(shù)keke 4.4.合金凝固中的成分過冷合金凝固中的成分過冷 （equilibrium solidification）：）：在凝固過程中固相在凝固過程中固相和液相始終保持平衡成分，即冷卻時固相和液相的整體成分分和液相始終保持平衡成分，即冷卻時固相和液相的整體成分分別沿著固相線和液相線變化。別沿著固相線和液相線變化。 ：從液固界面輸出溶質(zhì)速度等于溶質(zhì)從邊界層擴：

3、從液固界面輸出溶質(zhì)速度等于溶質(zhì)從邊界層擴散出去速度的凝固過程。散出去速度的凝固過程。(equilibrium distribution coefficient):k0表。表。為液固兩平衡相中溶質(zhì)濃度之比為液固兩平衡相中溶質(zhì)濃度之比) )，即：，即： k k0 0= W= Ws s/ /W Wl l（nonequilibriumnonequilibrium solidification solidification） 在非平衡條件下，已凝固的固相成分隨凝固先后變在非平衡條件下，已凝固的固相成分隨凝固先后變化。即隨凝固距離化。即隨凝固距離x x而變化。而變化。示意圖。示意圖。 通過通過推導固溶體非

4、平衡凝固條件推導固溶體非平衡凝固條件s s隨凝固距離隨凝固距離變化的方程。變化的方程。 液相濃度和固相濃度隨凝固距離變化規(guī)律：液相濃度和固相濃度隨凝固距離變化規(guī)律： 上式為上式為，經(jīng)正，經(jīng)正常凝固后溶質(zhì)濃度的分布。常凝固后溶質(zhì)濃度的分布。 溶質(zhì)濃度由錠表面向中心逐溶質(zhì)濃度由錠表面向中心逐漸增加的不均勻分布稱為漸增加的不均勻分布稱為。它是宏觀偏析的一種。它是宏觀偏析的一種。 如果合金通過由試樣一端向一端另局部熔化如果合金通過由試樣一端向一端另局部熔化（定向），經(jīng)過區(qū)域熔煉的固溶體合金，其溶質(zhì)濃（定向），經(jīng)過區(qū)域熔煉的固溶體合金，其溶質(zhì)濃度隨距離的變化與正常凝固有所不同的，按上述五度隨距離的變化與

5、正常凝固有所不同的，按上述五個假設(shè)條件推導其一次區(qū)域熔煉后濃度變化為：個假設(shè)條件推導其一次區(qū)域熔煉后濃度變化為： 該式是該式是，表示經(jīng)一次區(qū)域熔煉后隨，表示經(jīng)一次區(qū)域熔煉后隨凝固距離變化的固溶體質(zhì)量濃度。凝固距離變化的固溶體質(zhì)量濃度。 多次區(qū)域熔煉提純示意圖多次區(qū)域熔煉提純示意圖 當當k k0 011時，凝固前端部分的溶質(zhì)濃度不斷降低，后端部分不時，凝固前端部分的溶質(zhì)濃度不斷降低，后端部分不斷地富集，這使固溶體經(jīng)區(qū)域熔煉后的前端部分因溶質(zhì)減少斷地富集，這使固溶體經(jīng)區(qū)域熔煉后的前端部分因溶質(zhì)減少而 得 到 提 純 ， 因 此區(qū)域熔煉 又 稱 為而 得 到 提 純 ， 因 此區(qū)域熔煉 又 稱 為（

6、 z o n e z o n e refiningrefining）。 區(qū)域提純是應(yīng)用固溶體理論的一個突出成就。區(qū)域提純區(qū)域提純是應(yīng)用固溶體理論的一個突出成就。區(qū)域提純已廣泛應(yīng)用于提純許多已廣泛應(yīng)用于提純許多、金屬、有機和無機化合、金屬、有機和無機化合物等。物等。如如鍺鍺 采用表征液體混合程度的采用表征液體混合程度的k ke e（effective coefficienteffective coefficient） k ke e定義：定義：K Ke e= (= (S S) )i i/ /(L L) )B B 經(jīng)過一系列的假定與推導得經(jīng)過一系列的假定與推導得keke： 該式說明該式說明k ke

7、e是是k k0 0和無量綱和無量綱R R/D/D參數(shù)的函數(shù)。參數(shù)的函數(shù)。 R R/D/D增大時增大時k ke e由由k k0 0增大致增大致1 1，則，則液體混合程度的三液體混合程度的三種情況。種情況。 (1)(1)當當時（凝固速度很大時（凝固速度很大無無對流、擴散僅靠原子擴散混對流、擴散僅靠原子擴散混合）合）RR/D/D，K Ke e1 1 這屬這屬 于于 從上式可以分析液體混合程度的從上式可以分析液體混合程度的三種情況三種情況： (2)(2)當當（凝固速度無限（凝固速度無限緩慢充分對流擴散）屬于緩慢充分對流擴散）屬于，R/D0,0R/D0,0，KeKKeK0 0 (3)R(3)R介于二者之

8、間時介于二者之間時0 0，K0K0KeKel l，居于部分混合狀態(tài)。，居于部分混合狀態(tài)。直線直線(a)(a)為平衡凝固為平衡凝固曲線曲線(b)(b)為完全混合偏析嚴重為完全混合偏析嚴重曲線曲線(c)(c)完全無混合偏析較輕完全無混合偏析較輕曲線曲線(d)(d)部分混合界于二者之間結(jié)論：部分混合界于二者之間結(jié)論： 液相混合越充分，鑄錠凝固后溶質(zhì)分布越不均勻，區(qū)域偏析越液相混合越充分，鑄錠凝固后溶質(zhì)分布越不均勻，區(qū)域偏析越嚴重。嚴重。 利用定向凝固進行提純材料，液相混合越充分，提純效果越好。利用定向凝固進行提純材料，液相混合越充分，提純效果越好。 純金屬凝固時，純金屬凝固時，TmTm不變，當不變，

9、當T TTmTm時引起過冷，液體的時引起過冷，液體的過冷度完全取決于實際溫度分布，這種過冷稱為過冷度完全取決于實際溫度分布，這種過冷稱為。 在合金凝固時，由于液相中溶質(zhì)分布發(fā)生變化而改變在合金凝固時，由于液相中溶質(zhì)分布發(fā)生變化而改變了凝固溫度，這可由相圖中的液相線來確定，因此，將界了凝固溫度，這可由相圖中的液相線來確定，因此，將界面前沿液體中的實際溫度低于溶質(zhì)分布所決定的凝固溫度面前沿液體中的實際溫度低于溶質(zhì)分布所決定的凝固溫度時產(chǎn)生的過冷，稱為時產(chǎn)生的過冷，稱為（constitutional constitutional supercoolingsupercooling）。）。 成分過冷能否

10、產(chǎn)生及程度取決于液固界面前沿液體中成分過冷能否產(chǎn)生及程度取決于液固界面前沿液體中的溶質(zhì)濃度分布和實際溫度分布這兩個因素。的溶質(zhì)濃度分布和實際溫度分布這兩個因素。 下圖下圖(a)(a)二元相圖的一角及所選合金成分二元相圖的一角及所選合金成分W Wo o；(b)(b)液固界面液固界面前沿液體的實際溫度；前沿液體的實際溫度；(c)(c)液體中完全不混溶時液固界面前沿液體中完全不混溶時液固界面前沿溶質(zhì)濃度的分布；溶質(zhì)濃度的分布；(d)(d)凝固溫度變化曲線；凝固溫度變化曲線； (e) (b)(e) (b)和和(d)(d)疊加得到疊加得到成分過冷區(qū)（陰影部分）。成分過冷區(qū)（陰影部分）。導出實際溫度導出實

11、際溫度T T： 只有當只有當 TTTTL L時才能時才能產(chǎn)生成分過冷產(chǎn)生成分過冷 通過成分過冷產(chǎn)生的臨界條件（通過成分過冷產(chǎn)生的臨界條件（ 7.32 7.32式及式及7.347.34式）及式）及數(shù)學推導，導出：數(shù)學推導，導出： 因此，成分過冷產(chǎn)生的條件：因此，成分過冷產(chǎn)生的條件： 否則，不產(chǎn)生成分過冷否則，不產(chǎn)生成分過冷可分為兩大類：可分為兩大類： 1 1、外界條件控制的參數(shù)、外界條件控制的參數(shù)G G和和R R。溫度梯度溫度梯度G G越小，凝固越小，凝固速度速度R R越快，則使成分過冷傾向增大越快，則使成分過冷傾向增大 2 2、反映合金性質(zhì)的參數(shù)、反映合金性質(zhì)的參數(shù)m m和和k k0 0。液相

12、線越陡，合金含溶液相線越陡，合金含溶質(zhì)濃度質(zhì)濃度W W0 0越高，液體中擴散系數(shù)越小，越高，液體中擴散系數(shù)越小，K K0 0l l時時K K0 0值越小或值越小或K K0 01 1時時K K0 0值越大，都會促使成分過冷傾向增大。值越大，都會促使成分過冷傾向增大。 當當GGGGR R時，無成分過時，無成分過冷，固溶體凝固與純金屬相冷，固溶體凝固與純金屬相同，同，S/LS/L界面垂直長大界面垂直長大平平面狀；面狀； 當當GGGGR R時時, ,成份過冷較成份過冷較大，晶體呈樹枝狀長大大，晶體呈樹枝狀長大-樹樹枝晶；枝晶； 當當G G稍稍G0T0； 能量條件：能量起伏；能量條件：能量起伏； 結(jié)構(gòu)條

13、件：結(jié)構(gòu)起伏。結(jié)構(gòu)條件：結(jié)構(gòu)起伏。 常見常見：層片：層片狀、棒狀（纖維狀或條狀、棒狀（纖維狀或條狀）、球狀（短桿狀）、狀）、球狀（短桿狀）、針狀、螺旋狀。針狀、螺旋狀。 當兩個固相都是金屬性較當兩個固相都是金屬性較強相時，共晶體一般生長成層強相時，共晶體一般生長成層片狀。當兩相的相對數(shù)量比相片狀。當兩相的相對數(shù)量比相差懸殊時，在界面能的作用下，差懸殊時，在界面能的作用下，數(shù)量較小的相將收縮為條、棒數(shù)量較小的相將收縮為條、棒狀，更少時為纖維狀，甚至為狀，更少時為纖維狀，甚至為點點( (球球) )狀。狀。 當有一相或兩相都具有較強的非金屬性時，它們表現(xiàn)出較強當有一相或兩相都具有較強的非金屬性時，它

14、們表現(xiàn)出較強的各向異性，不同方向的生長速度不同，并且有特定的角度關(guān)系，的各向異性，不同方向的生長速度不同，并且有特定的角度關(guān)系，同時生長過程要求的動態(tài)過冷度也有差異，往往有一個相在生長同時生長過程要求的動態(tài)過冷度也有差異，往往有一個相在生長中起主導作用，決定了兩相的分布，共晶體的形態(tài)也具有獨特性，中起主導作用，決定了兩相的分布，共晶體的形態(tài)也具有獨特性，這時常見的形態(tài)有針狀、骨肋狀、蜘蛛網(wǎng)狀、螺旋狀等。這時常見的形態(tài)有針狀、骨肋狀、蜘蛛網(wǎng)狀、螺旋狀等。 合金中典型的共晶組織合金中典型的共晶組織 大多數(shù)簡單規(guī)大多數(shù)簡單規(guī)則：層片狀（一般情況）或棒狀、纖維狀（一相數(shù)量明顯少則：層片狀（一般情況）或

15、棒狀、纖維狀（一相數(shù)量明顯少于另一相）共晶。于另一相）共晶。： 。若共晶中。若共晶中兩相中一相的體積分數(shù)小于兩相中一相的體積分數(shù)小于27.6%27.6%時，有利于形成棒狀；反時，有利于形成棒狀；反之有利于形成層片狀。之有利于形成層片狀。 。在共晶中一相的體積分數(shù)在。在共晶中一相的體積分數(shù)在27.6%27.6%以下時，當以下時，當比界面能降低比界面能降低時，有利于形成層片狀。當時，有利于形成層片狀。當界面積降低界面積降低時，傾向于形成棒狀。時，傾向于形成棒狀。 ： 領(lǐng)先相領(lǐng)先相 兩相交替形核、生長，通過橫向組元的擴散來實現(xiàn)的。兩相交替形核、生長，通過橫向組元的擴散來實現(xiàn)的。 共晶體層片間距：共晶

16、體層片間距：kRkR-1/2-1/2。層片間距與過冷度、凝固。層片間距與過冷度、凝固速度有關(guān)。速度有關(guān)。 層片間距的大小對共晶組織的性能有很大的影響。層片間距的大小對共晶組織的性能有很大的影響。 具有不規(guī)則或復雜組織形態(tài)具有不規(guī)則或復雜組織形態(tài). . （由于兩相微觀結(jié)構(gòu)（由于兩相微觀結(jié)構(gòu)不同）不同） 所需動態(tài)過冷度不同，金屬相任意長大，另一所需動態(tài)過冷度不同，金屬相任意長大，另一相在其間隙長大?？傻玫角驙睢⑨槧?、花朵狀、樹相在其間隙長大。可得到球狀、針狀、花朵狀、樹枝狀共晶體。枝狀共晶體。 非金屬相與液相成分差別大。形成較大成分過非金屬相與液相成分差別大。形成較大成分過冷，率先長大，形成針狀、

17、骨骼狀、螺旋狀、蜘蛛冷，率先長大，形成針狀、骨骼狀、螺旋狀、蜘蛛網(wǎng)狀的共晶體。網(wǎng)狀的共晶體。 根據(jù)能量守恒定律、體系自由能變化和擴散根據(jù)能量守恒定律、體系自由能變化和擴散定律可推導出界面移動速度定律可推導出界面移動速度R R：7.57.52 2式式 要獲得規(guī)則的共晶組織，片間距要獲得規(guī)則的共晶組織，片間距s s有一定的范圍，有一定的范圍，一般在一般在1 13 3m m。 對于金屬對于金屬金屬型由純二元共晶合金相圖可以得出，金屬型由純二元共晶合金相圖可以得出，T T很小，共晶成分的合金在凝固時（共晶反應(yīng)）總的在很小，共晶成分的合金在凝固時（共晶反應(yīng)）總的在液液固界面前沿不發(fā)生溶質(zhì)聚集，成分過冷不

18、明顯，固界面前沿不發(fā)生溶質(zhì)聚集，成分過冷不明顯，dT/dxdT/dx00時，界面穩(wěn)定，液固界面冷保持平直，無枝晶；金時，界面穩(wěn)定，液固界面冷保持平直，無枝晶；金屬屬非金屬型非金屬型 T T較大，成分過冷明顯，在較大，成分過冷明顯，在dT/dxdT/dx00很小時，很小時，就可形成枝晶就可形成枝晶 如果在二元共晶合金中加入可溶于入如果在二元共晶合金中加入可溶于入及及的第三組元，的第三組元，雜質(zhì)元素作為溶質(zhì)可能在液固界面前沿聚集造成不大的成分雜質(zhì)元素作為溶質(zhì)可能在液固界面前沿聚集造成不大的成分過冷區(qū)，雜質(zhì)多時，可能形成樹枝晶；雜質(zhì)少時，成份過冷過冷區(qū)，雜質(zhì)多時，可能形成樹枝晶；雜質(zhì)少時，成份過冷到

19、一定值可使平直界面變?yōu)榘麪?。到一定值可使平直界面變?yōu)榘麪睢?偽共晶組織（復合共晶組織）定義：偽共晶組織（復合共晶組織）定義： 偽共晶組織成分：偽共晶組織成分：W=W=f f W W + + f f W W 偽共晶組織形成條件：偽共晶組織形成條件： 液固界面前沿的液體成分接近共晶成分。液固界面前沿的液體成分接近共晶成分。 平直界面必須穩(wěn)定，無枝晶出現(xiàn)。平直界面必須穩(wěn)定，無枝晶出現(xiàn)。 ： 鑄件鑄件 鑄錠鑄錠開坯開坯熱軋熱軋( (鍛鍛) )機加工機加工熱處理熱處理機加工等工序機加工等工序 鑄錠鑄錠( (件件) )的宏觀組織及性能的宏觀組織及性能 鑄錠鑄錠( (件件) )的缺陷的缺陷 縮孔與偏析縮孔與

20、偏析 典型宏觀組織由表層至中典型宏觀組織由表層至中心分為：表層細晶區(qū)、柱狀心分為：表層細晶區(qū)、柱狀晶區(qū)、中心等軸晶粒區(qū)。晶區(qū)、中心等軸晶粒區(qū)。 （激冷區(qū)（激冷區(qū)chill zonechill zone）及形成原因：及形成原因： （columnar columnar zonezone）及形成原因：及形成原因： （equiaxedequiaxed crystal zone crystal zone）及形成原因：及形成原因：鎮(zhèn)靜鋼錠和沸騰鋼錠宏觀組織示意圖鎮(zhèn)靜鋼錠和沸騰鋼錠宏觀組織示意圖 ：鋼液：鋼液在澆注前用錳鐵、在澆注前用錳鐵、硅鐵和鋁粉進行充硅鐵和鋁粉進行充分脫氧分脫氧 。 ：鋼液：鋼液在澆注

21、前僅用錳進在澆注前僅用錳進行充分脫氧，脫氧行充分脫氧，脫氧不充分。不充分。鑄態(tài)和軋制態(tài)晶粒比較鑄態(tài)和軋制態(tài)晶粒比較 由于澆鑄時，由于激冷使由于澆鑄時，由于激冷使TT升高；模壁促進非自發(fā)形核，升高；模壁促進非自發(fā)形核，在極短的時間內(nèi)形成大量的晶核。過冷度大，晶核向各方向長在極短的時間內(nèi)形成大量的晶核。過冷度大，晶核向各方向長大，且相互阻礙，形成等軸細晶粒區(qū)，組織致密，但很薄。細大，且相互阻礙，形成等軸細晶粒區(qū)，組織致密，但很薄。細晶粒區(qū)的成分均勻，強度高，韌性好。晶粒區(qū)的成分均勻，強度高，韌性好。 隨著細晶粒區(qū)的形成，使隨著細晶粒區(qū)的形成，使TT，NN；且散熱出現(xiàn)了；且散熱出現(xiàn)了方向性，故垂直于

22、膜壁方向散熱快，生長快。激冷區(qū)形成后，結(jié)方向性，故垂直于膜壁方向散熱快，生長快。激冷區(qū)形成后，結(jié)晶潛熱的釋放又使過冷區(qū)變窄，過冷度減小，在過冷區(qū)內(nèi)重新形晶潛熱的釋放又使過冷區(qū)變窄，過冷度減小，在過冷區(qū)內(nèi)重新形核遠不如模壁垂直的晶粒繼續(xù)向液相生長容易，抑制了不垂直枝核遠不如模壁垂直的晶粒繼續(xù)向液相生長容易，抑制了不垂直枝晶的生長。該晶區(qū)，晶粒相互平行，性能出現(xiàn)了方向性。晶的生長。該晶區(qū)，晶粒相互平行，性能出現(xiàn)了方向性。 a. a.：柱狀晶的發(fā)展，生長速度變慢，也像中：柱狀晶的發(fā)展，生長速度變慢，也像中產(chǎn)生成分過冷使產(chǎn)生成分過冷使dT/dxdT/dx0,0,過冷度大到非均勻形核所需的過冷度過冷度大

23、到非均勻形核所需的過冷度時，形成許多晶核，散熱無方向性，晶核數(shù)目少，長成等軸晶時，形成許多晶核，散熱無方向性，晶核數(shù)目少，長成等軸晶 b. b.：澆鑄初期，極冷區(qū)形成的小晶粒被卷入鑄型：澆鑄初期，極冷區(qū)形成的小晶粒被卷入鑄型中心，若澆鑄溫度低于小晶粒的熔點，小晶體可作為籽晶生長中心，若澆鑄溫度低于小晶粒的熔點，小晶體可作為籽晶生長成等軸晶成等軸晶 c. c.: : 柱狀晶呈樹枝狀長大時枝柱狀晶呈樹枝狀長大時枝晶的主軸、二次軸、三次晶的主軸、二次軸、三次軸根部溶質(zhì)含量均較高，軸根部溶質(zhì)含量均較高，熔點較低。溫度的偶然波熔點較低。溫度的偶然波動可能使這些地方局部熔動可能使這些地方局部熔化，脫熔的細

24、枝晶形成等化，脫熔的細枝晶形成等軸晶的晶核軸晶的晶核 是組織致密缺陷少，晶粒相互平是組織致密缺陷少，晶粒相互平行，性能有方向性；柱狀晶的行，性能有方向性；柱狀晶的“鑄造織構(gòu)鑄造織構(gòu)”被利用。被利用。缺點是相鄰垂直的柱狀晶區(qū)交界面較為脆弱并常聚缺點是相鄰垂直的柱狀晶區(qū)交界面較為脆弱并常聚集易熔雜質(zhì)和非金屬夾雜物，在熱加工時裂紋易沿集易熔雜質(zhì)和非金屬夾雜物，在熱加工時裂紋易沿這些弱面擴展并導致開裂或斷裂。這些弱面擴展并導致開裂或斷裂。 ，無脆弱的界面，無脆弱的界面，晶粒互相咬合，裂紋不易開裂，性能無方向性。但晶?；ハ嘁Ш?，裂紋不易開裂，性能無方向性。但致密性不如柱狀晶。細小晶?？梢蕴岣哞T件的性能。

25、致密性不如柱狀晶。細小晶?？梢蕴岣哞T件的性能。 ：成分均勻，晶粒細小，無偏析，：成分均勻，晶粒細小，無偏析，強度高韌性好，但比較薄，因此表層細晶區(qū)對性能強度高韌性好，但比較薄，因此表層細晶區(qū)對性能影響不大。影響不大。 主要控制鑄錠主要控制鑄錠(件件)的柱狀晶區(qū)和等軸晶區(qū)。的柱狀晶區(qū)和等軸晶區(qū)。 (1) 鑄模冷卻能力大，有利于柱狀晶區(qū)的發(fā)展。但鑄件較小時，能抑制鑄模冷卻能力大，有利于柱狀晶區(qū)的發(fā)展。但鑄件較小時，能抑制柱狀晶體生長，促進等軸晶發(fā)展。柱狀晶體生長，促進等軸晶發(fā)展。 (2) 連續(xù)澆注時，采用水冷結(jié)晶器，可使鑄件全部獲得細小的等軸晶粒。連續(xù)澆注時，采用水冷結(jié)晶器，可使鑄件全部獲得細小的

26、等軸晶粒。定向散熱有利于柱狀晶區(qū)的生長。定向散熱有利于柱狀晶區(qū)的生長。 (3) 熔化溫度高，澆注溫度高，夾雜物多，有利于柱狀晶區(qū)的發(fā)展；熔熔化溫度高，澆注溫度高，夾雜物多，有利于柱狀晶區(qū)的發(fā)展；熔化溫度低，澆注溫度低，有利于中心等軸晶區(qū)的發(fā)展?；瘻囟鹊停瑵沧囟鹊?，有利于中心等軸晶區(qū)的發(fā)展。 因此要形成柱狀晶區(qū)常采取措施：高的澆鑄溫度快的澆鑄速度利于柱因此要形成柱狀晶區(qū)常采取措施：高的澆鑄溫度快的澆鑄速度利于柱狀晶形成；固相或模壁散熱快，且有方向性利于柱狀晶的形成；熔化溫度高，狀晶形成；固相或模壁散熱快，且有方向性利于柱狀晶的形成；熔化溫度高，使活化質(zhì)點消除，利于柱狀晶形成使活化質(zhì)點消除，利于

27、柱狀晶形成 因此要形成等軸晶區(qū)常采取措施：變質(zhì)處理，假如形核劑，促進非均因此要形成等軸晶區(qū)常采取措施：變質(zhì)處理，假如形核劑，促進非均勻形核或抑制長大的措施；降低澆鑄溫度，增大過冷度，促進形核；快速冷勻形核或抑制長大的措施；降低澆鑄溫度，增大過冷度，促進形核；快速冷卻是過冷度增大，均勻散熱，避免擇優(yōu)生長；低熔化溫度加大液面流動，振卻是過冷度增大，均勻散熱，避免擇優(yōu)生長；低熔化溫度加大液面流動，振動等增加非均勻形核的核心。動等增加非均勻形核的核心。焊縫區(qū)的組織晶粒形態(tài)焊縫區(qū)的組織晶粒形態(tài)鑄錠鑄錠( (件件) )的缺陷主要有：的缺陷主要有：(1) (1) 縮孔縮孔 集中縮孔集中縮孔 分散縮孔分散縮孔

28、( (疏松疏松) ) (2) (2) 偏析偏析 宏觀偏析宏觀偏析( (區(qū)域偏析區(qū)域偏析) ) 顯微偏析顯微偏析是由于金屬凝固之后沒有溶液的繼續(xù)補是由于金屬凝固之后沒有溶液的繼續(xù)補充，從而出現(xiàn)收縮空洞充，從而出現(xiàn)收縮空洞 ：集中縮孔：集中縮孔： 分散縮孔分散縮孔( (疏松（疏松（porosityporosity）) ) ： 縮孔類型與金屬凝固方式有關(guān)：縮孔類型與金屬凝固方式有關(guān)： 殼狀凝固使縮孔集中在冒口，鑄件致密。殼狀凝固使縮孔集中在冒口，鑄件致密。 糊狀凝固，使縮孔容易在枝晶間分散，形成糊狀凝固，使縮孔容易在枝晶間分散，形成分散縮孔，不致密。減少枝晶，可細化鑄件，使分散縮孔，不致密。減少枝晶

29、，可細化鑄件，使鑄件致密。鑄件致密。 實際凝固方式處于上述兩種方式之間實際凝固方式處于上述兩種方式之間。 集中縮孔：集中縮孔： ：溶液由外向內(nèi)，自：溶液由外向內(nèi)，自上而下冷卻時，液面不斷下降上而下冷卻時，液面不斷下降在鑄錠上部形成倒圓錐形的縮在鑄錠上部形成倒圓錐形的縮管（管（a a） ：鑄錠上：鑄錠上部已經(jīng)凝固，上部處于液體狀部已經(jīng)凝固，上部處于液體狀態(tài)，凝固時無液體及時補充在態(tài)，凝固時無液體及時補充在中下部形成的縮孔中下部形成的縮孔 (b)(b) 集中縮孔要切除掉，應(yīng)減小集中縮孔要切除掉，應(yīng)減小集中縮孔的深度集中縮孔的深度 應(yīng)采取的措施：鑄型采用上應(yīng)采取的措施：鑄型采用上薄下厚，上大下小加保

30、溫桶等薄下厚，上大下小加保溫桶等措施措施 （porosityporosity）) ) 是是固體的枝狀長大，枝晶間液體被固相固體的枝狀長大，枝晶間液體被固相封閉與母相隔離形成的收縮空洞封閉與母相隔離形成的收縮空洞 ：被封閉的液體凝固：被封閉的液體凝固后形成（后形成（d d） ：由于最后凝固的液：由于最后凝固的液體氣體的析出形成的空洞體氣體的析出形成的空洞(e) (e) 措施及影響因素：措施及影響因素： 枝晶越發(fā)達，疏松越嚴重枝晶越發(fā)達，疏松越嚴重 液固相比容差越大，疏松越嚴重液固相比容差越大，疏松越嚴重 真空熔煉，可使疏松減輕。真空熔煉，可使疏松減輕。 縮孔類型與金屬凝固方式有關(guān)：縮孔類型與金屬

31、凝固方式有關(guān)： 殼狀凝固殼狀凝固(a)(a)使縮孔集中在冒口，鑄件致密。使縮孔集中在冒口，鑄件致密。 糊狀凝固糊狀凝固(c)(c)，使縮孔容易在枝晶間分散，形成分散，使縮孔容易在枝晶間分散，形成分散縮孔，不致密。減少枝晶，可細化鑄件，使鑄件致密?？s孔，不致密。減少枝晶，可細化鑄件，使鑄件致密。 實際凝固實際凝固(b)(b)方式處于上述兩種方式之間。方式處于上述兩種方式之間。 偏析（偏析（segregationsegregation） 偏析分類：偏析分類： （macrosegregationmacrosegregation）( (正偏析、反偏析、比重偏析正偏析、反偏析、比重偏析) ) （micr

32、osegregationmicrosegregation）( (胞胞狀偏析、枝晶偏析、晶界偏析狀偏析、枝晶偏析、晶界偏析) ) 對于合金（對于合金（K01K01）鑄錠凝固后鑄件成分外層）鑄錠凝固后鑄件成分外層低，內(nèi)層高低，內(nèi)層高 根據(jù)三種混合方式根據(jù)三種混合方式: :液相混合越充分，凝固后液相混合越充分，凝固后鑄件內(nèi)外溶質(zhì)差別越大，成分偏析越嚴重，應(yīng)減鑄件內(nèi)外溶質(zhì)差別越大，成分偏析越嚴重，應(yīng)減弱液相的混合，減小正常偏析。弱液相的混合，減小正常偏析。 對于合金（對于合金（K01K01）鑄錠凝固后鑄件成分外層高，內(nèi)層低形成原因：）鑄錠凝固后鑄件成分外層高，內(nèi)層低形成原因： 、原來鑄件中心地區(qū)的富集

33、溶質(zhì)元素的熔液，由于鑄件凝固時原來鑄件中心地區(qū)的富集溶質(zhì)元素的熔液，由于鑄件凝固時發(fā)生收縮而在樹枝晶之間產(chǎn)生空隙發(fā)生收縮而在樹枝晶之間產(chǎn)生空隙( (此處為負壓此處為負壓) )。 加上溫度的降低，使熔液中的氣體析出而增大壓強，把鑄件中心加上溫度的降低，使熔液中的氣體析出而增大壓強，把鑄件中心溶質(zhì)濃度較高的液體沿著柱狀晶之間時溶質(zhì)濃度較高的液體沿著柱狀晶之間時渠道渠道”吸至吸至( (壓至壓至) )鑄件的外層，鑄件的外層，形成反偏析。形成反偏析。 、鑄型冷卻能力差，晶核以柱狀晶形式生長，靠近模壁的一段柱、鑄型冷卻能力差，晶核以柱狀晶形式生長，靠近模壁的一段柱狀晶局部重熔變細，使富集溶質(zhì)的液體得以透入

34、，相鄰的柱晶的分支相狀晶局部重熔變細，使富集溶質(zhì)的液體得以透入，相鄰的柱晶的分支相互接觸后，將液體封閉，凝固后形成反偏析（加大鑄型冷卻能力可降低互接觸后，將液體封閉，凝固后形成反偏析（加大鑄型冷卻能力可降低反偏析）反偏析） 是由組成相與熔液之間比重的差別所是由組成相與熔液之間比重的差別所引起的一種宏觀偏折。如對亞共晶或過共晶合金引起的一種宏觀偏折。如對亞共晶或過共晶合金來說如果先共晶相與熔液之間比重相差較大，凝來說如果先共晶相與熔液之間比重相差較大，凝固時先共晶相可能上浮或下沉從而導致鑄件中組固時先共晶相可能上浮或下沉從而導致鑄件中組成相上下分布及成分不均勻，產(chǎn)生比重偏折。成相上下分布及成分不

35、均勻，產(chǎn)生比重偏折。 ：(1)(1)增大鑄件的冷速，使先共晶增大鑄件的冷速，使先共晶來不及上浮或下沉。來不及上浮或下沉。(2)(2)加入第三種合金元素，形加入第三種合金元素，形成熔點較高的、比重與濃相接近的樹枝狀化合物成熔點較高的、比重與濃相接近的樹枝狀化合物使之首先結(jié)晶阻止偏析相的浮沉。使之首先結(jié)晶阻止偏析相的浮沉。 ：胞狀偏析、枝晶偏析和晶界偏析：胞狀偏析、枝晶偏析和晶界偏析 ：胞狀方式生長的固溶體，胞內(nèi)化學成：胞狀方式生長的固溶體，胞內(nèi)化學成分不均勻的現(xiàn)象。分不均勻的現(xiàn)象。 成分過冷較小時，合金形成胞狀組織，在胞壁與胞內(nèi)成分過冷較小時，合金形成胞狀組織，在胞壁與胞內(nèi)存在成分偏析存在成分偏

36、析 k01k01k01胞壁處溶質(zhì)貧化。胞壁處溶質(zhì)貧化。 ： 非平衡結(jié)晶中，枝晶生長，枝干間成分不均勻。枝晶偏析非平衡結(jié)晶中，枝晶生長，枝干間成分不均勻。枝晶偏析主要是合金的非平衡凝固產(chǎn)生，偏西的大小用偏析程度度量主要是合金的非平衡凝固產(chǎn)生，偏西的大小用偏析程度度量 偏析程度偏析程度(SR)=(SR)=最大溶質(zhì)濃度（枝晶間）最大溶質(zhì)濃度（枝晶間）/ /最小溶質(zhì)濃度最小溶質(zhì)濃度（枝晶主干）。影響（枝晶主干）。影響SRSR的因素：的因素： 冷卻速度快，擴散不均勻冷卻速度快，擴散不均勻SRSR 偏析元素擴散系數(shù)小，偏析元素擴散系數(shù)小，SRSR 合金相圖液相線與固相線水平距離大，合金相圖液相線與固相線水平距離大，SRSR ，擴散退火時間為：，擴散退火時間為：t=0.467t=0.4