第4章鑄件凝固組織

1、第四章第四章 鑄件凝固組織控制鑄件凝固組織控制v 鑄件凝固組織的形成鑄件凝固組織的形成v 等軸晶的晶粒細化等軸晶的晶粒細化 v 多相合金凝固過程的變質(zhì)處理多相合金凝固過程的變質(zhì)處理 v 凝固組織中的偏析及其控制凝固組織中的偏析及其控制 v 凝固收縮及凝固組織致密度的控制凝固收縮及凝固組織致密度的控制 v 合金液的凈化合金液的凈化第第1節(jié)節(jié) 鑄件凝固組織的形成鑄件凝固組織的形成一、鑄件凝固界面前沿液態(tài)金屬的過冷條件分析一、鑄件凝固界面前沿液態(tài)金屬的過冷條件分析 1、金屬凝固過程中液態(tài)金屬的成分過冷、金屬凝固過程中液態(tài)金屬的成分過冷v過冷過冷：我們把在平衡凝固溫度以下，仍存在液體狀：我們把在平衡凝

2、固溫度以下，仍存在液體狀態(tài)金屬的現(xiàn)象叫做過冷。金屬的凝固其實是在平衡溫度態(tài)金屬的現(xiàn)象叫做過冷。金屬的凝固其實是在平衡溫度以下開始的。以下開始的。 純金屬冷卻時，冷卻曲線不一定像圖純金屬冷卻時，冷卻曲線不一定像圖4-2所示，在凝所示，在凝固溫度呈水平狀，而根據(jù)不同的冷卻方法顯示種種形狀固溫度呈水平狀，而根據(jù)不同的冷卻方法顯示種種形狀: 如果與金屬型的冷卻能力相比，液體金屬量如果與金屬型的冷卻能力相比，液體金屬量足夠大的話，過冷的金屬剛一開始放出結(jié)晶潛足夠大的話，過冷的金屬剛一開始放出結(jié)晶潛熱的時候，參與溶液的溫度就迅速升至平衡凝熱的時候，參與溶液的溫度就迅速升至平衡凝固溫度，如圖固溫度，如圖5-

3、1a所示；所示； 但是，當金屬液量少而鑄型的吸熱能力強的但是，當金屬液量少而鑄型的吸熱能力強的時候，過冷金屬放出的潛熱不能完全把殘余熔時候，過冷金屬放出的潛熱不能完全把殘余熔液的溫度升高到平衡凝固溫度，這時的冷卻曲液的溫度升高到平衡凝固溫度，這時的冷卻曲線如圖線如圖5-1b所示。所示。 當金屬液量更少時，則如圖當金屬液量更少時，則如圖5-1c所示，則冷卻曲線上不會出現(xiàn)由于不斷放出潛熱而使溫度所示，則冷卻曲線上不會出現(xiàn)由于不斷放出潛熱而使溫度急劇升高的現(xiàn)象。急劇升高的現(xiàn)象。v成分過冷成分過冷 合金凝固時，凝固界面的成分過冷對凝固組織有很合金凝固時，凝固界面的成分過冷對凝固組織有很大的影響。所以我

4、們首先說說成分過冷。大的影響。所以我們首先說說成分過冷。 如圖如圖9-1，在，在k01的合金系平衡相圖中，當溶質(zhì)的合金系平衡相圖中，當溶質(zhì)濃度為濃度為C0的合金液冷卻到溫度的合金液冷卻到溫度t時，最先凝固的固體時，最先凝固的固體含有的溶質(zhì)濃度用含有的溶質(zhì)濃度用C0k0表示，即析出比溶液純度高表示，即析出比溶液純度高的晶體，此時，由固體向凝固界面析出的溶質(zhì)相當?shù)木w，此時，由固體向凝固界面析出的溶質(zhì)相當于于C0(1-k0)。 然而，當析出于界面上的溶質(zhì)沒有充分的時間在然而，當析出于界面上的溶質(zhì)沒有充分的時間在溶液中完全擴散時，就會出現(xiàn)如圖溶液中完全擴散時，就會出現(xiàn)如圖9-2所示的情況，所示的情況

5、，靠近凝固界面的溶質(zhì)濃度，比殘液中的平均濃度大?？拷探缑娴娜苜|(zhì)濃度，比殘液中的平均濃度大。凝固溫度會隨著溶質(zhì)濃度增大而降低，所以靠近凝凝固溫度會隨著溶質(zhì)濃度增大而降低，所以靠近凝固界面的溶液的凝固溫度降低，如圖固界面的溶液的凝固溫度降低，如圖9-2所示。所示。 鑄型內(nèi)溶液溫度和凝固溫度的關(guān)系如圖鑄型內(nèi)溶液溫度和凝固溫度的關(guān)系如圖9-3a所示。剛所示。剛澆注后靠型壁面的溶液具有最大的過冷，但是，凝固時澆注后靠型壁面的溶液具有最大的過冷，但是，凝固時如果在凝固界面處的溶質(zhì)富集，如圖如果在凝固界面處的溶質(zhì)富集，如圖b所示，致使在凝所示，致使在凝固界面處有過冷減小。在凝固界面處析出的溶質(zhì)難于擴固界

6、面處有過冷減小。在凝固界面處析出的溶質(zhì)難于擴散，溶質(zhì)富集度不斷地增大，凝固界面的過冷也越來越散，溶質(zhì)富集度不斷地增大，凝固界面的過冷也越來越小，凝固被局部抑制，小，凝固被局部抑制，僅在凝固界面內(nèi)保留較大過冷的僅在凝固界面內(nèi)保留較大過冷的地方優(yōu)先推進地方優(yōu)先推進。 下面用圖下面用圖9-4來說明這個問題。在微觀上看凹凸不平，來說明這個問題。在微觀上看凹凸不平，但表面看卻是平滑的界面上推進的凝固界面，是很難期但表面看卻是平滑的界面上推進的凝固界面，是很難期望溶質(zhì)完全均勻地分布在這樣的界面上。望溶質(zhì)完全均勻地分布在這樣的界面上。 圖圖9-4a所示，假定在凝固界面上的某一部位如所示，假定在凝固界面上的某

7、一部位如A處的處的溶質(zhì)偏析較小，而在另一部位如溶質(zhì)偏析較小，而在另一部位如B處其偏析程度較大，處其偏析程度較大，如圖如圖c, d所示所示, 在部位在部位B處凝固界面的過冷比部位處凝固界面的過冷比部位A處小，處小，所以凝固在部位所以凝固在部位A處優(yōu)先進行。換句話說，在部位處優(yōu)先進行。換句話說，在部位B處凝處凝固的推進受到抑制。固的推進受到抑制。 嚴格地說，嚴格地說，凝固界面溶液中的過冷減小，是由于溶質(zhì)凝固界面溶液中的過冷減小，是由于溶質(zhì)偏析和凝固伴隨放出潛熱而使溫度升高這兩方面引起的偏析和凝固伴隨放出潛熱而使溫度升高這兩方面引起的。2、金屬凝固過程中成分過冷的判據(jù)、金屬凝固過程中成分過冷的判據(jù)

8、當單向凝固平界面生長達到穩(wěn)定態(tài)后，對于當單向凝固平界面生長達到穩(wěn)定態(tài)后，對于k01的物質(zhì)來說，在固液界面前沿的液相內(nèi)將形的物質(zhì)來說，在固液界面前沿的液相內(nèi)將形成穩(wěn)定的溶質(zhì)富集層，該溶質(zhì)富集層的厚度，與界面推進速度成反比。如前所述，固液界面前成穩(wěn)定的溶質(zhì)富集層，該溶質(zhì)富集層的厚度，與界面推進速度成反比。如前所述，固液界面前沿液相內(nèi)的溶質(zhì)濃度，隨距固液界面前沿的距離增加而減小，與此對應(yīng)，液相線沿液相內(nèi)的溶質(zhì)濃度，隨距固液界面前沿的距離增加而減小，與此對應(yīng)，液相線TL的分布線高的分布線高于液相內(nèi)的實際溫度于液相內(nèi)的實際溫度Tq的分布線時，就會在凝固界面的的分布線時，就會在凝固界面的前沿液相中形成成分

9、過冷區(qū)，如圖前沿液相中形成成分過冷區(qū)，如圖4-13中的陰影部分。中的陰影部分。 由由Rutter和和Chalmer等人提出了等人提出了成分過冷準則成分過冷準則，考慮，考慮到溫度梯度和濃度梯度這兩個具有相反效應(yīng)的因素對界到溫度梯度和濃度梯度這兩個具有相反效應(yīng)的因素對界面穩(wěn)定性的影響作用，即，面穩(wěn)定性的影響作用，即，固液界面前沿液相一側(cè)正的固液界面前沿液相一側(cè)正的溫度梯度和小的濃度梯度有利于界面的穩(wěn)定；相反，則溫度梯度和小的濃度梯度有利于界面的穩(wěn)定；相反，則不利于界面的穩(wěn)定不利于界面的穩(wěn)定。 設(shè)液相線的斜率為設(shè)液相線的斜率為mL，在平界面凝固條件下，界面處，在平界面凝固條件下，界面處液體內(nèi)溫度梯度

10、應(yīng)大于或者至少等于液相熔點溫度分布液體內(nèi)溫度梯度應(yīng)大于或者至少等于液相熔點溫度分布的梯度，即，的梯度，即， 經(jīng)過推導(dǎo)，可以得出經(jīng)過推導(dǎo)，可以得出在液相沒有對流只有擴散的在液相沒有對流只有擴散的情況下，成分過冷判別式的通用式情況下，成分過冷判別式的通用式， 由上式可以看出，由上式可以看出，合金的結(jié)晶溫度間隔越大，成份過冷的傾向就越大，平界面容易遭到破壞合金的結(jié)晶溫度間隔越大，成份過冷的傾向就越大，平界面容易遭到破壞。0 xLLLdxdGmGLSLLLLLDCTCTDTkDkCmvG)()()1 (0000003、鑄件凝固界面前液態(tài)金屬的過冷條件、鑄件凝固界面前液態(tài)金屬的過冷條件 凝固界面前液態(tài)金

11、屬的過冷條件如圖凝固界面前液態(tài)金屬的過冷條件如圖4-2所示。圖所示。圖4-2a為凝固前沿液相中溫度梯為凝固前沿液相中溫度梯度為負的情況，而圖度為負的情況，而圖4-2b則為凝固前沿液相則為凝固前沿液相中溫度梯度為正的情況。中溫度梯度為正的情況。 圖圖4-2a的過冷度由熱過冷的過冷度由熱過冷 Tt、曲率過冷、曲率過冷 T 和成分過冷和成分過冷 TC 三個部分組成三個部分組成，并且隨，并且隨著距凝固界面距離的增大而增大；圖著距凝固界面距離的增大而增大；圖4-2b則僅有后兩項，并且過冷僅局限在凝固界面則僅有后兩項，并且過冷僅局限在凝固界面附近。附近。 圖圖4-2b反映了大多數(shù)鑄件和鑄錠凝固過程的情況反

12、映了大多數(shù)鑄件和鑄錠凝固過程的情況。由于液相中的對流和導(dǎo)熱傳。由于液相中的對流和導(dǎo)熱傳熱，隨著凝固過程的進行，液相溫度不斷下降，過冷區(qū)擴大，過冷度也隨之增大。熱，隨著凝固過程的進行，液相溫度不斷下降，過冷區(qū)擴大，過冷度也隨之增大。二、鑄件凝固條件對鑄件凝固組織形成的影響二、鑄件凝固條件對鑄件凝固組織形成的影響1、鑄件生產(chǎn)過程的傳熱條件分析、鑄件生產(chǎn)過程的傳熱條件分析 鑄件的凝固組織是由合金的成分及冷卻條件決定的。在合金成分給定之后，鑄件的凝固組織是由合金的成分及冷卻條件決定的。在合金成分給定之后，形核及形核及生長這兩個決定凝固組織的關(guān)鍵環(huán)節(jié)是由傳熱條件控制的生長這兩個決定凝固組織的關(guān)鍵環(huán)節(jié)是由

13、傳熱條件控制的。 鑄件生產(chǎn)過程的傳熱包括合金充型過程的傳熱和充型結(jié)束后的凝固及冷卻過程的傳鑄件生產(chǎn)過程的傳熱包括合金充型過程的傳熱和充型結(jié)束后的凝固及冷卻過程的傳熱兩個階段熱兩個階段。但。但一般可將鑄造過程的散熱熱量一般可將鑄造過程的散熱熱量Q分解為澆注過程中合金在澆注系統(tǒng)和分解為澆注過程中合金在澆注系統(tǒng)和鑄型中的散熱鑄型中的散熱Q1以及澆注結(jié)束后冷卻凝固過程中的散熱以及澆注結(jié)束后冷卻凝固過程中的散熱Q2兩個部分兩個部分，即，即 Q=Q1+Q2 (4-1) 前者主要與澆注方式、澆注系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)及鑄型冷卻能力有關(guān)，并受澆注過程的對流前者主要與澆注方式、澆注系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)及鑄型冷卻能力有關(guān)，并受澆注過程

14、的對流換熱控制，后者則由合金的性質(zhì)及充型結(jié)束后合金的熱狀態(tài)決定。換熱控制，后者則由合金的性質(zhì)及充型結(jié)束后合金的熱狀態(tài)決定。 可以根據(jù)澆注過程散熱可以根據(jù)澆注過程散熱Q1占全部散熱的比值占全部散熱的比值Q1/Q判斷凝固組織的控制環(huán)節(jié)判斷凝固組織的控制環(huán)節(jié)。該比。該比值越大，表明澆注方式對凝固組織的影響越明顯。該比值通常隨著鑄件尺寸和壁厚的值越大，表明澆注方式對凝固組織的影響越明顯。該比值通常隨著鑄件尺寸和壁厚的增大而減小。增大而減小。 在小鑄件和薄壁鑄件的生產(chǎn)中，澆注過程的散熱占的比例很大，有可能在充型過程在小鑄件和薄壁鑄件的生產(chǎn)中，澆注過程的散熱占的比例很大，有可能在充型過程中發(fā)生凝固。因此，

15、澆注系統(tǒng)設(shè)計應(yīng)充分考慮其對傳熱的影響。而對于大型和厚壁鑄中發(fā)生凝固。因此，澆注系統(tǒng)設(shè)計應(yīng)充分考慮其對傳熱的影響。而對于大型和厚壁鑄件，澆注過程的傳熱則是次要的，澆注系統(tǒng)設(shè)計的原則也將發(fā)生變化。件，澆注過程的傳熱則是次要的，澆注系統(tǒng)設(shè)計的原則也將發(fā)生變化。2、鑄件中的溫度分布與凝固方式的關(guān)系、鑄件中的溫度分布與凝固方式的關(guān)系 澆注過程結(jié)束后，鑄件中的溫度分布與凝固方式的關(guān)系可歸納為圖澆注過程結(jié)束后，鑄件中的溫度分布與凝固方式的關(guān)系可歸納為圖4-1所示的幾種情況。所示的幾種情況。v對于純金屬的凝固對于純金屬的凝固，如果澆注結(jié)束時金屬液仍處于過熱狀態(tài)，凝固界面前存在正的溫度梯，如果澆注結(jié)束時金屬液仍

16、處于過熱狀態(tài)，凝固界面前存在正的溫度梯度度GT (見圖見圖4-1a)，凝固以平界面方式進行，熱，凝固以平界面方式進行，熱流通過凝固層導(dǎo)入鑄型，形成柱狀晶組織。如流通過凝固層導(dǎo)入鑄型，形成柱狀晶組織。如果在澆注結(jié)束時金屬液已處于過冷狀態(tài)，則可果在澆注結(jié)束時金屬液已處于過冷狀態(tài)，則可能在液相中發(fā)生內(nèi)生生核，凝固潛熱導(dǎo)入周圍能在液相中發(fā)生內(nèi)生生核，凝固潛熱導(dǎo)入周圍過冷的液態(tài)金屬，發(fā)生等軸晶的凝固過冷的液態(tài)金屬，發(fā)生等軸晶的凝固(見圖見圖4-1b)。v合金凝固過程的情況合金凝固過程的情況則如圖則如圖4-1c 圖圖4-1e所所示。其中等軸晶的凝固條件與純金屬的情況相似，示。其中等軸晶的凝固條件與純金屬的

17、情況相似，發(fā)生在過冷的液態(tài)合金中，但由于成分過冷與熱發(fā)生在過冷的液態(tài)合金中，但由于成分過冷與熱過冷的疊加使實際的凝固過冷度增大，內(nèi)生生核過冷的疊加使實際的凝固過冷度增大，內(nèi)生生核的傾向增大，發(fā)生等軸晶凝固的傾向更明顯。而的傾向增大，發(fā)生等軸晶凝固的傾向更明顯。而在定向凝固過程中，由于成分過冷的存在，僅當界面附近溫度梯度足夠大時才能形成平面凝在定向凝固過程中，由于成分過冷的存在，僅當界面附近溫度梯度足夠大時才能形成平面凝固固界面。大多數(shù)情況下將發(fā)生定向的枝晶凝固界面。大多數(shù)情況下將發(fā)生定向的枝晶凝固(見圖見圖4-1d)。 3、鑄件典型凝固組織的形成過程、鑄件典型凝固組織的形成過程 鑄件凝固過程通

18、?？偸亲员砻嫦蛑行耐七M的，具有定向凝固特性，但最鑄件凝固過程通?？偸亲员砻嫦蛑行耐七M的，具有定向凝固特性，但最終將終將形成柱狀晶還是等軸晶則取決于凝固界面前液相中的形核條件形成柱狀晶還是等軸晶則取決于凝固界面前液相中的形核條件。v如果金屬液是在很低的過熱度下澆注的如果金屬液是在很低的過熱度下澆注的，凝固過程中液相處于過冷狀態(tài)，凝固過程中液相處于過冷狀態(tài)，并且有充分的晶核來源，則柱狀晶區(qū)無法形成，而獲得全部等軸晶組織。并且有充分的晶核來源，則柱狀晶區(qū)無法形成，而獲得全部等軸晶組織。顯然，顯然，等軸晶的形成條件是等軸晶的形成條件是： (1) 凝固界面前的液相中有晶核來源；凝固界面前的液相中有晶核來

19、源； (2) 液相存在晶核生長所需要的過冷度。液相存在晶核生長所需要的過冷度。v相反，相反，在強制熱流控制的定向凝固條件下在強制熱流控制的定向凝固條件下，液相處于過熱狀態(tài)而無法形，液相處于過熱狀態(tài)而無法形核，則只能維持柱狀晶方式的凝固。核，則只能維持柱狀晶方式的凝固。 v典型鑄件凝固過程斷面上溫度分布如圖典型鑄件凝固過程斷面上溫度分布如圖4-3所示所示。通常凝固界面附近的液相優(yōu)先獲得過。通常凝固界面附近的液相優(yōu)先獲得過 冷，為晶核的長大創(chuàng)造了條件。隨著凝固過程的進行，過冷區(qū)擴冷，為晶核的長大創(chuàng)造了條件。隨著凝固過程的進行，過冷區(qū)擴 大，晶核生長的區(qū)域也擴大。大多數(shù)合金的固相密度大于液相密大，晶

20、核生長的區(qū)域也擴大。大多數(shù)合金的固相密度大于液相密 度，因而晶核在長大過程中不斷下落。不同取向的凝固界面接受下度，因而晶核在長大過程中不斷下落。不同取向的凝固界面接受下 落自由晶體的條件不同，因而發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的條件也不落自由晶體的條件不同，因而發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的條件也不 同。液相中的自由晶體直接落在底同。液相中的自由晶體直接落在底 部的凝固界面上，阻止了柱狀晶部的凝固界面上，阻止了柱狀晶 的生長，最先發(fā)生向等軸晶的轉(zhuǎn)變。的生長，最先發(fā)生向等軸晶的轉(zhuǎn)變。 而自外側(cè)向中心接受自由晶體的時間差異使得底部柱狀晶區(qū)而自外側(cè)向中心接受自由晶體的時間差異使得底部柱狀晶區(qū)的長度自外向內(nèi)逐漸增大

21、。對于側(cè)面的凝固界面，僅當?shù)容S的長度自外向內(nèi)逐漸增大。對于側(cè)面的凝固界面，僅當?shù)容S晶沉積區(qū)達到一定高度時才會阻止該高度處柱狀晶的生長，晶沉積區(qū)達到一定高度時才會阻止該高度處柱狀晶的生長，引起該處柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。引起該處柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。v典型的柱狀晶區(qū)及等軸晶區(qū)的分布情況如圖典型的柱狀晶區(qū)及等軸晶區(qū)的分布情況如圖4-4所示所示。4 4、等軸晶的形核、等軸晶的形核 形核是發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的必要條件形核是發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的必要條件。研究表明，。研究表明，液相內(nèi)自由晶體的主要來源是液相內(nèi)自由晶體的主要來源是：型壁上形核并按照大野篤美的機理游離；固液兩相區(qū)內(nèi)的枝晶被熔斷并被液流帶

22、入液相區(qū)；自型壁上形核并按照大野篤美的機理游離；固液兩相區(qū)內(nèi)的枝晶被熔斷并被液流帶入液相區(qū)；自由表面凝固形成由表面凝固形成 “ “晶雨晶雨”。來自以上三個方面的晶體形成于凝。來自以上三個方面的晶體形成于凝固過程的不同階段并且形成條件各不相同。固過程的不同階段并且形成條件各不相同。 (1)(1)游離晶的形成游離晶的形成 液態(tài)金屬在鑄型型壁的激冷作用下出現(xiàn)了兩種變化：液態(tài)金屬在鑄型型壁的激冷作用下出現(xiàn)了兩種變化：1) 1) 在在型壁上形成晶核；型壁上形成晶核；2) 2) 液態(tài)金屬因冷卻收縮而發(fā)生流動。生長中液態(tài)金屬因冷卻收縮而發(fā)生流動。生長中的晶核在液流的作用下從型壁上脫落進入液相區(qū)。凝固開始時液

23、的晶核在液流的作用下從型壁上脫落進入液相區(qū)。凝固開始時液相中的流線如圖相中的流線如圖4-5a4-5a所示?？梢钥闯鲨T型底部接受游離晶的機會所示?？梢钥闯鲨T型底部接受游離晶的機會多，重熔的機會少，最先出現(xiàn)的游離晶體多，重熔的機會少，最先出現(xiàn)的游離晶體( (見圖見圖4-5b)4-5b)。游離晶主游離晶主要出現(xiàn)在凝固初期要出現(xiàn)在凝固初期，隨著凝固的進行，一部分晶體將發(fā)生重熔，隨著凝固的進行，一部分晶體將發(fā)生重熔，其余部分長大并下落，原有晶核被消耗，需要通過新的途徑形核。其余部分長大并下落，原有晶核被消耗，需要通過新的途徑形核。 合金的澆注過熱度對游離晶的形成具有決定性的影響合金的澆注過熱度對游離晶的

24、形成具有決定性的影響。大野篤美的形核實驗大多是通過對。大野篤美的形核實驗大多是通過對澆注過程的控制，使?jié)沧⑦^程的沖擊液流平息之前液相處于過冷狀態(tài)，因而得出游離晶是形成澆注過程的控制，使?jié)沧⑦^程的沖擊液流平息之前液相處于過冷狀態(tài)，因而得出游離晶是形成中心等軸晶的主要來源的結(jié)論。但當澆注后液相仍明顯處于過熱狀態(tài)時，游離晶的作用則很有中心等軸晶的主要來源的結(jié)論。但當澆注后液相仍明顯處于過熱狀態(tài)時，游離晶的作用則很有限，往往不足以引起中心等軸晶區(qū)的形成。限，往往不足以引起中心等軸晶區(qū)的形成。 (2) 枝晶熔斷枝晶熔斷 枝晶生長過程中，由于枝晶生長過程中，由于根部溶質(zhì)的富集產(chǎn)生根部溶質(zhì)的富集產(chǎn)生“縮頸縮

25、頸”并熔斷、脫落的現(xiàn)象已被許多實驗證并熔斷、脫落的現(xiàn)象已被許多實驗證實實。Jackson因此提出因此提出被熔斷的枝晶形成中心等軸晶區(qū)的理論被熔斷的枝晶形成中心等軸晶區(qū)的理論。介萬奇等通過實驗觀察發(fā)現(xiàn)，在。介萬奇等通過實驗觀察發(fā)現(xiàn)，在沒有強制對流的條件下，大量被熔斷枝晶的形成與漂移均與側(cè)向生長的兩相區(qū)中枝晶間液相沒有強制對流的條件下，大量被熔斷枝晶的形成與漂移均與側(cè)向生長的兩相區(qū)中枝晶間液相的流動密切相關(guān)，并且通常與的流動密切相關(guān)，并且通常與A型偏析同時形成。當兩相區(qū)的液相流動按圖型偏析同時形成。當兩相區(qū)的液相流動按圖3-24b所示的方式所示的方式發(fā)生時，被熔斷的枝晶被液流帶入液相區(qū)，成為中心等

26、軸晶區(qū)晶核的來源發(fā)生時，被熔斷的枝晶被液流帶入液相區(qū)，成為中心等軸晶區(qū)晶核的來源(見圖見圖4-6)。 Flemings 通過對兩相區(qū)通過對兩相區(qū)“局部溶質(zhì)再分配局部溶質(zhì)再分配”方程的分析得出，當兩相區(qū)的冷卻速率方程的分析得出，當兩相區(qū)的冷卻速率 、溫、溫度度梯度梯度 T和液相流動速度滿足和液相流動速度滿足 (4-2)時，液相流動將導(dǎo)致枝晶間液相的局部過熱，引起重熔，熔斷時，液相流動將導(dǎo)致枝晶間液相的局部過熱，引起重熔，熔斷的枝晶被液流帶入液相區(qū)。的枝晶被液流帶入液相區(qū)。(3) 表面凝固和表面凝固和“晶雨晶雨”的形成的形成 表面的凝固取決于熔體的凝固溫度與環(huán)境溫度之差。表面凝表面的凝固取決于熔體

27、的凝固溫度與環(huán)境溫度之差。表面凝固必須具備的形核條件與內(nèi)生生核相似，需要較大的過冷度。固必須具備的形核條件與內(nèi)生生核相似，需要較大的過冷度。當合金溫度與環(huán)境溫度之差較大時，表面獲得形核所需要的過冷當合金溫度與環(huán)境溫度之差較大時，表面獲得形核所需要的過冷度而發(fā)生形核并生長。度而發(fā)生形核并生長。液相的流動和表面的擾動會使表面形成的液相的流動和表面的擾動會使表面形成的晶核下落形成晶核下落形成“晶雨晶雨”。人為地進行表面振動利于。人為地進行表面振動利于“晶雨晶雨”的形成的形成。1TU5、鑄件典型凝固組織形態(tài)的控制、鑄件典型凝固組織形態(tài)的控制 凝固組織形態(tài)的控制主要是晶粒形態(tài)和相結(jié)構(gòu)的控制。凝固組織形態(tài)

28、的控制主要是晶粒形態(tài)和相結(jié)構(gòu)的控制。v相結(jié)構(gòu)在很大程度上取決于合金的成分，而晶粒形態(tài)及其尺寸則是由凝固過程相結(jié)構(gòu)在很大程度上取決于合金的成分，而晶粒形態(tài)及其尺寸則是由凝固過程決定的決定的。單相合金的凝固是最常見的凝固方式，單相合金凝固過程中形成的柱狀晶。單相合金的凝固是最常見的凝固方式，單相合金凝固過程中形成的柱狀晶和等軸晶兩種典型凝固組織各有不同的力學性能，因此，和等軸晶兩種典型凝固組織各有不同的力學性能，因此，晶粒形態(tài)的控制是凝固組晶粒形態(tài)的控制是凝固組織控制的關(guān)鍵，其次是晶粒尺寸織控制的關(guān)鍵，其次是晶粒尺寸。v晶粒形態(tài)的控制主要是通過形核過程的控制實現(xiàn)的晶粒形態(tài)的控制主要是通過形核過程的

29、控制實現(xiàn)的。 促進形核的方法促進形核的方法包括澆注過程控制方法、化學方法、物理方法、機械方法、傳包括澆注過程控制方法、化學方法、物理方法、機械方法、傳熱條件控制方法等。熱條件控制方法等。 抑制形核抑制形核可在鑄件中獲得柱狀晶組織。大過熱度澆注及抑制對流可起到抑制形核可在鑄件中獲得柱狀晶組織。大過熱度澆注及抑制對流可起到抑制形核的作用。在普通鑄件中，柱狀晶組織會導(dǎo)致力學性能及工藝性能的惡化，不是所期的作用。在普通鑄件中，柱狀晶組織會導(dǎo)致力學性能及工藝性能的惡化，不是所期望的凝固組織。但在高溫下單向受載的鑄件中，柱狀晶會使其單向力學性能大幅度望的凝固組織。但在高溫下單向受載的鑄件中，柱狀晶會使其單

30、向力學性能大幅度提高，從而使定向凝固成為其重要的凝固技術(shù)，并已取得很大進展，對此將在第提高，從而使定向凝固成為其重要的凝固技術(shù)，并已取得很大進展，對此將在第5章中專門討論。章中專門討論。第第2節(jié)節(jié) 等軸晶的晶粒細化等軸晶的晶粒細化v晶粒尺寸是決定各類合金鑄件質(zhì)量的最重要的因素之一晶粒尺寸是決定各類合金鑄件質(zhì)量的最重要的因素之一，這是因為晶粒尺寸明，這是因為晶粒尺寸明顯影響鑄件的力學性能。鑄件的晶粒尺寸可以通過改變各種鑄造參數(shù)如冷卻速率、顯影響鑄件的力學性能。鑄件的晶粒尺寸可以通過改變各種鑄造參數(shù)如冷卻速率、或在澆注之前或澆注過程中添加合金化元素和形核劑或在澆注之前或澆注過程中添加合金化元素和形

31、核劑(晶粒細化劑晶粒細化劑)來實現(xiàn)。來實現(xiàn)。 為了控制金屬鑄件的晶粒尺寸，許多研究工作已經(jīng)完成。例如，鋁合金已經(jīng)確立為了控制金屬鑄件的晶粒尺寸，許多研究工作已經(jīng)完成。例如，鋁合金已經(jīng)確立了可靠的晶粒細化劑系列，而且已經(jīng)商品化；而對于鎂合金，類似的可靠的晶粒細了可靠的晶粒細化劑系列，而且已經(jīng)商品化；而對于鎂合金，類似的可靠的晶粒細化劑體系尚未建立起來。目前，大量的關(guān)于鎂合金的晶粒細化研究的開展并不是因化劑體系尚未建立起來。目前，大量的關(guān)于鎂合金的晶粒細化研究的開展并不是因為鎂合金比其它金屬合金的晶粒更粗大，而是因為鎂合金具有比其它大多數(shù)金屬合為鎂合金比其它金屬合金的晶粒更粗大，而是因為鎂合金具有

32、比其它大多數(shù)金屬合金更易產(chǎn)生細小晶粒的潛在優(yōu)勢。由于晶粒細化對于高性能合金發(fā)展的重要性，所金更易產(chǎn)生細小晶粒的潛在優(yōu)勢。由于晶粒細化對于高性能合金發(fā)展的重要性，所以對晶粒細化控制因素的進一步認識就非常必要。以對晶粒細化控制因素的進一步認識就非常必要。v增加形核速率和抑制晶核生長以細化晶粒是提高鑄件性能的重要途徑增加形核速率和抑制晶核生長以細化晶粒是提高鑄件性能的重要途徑。常見晶。常見晶粒細化方法及其優(yōu)缺點比較詳見書中的表粒細化方法及其優(yōu)缺點比較詳見書中的表4-1。 由表可見，快速冷卻可達到最好的細化效果，甚至得到微晶或納米晶，但對于大由表可見，快速冷卻可達到最好的細化效果，甚至得到微晶或納米晶

33、，但對于大尺寸鑄件，獲得很大的冷卻速率是非常困難的。對于普通鑄件添加晶粒細化劑是獲尺寸鑄件，獲得很大的冷卻速率是非常困難的。對于普通鑄件添加晶粒細化劑是獲得細晶組織的理想方法。得細晶組織的理想方法。1、添加晶粒細化劑的目的、添加晶粒細化劑的目的 向合金液中加入晶粒細化劑的目的在于提高合金液在凝固時的異質(zhì)形核能力，以達到細化向合金液中加入晶粒細化劑的目的在于提高合金液在凝固時的異質(zhì)形核能力，以達到細化合金基體晶粒的目的。而合金基體晶粒的目的。而細化劑的作用一般通過以下途徑體現(xiàn)細化劑的作用一般通過以下途徑體現(xiàn)： 1) 晶粒細化劑中的高熔點化合物在熔化過程中不被完全熔化，晶粒細化劑中的高熔點化合物在

34、熔化過程中不被完全熔化，在隨后的凝固過程中成為異質(zhì)形核的核心。在隨后的凝固過程中成為異質(zhì)形核的核心。 2) 晶粒細化劑中的微量元素加入合金液后，在冷卻過程中晶粒細化劑中的微量元素加入合金液后，在冷卻過程中首先形成化合物固相質(zhì)點，起到異質(zhì)形核核心的作用。首先形成化合物固相質(zhì)點，起到異質(zhì)形核核心的作用。 如向鋁合金中加入微量鈦，可以從相圖如向鋁合金中加入微量鈦，可以從相圖(見圖見圖4-7)中看出，包中看出，包晶溫度為晶溫度為665，高于純鋁的熔點，因此只需加入大于，高于純鋁的熔點，因此只需加入大于0.15%的的Ti，就會在鋁液中形成大量的，就會在鋁液中形成大量的Al3Ti固相質(zhì)點，而固相質(zhì)點，而A

35、l3Ti的結(jié)構(gòu)為的結(jié)構(gòu)為四方體晶格，與面心立方的鋁晶格形式相似，二者晶格常數(shù)相四方體晶格，與面心立方的鋁晶格形式相似，二者晶格常數(shù)相近，所以近，所以Al3Ti固相質(zhì)點就可以作為固相質(zhì)點就可以作為(Al)的異質(zhì)形核質(zhì)點；另一的異質(zhì)形核質(zhì)點；另一方面，方面，L+Al3Ti=，也使，也使依附在依附在Al3Ti固相質(zhì)點形核，從而達到細化晶粒的作用。固相質(zhì)點形核，從而達到細化晶粒的作用。 2、合金液中能夠發(fā)生異質(zhì)形核的必要條件、合金液中能夠發(fā)生異質(zhì)形核的必要條件 液相中的異質(zhì)固相顆粒能否成為異質(zhì)形核的核心液相中的異質(zhì)固相顆粒能否成為異質(zhì)形核的核心取決于這些固相顆粒與將要凝固的固相間的潤濕角取決于這些固相

36、顆粒與將要凝固的固相間的潤濕角 。在異質(zhì)形核過程中，液相中的原子集團依賴已有異質(zhì)在異質(zhì)形核過程中，液相中的原子集團依賴已有異質(zhì)固相表面并在界面張力的作用下形成如圖固相表面并在界面張力的作用下形成如圖3-14所示的所示的球冠。此時，有液球冠。此時，有液-固，液固，液-夾雜，固夾雜，固-夾雜三種界面出現(xiàn)。當達到平衡時，夾雜三種界面出現(xiàn)。當達到平衡時， Turnbull等關(guān)于異質(zhì)形核過程中的形核自由能（也叫做形核功）的推導(dǎo)表達式，等關(guān)于異質(zhì)形核過程中的形核自由能（也叫做形核功）的推導(dǎo)表達式， 當當=0， ，在無過冷情況下即可形核；當，在無過冷情況下即可形核；當 時，時， ，非自發(fā)形核不起作用。，非自

37、發(fā)形核不起作用。 由上式可以看出，潤濕角由上式可以看出，潤濕角的大小直接影響著非自發(fā)形核的難易程度，形核功與的大小直接影響著非自發(fā)形核的難易程度，形核功與成正比。成正比。在球冠體積一定的情況下，潤濕角在球冠體積一定的情況下，潤濕角愈小，球面的曲率半徑越大，這樣，在較小的過冷度愈小，球面的曲率半徑越大，這樣，在較小的過冷度下，便可出現(xiàn)達到臨界半徑條件的晶胚。因此，下，便可出現(xiàn)達到臨界半徑條件的晶胚。因此，潤濕角潤濕角越小，夾雜界面的形核能力越強越小，夾雜界面的形核能力越強。 所以，所以，當含有一定數(shù)目原子的晶胚，在夾雜表面形成一個球冠時，要比形成一個體積與之當含有一定數(shù)目原子的晶胚，在夾雜表面形

38、成一個球冠時，要比形成一個體積與之相等的完整球體具有更大的曲率半徑相等的完整球體具有更大的曲率半徑。因此，在一定的過冷度下，出現(xiàn)具有臨界曲率半徑的。因此，在一定的過冷度下，出現(xiàn)具有臨界曲率半徑的晶核時，球冠中含有的原子數(shù)比同樣曲率半徑的球體晶體中含有的原子數(shù)要少得多。由此可晶核時，球冠中含有的原子數(shù)比同樣曲率半徑的球體晶體中含有的原子數(shù)要少得多。由此可知，液相中晶胚在適當?shù)慕缑嫔闲魏藭r，體積較小的晶胚便可達到臨界曲率半徑尺寸。因知，液相中晶胚在適當?shù)慕缑嫔闲魏藭r，體積較小的晶胚便可達到臨界曲率半徑尺寸。因此，在較小的過冷度時，自發(fā)形核的速率還微不足道時，非自發(fā)形核便開始了。此，在較小的過冷度時

39、，自發(fā)形核的速率還微不足道時，非自發(fā)形核便開始了。LSSCLCcos)(316)(34232fGfrGmLSLScS)coscos32(41)cos1 (cos2(41)(32f180hoSheSGG0SG 對于給定的合金液，具有不同晶體結(jié)構(gòu)的固相顆粒發(fā)生異質(zhì)形核所需要的過冷度對于給定的合金液，具有不同晶體結(jié)構(gòu)的固相顆粒發(fā)生異質(zhì)形核所需要的過冷度T*不不同，從而形核溫度同，從而形核溫度T*不同。設(shè)不同。設(shè)T0為合金的平衡凝固溫度，則為合金的平衡凝固溫度，則 T*=T0 T* 而從圖而從圖2-8可以看出，對于給定的合金液，在異質(zhì)形核條件下，可以看出，對于給定的合金液，在異質(zhì)形核條件下， 越越小，

40、形核能力就越強。小，形核能力就越強。 圖圖4-8給出了具有不同給出了具有不同 角的異質(zhì)晶核形核的溫度條件。對于角的異質(zhì)晶核形核的溫度條件。對于 = 1的的 顆粒，凝固界面前存在很小的成分過冷，顆粒，凝固界面前存在很小的成分過冷， 即圖即圖4-8中中GT=GT1的情況，則可發(fā)生異的情況，則可發(fā)生異 質(zhì)形核。而對于質(zhì)形核。而對于 = 2的顆粒，必須進一的顆粒，必須進一 步降低溫度梯度步降低溫度梯度(達到達到GT2)才可發(fā)生異質(zhì)才可發(fā)生異質(zhì) 形核；而對于形核；而對于 = 3的顆粒，僅成分過冷的顆粒，僅成分過冷 則不足以發(fā)生異質(zhì)形核，需要獲得更大的過冷度才可能起到異則不足以發(fā)生異質(zhì)形核，需要獲得更大的

41、過冷度才可能起到異 質(zhì)形核的作用。因而，質(zhì)形核的作用。因而，存在具有小接觸角的固相顆粒是選擇存在具有小接觸角的固相顆粒是選擇晶晶 粒粒細化劑的依據(jù)細化劑的依據(jù)。而要獲得小的接觸角，異質(zhì)固相顆粒與固相而要獲得小的接觸角，異質(zhì)固相顆粒與固相 合金之間應(yīng)具有晶格匹配關(guān)系合金之間應(yīng)具有晶格匹配關(guān)系。 因此，因此，金屬液中發(fā)生異質(zhì)形核的必要條件為金屬液中發(fā)生異質(zhì)形核的必要條件為： 1) 液相中存在合適的異質(zhì)固相顆粒或基底。液相中存在合適的異質(zhì)固相顆?；蚧住?2) 液相具有異質(zhì)形核所需要的過冷度。液相具有異質(zhì)形核所需要的過冷度。 由此，也可以得出由此，也可以得出良好的晶粒細化劑應(yīng)具有以下特性良好的晶粒細

42、化劑應(yīng)具有以下特性： 1) 含有非常穩(wěn)定的異質(zhì)固相顆粒，這些顆粒不易溶解。含有非常穩(wěn)定的異質(zhì)固相顆粒，這些顆粒不易溶解。 2) 異質(zhì)固相顆粒與固相之間存在良好的晶格匹配關(guān)系，從而獲得很小的接觸異質(zhì)固相顆粒與固相之間存在良好的晶格匹配關(guān)系，從而獲得很小的接觸角角 。 3) 異質(zhì)固相顆粒非常細小，高度彌散，既能起到異質(zhì)形核的作用，異質(zhì)固相顆粒非常細小，高度彌散，既能起到異質(zhì)形核的作用， 又不影響又不影響合金的性能。合金的性能。 4) 不帶入任何影響合金性能的有害元素。不帶入任何影響合金性能的有害元素。 不同合金常用的晶粒細化劑如書中表不同合金常用的晶粒細化劑如書中表4-2所示。所示。3、鋁合金晶粒

43、細化機理研究、鋁合金晶粒細化機理研究 書中表書中表4-3列出了鋁合金常用的晶粒細化劑。列出了鋁合金常用的晶粒細化劑。 鋁合金鑄件及鑄錠的鑄造過程中添加晶粒細化劑的研究工作開展得最早，也最為成熟。鋁合金鑄件及鑄錠的鑄造過程中添加晶粒細化劑的研究工作開展得最早，也最為成熟。1950年，年，Cibula發(fā)現(xiàn)當鋁合金中含有鈦，特別是同時存在微量硼或碳時，將會使合金晶粒細發(fā)現(xiàn)當鋁合金中含有鈦，特別是同時存在微量硼或碳時，將會使合金晶粒細化。這一發(fā)現(xiàn)開創(chuàng)了化。這一發(fā)現(xiàn)開創(chuàng)了Al-Ti系列晶粒細化技術(shù)的先河。雖然也曾發(fā)現(xiàn)鋯、鉻、鈮等具有晶粒細系列晶粒細化技術(shù)的先河。雖然也曾發(fā)現(xiàn)鋯、鉻、鈮等具有晶粒細化的作用

44、，但化的作用，但Al-Ti及及Al-Ti-B中間合金則是工業(yè)上廣泛應(yīng)用的最經(jīng)濟、最有效的鋁合金晶粒細中間合金則是工業(yè)上廣泛應(yīng)用的最經(jīng)濟、最有效的鋁合金晶粒細化劑?；瘎?。Al-Ti系列晶粒細化劑中的異質(zhì)晶核是系列晶粒細化劑中的異質(zhì)晶核是TiAl3，它與，它與 -Al之間有良好的晶格匹配關(guān)系。而之間有良好的晶格匹配關(guān)系。而在在Al-Ti-B 細化劑中，起異質(zhì)形核作用的是細化劑中，起異質(zhì)形核作用的是TiB2。實驗研究證明，當合金液中存在固溶的。實驗研究證明，當合金液中存在固溶的Ti時，時，TiB2將成為將成為TiAl3的形核核心，而的形核核心，而TiAl3 則進一步作為則進一步作為 -Al的形核核心

45、。的形核核心。Al-Ti-C細化劑是與細化劑是與Al-Ti-B同時提出的鋁合金晶粒細化劑，但因同時提出的鋁合金晶粒細化劑，但因C在鋁液中溶解度極低，很難制成中間合金，因在鋁液中溶解度極低，很難制成中間合金，因而而直至直至Banerji等在等在1987年前后提出采用強力攪拌方法合成年前后提出采用強力攪拌方法合成Al-Ti-C細化劑后才得到應(yīng)用。但該工細化劑后才得到應(yīng)用。但該工藝仍過于復(fù)雜，其應(yīng)用僅限于某些藝仍過于復(fù)雜，其應(yīng)用僅限于某些Al-Ti-B不能細化的特殊鋁合金，如含不能細化的特殊鋁合金，如含Zr、Mn的鋁合金。的鋁合金。 Johnson在在1993年關(guān)于年關(guān)于Al-Ti-B晶粒細化劑對鋁

46、合金細化行為研究所確立的溶質(zhì)晶粒細化理晶粒細化劑對鋁合金細化行為研究所確立的溶質(zhì)晶粒細化理論，被認為是晶粒細化理論的重要發(fā)展。該理論基于傳統(tǒng)形核理論，將論，被認為是晶粒細化理論的重要發(fā)展。該理論基于傳統(tǒng)形核理論，將溶質(zhì)偏析和形核質(zhì)點溶質(zhì)偏析和形核質(zhì)點對晶粒尺寸的影響有機地結(jié)合到整個晶粒細化過程中對晶粒尺寸的影響有機地結(jié)合到整個晶粒細化過程中。認為，。認為，偏析能力良好的溶質(zhì)和有效的偏析能力良好的溶質(zhì)和有效的形核質(zhì)點是晶粒細化過程必不可少的兩個因素，溶質(zhì)偏析的作用導(dǎo)致枝晶生長的液形核質(zhì)點是晶粒細化過程必不可少的兩個因素，溶質(zhì)偏析的作用導(dǎo)致枝晶生長的液-固界面前固界面前沿產(chǎn)生成分過冷區(qū)，從而阻礙了

47、枝晶生長，并提供了激活成分過程區(qū)內(nèi)形核質(zhì)點的驅(qū)動力；沿產(chǎn)生成分過冷區(qū)，從而阻礙了枝晶生長，并提供了激活成分過程區(qū)內(nèi)形核質(zhì)點的驅(qū)動力；而形核質(zhì)點的形核能力決定了凝固開始及成份過冷區(qū)內(nèi)有效晶核的數(shù)量而形核質(zhì)點的形核能力決定了凝固開始及成份過冷區(qū)內(nèi)有效晶核的數(shù)量。其中，其中，溶質(zhì)元素的作用以生長抑制因子（溶質(zhì)元素的作用以生長抑制因子（GRF）表示）表示， 式中，式中，mi為兩元相圖中液相線斜率，為兩元相圖中液相線斜率，c0,I為合金中元素的原始含量，為合金中元素的原始含量，ki為溶質(zhì)分配系數(shù)。為溶質(zhì)分配系數(shù)。 表表1是根據(jù)兩元相圖所確定的鎂合金中不同溶是根據(jù)兩元相圖所確定的鎂合金中不同溶質(zhì)元素的質(zhì)元

48、素的GRF值。可以看到，鋁是鎂合金中最值。可以看到，鋁是鎂合金中最常用的合金元素，與常用的合金元素，與Zr、Ca、Si等元素相比，等元素相比，Al的的GRF值較小，因而其晶粒細化能力較弱。值較小，因而其晶粒細化能力較弱。在鋁量較低時，合金的在鋁量較低時，合金的GRF值較小，在生長的值較小，在生長的晶粒界面前沿難以產(chǎn)生較大的成分過冷，因而晶粒界面前沿難以產(chǎn)生較大的成分過冷，因而Mg-Al系鑄造合金過熱處理、氯化鐵法和加碳系鑄造合金過熱處理、氯化鐵法和加碳變質(zhì)工藝的晶粒細化效果差。變質(zhì)工藝的晶粒細化效果差。iiiikcmGRF) 1(, 0 同時，同時，形核質(zhì)點的性能對晶粒細化效果起著決定性的作用

49、形核質(zhì)點的性能對晶粒細化效果起著決定性的作用。根據(jù)形核理論，異。根據(jù)形核理論，異質(zhì)質(zhì)形核質(zhì)點的形核能力取決于形核基底與晶核相間的界面能，錯配度是決定界面能的形核質(zhì)點的形核能力取決于形核基底與晶核相間的界面能，錯配度是決定界面能的主要因素。所以，主要因素。所以，當形核質(zhì)點的形核襯底與合金基體間的晶格常數(shù)錯配度非常小當形核質(zhì)點的形核襯底與合金基體間的晶格常數(shù)錯配度非常小時，即可作為有效晶核時，即可作為有效晶核。根據(jù)。根據(jù)Bramfitt的二維點陣錯配度模型可以計算晶粒細化劑的二維點陣錯配度模型可以計算晶粒細化劑與基體相間的與基體相間的晶格錯配度晶格錯配度， 研究認為，對于鎂合金，新相在固相襯底上形

50、核應(yīng)滿足低指數(shù)晶面的錯配度小研究認為，對于鎂合金，新相在固相襯底上形核應(yīng)滿足低指數(shù)晶面的錯配度小于于15%這一條件。對于鋁合金或者鎂合金來說，溶質(zhì)元素與微量元素間的反應(yīng)形成這一條件。對于鋁合金或者鎂合金來說，溶質(zhì)元素與微量元素間的反應(yīng)形成的金屬間化合物對于鑄造合金中的質(zhì)點的形核能力和數(shù)量有著重要的影響。例如，的金屬間化合物對于鑄造合金中的質(zhì)點的形核能力和數(shù)量有著重要的影響。例如，金屬間化合物如金屬間化合物如TiB2的（的（0001）面與）面與Mg-Zn系合金中系合金中 （Mg）的（）的（0001）面的晶格）面的晶格錯配度僅為錯配度僅為5.6%，而在，而在Mg-Zn系鎂合金中系鎂合金中TiB2熔

51、點又非常高（熔點又非常高（2980），其在合），其在合金液中以固相質(zhì)點形式存在，因此，金液中以固相質(zhì)點形式存在，因此，TiB2的（的（0001）面就可以作為）面就可以作為 （Mg）相的有）相的有效異質(zhì)形核基底。效異質(zhì)形核基底。31)()(%100)(cos(31iininishklhkluvwduvwduvwdsn4、應(yīng)用晶粒細化劑時的主要控制工藝參數(shù)、應(yīng)用晶粒細化劑時的主要控制工藝參數(shù) 其中主要控制因素及條件如下：其中主要控制因素及條件如下：1）細化劑的成分及加入量細化劑的成分及加入量 傳統(tǒng)的概念認為傳統(tǒng)的概念認為Al-Ti細化劑的異質(zhì)形核核心細化劑的異質(zhì)形核核心TiAl3是通過包晶反應(yīng)形成

52、的。從圖是通過包晶反應(yīng)形成的。從圖4-7所示的所示的Al-Ti相圖可相圖可以看出，以看出，Ti的添加量的質(zhì)量分數(shù)應(yīng)大于的添加量的質(zhì)量分數(shù)應(yīng)大于0.15%，常用，常用的添加量的質(zhì)量分數(shù)為的添加量的質(zhì)量分數(shù)為0.2%。實驗表明，合金液中。實驗表明，合金液中其他微量元素會提高其他微量元素會提高TiAl3 的穩(wěn)定性。對于工業(yè)合金，的穩(wěn)定性。對于工業(yè)合金，即使以中間合金的形式加入即使以中間合金的形式加入Ti的添加量的質(zhì)量分數(shù)僅的添加量的質(zhì)量分數(shù)僅為為0.05%仍能獲得良好的晶粒細化效果。仍能獲得良好的晶粒細化效果。2）加入方式加入方式 起細化作用的元素除了以中間合金的形式加入外，起細化作用的元素除了以中

53、間合金的形式加入外，較早采用的方法是以鉀鹽的形式加入的，即直接向合較早采用的方法是以鉀鹽的形式加入的，即直接向合金液中加入金液中加入K2TiF6和和KBF4，通過這些鉀鹽的分解獲，通過這些鉀鹽的分解獲得得Ti和和B，但該方法的效果稍差，但該方法的效果稍差(見圖見圖4-10)。3）保溫時間保溫時間 晶粒細化劑加入合金液后要經(jīng)歷孕育期和衰退期。在孕育期內(nèi)，中間合金完成熔化過程并晶粒細化劑加入合金液后要經(jīng)歷孕育期和衰退期。在孕育期內(nèi)，中間合金完成熔化過程并使使起細化作用的異質(zhì)固相顆粒均勻分布并與合金液充分潤濕，逐漸達到最佳的細化效果。此后，起細化作用的異質(zhì)固相顆粒均勻分布并與合金液充分潤濕，逐漸達到

54、最佳的細化效果。此后，由于異質(zhì)固相顆粒的溶解和聚集而使細化效果下降，出現(xiàn)衰退。圖由于異質(zhì)固相顆粒的溶解和聚集而使細化效果下降，出現(xiàn)衰退。圖4-10為加入不同細化劑后為加入不同細化劑后的的細化效果變化過程。當細化效果達到最佳值時澆注是最理想的。通常存在一個可接受的保溫細化效果變化過程。當細化效果達到最佳值時澆注是最理想的。通常存在一個可接受的保溫時時間范圍。隨合金熔化溫度和細化劑的種類不同，達到最佳細化效果所需要的時間也不同。間范圍。隨合金熔化溫度和細化劑的種類不同，達到最佳細化效果所需要的時間也不同。4）澆注溫度澆注溫度 在較小的過熱度下澆注可獲得好的細化效果。隨過熱度的增大，細化效果將下降。

55、通常存在較小的過熱度下澆注可獲得好的細化效果。隨過熱度的增大，細化效果將下降。通常存在一個臨界溫度，低于該溫度時溫度變化的影響不明顯，而高于此溫度時隨溫度升高，細化在一個臨界溫度，低于該溫度時溫度變化的影響不明顯，而高于此溫度時隨溫度升高，細化效果迅速下降。該臨界溫度與合金成分和細化劑的成分及加入量有關(guān)。效果迅速下降。該臨界溫度與合金成分和細化劑的成分及加入量有關(guān)。5）其他合金元素的影響其他合金元素的影響 合金元素對晶粒細化的影響主要在于兩個方面，其一是與異質(zhì)固相顆粒發(fā)生化學作用，影合金元素對晶粒細化的影響主要在于兩個方面，其一是與異質(zhì)固相顆粒發(fā)生化學作用，影響其形核能力；其二是引起凝固過程的

56、成分過冷，為異質(zhì)形核過程提供所需要的過冷度。表響其形核能力；其二是引起凝固過程的成分過冷，為異質(zhì)形核過程提供所需要的過冷度。表觀的影響是二者綜合作用的結(jié)果。觀的影響是二者綜合作用的結(jié)果。 如如Abdel-Reiheim和和Reif研究了各種堿金屬和堿土金屬對研究了各種堿金屬和堿土金屬對Ti細化劑在細化劑在 鋁合金中晶粒細化效鋁合金中晶粒細化效果的影響，結(jié)果表明，果的影響，結(jié)果表明，Be、Mg、Ca和和Sr可提高細化效果，其中可提高細化效果，其中Ca的效果最佳。的效果最佳。二、動力學細化法二、動力學細化法 動力學細化方法主要是采用機械力或電磁力引起固相和液相的相對運動，導(dǎo)致枝晶的破碎動力學細化方

57、法主要是采用機械力或電磁力引起固相和液相的相對運動，導(dǎo)致枝晶的破碎或與鑄型分離，在液相中形成大量結(jié)晶核心，達到細化晶粒效果?；蚺c鑄型分離，在液相中形成大量結(jié)晶核心，達到細化晶粒效果。 常用的動力學細化方法常用的動力學細化方法：1. 澆注過程控制技術(shù)澆注過程控制技術(shù) 在鑄件澆注過程中，液態(tài)金屬在型壁的激冷作用下大量形在鑄件澆注過程中，液態(tài)金屬在型壁的激冷作用下大量形核，被沖擊液流帶入液相區(qū)，并發(fā)生增殖。若這些晶核在液核，被沖擊液流帶入液相區(qū)，并發(fā)生增殖。若這些晶核在液相過熱熱完全散失之前尚未被完全熔化，則成為后續(xù)凝固的相過熱熱完全散失之前尚未被完全熔化，則成為后續(xù)凝固的結(jié)晶核心。因而通過控制澆注

58、方式，使液態(tài)金屬連續(xù)沖擊鑄結(jié)晶核心。因而通過控制澆注方式，使液態(tài)金屬連續(xù)沖擊鑄型，可提供大量的晶核。型，可提供大量的晶核。 大野篤美比較了圖大野篤美比較了圖4-11所示的幾種澆注方法。采用圖所示的幾種澆注方法。采用圖4-11a所示的方法澆注，獲得的凝固組織較粗大所示的方法澆注，獲得的凝固組織較粗大 。而采用圖。而采用圖4-11b所示的方法，使液流沿型壁沖擊，則可促進形核，細化晶粒。所示的方法，使液流沿型壁沖擊，則可促進形核，細化晶粒。進一步使液流分散，采用圖進一步使液流分散，采用圖4-11c所示的沿型壁四周緩慢澆注，所示的沿型壁四周緩慢澆注，則更利于形核，并且澆注結(jié)束時過冷度較低，利于晶核的生

59、存。則更利于形核，并且澆注結(jié)束時過冷度較低，利于晶核的生存。采用圖采用圖4-11d所示的斜板澆注細化效果更好。所示的斜板澆注細化效果更好。 除控制澆注方法外，降低澆注過熱度也是細化晶粒的有效途徑。除控制澆注方法外，降低澆注過熱度也是細化晶粒的有效途徑。2. 鑄型振動鑄型振動 在凝固過程中振動鑄型可使液相和固相發(fā)生相對運動，導(dǎo)致枝晶破碎形成結(jié)晶核心。同時在凝固過程中振動鑄型可使液相和固相發(fā)生相對運動，導(dǎo)致枝晶破碎形成結(jié)晶核心。同時振動鑄型可促使晶雨的形成。由于晶雨的來源是液態(tài)金屬表面的凝固層，當液態(tài)金屬靜止時振動鑄型可促使晶雨的形成。由于晶雨的來源是液態(tài)金屬表面的凝固層，當液態(tài)金屬靜止時表面凝固

60、的金屬結(jié)殼而不能下落，鑄型振動可使殼層中的枝晶破碎，形成晶雨。表面凝固的金屬結(jié)殼而不能下落，鑄型振動可使殼層中的枝晶破碎，形成晶雨。3. 超聲波振動超聲波振動 超聲振動可在液相中產(chǎn)生空化作用，形成空隙，當這些空隙崩潰時，液體迅速補充，液體超聲振動可在液相中產(chǎn)生空化作用，形成空隙，當這些空隙崩潰時，液體迅速補充，液體流動的動量很大，產(chǎn)生很高的壓力，起到促進形核的作用。流動的動量很大，產(chǎn)生很高的壓力，起到促進形核的作用。4. 液相攪拌液相攪拌 采用機械攪拌、電磁攪拌或氣泡攪拌均可造成液相相對固相的運動，引起枝晶的折斷、破采用機械攪拌、電磁攪拌或氣泡攪拌均可造成液相相對固相的運動，引起枝晶的折斷、破