金屬材料凝固原理與技術PPT完整版全套教學課件

金屬凝固原理與技術全套PPT課件授課內容本課程以金屬材料凝固過程為主線，介紹了金屬材料凝固技術及其發(fā)展，金屬凝固的基本理論，包括液態(tài)金屬的結構，凝固過程的三傳；金屬凝固過程中的形核及長大，鑄件凝固宏觀組織及其控制技術，凝固缺陷及其控制等。介紹了典型液態(tài)成型方法及其凝固過程，包括鑄錠的凝固，連鑄坯的凝固及快速成形技術等。目的是使材料成型及控制工程專業(yè)的本科生掌握金屬材料凝固成形的基本原理及相關技術。課程安排第1章緒論（2學時）第2章液態(tài)金屬結構及性質（3學時）第3章凝固過程的傳熱（3學時）第4章金屬凝固熱力學與動力學（4學時）第5章合金的凝固（6學時）第6章凝固組織及其控制（8學時）第7章凝固缺陷及其控制（5學時）

第8章大型鑄件的凝固（4學時）第9章連鑄坯的凝固（7學時）第10章快速成形技術

（4學時）總復習（2學時）第1章緒論金屬凝固成形技術及其發(fā)展教學目的：了解：金屬凝固技術在材料加工過程中的作用；理解并掌握：1凝固理論的內容

2凝固成形的研究內容；

3凝固成形技術的發(fā)展。教學重點：經(jīng)典凝固理論的內容及現(xiàn)代凝固理論的發(fā)展凝固成形在材料加工過程中的作用凝固成形的研究內容主要內容1.1凝固技術在材料成形中的作用1.2金屬凝固理論與技術的發(fā)展1.1金屬凝固技術在材料成型中的作用傳統(tǒng)凝固技術，即鑄造，屬于典型的熱加工成形，其產(chǎn)品是鑄件或鑄坯。成形產(chǎn)品既可以作為成品件使用，也可以作為后續(xù)塑性成形、連接成形及切削成形的原料。金屬凝固成形是制造業(yè)的重要環(huán)節(jié)和組成部分，在國民經(jīng)濟中占有重要地位。材料成形與裝備制造

原材料(錠料、軋材)凝固成形塑性成形焊接成形表面加工熱處理切削加工裝配

切削加工切削加工凝固成形塑性成形焊接成形機器裝備鋼材零件材料加工的主要方法加工熱加工鑄鍛焊——凝固（液態(tài)）成形——連接成形熱處理、表面加工、粉冶加工——塑性（固態(tài)）成形冷加工——車、銑、刨、鉗、磨1.2金屬凝固理論與技術的發(fā)展1.2.1金屬凝固理論的發(fā)展凝固：液態(tài)轉變?yōu)楣虘B(tài)的過程。凝固理論的發(fā)展分為三個階段：（1）20世紀60年代前誕生了經(jīng)典凝固理論（2）20世紀60年代后的應用研究與新技術開發(fā)（3）近代凝固學發(fā)展新時期凝固是液態(tài)成形的核心，它影響著鑄件的凝固組織和凝固缺陷的形成，進而決定了產(chǎn)品的凝固質量和力學性能。凝固理論建立的基礎是傳熱學、熱力學、分子物理、金屬液態(tài)結構及流體力學等。經(jīng)典凝固理論主要包括晶體生長、晶體缺陷生長、成分過冷、凝固過程擴散場理論解、兩相區(qū)流動效應、平方根定律等。隨著計算機技術的發(fā)展，極端條件下的凝固過程（快速凝固，極低速凝固）和特殊條件下的凝固過程（微重力凝固，超重力凝固，超高壓凝固）的研究成為可能。凝固過程控制主要內容是：晶核形成、晶體長大、組織形態(tài)、溶質分布、缺陷形成及預防等。1.2.2凝固技術及其發(fā)展金屬凝固技術：指熔融金屬由液態(tài)轉變?yōu)榫哂幸欢ㄐ螤?、組織及性能的固態(tài)的過程。凝固技術包括:砂型鑄造、特種鑄造、半固態(tài)成型、快速凝固、非晶制備等。鑄造：熔煉金屬，并將熔融金屬澆注、壓射或吸入鑄型型腔中，凝固成為一定形狀和性能的鑄件。模鑄的主要工藝流程：2023/7/515

手工造型

機器造型

金屬型鑄造熔模鑄造壓力鑄造消失模鑄造陶瓷型鑄造離心鑄造連續(xù)鑄造鑄造成型工藝砂型鑄造特種鑄造思考題1.金屬凝固技術在材料加工成型中的作用是什么？2.什么是凝固？經(jīng)典凝固理論主要包括哪些內容？3.凝固過程控制的主要內容有哪些？第2章液態(tài)金屬的結構與性質

2.1液態(tài)金屬的結構

2.2液態(tài)金屬的性質

2.3金屬的凝固與結晶主要內容2.1液態(tài)金屬的結構2.1.1液體與固體、氣體結構比較及其特征晶體：

平移、對稱性特征（長程有序）原子以一定方式周期排列在三維空間的晶格結點上，同時原子以某種模式在平衡位置上作熱振動氣體：

完全無序為特征分子不停地作無規(guī)律運動

液體金屬結構特點：

長程無序——

不具備平移、對稱性；

近程有序——

相對于完全無序的氣體，液體中存在著許多不?！坝问帯敝木钟蛴行虻脑蛹瘓F，液體結構表現(xiàn)出局域范圍的有序性固態(tài)金屬-長程有序結構原子排列長程有序氣態(tài)結構原子雜亂無章的隨機分布液體金屬-近程有序結構原子局域團聚，形成小的團簇cluster2.1.2由物質熔化過程認識液體結構

物質熔化時體積變化﹑熵變(及焓變)一般均不大，金屬熔化時典型的體積變化Vm/VS（Vm為熔化時的體積增量）為3~５%左右，表明液體的原子間距接近于固體，在熔點附近其混亂度只是稍大于固體而遠小于氣體的混亂度。金屬熔化潛熱Hm比其氣化潛熱Hb小得多，為1/15~1/30，表明熔化時其內部原子結合鍵只有部分被破壞。2.1.3實際液態(tài)金屬的微觀特點“能量起伏”

——液態(tài)金屬中各微觀區(qū)域的能量處于此起彼伏，變化不定的狀態(tài)。這種微區(qū)內的能量短暫偏離其平均能量的現(xiàn)象，叫做能量起伏。

“結構起伏”——液體中大量不?！坝蝿印敝木钟蛴行蛟訄F簇時聚時散、此起彼伏的現(xiàn)象?！皾舛绕鸱?/p>

——同種元素及不同元素之間的原子間結合力存在差別，結合力較強的原子容易聚集在一起，把別的原于排擠到別處，表現(xiàn)為游動原子團簇之間存在著成分差異。2.2液態(tài)金屬的性質2.2.1液態(tài)合金的粘度2.2.2液態(tài)合金的表面張力2.2.3液態(tài)金屬的流動性及充型能力視頻2.2.1液態(tài)金屬的粘度（一）粘度表達式：

Kb——Bolzmann常數(shù)；

U

——

為無外力作用時原子之間的結合能τ0

——

為原子在平衡位置的振動周期（對液態(tài)金屬約為10-13秒）

δ——

液體各原子層之間的間距粘度的影響因素：a）LiquidNib）LiquidCo液體的粘度與溫度的關系（圖中各曲線分別為不同研究者的研究結果）（二）粘度對材料成形質量的影響影響鑄件輪廓的清晰程度；影響熱裂、縮孔、縮松的形成傾向；影響鋼鐵材料的脫硫、脫磷、擴散脫氧；影響精煉效果及夾雜或氣孔的形成。

表面張力是表面上平行于表面切線方向且各方向大小相等的張力。這種受力不均引起表面原子的勢能比內部原子的勢能高。因此，物體傾向于減小其表面積而產(chǎn)生表面張力。2.2.2液態(tài)合金的表面張力2、影響表面張力的因素1）表面張力與原子間作用力的關系：原子間結合力u0↑→表面內能↑→表面自由能↑→表面張力↑2）表面張力與原子體積成反比，與價電子數(shù)Z成正比

體積減小表面張力↑，價電子數(shù)增加表面張力↑3）表面張力與溫度：

隨溫度升高表面張力下降4）合金元素或微量雜質元素對表面張力的影響

向系統(tǒng)中加入削弱原子間結合力的組元，會使u0減小，使表面內能和表面張力降低；反之增加。液體的結構和性質與材料成形的關系液體的界面張力、潛熱等性質

凝固過程的形核及晶體生長的熱力學熔體的結構信息

凝固的微觀機制液體的原子擴散系數(shù)、界面張力、傳熱系數(shù)、結晶潛熱、粘度等性質

成分偏析、固-液界面類型及晶體生長方式熱力學性質及反應物和生成物在液相中的擴散速度

鑄造合金的精煉（凈化）2.2.3液態(tài)金屬的流動性及充型能力一、

液態(tài)金屬的流動性及其影響因素二、

液態(tài)金屬充型能力及其影響因素金屬的流動性，指熔融金屬的流動能力。

合金流動性的好壞，通常以“螺旋形流動性試樣”的長度來衡量，將金屬液體澆入螺旋形試樣鑄型中，在相同的澆注條件下，合金的流動性愈好，所澆出的試樣愈長。（一）

液態(tài)金屬的流動性1）合金成分

純金屬、共晶成分和金屬間化合物流動性好，結晶溫度范圍寬的合金流動性差。比熱容、密度較大的合金流動性好，導熱系數(shù)小的合金流動性好。2）結晶潛熱

潛熱約占金屬含量熱的85%~90%，結晶潛熱釋放越多，流動性越好。3）液態(tài)金屬的粘度及表面張力

（二）流動性的影響因素不同結晶特征的合金的流動性在一定凝固溫度范圍內結晶的亞共晶合金，凝固時鑄件內存在一個較寬的既有液體又有樹枝狀晶體的兩相區(qū)。凝固溫度范圍越寬，則枝狀晶越發(fā)達，對金屬流動的阻力越大，金屬的流動性就越差。合金的流動性與相圖的關系鐵碳合金的流動性與相圖的關系

可見，純鐵和共晶鑄鐵的流動性最好，亞共晶鑄鐵和碳素鋼隨凝固溫度范圍的增加，其流動性變差。

二、液態(tài)金屬充型能力（1）

充型能力

液態(tài)金屬充滿鑄型型腔，獲得形狀完整、輪廓清晰的鑄件的能力，稱為液態(tài)金屬充填鑄型的能力。充型能力弱，則可能產(chǎn)生澆不足、冷隔、鐵豆，以及卷入性氣孔、夾砂等缺陷。

液態(tài)金屬的充型能力取決于：內因——

金屬本身的流動性外因——

鑄型性質、澆注條件、鑄件結構等因素的影響。

表：鑄件最小壁厚金屬種類鑄件最小壁厚（mm）砂型金屬型熔模鑄造殼型壓鑄灰鑄鐵3>40.4-0.80.8-1.5--鑄鋼48-100.5-1.02.5--鋁合金33-4----0.6-0.8（2）影響充型能力的因素1）

金屬性質的影響（流動性）2）

鑄型性質的影響3）

澆注條件的影響4）

鑄件結構的影響1）金屬性質的影響純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金：在固定的凝固溫度下，已凝固的固相層由表面逐步向內部推進，固相層內表面比較光滑，對液體的流動阻力小，合金液流動時間長，所以流動性好，具有寬結晶溫度范圍的合金流動性不好；結晶潛熱（約為液態(tài)金屬熱量的85~90%）：對于純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金，放出的潛熱越多，凝固過程進行的越慢，流動性越好，因此潛熱的影響較大，對于寬結晶溫度范圍的合金潛熱對流動性影響不大。合金液的比熱、密度越大，導熱系數(shù)越小,充型能力越好；合金液的粘度，在充型過程前期（屬紊流）對流動性的影響較小，而在充型過程后期凝固中（屬層流）對流動性影響較大。例：Fe-C合金流動性與成分的關系2）鑄型性質的影響鑄型的蓄熱系數(shù)

bm越大，鑄型的激冷能力就越強，金屬液于其中保持液態(tài)的時間就越短，充型能力下降。金屬型（銅、鑄鐵、鑄鋼等）的蓄熱系數(shù)bm是砂型的十倍或數(shù)十倍以上，為了使金屬型澆口和冒口中的金屬液緩慢冷卻，常在一般的涂料中加入bm很小的石棉粉。3）澆注條件的影響

澆注溫度越高、充型壓頭越大，則液態(tài)金屬的充型能力越好；澆注系統(tǒng)（直澆道、橫澆道、內澆道）的復雜程度，鑄件的壁厚與復雜程度等也會影響液態(tài)金屬的充型能力。4）

鑄件結構的影響（a）折算厚度（當量厚度、模數(shù)）

R=V（鑄件體積）/S（鑄件散熱表面積）或R=F（鑄件的斷面積）/P（斷面周長）（b）鑄件的復雜程度2.3金屬的凝固與結晶凝固：物質從液態(tài)到固態(tài)的轉變過程。2.3.1金屬的結晶結晶：材料由液態(tài)轉變?yōu)榫B(tài)固體。晶體材料有哪些？2.3.2非晶體金屬的結構與性能非晶態(tài)金屬有時又稱為“金屬玻璃”，其從液態(tài)冷卻成固體的過程中未發(fā)生結晶。固體等同于晶體嗎？一、非晶態(tài)金屬的結構非晶態(tài)金屬中存在短程或中程有序結構。Cluster模型示意圖二、非晶態(tài)金屬的性能物理性能、磁學性能、化學性能三、非晶態(tài)金屬的應用鋯-鈦基塊體玻璃的斷裂強度達2000MPa，表現(xiàn)出非常好的彈性，現(xiàn)已被用于制作高爾夫球桿的擊球部位?？臻g探索、飛行器的構件，精密光學器件和生物醫(yī)學移植物等方面具有巨大應用潛力。圖1-21Fe-C合金流動性與成分的關系合金的螺旋形流動性實驗在相同的條件下澆注各種合金的流動性試樣，以試樣的長度表示該合金的流動性，并以所測得的合金流動性表示合金的充型能力。1.澆口杯,2.低壩,3.直澆道,4.螺旋5.高壩,6.溢流道,7.全壓井本章小結一、掌握1、液態(tài)金屬的結構（近程有序）2、流動性、充型能力二、了解液態(tài)金屬的粘度、表面張力思考題1.液態(tài)金屬的性質受哪些因素影響？2.流動性和充型能力有什么不同？流動性和充型能力分別受哪些因素影響？3.凝固與結晶有什么區(qū)別？4.晶體與非晶體結構有什么區(qū)別與聯(lián)系？第3章凝固過程的傳熱主要內容3.1凝固過程的傳熱3.2凝固時間的計算3.3液態(tài)金屬凝固溫度場3.1凝固過程的傳熱3.1.1凝固過程的傳熱特點金屬凝固過程中，其傳熱特點可簡要概括為：“一熱、二遷、三傳”?！耙粺帷?，即在凝固過程中熱量的傳輸是第一位的，是最重要的，它是凝固過程能否進行的驅動力。（1）溫度場基本概念不穩(wěn)定溫度場：溫度場不僅在空間上變化，并且也隨時間變化的溫度場：穩(wěn)定溫度場：不隨時間而變的溫度場（即溫度只是坐標的函數(shù)）：（2）熱傳導過程的偏微分方程三維傅里葉熱傳導微分方程為：式中:——

導溫系數(shù)，；

——

拉普拉斯運算符號。二維傳熱：一維傳熱：

鑄件凝固過程基本方程求解凝固過程溫度場要描述溫度隨空間和時間的變化規(guī)律，要求助于導熱偏微分方程：

λ--導熱系數(shù)；T--熱力學溫度；

--單位體積物體單位時間內釋放的熱量；c--比熱容；ρ--密度；t--時間。

對具體熱場用上述微分方程進行求解時，需要根據(jù)具體問題給出導熱體的初始條件與邊界條件。初始條件：初始條件是指物體開始導熱時（即t=0時）的瞬時溫度分布。邊界條件：邊界條件是指導熱體表面與周圍介質間的熱交換情況?！岸w”所謂“二遷”，是指在金屬凝固時存在著兩個界面，即固—液界面和金屬—鑄型界面，而這兩個界面隨著凝固進程而發(fā)生動態(tài)遷移，并使得界面上的傳熱現(xiàn)象變得極為復雜。常見的邊界條件有以下三類：第一類邊界條件：給定物體表面溫度隨時間的變化關系

第二類邊界條件：給出通過物體表面的比熱流隨時間的變化關系

第三類邊界條件：給出物體周圍介質溫度以及物體表面與周圍介質的換熱系數(shù)純金屬在鑄型中凝固傳熱模型K-導熱C-對流R-輻射N-牛頓界面換熱“三傳”所謂“三傳”，即金屬的凝固過程是一個同時包含動量傳輸、質量傳輸和熱量傳輸?shù)娜齻黢詈系娜S傳熱物理過程，而在熱量傳輸過程中同時存在有導熱、對流和輻射傳熱這三種傳熱方式。

3.1.2界面熱阻與傳熱在鑄件凝固過程中，如果不計液體金屬的熱阻，金屬的凝固速度主要受如下三種熱阻的控制，即

Rs=s/λs

Rm=Im/λm

Ri=1/hi式中Rs、Rm、Ri——已凝固的固體金屬層、鑄型和界面熱阻；

S、Im——凝固層厚度和鑄型厚度。3.2凝固時間的計算

鑄件的凝固時間：是指從液態(tài)金屬充滿型腔后至凝固完畢所需要的時間。鑄件凝固時間是制訂生產(chǎn)工藝、獲得穩(wěn)定鑄件質量的重要依據(jù)。3.2.1平方根定律法平方根定律指凝固層厚度與時間的平方根成正比，即（3.1）式中：s--凝固層厚度，cm；t--凝固時間，min；K--鑄件的凝固系數(shù)，cmmin-1/2。常見材料的凝固系數(shù)鑄件材料鑄型灰鑄鐵砂型0.72金屬型2.2可鍛鑄鐵砂型1.1金屬型2.0鑄鋼砂型1.3金屬型2.6黃銅砂型1.8金屬型3.0鑄鋁砂型—金屬型3.13.2.2當量厚度法對于任意形狀的鑄件，可以用其體積V與表面積S的比值V/S來代替鑄件的厚度，該厚度稱為當量厚度或模數(shù)。由平方根定律得

（3.2）式中M—模數(shù)

例1.比較體積大小均為1的球狀、塊狀、板狀鑄件凝固時間的長短。3.3液態(tài)金屬凝固溫度場

3.3.1鑄件溫度場的研究方法（1）數(shù)學解析法解析法是在一定的假設條件下，結合邊界條件，直接從傳熱微分方程中求出溫度場的解析解。（2）數(shù)值計算法從鑄件凝固過程中抽象出數(shù)學模型，并對實際凝固過程進行幾何簡化，利用有限元法、邊界元法或有限差分法對上述簡化的幾何模型進行網(wǎng)格劃分，通過計算機進行數(shù)值計算，得到鑄件凝固溫度場的方法。（3）測溫法是通過向鑄型和鑄件型腔中安放熱電偶直接測出凝固過程中鑄件各點溫度隨時間變化，得到溫度-時間曲線，根據(jù)曲線繪制不同時刻鑄件斷面溫度場和鑄件凝固動態(tài)曲線（CCT）的方法。3.3.2鑄件溫度場的影響因素一.金屬性質的影響因素

(1)熱擴散率；(2)結晶潛熱；(3)液-固相線溫度二.鑄型性質的影響

(1)鑄型的蓄熱系數(shù)；(2)鑄型溫度三.澆注條件的影響液態(tài)金屬的澆注溫度四.鑄件結構的影響

(1)鑄件壁厚（當量厚度、模數(shù)）

(2)鑄件的形狀例2鑄件在砂型中凝固的溫度場實驗測量

實驗裝置3.3.3鑄件凝固方式及其影響因素一.凝固方式（1）逐層凝固方式合金在凝固過程中其斷面上固相和液相由一條界線清楚地分開，稱為逐層凝固。常見如灰鑄鐵、低碳鋼、工業(yè)純銅、工業(yè)純鋁、共晶鋁硅合金等。（2）體積凝固方式合金在凝固過程中先呈糊狀而后凝固，稱為體積凝固。如，球墨鑄鐵、高碳鋼、錫青銅等。（3）中間凝固方式大多數(shù)合金的凝固介于逐層凝固和糊狀凝固之間，稱為中間凝固方式。如，中碳鋼、高錳鋼、白口鑄鐵等。二.鑄件凝固方式的影響因素（1）合金結晶溫度范圍凝固區(qū)間的寬度隨合金的結晶溫度范圍增大而加大。在砂型鑄造時，低碳鋼鑄件的凝固方式為逐層凝固；中碳鋼鑄件為中間凝固方式；高碳鋼鑄件為體積凝固方式。（2）鑄件截面溫度梯度當合金成分確定后，凝固區(qū)間的寬度隨溫度梯度增大而減小。影響鑄件截面溫度梯度的因素都對凝固區(qū)間的寬度起作用。主要有合金的傳熱能力、鑄型的蓄熱能力和金屬的澆注溫度。本章小結1.凝固過程的傳熱特點。2.凝固時間、凝固層厚度的計算。3.凝固溫度場及其研究方法4.鑄件凝固方式及其影響因素作業(yè)1.論述凝固傳熱過程的特點？2.邊界條件對凝固溫度場有哪些影響。3.凝固層厚度與凝固時間有什么函數(shù)關系？第三章金屬凝固熱力學與動力學75第4章金屬凝固熱力學與動力學4.1凝固熱力學4.2凝固動力學4.3純金屬的晶體長大主要內容4.1凝固熱力學4.1.1液-固相變驅動力4.1.2溶質平衡分配系數(shù)（K0）4.1.1液-固相變驅動力熱力學條件：

LS,G<0,過程自發(fā)進行T=Tm時，故ΔGV只與ΔT有關。因此液態(tài)金屬（合金）凝固的驅動力是由過冷度提供的，或者說過冷度ΔT就是凝固的驅動力。圖1液-固兩相自由能與溫度的關系△GA高能態(tài)區(qū)即為固態(tài)晶粒與液態(tài)相間的界面，界面具有界面能，它使體系的自由能增加，它由金屬原子穿越界面過程所引起在相變驅動力的驅使下，借助于起伏作用來克服能量障礙圖2金屬原子在結晶過程中的自由能變化K0定義為恒溫T*下溶質在固液兩相的物質分數(shù)C*s與C*L

達到平衡時的比值。

K0的物理意義：對于K0＜1，K0越小，固相線、液相線張開程度越大，固相成分開始結晶時與終了結晶時差別越大，最終組織的成分偏析越嚴重。因此，常將∣1-K0∣稱為“偏析系數(shù)”。4.1.2溶質平衡分配系數(shù)（K0）4.2凝固動力學

4.2.1均質形核

4.2.2非均質形核4.2.1均質形核均勻形核

：形核前液相金屬或合金中無外來固相質點而從液相自身發(fā)生形核的過程，所以也稱“自發(fā)形核”。非均勻形核：依靠外來質點或型壁界面提供的襯底進行生核過程，亦稱“異質形核”或“非自發(fā)形核”。一、形核功及臨界半徑二、形核率一、形核功及臨界半徑晶核形成時，系統(tǒng)自由能變化由兩部分組成，即作為相變驅動力的液-固體積自由能之差（負）和阻礙相變的液-固界面能（正）：

r＜r*時，r↑→ΔG↑r=r*時，ΔG達到最大值ΔG*r＞r*時，r↑→ΔG↓液相中形成球形晶胚時自由能變化令：

得臨界晶核半徑r*：

即：臨界形核功ΔG*的大小為臨界晶核表面能的三分之一，它是均質形核所必須克服的能量障礙。形核功由熔體中的“能量起伏”提供。因此，過冷熔體中形成的晶核是“結構起伏”及“能量起伏”的共同產(chǎn)物。經(jīng)推導得：二、形核率

式中，ΔGA為擴散激活能。對于一般金屬，溫度降到某一程度，達到臨界過冷度（ΔT*），形核率迅速上升。計算及實驗均表明:ΔT*～0.2Tm

均質形核的形核率與過冷度的關系形核率：是單位體積中、單位時間內形成的晶核數(shù)目。88第三章金屬凝固熱力學與動力學實際生產(chǎn)中，即使是在區(qū)域精煉的條件下，每1cm3的液相中也有約106個邊長為103個原子的立方體的微小雜質顆粒，因此均質形核是不太可能的。4.2.2非均質形核非均勻（質）形核，晶核依附于夾雜物的界面或型壁上形成。合金液體中存在的大量高熔點微小雜質，可作為非均質形核的基底。這不需要形成類似于球體的晶核，只需在界面上形成一定體積的球缺便可成核。非均質形核過冷度ΔT比均質形核臨界過冷度ΔT*小得多時就大量成核。

一、非均質形核形核功

二、非均質形核形核條件一、非均質形核形核功非均質形核臨界晶核半徑：

與均質形核完全相同。

非均質形核功

當θ＝0o時，ΔGhe=0，此時在無過冷情況下即可形核

當θ＝180o時，ΔGhe=ΔGho一般θ遠小于180o，ΔGhe

遠小于ΔGho。如圖所示。非均質形核、均質形核

過冷度與形核率非均質形核與均質形核時臨界曲率半徑大小相同，但球缺的體積比均質形核時體積小得多。因此非均質形核在較小的過冷度下就可以得到較高的形核率。二、非均質形核的形核條件

結晶相的晶格與雜質基底晶格的錯配度的影響

晶格結構越相似，它們之間的界面能越小

，越易形核。

雜質表面的粗糙度對非均質形核的影響

凹面雜質形核效率最高，平面次之，凸面最差。93第三章金屬凝固熱力學與動力學4.3純金屬的晶體長大一、液-固界面自由能及界面結構

二、晶體長大機制三、晶體宏觀生長方式

一、液-固界面自由能及界面結構

粗糙界面與光滑界面界面結構類型的判據(jù)

界面結構與冷卻速度1、粗糙界面與光界滑面粗糙界面：界面固相一側的點陣位置只有約50%被固相原子所占據(jù)，形成坑坑洼洼、凹凸不平的界面結構。粗糙界面也稱“非小晶面”或“非小平面”。光滑界面：界面固相一側的點陣位置幾乎全部為固相原子所占滿，只留下少數(shù)空位或臺階，從而形成整體上平整光滑的界面結構，也稱“小晶面”或“小平面”。

粗糙界面與光滑界面是在原子尺度上的界面差別，注意要與凝固過程中固－液界面形態(tài)差別相區(qū)別，后者尺度在μm數(shù)量級。2、界面結構類型的判據(jù)

如何判斷凝固界面的微觀結構？設晶體內部原子配位數(shù)為ν，界面上（某一晶面）的配位數(shù)為η，晶體表面上N個原子位置有NA個原子（），則在熔點Tm時，單個原子由液相向固-液界面的固相上沉積的相對自由能變化為：

被稱為Jackson因子，

ΔSf為單個原子的熔融熵?！?的物質，凝固時固-液界面為粗糙面，因為X=0.5（晶體表面有一半空缺位置）時有一個極小值，即自由能最低。大部分金屬屬此類；凡屬＞5的物質凝固時界面為光滑面，非常大時，ΔFS的兩個最小值出現(xiàn)在x→0或1處（晶體表面位置已被占滿）。有機物及無機物屬此類；

=2～5的物質，常為多種方式的混合，Bi、Si、Sb等屬于此類。3、界面結構與冷卻速度

過冷度大時，生長速度快，界面的原子層數(shù)較多，容易形成粗糙界面結構。過冷度對不同物質存在不同的臨界值，越大的物質，變?yōu)榇植诿娴呐R界過冷度也就越大。

如：白磷在低長大速度時（小過冷度ΔT）為小晶面界面，在長大速度增大到一定時（大過冷度），卻轉變?yōu)榉切【?。二、晶體長大機制

上述固-液界面的性質（粗糙面還是光滑面），決定了晶體長大方式的差異。

連續(xù)長大

臺階方式長大（側面長大）1、連續(xù)長大

粗糙面的界面結構，許多位置均可為原子著落，液相擴散來的原子很容易被接納與晶體連接起來。由于前面討論的熱力學因素，生長過程中仍可維持粗糙面的界面結構。只要原子沉積供應不成問題，可以不斷地進行“連續(xù)長大”。

其生長方向為界面的法線方向，即垂直于界面生長。2、臺階方式長大（側面長大）

光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個原子與晶面的結合較弱，容易脫離。只有依靠在界面上出現(xiàn)臺階，然后從液相擴散來的原子沉積在臺階邊緣，依靠臺階向側面長大。故又稱“側面長大”?！皞让骈L大”方式的三種機制（1）二維晶核機制：臺階在界面鋪滿后即消失，要進一步長大仍須再產(chǎn)生二維晶核；

105第三章金屬凝固熱力學與動力學（2）螺旋位錯機制：螺旋位錯臺階在生長過程中不會消失；

（3）孿晶面機制：長大過程溝槽可保持下去，長大不斷地進行。106第三章金屬凝固熱力學與動力學107第三章金屬凝固熱力學與動力學3、晶體長大速度1、連續(xù)長大2、二維晶核臺階長大3、螺旋位錯臺階長大108第三章金屬凝固熱力學與動力學三、晶體宏觀生長方式粗糙界面晶體的生長方式與溫度梯度109第三章金屬凝固熱力學與動力學1.正溫度梯度下生長的晶體形態(tài)110第三章金屬凝固熱力學與動力學2.負溫度梯度下生長的晶體形態(tài)K0對合金凝固組織成分偏析的影響（自左向右定向凝固）本章小結1.凝固的熱力學條件2.均質形核、非均質形核；3.固-液界面結構；4.晶體長大機制及長大方式；5.平衡分配系數(shù)的物理意義及其計算。113第三章金屬凝固熱力學與動力學作業(yè)1.液態(tài)金屬的形核方式有哪幾種，試分析青銅鑄件以什么方式形核，為什么？2.晶體長大方式有哪些，其長大方式受什么因素的影響，試分析合金鋼鑄件凝固過程中的長大方式？3.什么是粗糙界面；什么是光滑界面？4.當固液界面是負溫度梯度時，共晶合金的固液界面的生長形態(tài)如何？5.簡述平衡分配系數(shù)的物理意義。114第5章合金的凝固1155.1凝固過程溶質再分配5.2合金凝固界面前沿的成分過冷5.3“成分過冷”對單相固溶體結晶形態(tài)的影響5.4共晶合金的凝固5.5包晶合金的凝固主要內容1165.1凝固過程溶質再分配一、平衡凝固二、液相充分混合均勻三、液相只有有限擴散四、液相中部分混合（有對流作用）由于合金在結晶過程中，析出固相的溶質含量不同于液相，而使固—液界面前的液體溶質富集或貧化的現(xiàn)象，稱為溶質再分配。117一、平衡凝固條件下的溶質再分配平衡凝固是指液、固相溶質成分完全達到平衡狀態(tài)圖對應溫度的平衡成分，即固、液相中成分均能及時充分擴散均勻。118開始（

T=TL）時：

CS=K0C0CL=C0119凝固過程中(T=T*)：120凝固終了時，固相成分均勻地為:CS=C0121二、液相充分混合均勻時的溶質再分配該情況下溶質在固相中沒有擴散，而在液相中充分混合均勻。起始凝固時：CS=K0C0，CL=C0122該情況下溶質在固相中沒有擴散，而在液相中充分混合均勻。凝固過程中固－液界面上的成分為（Scheil公式）：接著凝固時由于固相中無擴散，成分沿斜線由K0C0逐漸上升。123隨著固相分數(shù)（fs）增加，凝固界面上固、液相中的溶質含量均增加，因此已經(jīng)凝固固相的平均成分比平衡的要低。當溫度達到平衡的固相線時，勢必仍保留一定的液相，甚至達到共晶溫度TE時仍有液相存在。這些保留下來的液相在共晶溫度下將在凝固末端形成部分共晶組織。124三、液相有限擴散時的溶質再分配凝固過程分三個階段：最初過渡區(qū)穩(wěn)定態(tài)區(qū)最后過渡區(qū)

125凝固穩(wěn)定狀態(tài)階段富集層溶質分布規(guī)律（指數(shù)衰減曲線）：126四、液相中部分混合時的溶質再分配

在部分混合情況下，固-液界面處的液相中存在一擴散邊界層，在邊界層內只靠擴散傳質（靜止無對流），在邊界層以外的液相因有對流作用成分得以保持均一。液相部分混合達穩(wěn)態(tài)時C*s及C*L值：

四種單向凝固條件下的溶質分布情況示意圖。127例題用Al-10%Cu合金澆注一水平細長試棒，使其自左至右單向凝固，并保持固－液界面為平面，當完全平衡凝固，凝固后試棒中共晶體的數(shù)量有多少？當固相無Cu的擴散，液相中Cu均勻混合時，求：凝固20%時，固液界面的和，凝固完畢，共晶體所占比例。1285.2合金凝固界面前沿

的成分過冷一、“成分過冷”條件和判據(jù)二、“成分過冷”的過冷度129一、“成分過冷”條件和判據(jù)

“成分過冷”的形成條件分析

（K0＜1情況下)：→

界面前沿形成溶質富集層→

液相線溫度TL(x’)隨x’增大上升→當GL（界面前沿液相的實際溫度梯度）小于液相線的斜率時，即:

出現(xiàn)“成分過冷”。130成分過冷：結晶時，固液界面前方某一區(qū)域內，液體的實際溫度低于平衡結晶溫度，即該部分液體處于過冷狀態(tài)，這種過冷是結晶過程中由液相中的溶質再分配引起的，稱為成分過冷。131成分過冷的本質（1）溶質富集使平衡結晶溫度大為降低，減小了實際過冷度，甚至阻礙晶體生長。（2）成分過冷使界面不穩(wěn)定，將不能保持平面。(b)無溶質再分配的界面前過冷情況?有成分過冷132液相中只有有限擴散時形成“成分過冷”的判據(jù)“成分過冷”判據(jù)133由判據(jù)可見，下列條件有助于形成“成分過冷”：液相中溫度梯度小（GL?。痪w生長速度快（R大）；液相線斜率大（mL大）；原始成分濃度高（C0大）；液相中溶質擴散系數(shù)?。―L小）；K0＜1時，K0越小，成分過冷度越大。工藝因素材料因素134二、“成分過冷”的過冷度

以液相只有擴散的情況為例：

“成分過冷”區(qū)的最大過冷度：“成分過冷”出現(xiàn)的區(qū)域寬度：1355.3“成分過冷”對單相固溶體合金結晶形態(tài)的影響一、“成分過冷”對合金固溶體晶體形貌的影響二、成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌三、較寬成分過冷作用下的枝晶生長四、自由樹枝晶的生長五、枝晶間距136一、“成分過冷”對合金固溶體

晶體形貌的影響隨“成分過冷”程度增大，固溶體生長方式：

→平面晶→胞狀晶

→胞狀樹枝晶(柱狀樹枝晶)

→內部等軸晶(自由樹枝晶)137二、成分過冷作用下的胞狀組織

的形成及其形貌胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l—0.1cm之間，隨著成分過冷的增大，發(fā)生：

溝槽不規(guī)則的胞狀界面狹長的胞狀界面規(guī)則胞狀態(tài)胞狀晶的生長方向垂直于固-液界面（與熱流相反與晶體學取向無關）。胞狀晶可認為是一種亞結構。138三、較寬成分過冷作用下的枝晶生長隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬→胞晶凸起伸向熔體更遠處→胞狀晶擇優(yōu)方向生長→胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣→短小的鋸齒狀“二次枝晶”（胞狀樹枝晶）在成分過冷區(qū)足夠大時，二次枝晶上長出“三次枝晶”139四、自由樹枝晶的生長形成方向各異的等軸晶（自由樹枝晶）等軸枝晶的存在阻止了柱狀晶區(qū)的單向延伸，此后的結晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體內部推進的過程。

界面前成分過冷的極大值>非均質形核所需的過冷度140五、枝晶間距枝晶間距：指相鄰同次枝晶間的垂直距離。它是樹枝晶組織細化程度的表征。實際中，枝晶間距采用金相法測得統(tǒng)計平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d1、和二次分枝間距

d2

兩種。材料性能好熱裂紋傾向小且分散顯微縮松、夾雜物細小成分趨于均勻化細晶強化效果顯著枝晶間距小通常用二次枝晶間距來表示凝固組織的粗細程度1415.4共晶合金的凝固（a）層片狀（b）棒狀（c）球狀或短棒狀（d）針狀（e）螺旋狀1425.4共晶合金的凝固

大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，多相合金的凝固比單相固溶體的凝固情況復雜。本節(jié)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。一、共晶組織的分類及特點二、共晶組織的形成143一、共晶組織的分類及特點（一）規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶（二）非平衡狀態(tài)下的共晶共生144（一）規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶規(guī)則共晶：金屬—金屬，如:Pb-Sn，Ag-Cu層片狀共晶

金屬—金屬間化合物，如:Al-Al3Ni棒狀共晶

非規(guī)則共晶金屬—非金屬，如:Fe-C,Al-Si

共晶非金屬—非金屬，如:玻璃，琥珀睛-茨醇共晶

粗糙－粗糙界面粗糙—光滑界面光滑—光滑界面145粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶

金屬-金屬共晶金屬-金屬間化合物共晶規(guī)則共晶長大時，兩相彼此緊密相連，相互依賴生長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質的運動。這種長大方式稱之為“共生生長”。典型的顯微形態(tài):有規(guī)則的層片狀，或其中有一相為棒狀，因此稱為“規(guī)則共晶”。146圖Al-Al3Ni棒狀共晶（上——縱截面，下——橫截面）圖Pb-Sn層片狀共晶147粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶

金屬-非金屬共晶屬于第Ⅱ類共晶體，長大過程往往仍是相互偶合的“共生”長大，但由于①小晶面相晶體長大具有強烈的方向性（非金屬相）

②對凝固條件十分敏感（如雜質元素或變質元素）容易發(fā)生彎曲和分枝，所得到的組織較為無規(guī)則，屬于“不規(guī)則共晶”。148Al-Si共晶合金組織149根據(jù)平衡相圖，共晶反應只發(fā)生在一個固定的成分，任何偏離這一成分的合金凝固后都不能獲得100％的共晶組織。但在非平衡凝固狀態(tài)下出現(xiàn)了偽共晶、離異共晶。（二）非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)150(1)偽共晶-共生區(qū)在無限緩慢的冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點E，非平衡凝固條件下出現(xiàn)共生區(qū)。151(2)離異共晶152二、共晶組織的形成（一）非小晶面—

非小晶面共生共晶的形成（二）非小晶面—

小晶面共晶合金的結晶153（一）非小晶面—非小晶面

共生共晶的形成層片狀共晶組織的形核及長大棒狀共晶生長154層片狀共晶組織的形核及長大

層片狀共晶組織是最常見的一類非小晶面—非小晶面共生共晶組織。層片狀共晶組織的形成過程：1、層片狀共晶生核過程及“搭橋”方式2、共生過程的協(xié)同生長3、片層距的調整4、胞狀、樹枝狀共晶的形成155共晶團的形成領先相富A組元的α固溶體小球析出界面前沿B組元原子的不斷富集向前方及側面的熔體中排出A組元原子β相沿著α相的球面與側面迅速鋪展形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心β相固溶體在α相球面上的析出α相依附于β相的側面長出分枝交替進行……

1、層片狀共晶生核過程及“搭橋”方式156“搭橋”方式：領先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構成所需的共生界面，而不需要每個層片重新生核。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意圖1572、共生過程的協(xié)同生長兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，由于α相前沿富B，而β相前沿富A，擴散速度正比于溶質的濃度梯度，因此橫向擴散速度比縱向大得多。共晶兩相通過橫向擴散不斷排走界面前沿積累的溶質，且又互相提供生長所需的組元，齊頭并進地向前生長。1583、片層距的調整B原子聚集而濃度升高Α相推進的速度變慢→形成凹坑→

B原子擴散越發(fā)困難→

β相片層則在此處形成，凝固速度越快，相應的片層距就會越小。α相片層中心處B原子擴散比α-β交界要困難得多1594、胞狀、樹枝狀共晶的形成

（第三組元的影響）A、B兩相每相排出第三組元的原子無法橫向擴散，只能向液體內部擴散形成富集層（達到幾百個層片厚度數(shù)量級）在適當?shù)墓に嚄l件下(如GL較小、R較大時)，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷導致界面形態(tài)的改變，形成胞狀界面當?shù)谌M元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過冷進一步擴大，胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶組織。160棒狀共晶生長形成棒狀共晶的一般條件：

如果一相的體積分數(shù)小于1／π時，該相將以棒狀結構出現(xiàn)；如果體積分數(shù)在1/π~?

之間時，兩相均以片狀結構出現(xiàn)。

棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。161第三組元的影響如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅在某一個相的固-液界面前沿富集（出現(xiàn)成分過冷），阻礙該相繼續(xù)長大。而另一相長大速度相對較快，通過搭橋作用，落后的一相將被生長快的一相割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀組織。162（二）非小晶面—小晶面共晶合金的結晶由于小晶面本身存在著多種不同的生長機制，故這類共晶合金比非小晶面-非小晶面共晶合金具有更為復雜的組織形態(tài)變化，且對生長條件的變化也表現(xiàn)出高度的敏感。即使是同一種合金，在不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最具有代表性的是Fe-C

和A1-Si

兩種合金。163在高純度Fe-C合金共晶凝固中，領先相石墨的外露面為（0001）基面，往往按螺旋位錯生長機制垂直于基面按[000l]方向生長，從而形成球狀石墨+奧氏體暈圈的離異共晶組織。鑄鐵中石墨的共晶共生生長164在一般工業(yè)Fe-C合金中，由于氧、硫等第三組元雜質的影響，共晶石墨則以旋轉孿晶生長機制沿[10T0]

方向生長，從而形成片狀石墨結構的共生共晶組織。如果在工業(yè)鐵液中加入微量的鎂或鈰等球化元素，也可得到球狀石墨的離異共晶組織。165Al–Si合金共生生長當領先相Si以孿晶生長在界面前沿不斷分枝生長時，形成的共生共晶組織是在α-A1的連續(xù)基體中分布著紊亂排列的板片狀Si的兩相混合體。166在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量變質元素，共晶生長中不斷封鎖共晶Si原有反射孿晶臺階而又不斷產(chǎn)生新的反射孿晶，使共晶Si不斷分枝，粗片狀共晶Si大大細化，并逐漸轉變?yōu)槔w維狀共晶Si的組織。1675.5包晶合金的凝固

Pt-Ag合金相圖和包晶轉變特征a）Pt-Ag合金相圖b）包晶轉變特征168包晶反應及其組織的形成Ag-56.0%Zn縱截面凝固組織照片(a)

（a）v=1mm/min，固液界面處；（b）v=10mm/min，距固液界面處15mm處169亞包晶鋼板坯表面縱裂紋的形成板坯表面縱裂紋形貌（含碳量0.14%）170

液相只有有限擴散凝固條件下溶質再分配171

單向凝固時鑄棒內溶質的分布

172a）變質前,b)0.1%Sr變質后,c)0.1%Sr變質后x1000x2000,x6000Al-Si共晶合金Sr變質前后的共晶Si形態(tài)173本章小結一、概念：溶質再分配、成分過冷二、分析理解：1.成分過冷對合金單相固溶體凝固界面前沿晶體的結晶形態(tài)有哪些影響？2.共晶組織的分類、特點。三、計算：溶質再分配對鑄件中溶質含量影響的定量計算。174作業(yè)1.用Al-15%Cu合金澆注一水平細長試棒，使其自左至右單向凝固，并保持固－液界面為平面，當完全平衡凝固，凝固后試棒中共晶體的數(shù)量有多少？當固相無Cu的擴散，液相中Cu均勻混合時，求：凝固17%時，固液界面的和，凝固完畢，共晶體所占比例。2.什么是二次枝晶間距？影響枝晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與材料的力學性能有什么關系？175第6章凝固組織及其控制176

6.1鑄件的宏觀組織

6.2宏觀組織的形成

6.3鑄件宏觀組織的控制6.4非晶合金的制備技術

6.5真空及電磁場對液態(tài)成型過程的影響主要內容1776.1鑄件的宏觀組織激冷晶區(qū)的晶粒細小柱狀晶區(qū)的晶粒垂直于型壁排列，且平行于熱流方向內部等軸晶區(qū)的晶粒較為粗大表層激冷晶區(qū)中間柱狀晶區(qū)內部等軸晶區(qū)1781合金性質(1)溶質含量的高低，溶質含量高樹枝晶較發(fā)達。(2)結晶溫度范圍的寬窄，有較寬的生核區(qū)域，容易形成枝晶或等軸晶組織。(3)液態(tài)金屬內是否含有強生核劑，含有強生核劑，易形成等軸晶組織。一、影響鑄件宏觀組織的主要因素179

(1)澆注溫度較低，液態(tài)金屬過熱度較小，與澆道內壁接觸時能生成大量的游離晶粒也有助于游離晶粒的殘存，這對等軸晶的形成和細化有利。反之，有利于柱狀晶的形成。

(2)能強化金屬液流對型壁沖刷作用的澆注工藝均能擴大并細化等軸晶區(qū)。(3)結晶過程中是否存在較長時間的激烈對流

2澆注條件1803鑄型性質和鑄件結構對于薄壁鑄件，激冷可以使整個斷面同時產(chǎn)生較大的過冷。鑄型溫度越低、蓄熱系數(shù)越大，界面溫度梯度越大，液體生核能力越強。采用金屬型鑄造比砂型鑄造易獲得細等軸晶的金屬組織。對于厚壁鑄件，其影響則非常復雜。鑄件結構越復雜、壁厚越薄，越易得到細等軸晶組織；反之，則利于形成柱狀晶。

181圖6.2幾種不同類型的鑄件宏觀組織示意圖（a）柱狀晶;（b）表面細等軸晶加柱狀晶;（c）三個晶區(qū);（d）等軸晶182柱狀晶本身比較致密，有良好的強度和塑性，但柱狀晶較粗大，晶界上富集易熔而力學性能較差的雜質和缺陷，使晶粒間的聯(lián)系大大削弱。故柱狀晶力學性能有明顯方向性，縱向好，橫向差，鑄件在凝固冷卻過程中還容易沿晶界開裂。等軸晶的晶界長，雜質和缺陷分布比較分散，且各晶粒的位相都不同，故方向性小，比較穩(wěn)定。晶粒越細，其綜合性能越好，抗疲勞性也高。鑄件通常希望獲得細小的等軸晶。3.晶粒組織對性能的影響183大多數(shù)工業(yè)應用情況下，希望鑄件宏觀組織獲得各向同性的細小等軸晶組織。為此，應創(chuàng)造條件抑制晶體的柱狀長大，而促使內部等軸晶的形成和等軸晶細化。就斷裂而論，裂紋最易沿晶界擴展。柱狀晶相碰的地帶溶質及雜質聚積嚴重，造成強度、塑性、韌性在柱狀晶的橫向方向大幅度下降，對熱裂敏感，腐蝕介質中易成為集中的腐蝕通道。184晶粒尺寸與材料強度的關系Hall-Petch185柱狀晶的特點是各向異性，對于諸如磁性材料、發(fā)動機和螺旋漿葉片等這些強調單方向性能的情況，采用定向凝固獲得全部柱狀晶的零件反而更具優(yōu)點。如何在技術上有效地控制鑄件的宏觀組織十分重要。因此有必要學習各晶區(qū)組織的形成機理。1866.2宏觀組織的形成一、表面激冷晶區(qū)的形成二、柱狀晶區(qū)的形成三、等軸晶區(qū)的形成187一、表面激冷晶區(qū)的形成一、型壁散熱條件所決定的過冷度和凝固區(qū)域的寬度二、型壁附近熔體大量非均質生核，迅速長大并互相接觸三、各種形式的游離晶粒

鑄型壁附近熔體受到強烈的激冷作用而大量形核，形成無方向性的表面細等軸晶組織，也叫“激冷晶”。細化條件：188二、柱狀晶區(qū)的形成穩(wěn)定的表面細等軸晶凝固殼層形成以后：以凝固層某些晶粒為基底，再向內生長出柱狀晶，發(fā)展成柱狀晶區(qū)。枝晶主干取向與熱流方向平行的枝晶生長迅速

。189二、柱狀晶區(qū)的形成

柱狀晶區(qū)開始于穩(wěn)定凝固殼層的產(chǎn)生結束于內部等軸晶區(qū)的形成

柱狀晶區(qū)的存在及寬窄程度上述兩個因素綜合作用的結果如果在凝固初期就使得內部產(chǎn)生等軸晶的晶核，將會有效地抑制柱狀晶的形成。190柱狀晶擇優(yōu)生長

競爭淘汰191三、內部等軸晶的形成機理（一）

“成分過冷”理論（二）激冷等軸晶游離理論（三）枝晶熔斷及結晶雨理論192（一）“成分過冷”理論該理論認為，隨著凝固層向內推移，固相散熱能力逐漸削弱，內部溫度梯度趨于平緩，且液相中的溶質原子越來越富集，從而使界面前方成分過冷逐漸增大。當成分過冷大到足以發(fā)生非均質生核時，便導致內部等軸晶的形成。193（二）激冷等軸晶游離理論在澆注的過程中及凝固的初期激冷，等軸晶自型壁脫落與游離促使等軸晶形成。型壁溫度低，澆注中形成的激冷游離晶194（三）枝晶熔斷及結晶雨理論生長著的柱狀枝晶在凝固界面前方的熔斷、游離和增殖導致了內部等軸晶晶核的形成，稱為“枝晶熔斷”理論。

液面冷卻產(chǎn)生的晶粒下雨似地沉積到柱狀晶區(qū)前方的液體中，下落過程中也發(fā)生熔斷和增殖，是鑄錠凝固時內部等軸晶晶核的主要來源，稱為“結晶雨”理論。多發(fā)生在大型鑄錠的凝固過程中。1956.3鑄件宏觀組織的控制6.3.1凝固傳熱與宏觀組織6.3.2定向凝固技術6.3.3快速凝固技術6.3.4半固態(tài)凝固技術196典型凝固方式（a）定向凝固（b）體積凝固6.3.1

凝固傳熱與宏觀組織1976.3.2

定向凝固技術定向凝固技術：凝固過程中，如果熱流(散熱)是單向的，又有足夠的溫度梯度，則新晶核的形成將受到限制，晶體便以柱狀晶方式生長。獲得單向生長柱狀晶的根本條件：其關鍵在于控制熱流（單向），保證液--固界面上液體金屬有足夠的溫度梯度。

避免在固--液界面前方的液體中形成新的晶核。198區(qū)域熔化液態(tài)金屬冷卻法（ZMLMC法）1試樣；2感應圈；3隔熱板4冷卻水；5液態(tài)金屬；6拉錠；7熔區(qū)；8坩堝定向凝固方法舉例

199二維定向凝固(a)(b)二維定向凝固法制備的高溫合金圓盤試樣的組織形貌(a)宏觀組織形貌（b）微觀組織形貌2006.3.3

快速凝固技術一、快速凝固

由金屬從液相到固相的相變過程進行得非常快，當液態(tài)金屬以105~1010K/s的速度進行凝固，從而獲得普通鑄件和鑄錠無法獲得的成分、相結構和顯微結構的過程。鑄錠和鑄件的凝固冷卻速度通常在10-3~102K/s的范圍內。大型鑄錠的冷卻速率為10-3~10-1K/s，中等鑄件的冷卻速率約為1K/s。特薄的鑄件壓鑄過程的冷卻速率可達103K/s，當液態(tài)金屬以105~1010K/s的冷卻速度進行凝固時，稱之為快速凝固。201快速凝固是指采用急冷技術或深過冷技術獲得很高的凝固前沿推進速率的凝固過程。界面推進速率大于10mm/s冷卻速率達到105~1010K/s固-液界面的移動速率趕上或超過原子間擴散速率時，晶體將來不及轉移成分，界面固、液相成分不再平衡。202（1）偏析形成傾向?。S著凝固速度的增加，實際溶質分配系數(shù)偏離平衡而增加，并趨近于1）（2）形成非平衡相（亞穩(wěn)定相）（3）細化凝固組織（細化枝晶）（4）形成非晶二、快速凝固組織的特征203

（a）快速冷卻

一方面，選用熱導率大的鑄型材料或對鑄型強制冷卻，提高凝固速度；另一方面，凝固層內部熱阻隨凝固層厚度的增大而迅速提高，導致凝固速度下降?？炖浞ㄒ话阒辉诒∧?、細線及小尺寸顆粒中實現(xiàn)三、快速凝固的條件204（b）深過冷通過抑制凝固過程的形核，使合金溶液獲得很大的過冷度，從而凝固過程釋放的潛熱被過冷熔體吸收掉，可減少凝固過程中要導出的熱量。深過冷快速凝固成形可通過循環(huán)過熱凈化和熔融玻璃凈化處理實現(xiàn)大體積液態(tài)金屬的快速凝固。2051細粉；2氣體；3氣源；4合金液；5真空感應加熱器；6噴嘴；7霧化室；8收集室；9粉末(1)粉末快速凝固概括起來可分為流體霧化法和離心霧化法。四、快速凝固的工藝方法206（2）帶材快速凝固常用的方法有單輥法、溢流法和雙輥法等。（a）自由噴射甩出（FJMS）法（b）平流鑄造（PFC）法

1.激冷輥；2.感應加熱器；3.排氣閥；4.壓力表；5.帶材；6.噴嘴；7.合金液；8激冷基底（單輥表面）單輥法207雙輥法快速凝固原理圖1帶材；2合金液；3加熱器；4坩堝；5噴嘴；6雙輥溢流法快速凝固原理圖溢流法雙輥法208玻璃包覆熔融紡線法（3）線材快速凝固

209連續(xù)式旋轉水紡線法連續(xù)式旋轉水紡線法1旋轉鼓；2噴嘴；3熔融金屬；4金屬絲；5磁性輥；6卷取機210（一）合理地控制澆注工藝和冷卻條件（二）孕育和變質處理（三）動力學細化五、快速凝固工藝的控制211（一）合理的澆注工藝澆注溫度澆注方式

降低澆注溫度是減少柱狀晶、獲得細化等軸晶的有效措施。但過低的澆注溫度將降低液態(tài)金屬的流動性，導致產(chǎn)生澆不足和冷隔等缺陷。

改變澆注方式強化對流對型壁激冷晶的沖刷作用，能有效地促進細等軸晶的形成。但不要因此而引起大量氣體和夾雜的卷入而導致鑄件產(chǎn)生相應的缺陷。

212冷卻條件的控制控制冷卻條件的目的是形成寬的凝固區(qū)域和獲得大的過冷，從而促進熔體生核和晶粒游離。小的溫度梯度GL和高的冷卻速度R可以滿足以上要求。但就鑄型的冷卻能力而言，除薄壁鑄件外，這二者不可兼得。對薄壁鑄件，可采用高蓄熱、導熱能力強的鑄型。

對厚壁鑄件，一般采用冷卻能力小的鑄型以確保等軸晶的形成，再輔以其他晶粒細化措施以得到滿意的效果。213（二）孕育、變質處理孕育處理是澆注之前或澆注過程中向液態(tài)金屬中添加少量孕育劑以達到細化晶粒、改善宏觀組織目的的一種工藝方法。孕育主要是影響生核過程和促進晶粒游離以細化晶粒；變質處理同樣是加入外來核心，但是通過改變晶體的生長機理，從而細化晶粒、影響晶體形貌。214合金種類孕育劑主要組元加入量wt%加入方法碳鋼及合金鋼Ti0.1~0.2鐵合金V0.06~0.30B0.005~0.01鑄鐵Si-Fe，Ca,Ba,Sr0.1~1.0，與Si-Fe復合鐵合金鋁合金Ti,Zr,Ti+B,Ti+CTi:0.15;Zr:0.2；復合:Ti0.01B或C0.05;Al-Ti,Al-Zr,Al-Ti-B,Al-Ti-C中間合金過共晶Al-Si合金P≥0.02Al-P，Cu-P，F(xiàn)e-P中間合金銅合金Zr,Zr+B,Zr+Mg,Zr+Mg+Fe+P0.02~0.04純金屬或中間合金鎳基高溫合金WC,NbC碳化物粉末各類合金常用孕育劑215（三）動力學細化（1）振動結晶（2）液相攪拌216（1）振動結晶（a）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，導致枝晶破碎形成結晶核心。振動還可引起局部的溫度起伏，有利于枝晶熔斷。振動鑄型可促使“結晶雨”的形成。立式離心鑄造機217（b）超聲波振動超聲波振動可在液相中產(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。當壓力增加時凝固的合金熔點溫度也要增加，從而提高了凝固過冷度，造成形核率的提高，使晶粒細化。218不同功率超聲處理純鋁的凝固組織219（2）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、破碎與增殖，達到細化晶粒的目的。220

連鑄過程采用電磁攪拌的主要作用是提高連鑄坯的質量，例如去除夾雜物、消除皮下氣泡、減輕中心偏析、提高連鑄坯的等軸晶率。在澆鑄斷面較大的鑄坯以及澆鑄質量要求較高時，電磁攪拌技術便成為首選。2216.3.4半固態(tài)凝固技術一、半固態(tài)成型技術半固態(tài)成型技術（semi-solidmetalprocess，簡稱SSP）通過攪拌或加熱等方法在液相線附近獲得具有非樹枝晶狀組織的半固態(tài)漿（坯）料，并通過加壓的方式，使其在不同形狀的型腔內凝固成型的技術。半固態(tài)加工的特點金屬的液態(tài)成形:鑄造；液態(tài)模鍛；液態(tài)軋制；連鑄等傳統(tǒng)的金屬成形

金屬的固態(tài)成形：軋制；拉拔；擠壓；鍛造；沖壓等二、半固態(tài)金屬的物理特性半固態(tài)金屬（合金）的結構特點是固液相混合共存，根據(jù)固相分數(shù)不同，其狀態(tài)不同，物性也有很大差別。當fs小于0.2時，半固態(tài)金屬漿料可以作為牛頓粘性流體；當fs在0.2~0.6時，固相微粒相對運動及聚集行為為半固態(tài)金屬漿料性質；當fs在0.6~0.7以上時，半固態(tài)漿料可以被認為是浸透著液體的多孔固體。半固態(tài)金屬的結構半固態(tài)金屬的內部結構高固相分數(shù)低固相分數(shù)在高固相分數(shù)時，液相成分僅限于部分晶界。在低固相分數(shù)時，因相顆粒游離在液相成分之中。（1）粘度比液態(tài)金屬高，容易控制：模具夾帶的氣體少，減少氧化、改善加工性，減少模具粘接，可進行更高速的部件成形，改善表面光潔度，易實現(xiàn)自動化和形成新加工工藝；（2）流動應力比固態(tài)金屬低：半固態(tài)漿料具有流變性和觸變性，變形抗力非常小，可以更高的速度成形部件，而且可進行復雜件成形，縮短加工周期，提高材料利用率，有利于節(jié)能節(jié)材，并可進行連續(xù)形狀的高速成形(如擠壓)，加工成本低；（3）應用范圍廣：凡具有固液兩相區(qū)的合金均可實現(xiàn)半固態(tài)加工?？蛇m用于多種加工工藝，如鑄造、軋制、擠壓和鍛壓等，并可進行材料的復合及成形。半固態(tài)金屬的加工特點半固態(tài)金屬的組織特性、形成機理與力學行為(1)非枝晶的形成與演化Al-20Cu合金的凝固組織

液體金屬在凝固過程中攪拌且激冷，其結晶造成固體顆粒的初始形貌呈樹枝狀，然后在剪切力作用下，枝晶會破碎，形成小的球形晶，常規(guī)鑄造和半固態(tài)鑄造的組織對比，可見利用流變鑄造方法生產(chǎn)的半固態(tài)金屬具有獨特的非枝晶、近似球形的顯微結構。球形組織的形成過程？球形結構的演化過程：結晶開始時，攪拌促進了晶核的產(chǎn)生，此時晶核是以枝晶生長方式進行的；隨著溫度的下降，雖然晶粒仍然是以枝晶生長方式進行，但由于攪拌的作用，造成晶粒之間互相磨損、剪切以及液體對晶粒劇烈沖刷，這樣，枝晶臂被打斷，形成了更多細小晶粒，其自身結構也逐漸向薔薇形演化；隨著溫度的繼續(xù)下降，最終使得這種薔薇形結構演化成更簡單的球形結構。有色金屬半固態(tài)組織的演變機制主要有以下三種：枝晶臂根部斷裂機制。枝晶臂根部熔斷機制。

枝晶臂發(fā)生熔斷示意圖枝晶臂彎曲機制。(2)半固態(tài)金屬的力學行為

表1為用不同加工方法獲得的A356鋁合金的力學性能，從表中可以看出，半固態(tài)金屬加工技術的優(yōu)越性。如觸變成形并在T6狀態(tài)下的性能較金屬型鑄造所獲得的合金有更好的力學性能，并與鍛件的性能相近。合金加工方法熱處理狀態(tài)屈服應力/MPa抗拉強度/MPa伸長率/%硬度/HBA356(Al7Si0.3Mg)SSM鑄態(tài)1102201460SSMT41302502070SSMT51802555~1080SSMT624032012105PMT6186262580PMT511381862——CDFT62803409——注：SSM為半固態(tài)加工；PM為金屬型加工；CDF為閉模鍛造三、半固態(tài)成形工藝（一）半固態(tài)金屬成形半固態(tài)壓鑄（或半固態(tài)鑄造）半固態(tài)壓鑄分為流變鑄造和觸變鑄造。（1）流變鑄造：在凝固期間，對合金施加攪拌，使?jié){料中形成非枝晶固相，然后像液態(tài)金屬壓鑄一樣直接將半固態(tài)漿料注入壓型中成形，稱之為流變鑄造或流變成形。（2）觸變鑄造：觸變鑄造也叫觸變成形，是將經(jīng)過劇烈攪拌的半固態(tài)金屬漿料預先凝固成坯料，再按需要將金屬坯料分切成一定大小，把這種半固態(tài)坯料重新加熱至固液兩相區(qū)某一溫度，保持一定的固液相比例，然后成形。觸變壓鑄(Thixo-casting)半固態(tài)金屬通過一定截面的孔洞注入閉合的模具內并合模、加壓。

觸變壓鑄是目前制造半固態(tài)金屬零件應用最多的半固態(tài)成形方法。其成形溫度低，凝固時間短，成形周期短，部件質量好(縮孔和疏松少)；微觀組織均勻，高度自動化等優(yōu)點。鋁合金半固態(tài)壓鑄成形件(a)控制臂；(b)后門合頁(a)柸料二次加熱(b)坯料放人鍛模型腔(c)鍛壓成形(d)鍛件

半固態(tài)鍛造

半固態(tài)鍛造是將加熱到半固態(tài)的坯料在鍛模中進行以壓縮變形為主的模鍛以獲得所需形狀、性能制品的加工方法。半固態(tài)擠壓半固態(tài)擠壓用加熱爐將坯料加熱到半固態(tài)，然后放入擠壓模腔，用凸模施加壓力，通過凹模口擠出所需制品。半固態(tài)擠壓和其他半固態(tài)成形方法相比，研究得最多的是各種鋁合金和銅合金的棒、線、管、型材等制品，是難加工材料、粒子強化金屬基復合材料、纖維強化金屬基復合材料加工不可缺少的技術。觸變擠壓是將半固態(tài)金屬坯料移入擠壓腔內，通過模具孔擠出成形。Al、Mg輕質高強合金，以及鋼等都可以擠壓成形。

觸變擠壓(Thixo-extrusion)觸變擠壓成形原理圖半固態(tài)軋制在軋機的入口處設置加熱爐，將被軋制材料加熱到所要求的半固態(tài)后，送入軋機軋制。對象主要是板材的軋制成形。將半固態(tài)漿料的制備設備與軋制銜接起來，直接軋制成形的方法。具有生產(chǎn)流程更短、更節(jié)約能源，更具生產(chǎn)潛力和應用前景。