材料成形理論基礎(chǔ)課件

材料成形理論基礎(chǔ)

第一篇液態(tài)金屬凝固學(xué)（SolidificationTheoryofLiquidMetals)Chapter1Introduction1、凝固的研究對象凝固：物質(zhì)從液態(tài)轉(zhuǎn)變成固態(tài)的相變過程。凝固現(xiàn)象的廣泛性主要研究對象——液體金屬1．研究對象自然界的物質(zhì)通常存在三種狀態(tài)，即氣態(tài)、液態(tài)和固態(tài)。在一定的條件下，物質(zhì)可以在三種狀態(tài)之間轉(zhuǎn)變。物質(zhì)從液態(tài)轉(zhuǎn)變成固態(tài)的過程就是凝固。這是從宏觀上的定義。從微觀上看，可以定義為物質(zhì)原子或分子從較為激烈運動的狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)橐?guī)則排列的狀態(tài)的過程。液態(tài)金屬凝固學(xué)就是研究液態(tài)金屬轉(zhuǎn)變成固態(tài)金屬這一過程的理論和技術(shù)。包括定性和定量地研究其內(nèi)在聯(lián)繫和規(guī)律；研究新的凝固技術(shù)和工藝以提高金屬材料的性能或開發(fā)新的金屬材料成型工藝。水凝結(jié)成雪花晶體*SchematicofthermoplasticInjectionmoldingmachine塑膠注射成形後的凝固Fluids5/18液體金屬（鋼水）澆注後凝固成固體金屬2、主要研究（學(xué)習(xí)）內(nèi)容（1）液體金屬的性質(zhì)（2）晶體的生核和長大——凝固熱力學(xué)及動力學(xué)（3）凝固過程中的“三傳”（4）具體合金的結(jié)晶方式——單相結(jié)晶、共晶（5）零件的組織控制、缺陷防止

（氣孔、夾雜、縮孔、縮松）2.1．理論基礎(chǔ)物理化學(xué)、金屬學(xué)、傳熱學(xué)、傳質(zhì)學(xué)和動量傳輸學(xué)。2.2．研究內(nèi)容液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)和性質(zhì)、晶體的生核和長大、宏觀組織及其控制、凝固缺陷的成因及防止方法.

影響液態(tài)金屬凝固過程的最主要因素是化學(xué)成分.不同成分的液態(tài)金屬具有不同的凝固特性,這是最重要的內(nèi)在因素.依照相圖可對凝固特性進(jìn)行預(yù)測。第二個主要的因素是凝固速度。這是一個重要的外在的工藝因素。它對凝固過程和凝固組織有著舉足輕重的影響。液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)和性質(zhì)、冶金處理（如孕育、球化、變質(zhì)等）、外力（如電磁力、離心力、重力等）也能對凝固過程產(chǎn)生重大的影響。3、凝固技術(shù)發(fā)展歷程最古老的藝術(shù)、技術(shù)之一——冶鑄技術(shù)合金配製、凝固控制、組織控制3．歷史與發(fā)展我國冶鑄技術(shù)已有5000多年的歷史?！饵S帝本紀(jì)》載：“帝采首山銅鑄劍，以天文古字銘之”。《史記》曾有此記載：“黃帝作寶鼎三，象天、地、人”?！坝硎站拍霖暯?，鑄九鼎”。禹“以銅為兵，以鑿伊闕，通龍門，決江導(dǎo)河，東注入?！遍_始了銅質(zhì)工具的應(yīng)用?！赌印罚骸拔粽呦尼釂⑹跪懔山痨渡酱?，陶鑄於昆吾”。

《左傳》載宣公三年：“昔夏之有德也，遠(yuǎn)方圖物，貢金九牧，鑄鼎象物。……桀有昏德，鼎遷於商?！碳q爆虐，鼎遷於周?！赏醵ǘ多P鄏”，《秦本記》載：“西周君走來自歸，頓首受罪?！迨曛苊駯|亡，其器九鼎入秦”。

在夏朝已進(jìn)入青銅器時代。商朝青銅器鑄造已很發(fā)達(dá)。司母戊方鼎是當(dāng)時最大的青銅器。圖案、文字俱全,鑄造相當(dāng)精美。曾候乙青銅器編鐘，是距今2400多年前戰(zhàn)國初期鑄造的。戰(zhàn)國時期的《考工記》記載：“金有六齊：六分其金，而錫居其一，謂之鐘鼎之齊；五分其金，而錫居其一，謂之斧斤之齊；四分其金，而錫居其一，謂這戈戟之齊；三分其金，而錫居其一，謂之大刃之齊；五分其金，而錫居其二，謂之削殺矢之齊；金，錫半，謂之鑒燧之齊”。是世界上最早的合金配比規(guī)律。20世紀(jì)60年代後，研究的重點在經(jīng)典理論的應(yīng)用，出現(xiàn)了快速凝固、定向凝固、等離子熔化技術(shù)、鐳射表面重熔技術(shù)、半固態(tài)鑄造、擴(kuò)散鑄造。調(diào)壓鑄造等凝固技術(shù)和材料成形方法。其後，對凝固過程的認(rèn)識逐漸從經(jīng)驗主義中擺脫出來。大野篤美提出了晶粒游離和晶粒增殖的理論。通過電腦定量地描述液態(tài)金屬的凝固過程，對凝固組織和凝固缺陷進(jìn)行預(yù)測，在此基礎(chǔ)上，出現(xiàn)了許多新的凝固理論和模型。它們將溫度場、應(yīng)力場、流動場耦合起來進(jìn)行研究，其結(jié)果更接近於實際。國際上已出現(xiàn)了許多商品化的凝固模擬軟體，它們在科研和生產(chǎn)中發(fā)揮著重要作用。國內(nèi)緊隨其後，研究開發(fā)的凝固模擬軟體，在科研和實際生產(chǎn)中得到了較廣泛的應(yīng)用。

固態(tài)金屬

按原子聚集形態(tài)分為晶體與非晶體。晶體凡是原子在空間呈規(guī)則的週期性重複排列的物質(zhì)稱為晶體。單晶體在晶體中所有原子排列位向相同者稱為單晶體多晶體大多數(shù)金屬通常是由位向不同的小單晶（晶粒）組成，屬於多晶體。

在固體中原子被束縛在晶格結(jié)點上，其振動頻率約為1013

次/s。液態(tài)金屬？液態(tài)金屬中的原子和固態(tài)時一樣，均不能自由運動，圍繞著平衡結(jié)點位置進(jìn)行振動但振動的能量和頻率要比固態(tài)原子高幾百萬倍。液態(tài)金屬宏觀上呈正電性，具有良好導(dǎo)電、導(dǎo)熱和流動性。??液相結(jié)構(gòu)？金屬熔化時不是所有的原子或大部分的原子的能量都達(dá)到或大於Q，在熔點附近或過熱度不大的液態(tài)金屬中仍然存在許多的固態(tài)晶粒，液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)接近固態(tài)而遠(yuǎn)離氣態(tài)。一．液態(tài)金屬的熱物理性質(zhì)1.體積變化金屬熔化，由固體變成液體時，比容僅增加3-5%。即原子間距平均只增大1～1.5％這說明原子間仍有較大的結(jié)合能。液態(tài)原子的結(jié)構(gòu)仍有一定的規(guī)律性。2．潛熱熔化潛熱一般只有昇華熱的3-7%，即熔化時原子間的結(jié)合能僅減小了百分之幾。見表1§2-2液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)表1幾種金屬的熔化潛熱與氣化潛熱這就可以認(rèn)為金屬由固態(tài)變成液態(tài)時，原子結(jié)合鍵只破壞一個很小的百分?jǐn)?shù)，只不過它的熔化熵相對於固態(tài)時的熵值有較多的增加，表明液態(tài)中原子熱運動的混亂程度，與固態(tài)相比有所增大。

固體可以是非晶體也可以是晶體，而液態(tài)金屬則幾乎總是非晶體。

液態(tài)金屬在結(jié)構(gòu)上更象固態(tài)而不是汽態(tài)，原子之間仍然具有很高的結(jié)合能。X射線衍射分析

圖2－3是由X射線衍射結(jié)果整理而得的原子密度分佈曲線。

橫坐標(biāo)r為觀測點至某一任意選定的原子（參考中心）的距離，對於三維空間，它相當(dāng)於以所選原子為球心的一系列球體的半徑?？v坐標(biāo)表示當(dāng)半徑增減一個單位長度時，球體（球殼）內(nèi)原子個數(shù)的變化值，其中

（r）稱為密度函數(shù)。圖2－3700℃液態(tài)鋁中原子密度分佈線

固態(tài)金屬原子在某一平衡位置熱振動因此衍射結(jié)果得到的原子密度分佈曲線是一組相距一定距離（點陣常數(shù)）的垂線，每一條垂線都有確定的位置r和峰值。圖2－3700℃液態(tài)鋁中原子密度分佈線表2－3x射線衍射所得液態(tài)和固態(tài)金屬結(jié)構(gòu)參數(shù)配位數(shù)

依最小臨近距離，液態(tài)最緊鄰原子數(shù)為5—11，平均為6，區(qū)別於固態(tài)。但對於液態(tài)金屬而言，原子密度分佈曲線是一條呈波浪形的連續(xù)曲線。這是由於液態(tài)中的金屬原子是處在瞬息萬變的熱振動和熱運動的狀態(tài)之中，而且原子躍遷頻率很高，以致沒有固定的位置，而其峰值所對應(yīng)的位置（r）只是表示衍射過程中相鄰原子之間最大幾率的原子間距。其第一峰值與固態(tài)時的衍射線（第一條垂線）極為接近，其配位數(shù)與固態(tài)時相當(dāng)。

第二峰值雖仍較明顯，但與固態(tài)時的峰值偏離增大，而且隨著r的增大，峰值與固態(tài)時的偏離也越來越大。當(dāng)它與所選原子相距太遠(yuǎn)的距離時,

原子排列進(jìn)入無序狀態(tài)。表明，液態(tài)金屬中的原子在幾個原子間距的近程範(fàn)圍內(nèi)，與其固態(tài)時的有序排列相近，只不過由於原子間距的增大和空穴的增多，原子配位數(shù)稍有變化。液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)特徵l）組成：液態(tài)金屬是由遊動的原子團(tuán)、空穴或裂紋構(gòu)成。2）特徵：“近程有序”、“遠(yuǎn)程無序”原子間能量不均勻性，存在能量起伏。原子團(tuán)是時聚時散，存在結(jié)構(gòu)起伏。同一種元素在不同原子團(tuán)中的分佈量，存在成分起伏

圖液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)示意圖

金屬由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的凝結(jié)過程，實質(zhì)上就是原子由近程有序狀態(tài)過渡為長程有序狀態(tài)的過程，從這個意義上理解，金屬從一種原子排列狀態(tài)（晶態(tài)或非晶態(tài)）過渡為另一種原子規(guī)則排列狀態(tài)（晶態(tài)）的轉(zhuǎn)變均屬於結(jié)晶過程。

金屬從液態(tài)過渡為固體晶態(tài)的轉(zhuǎn)變稱為一次結(jié)晶；金屬從一種固態(tài)過渡為另一種固體晶態(tài)的轉(zhuǎn)變稱為二次結(jié)晶。

§2-3液態(tài)金屬的性質(zhì)1、粘度V0YF或Pa.s（一）粘度的實質(zhì)及影響因素當(dāng)外力F（X）作用於液態(tài)表面時，其速度分佈如圖所示。層與層之間存在內(nèi)摩擦力。（二）粘度在材料成形過程中的意義1．對液態(tài)金屬淨(jìng)化的影響液態(tài)金屬中存在各種夾雜物及氣泡等，必須儘量除去。雜質(zhì)及氣泡與金屬液的密度不同。根據(jù)司托克斯原理，半徑0.1cm以下的球形雜質(zhì)的上浮速度：2．對液態(tài)合金流動阻力的影響流體的流動分層流和紊流，根據(jù)流體力學(xué)，Re＞2300為紊流，Re＜2300為層流。Re的數(shù)學(xué)式為

設(shè)f為流體流動時的阻力係數(shù)，則有

當(dāng)液體以層流方式流動時，阻力係數(shù)大，流動阻力大。在材料成形過程中金屬液體的流動，以紊流方式流動最好，由於流動阻力小，液態(tài)金屬能順利地充填型腔，故金屬液在澆注系統(tǒng)和型腔中的流動一般為紊流。但在充型的後期或夾窄的枝晶間的補縮流和細(xì)薄鑄件中，則呈現(xiàn)為層流?？傊簯B(tài)合金的粘度大其流動阻力也大。

64643．對凝固過程中液態(tài)合金對流的影響

液態(tài)金屬在冷卻和凝固過程中，由於存在溫度差和濃度差而產(chǎn)生浮力，它是液態(tài)合金對流的驅(qū)動力。當(dāng)浮力大於或等於粘滯力時則產(chǎn)生對流，其對流強度由無量綱的格拉曉夫準(zhǔn)則度量，即

可見粘度η越大對流強度越小。液體對流對結(jié)晶組織、溶質(zhì)分佈、偏析、雜質(zhì)的聚合等產(chǎn)生重要影響。

2、表面張力——液體的物性參數(shù)。（一）表面張力是質(zhì)點（分子、原子等）間作用力不平衡引起的。這就是液珠存在的原因。當(dāng)外界所做的功僅用來抵抗表面張力而使系統(tǒng)表面積增大時，該功的大小則等於系統(tǒng)自由能的增量，

潤濕現(xiàn)象

>90o<90o=0o=180oAbsolutewettingNowetting（二）影響介面張力的因素影響液態(tài)金屬介面張力的因素主要有熔點、溫度和溶質(zhì)元素。1．熔點

介面張力的實質(zhì)是質(zhì)點間的作用力，故原子間結(jié)合力大的物質(zhì)，其熔點、沸點高，則表面張力往往就大。

2．溫度大多數(shù)金屬和合金，如Al、Mg、Zn等，其表面張力隨著溫度的升高而降低。因溫度升高而使液體質(zhì)點間的結(jié)合力減弱所至。但對於鑄鐵、碳鋼、銅及其合金則相反，即溫度升高表面張力反而增加。其原因尚不清楚。3．溶質(zhì)元素

溶質(zhì)元素對液態(tài)金屬表面張力的影響分二大類。使表面張力降低的溶質(zhì)元素叫表面活性元素，如鋼液和鑄鐵液中的S即為表面活性元素，也稱正吸附元素。提高表面張力的元素叫非表面活性元素，其表面的含量少於內(nèi)部含量，稱負(fù)吸附元素。金屬液的表面張力可以改變鋁液中加入第二元素鎂液中加入第二元素P、S、Si對鑄鐵熔液表面張力的影響圖砂型與金屬液的潤濕性正面圖X-X`截面圖拉普拉斯—揚方程式

當(dāng)曲面是球面一部分時，r1=r2，則得到

附加壓力與曲率半徑的關(guān)係式

rr§2-4流動性及充型能力“流動性”——液體金屬本身的流動能力由液態(tài)金屬本身的成分、溫度、雜質(zhì)含量等決定，與外界因素?zé)o關(guān)。流動性測試方法：充型能力充型能力與流動性、鑄件結(jié)構(gòu)、澆注條件及鑄型等諸多條件有關(guān)。一、液態(tài)金屬流動性及充型能力的基本概念“流動性”是液態(tài)金屬本身的流動能力，由液態(tài)金屬的成分、溫度、雜質(zhì)含量等決定的，而與外界因素?zé)o關(guān)。液態(tài)金屬的充型能力首先取決於液態(tài)金屬本身的流動能力，同時又與外界條件密切相關(guān)，是各種因素的綜合反應(yīng)。流動性是確定條件下的充型能力。液態(tài)合金的流動性好，其充型能力強；反之其充型能力差。但這可通過外界條件來提高充型能力。流動性對於獲得優(yōu)質(zhì)的液態(tài)成形產(chǎn)品，有著重要的影響。液態(tài)合金的流動性可用試驗的方法，即澆注螺旋流動性試樣或真空流動性試樣來衡量。二、液態(tài)金屬停止流動的機理以純鋁和A1—5％Sn兩種金屬澆注流動性試樣。A1—5％Sn合金的結(jié)晶溫度範(fàn)圍約為430℃。純金屬流動性試樣的宏觀組織是柱狀晶，試樣的末端有縮孔，這說明液態(tài)金屬停止流動時，其末端仍保持有熱的金屬液。停止流動的原因，是末端之前的某個部位從型壁向中心生長的柱狀晶相接觸，金屬的流動通道被堵塞。

A1—5％Sn合金流動性試樣的宏觀組織是等軸晶，離入口處越遠(yuǎn)，晶粒越細(xì)，試樣前端向外突出。由此可以判斷，液態(tài)金屬的溫度是沿程下降的，液流前端冷卻最快，首先結(jié)晶，當(dāng)晶體達(dá)到一定數(shù)量時，便結(jié)成一個連續(xù)的網(wǎng)路，發(fā)生堵塞，停止流動。

合金的結(jié)晶溫度範(fàn)圍越寬，枝晶就越發(fā)達(dá)，液流前端析出少量固相，即在較短的時間，液態(tài)金屬便停止流動。在液態(tài)金屬的前端析出15～20％的固相量時，流動就停止。充型能力的計算充型過程：液體金屬的非穩(wěn)定的流動過程l=vt主要是計算流動時間t充型能力示意圖充型時的兩種停止流動方式（1）窄凝固範(fàn)圍的合金——純金屬或結(jié)晶溫度很窄（如共晶合金）

t主要與試樣厚度有關(guān)（第4章中）（2）寬凝固範(fàn)圍的合金——結(jié)晶溫度範(fàn)圍寬

因流動前沿固相太多而停止流動(1)窄凝固範(fàn)圍的合金(2)寬凝固範(fàn)圍的合金流動時間t＝t1+t2(1)t1過熱溫度流動段(2)t2凝固開始到停止流動時間段充型能力——流動長度l=vt影響充型能力的因素及提高充型能力的措施第一類因素——金屬性質(zhì)方面：1，c1,1,L,,,T(結(jié)晶特點)第二類因素——鑄型性質(zhì)方面：2，c2,2,T型，塗料層，透氣性第三類因素——澆注條件方面：T澆，H(壓頭)，外力場第四類因素——鑄件結(jié)構(gòu)方面：鑄件厚度，結(jié)構(gòu)複雜程度(型腔)

三.影響充型能力的因素對影響因素進(jìn)行分析，其目的在於掌握它們的規(guī)律以後，能夠採取有效的工藝措施提高液態(tài)金屬的充型能力。

1．

金屬性質(zhì)方面的因素

1）

合金成分合金的流動性與其成分之間存在著一定的規(guī)律性。在流動性曲線上，對應(yīng)著純金屬、共晶成分和金屬間化合物的地方出現(xiàn)最大值，而有結(jié)晶溫度範(fàn)圍的地方流動性下降，且在最大結(jié)晶溫度範(fàn)圍附近出現(xiàn)最小值。合金成分對流動性的影響，主要是成分不同時，合金的結(jié)晶特點不同造成的。這是鑄造合金多選用共晶合金或凝固溫度範(fàn)圍小的合金的根本原因。圖Fe-C合金狀態(tài)圖與流動性的關(guān)係

鑄鐵的結(jié)晶溫度範(fàn)圍一般都比鑄鋼的寬，可是鑄鐵的流動性比鑄鋼的好。這是由於鑄鋼的熔點高，鋼液的過熱度一般都比鑄鐵的小，維持液態(tài)的流動時間就要短，另外，由於鋼液的溫度高，散熱快，很快就析出一定數(shù)量的枝晶使鋼液失去流動能力。初生晶的形態(tài)影響流動性，如果初生晶為樹枝晶，對液體金屬流動的阻礙就大，如果初生晶強度不高，就不易形成網(wǎng)路而阻礙流動，如果初生晶為園形、方形等形態(tài)，對流動的阻礙就小。

2）結(jié)晶潛熱結(jié)晶潛熱約占液態(tài)金屬熱含量的85～90％，但是，它對不同類型合金流動性的影響是不同的。純金屬和共晶成分合金在固定溫度下凝固，在一般的澆注條件下，結(jié)晶潛熱的作用能夠發(fā)揮，是影響流動性的一個重要因素。凝固過程中釋放的潛熱越多,則凝固進(jìn)行得越緩慢,流動性就越好。對於結(jié)晶溫度範(fàn)圍較寬的合金，散失約20％潛熱後，晶粒就連成網(wǎng)路而阻塞流動，大部分結(jié)晶潛熱的作用不能發(fā)揮,所以對流動性的影響不大。

A1—Si合金的流動性,在共晶成分處並非最大值,而在過共晶區(qū)裏繼續(xù)增加,是因為初生矽相塊狀晶體,有較小的機械強度，不形成堅強的網(wǎng)路，結(jié)晶潛熱得以發(fā)揮。矽相的結(jié)晶潛熱比

a相大三倍。

3）金屬的比熱、密度和導(dǎo)熱係數(shù)比熱和密度較大的合金，因其本身含有較多的熱量，流動性好。導(dǎo)熱係數(shù)小的合金，熱量散失饅，保持流動的時間長；導(dǎo)熱係數(shù)小，在凝固期間液固並存的兩相區(qū)小,流動阻力小,故流動性好。

4）液態(tài)金屬的粘度液態(tài)金屬的粘度與其成分、溫度、夾雜物的含量和狀態(tài)等有關(guān)。粘度對層流運動的流速影響較大;對紊流運動的流速影響較小.金屬液在澆注系統(tǒng)或試樣中的流速,一般都是紊流運動.粘度的影響是不明顯的.在充型的最後很短的時間內(nèi),由於通道面積縮小,或由於液流中出現(xiàn)液固混合物時,而此時因溫度下降粘度顯著增加，粘度對流動性才表現(xiàn)出較大的影響.

5）表面張力造型材料一般不被液態(tài)金屬潤濕，即潤濕角θ＞90’。故液態(tài)金屬在鑄型細(xì)薄部分的液面是凸起的，而由表面張力產(chǎn)生一個指向液體內(nèi)部的附加壓力，阻礙對該部分的充填。所以，表面張力對薄壁鑄件、鑄件的細(xì)薄部分和棱角的成形有影響。型腔越細(xì)薄，棱角的曲率半徑超小，表面張力的影響則越大。為克服附加壓力用阻礙，必須在正常的充型壓力上增加一個附加壓頭。

2．鑄型性質(zhì)方面的因素鑄型的阻力影響金屬液的充型速度；鑄型與金屬的熱交換強度影響金屬液保持流動的時間。鑄型性質(zhì)對金屬液的充型能力有重要的影響?？赏ㄟ^調(diào)整鑄型性質(zhì)來改善金屬的充型能力。

1）鑄型的蓄熱係數(shù)鑄型的蓄熱係數(shù)表示鑄型從金屬吸取並儲存熱量在本身中的能力。鑄型吸取較多的熱量而本身的溫升較小，使金屬與鑄型之間在較長時間內(nèi)保持較大的溫差。鑄型的導(dǎo)熱係數(shù)大表示從金屬吸取的熱量能很快地由溫度較高的鑄型內(nèi)表面?zhèn)鲗?dǎo)到溫度較低的“後方”，使鑄型內(nèi)表面的熱量能迅速傳走，而保持繼續(xù)吸取熱量的能力。經(jīng)常採用塗料調(diào)整鑄型的蓄熱係數(shù)和導(dǎo)熱係數(shù).2）鑄型的溫度預(yù)熱鑄型能減小金屬與鑄型的溫差，從而提高其充型能力。

3）鑄型中的氣體鑄型具有一定的發(fā)氣能力，能在金屬液與鑄型之間形成氣膜，可減小流動的摩擦阻力，有利於充型3．澆注條件方面的因素1）澆注溫度澆注溫度對液態(tài)金屬的充型能力有決定性的影響，在一定溫度範(fàn)圍內(nèi)，充型能力隨澆注溫度的提高而直線上升。對於薄壁鑄件或流動性差的合金，利用提高澆注溫度改善充型能力的措施，在生產(chǎn)中經(jīng)常採用，也比較方便．2）充型壓頭液態(tài)金屬在流動方向上所受的壓力越大，充型能力就越好。在生產(chǎn)中，用增加金屬液的靜壓頭的方法提高充型能力，也是經(jīng)常採取的工藝措施。其他方式外加壓力，例如壓鑄、低壓鑄造、真空吸鑄等，也都能提高金屬液的充型能力。3）澆注系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)澆注系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)越複雜，流動阻力越大，在靜壓頭相同的情況下，充型能力就越降低。

§2-5合金的流動性及流變成形NewtonianIdealFluidIdealplasticNewtonianIdealFluidIdealplasticShearstress

Rateofdeformationdydv

1牛頓流體：非牛頓流體粘度

＝f((剪切速率),t(時間))半固態(tài)流變性簡介半固態(tài)——指合金在液相線和固相線之間的狀態(tài)

液相固相半固態(tài)區(qū)液相+固相溫度TabcAlSiAl-Si合金的相圖ab——液相線ac——固相線半固態(tài)金屬的流變性——半固態(tài)金屬在流動、變形過程中的力學(xué)性質(zhì)。通常採用半固態(tài)金屬的表觀粘度來描述之。簡介流變性偽塑性Pseudo-plasticity半固態(tài)金屬的穩(wěn)態(tài)粘度隨剪切速率（攪拌速度）的增大而減小觸變性Thixotropy在剪切力作用下粘度連續(xù)降低，而停止剪切時粘度又逐漸恢復(fù)，這一過程與時間有關(guān)。

放置不動時（形成結(jié)構(gòu)）粘度高粘度低

用力攪動時（結(jié)構(gòu)被破壞）表觀粘度剪切速率

液態(tài)壓鑄樹枝晶組織半固態(tài)壓鑄非枝晶組織（Mg-9%Al合金）（Mg-9%Al合金）

半固態(tài)鎂合金流變壓鑄成形技術(shù)

華中科技大學(xué)研究成果§3-1凝固熱力學(xué)（均質(zhì)生核）1、熱力學(xué)條件：

LS,G<0,過程自發(fā)進(jìn)行T=Tm時，故ΔGV只與ΔT有關(guān)。因此液態(tài)金屬（合金）凝固的驅(qū)動力是由過冷度提供的，或者說過冷度ΔT就是凝固的驅(qū)動力。液態(tài)金屬結(jié)晶的動力是由過冷提供的,不會在沒有過冷度的情況下結(jié)晶阻力:新介面的形成熱力學(xué)能障由被迫處於高自由能過渡狀態(tài)下的介面原子所產(chǎn)生—動力學(xué)能障它由金屬原子穿越介面過程所引起--原則上與驅(qū)動力大小無關(guān)而僅取決於介面結(jié)構(gòu)與性質(zhì)--啟動自由能--晶體生長在相變驅(qū)動力的驅(qū)使下，借助於起伏作用來克服能量障礙液相與固相體積自由能之差--相變的驅(qū)動力由於出現(xiàn)了固/液介面而使系統(tǒng)增加了介面能--相變的阻力2.均勻形核理論

當(dāng)r很小時，第二項起支配作用，體系自由能總的傾向是增加的，此時形核過程不能發(fā)生；只有當(dāng)r增大到一定值r*後，第一項才能起主導(dǎo)作用，使體系自由能降低，形核過程才能發(fā)生，

臨界形核半徑臨界形核功臨界形核功等於表面能的1/3。由液態(tài)金屬中的能量起伏提供式中A*為形成臨界晶核的表面積?？梢?，臨界晶核生成功相當(dāng)於臨界晶核表面所引起的能量障礙的1/3，這也是生核時要求有較大過冷的原因。液態(tài)金屬在一定的過冷度下，臨界核心由相起伏和結(jié)構(gòu)起伏提供，臨界生核功由能量起伏提供。3、均質(zhì)形核速率形核率為單位時間、單位體積生成固相核心的數(shù)目.臨界尺寸r*的晶核處於介穩(wěn)定狀態(tài)。當(dāng)r＞r*時才能成為穩(wěn)定核心,即在r*的原子集團(tuán)上附加一個或一個以上的原子即成為穩(wěn)定核心。其成核率I為:此式由兩項組成：

1）；由於生核功隨過冷度增大而減小，它反比於ΔT2。故隨過冷度的增大，此項迅速增大，即生核速度迅速增大；

2）；由於過冷增大時原子熱運動減弱，故生核速度相應(yīng)減??；

上述兩個矛盾因素的綜合作用，使生核速度I隨過冷度ΔT變化的曲線上出現(xiàn)一個極大值。過冷度開始增大時，前一項的貢獻(xiàn)大於後一項，故這時生核速度隨過冷度而增大；但當(dāng)過冷度過大時，液體的粘度迅速增大，原子的活動能力迅速降低，後一項的影響大於前者，故生核速度逐漸下降。

4、均質(zhì)形核理論的局限性均質(zhì)形核的過冷度很大,約為0.2Tm，如純液態(tài)鐵的ΔT=1590×0.2＝318℃。實際上金屬結(jié)晶時的過冷度一般為幾分之一度到幾十?dāng)z氏度。這說明了均質(zhì)形核理論的局限性。實際的液態(tài)金屬（合金），都會含有多種夾雜物。同時其中還含有同質(zhì)的原子集團(tuán)。某些夾雜物和這些同質(zhì)的原子集團(tuán)即可作為凝固核心。固體夾雜物和固體原子集團(tuán)對於液態(tài)金屬而言為異質(zhì)，因此，實際的液態(tài)金屬（合金）在凝固過程中多為異質(zhì)形核。雖然實際生產(chǎn)中幾乎不存在均質(zhì)形核，但其原理仍是液態(tài)金屬（合金）凝固過程中形核理論的基礎(chǔ)。其他的形核理論也是在它的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的。因此必須學(xué)習(xí)和掌握它。

非均質(zhì)形核(異質(zhì)形核)--形核依賴於液相中的固相質(zhì)點表面發(fā)生液相中的原子集團(tuán)依賴於已有的異質(zhì)固相表面並在介面張力的作用下，形成球冠

§3-2異質(zhì)形核“非”均質(zhì)、非自發(fā)2.異質(zhì)形核速率據(jù)均質(zhì)形核規(guī)律，異質(zhì)形核的形核速率為：

由上式可知：1）

由於ΔG異*總是小於ΔG*，所以有I異＞I*。如前圖2）

當(dāng)新相與襯底存在良好共格對應(yīng)關(guān)係時，θ角小，f（θ）也小，I增大，即在較小的過冷度下也能獲得較大的生核速度。3）

過冷度增大，生核速度迅速增大。4）當(dāng)過冷度太大時，原子熱運動減弱，生核速度減小，但對金屬一般達(dá)不到極大值。Al-Si合金中初晶Si以AlP為核心3.影響因素（1）過冷度（2）形核基底的性質(zhì)點陣畸變，可用點陣錯配度δ來衡量

當(dāng)δ≤0.05時，稱完全共格介面，其介面能σCS較低，襯底促進(jìn)非均勻形核的能力很強。當(dāng)0.05<δ<0.25時，通過點陣畸變過渡和位錯網(wǎng)路調(diào)節(jié)，可以實現(xiàn)部分共格介面。圖3－10不同形狀介面下的非均勻形核

（3）形核基底的形狀（4）形核基底的數(shù)量——受過熱度及持續(xù)時間的影響§3-3凝固過程中的溶質(zhì)再分配1、起因TLTS析出於固相中的溶質(zhì)含量不同於周圍液相內(nèi)溶質(zhì)的含量，在固相和液相中產(chǎn)生成分梯度，引起溶質(zhì)的擴(kuò)散，導(dǎo)致溶質(zhì)再分配。描述溶質(zhì)再分配的關(guān)鍵參數(shù)為溶質(zhì)分配係數(shù)。為凝固過程中固一液介面固相側(cè)溶質(zhì)品質(zhì)分?jǐn)?shù)Ws與液相中溶質(zhì)品質(zhì)分?jǐn)?shù)WL之比，即

k=wS/wL

圖3-3三種凝固條件下凝固介面附近的熔質(zhì)分配情況

(a)平衡凝固(b)近平衡凝固?非平衡（快速）凝固k0

ke

ka

（一）平衡溶質(zhì)分配係數(shù)k。固一液介面兩側(cè)固相和液相內(nèi)溶質(zhì)擴(kuò)散非常充分，整個固相和液相內(nèi)溶質(zhì)含量是均勻的，這一過程稱為平衡凝固，其溶質(zhì)分配係數(shù)為平衡分配係數(shù)，用k。表示，（二）近平衡分配參數(shù)ke工業(yè)條件下因冷卻速度可達(dá)103℃／s。液態(tài)合金凝固時，固一液介面兩側(cè)大範(fàn)圍內(nèi)溶質(zhì)的擴(kuò)散是不均勻的，但在緊鄰固一液介面的局部範(fàn)圍內(nèi)，溶質(zhì)的擴(kuò)散是充分的，滿足平衡凝固條件，稱近平衡凝固。溶質(zhì)再分配係數(shù)稱為近平衡分配係數(shù)ke。（三）非平衡溶質(zhì)分配係數(shù)ka冷卻速度可提高到106℃／s以上，如快速凝固、鐳射重熔等，使凝固速度顯著提高。不僅大範(fàn)圍的溶質(zhì)擴(kuò)散不充分，即使固一液介面附近溶質(zhì)原子也不能充分?jǐn)U散，凝固介面上溶質(zhì)的遷移遠(yuǎn)離平衡狀態(tài)，凝固將在完全非平衡條件下進(jìn)行，非平衡溶質(zhì)分配係數(shù)，用ka表示。

§3-4純金屬晶體長大一、晶體宏觀長大方式1、平面方式生長S/L前沿為正的溫度梯度：GL=dT/dx>0;改錯：圖3－112、樹枝晶方式生長S/L前沿為負(fù)的溫度梯度：GL=dT/dx<0可見固一液介面前液體過冷區(qū)域較大，距介面愈遠(yuǎn)的液體其過冷度愈大。介面上凸起的晶體將快速伸入過冷液體中，成為樹枝晶生長方式。由平面到胞狀的轉(zhuǎn)變樹枝晶二、晶體微觀長大方式1、Jackson因數(shù)x=NA/N介面原子的佔據(jù)率圖3-15介面自由能變化與介面上原子所占位置分?jǐn)?shù)的關(guān)係

<2的金屬：

>2的金屬：2、固液介面的微觀結(jié)構(gòu)（1）粗糙介面（2）平整介面1．

粗糙介面當(dāng)α≤2，x=0.5時，介面為最穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)，這時介面上有一半位置被原子佔據(jù)，而一半位置則空著，其微觀上是粗糙的，高低不平，稱為粗糙介面。大多數(shù)的金屬介面屬於這種結(jié)構(gòu)。2．

光滑或平整介面當(dāng)a＞2，x＜0.05和x＞0.95時，介面為最穩(wěn)定的熱力學(xué)結(jié)構(gòu)，這時介面上的位置幾乎全被原子占滿，或者說幾乎全是空位，其微觀上是光滑平整的，稱為平整介面。非金屬及化合物大多數(shù)屬於這種結(jié)構(gòu)。3、晶體微觀長大方式和長大速率（1）粗糙介面——粗糙介面的生長特點：1）動力學(xué)過冷度很小，ΔTK＝0.01~0.05K2）生長速度很快，V1=K1ΔTK3）連續(xù)生長的結(jié)果晶體的表面是光滑的?！拔⒂^上粗糙，宏觀上光滑（長大後)”（2）側(cè)向生長（二維生長）——平整介面的生長臺階側(cè)面堆砌生長特點：1）過冷度影響大2）生長速度慢，ΔTK2＝1~2K要求大V2=K2exp(-B/ΔTK)3）小平面生長成多面體晶體，棱角發(fā)明。如前面的Si.“微觀上光滑，宏觀上粗糙（長大後)”（3）從缺陷處生長位錯、攣晶處——天然的臺階1）螺旋位錯（3）從缺陷處生長2）旋轉(zhuǎn)攣晶生長(a)(b)

圖通過孿晶生長機制

(a)石墨的旋轉(zhuǎn)孿晶及其生長臺階(b)面心立方晶體反射孿晶及其凹角邊界

3）反射攣晶生長§4-1

凝固過程中的傳熱1、凝固傳熱的控制方程以熱傳導(dǎo)為主：T=f（x，y，z，t）

液態(tài)成形過程中，液態(tài)金屬一旦進(jìn)入鑄型，就開始了鑄件與鑄型間的熱作用。熱作用的特點決定著鑄件或材質(zhì)的性能。鑄件凝固過程中熱作用是極其複雜的。但可認(rèn)為在液態(tài)金屬充滿鑄型的時刻，整個鑄型中液態(tài)金屬的溫度是均勻的。隨著溫度下降，鑄件開始凝固，凝固殼層從冷卻表面產(chǎn)生、長大，已凝固的殼層進(jìn)一步冷卻，熱量從最熱的中心流經(jīng)凝固層再傳導(dǎo)給溫的鑄型?？梢?，凝固過程的溫度分佈是鑄件中心溫度最高，遠(yuǎn)離鑄件——鑄型介面的鑄型溫度最低，如圖所示。（1）傳熱過程及凝固過程（2）傳熱分析方法◎解析法：假設(shè)條件通解對鑄件：邊界條件初始條件對鑄型：邊界條件初始條件2、鑄件凝固溫度場◎測溫法a.溫度場測量b.凝固動態(tài)曲線3．?dāng)?shù)值計算法數(shù)值計算法是把所研究的物體從時間和位置上分割成許多小單元，對於這些小單元用差分方程式近似地代替微分方程式，給出初始條件和邊界條件，逐個計算各單元溫度的一種方法。即使鑄件形狀很複雜，也只是計算式和程式煩雜而已，在原則上都是可以計算的。數(shù)值計算法比其他近似計算法準(zhǔn)確性高，當(dāng)單元選得足夠小時，差分方程的離散誤差趨於零。用差分法把定解問題轉(zhuǎn)化為代數(shù)方程，就可由電子電腦計算。

數(shù)值計算法有種種方法，目前，有限差分法應(yīng)用較多。

（三）影響鑄件溫度場的因素1．金屬性質(zhì)的影響1）

金屬的導(dǎo)熱係數(shù)鑄件凝固時表面的溫度比中心要低。金屬的導(dǎo)熱係數(shù)大，鑄件內(nèi)部的溫度均勻化的能力就大，溫度梯度就小，即斷面上的溫度分佈較平坦。如鋁的導(dǎo)熱係數(shù)是比鐵碳合金高9-11倍，而高合金的高錳鋼的導(dǎo)熱係數(shù)只有碳鋼的1/3。

2）

結(jié)晶潛熱金屬的結(jié)晶潛熱大，向鑄型傳熱的時間則要長，鑄型內(nèi)表面被加熱的溫度也越高，因此鑄件斷面上的溫度梯度較小，鑄件冷卻速度下降，溫度場分佈較平坦。

3）

金屬的凝固溫度金屬的凝固溫度越高，在凝固過程中鑄件表面和鑄型內(nèi)表面的溫度越高，鑄型內(nèi)外表面的溫差就越大，致使鑄件斷面溫度場出現(xiàn)較大的梯度。如有色金屬與鋼鐵相比，其溫度場較平坦，其凝固溫度低是主要原因之一。2．鑄型性質(zhì)的影響1）鑄型的蓄熱係數(shù)

鑄型的蓄熱係數(shù)越大，對鑄件的冷卻能力就越大，鑄件是的溫度梯度就越大。鑄型的導(dǎo)熱係數(shù)越大，能把鑄型內(nèi)表面吸收的熱迅速傳至外表面，使鑄型內(nèi)表面保持強的吸熱能力，鑄件內(nèi)的溫度梯度也就大。如金屬型、塗料等的影響。

2）鑄型的預(yù)熱溫度的影響鑄型預(yù)熱溫度越高，對鑄件的冷卻作用就越小，鑄件斷面上的溫度梯度也就越小。3．澆注條件的影響過熱熱量加熱了鑄型，所以過熱度越大，相當(dāng)於鑄型預(yù)熱溫度越高。鑄件內(nèi)的溫度場越平坦。4．鑄件結(jié)構(gòu)的影響1）鑄件的壁厚厚壁鑄件比薄壁鑄件含有更多的熱量，當(dāng)凝固層向中心推進(jìn)時，把鑄型加熱到更高溫度，所以鑄件內(nèi)溫度場較平坦。2）鑄件的形狀

鑄件的棱角和彎曲表面，與平面的散熱條件不同，向外凸出的部分，散出的熱量為較大何種的鑄型所吸收，鑄件的冷速較大，如果鑄件內(nèi)凹的表面，則相反。

三．鑄件的凝固方式1．凝固動態(tài)曲線將圖4－2中給出的液相線和固相線溫度直線與T—t曲線各交點分別標(biāo)注在X／R—t坐標(biāo)系上，再將各液相線的交點和各固相線的交點分別相連，即得到液相線邊界曲線和固相線邊界曲線，二者組成動態(tài)凝固曲線（如圖4-2d所示）?？v坐標(biāo)中的X為型腔邊緣到中心方向的距離，分母R是圓柱體半徑。因凝固是從型腔邊緣向中心推進(jìn)的，所以X／R＝1表示已凝固至中心。

無限長圓棒試樣測溫及結(jié)果處理2.鑄件的兩種凝固方式圖4－3合金成分和溫度梯度對凝固方式的影響a)、b)為層狀凝固，c)、d)為體積凝固影響因素:(1）化學(xué)成分（液－固相線距離）（2）溫度梯度層狀凝固過程層狀凝固縮孔特點體積凝固過程體積凝固方式的縮松3、鑄件凝固時間計算

——與鑄件厚度及溫度場（凝固速度）相關(guān)（1）理論計算鑄型吸收的熱量＝鑄件放出的熱量同一時間內(nèi)鑄件放出的熱量（包括潛熱—等效比熱法）Q1=Q2（2）經(jīng)驗計算法——平方根定律q1=q2為凝固厚度（3）折算厚度法則

V1、A1的鑄件，折算厚度（或鑄件模數(shù)）R=V1/A1K為凝固係數(shù)。鑄件溫度場及凝固時間的精確計算——電腦數(shù)值模擬在實際的生產(chǎn)中，通常不需計算出鑄件的凝固時間，只需通過比較它們的相對厚度或模數(shù)就可制定生產(chǎn)工藝。準(zhǔn)穩(wěn)定溫度場的概念4、焊接溫度場圖4－4“厚板”表面運動點熱源的溫度場圖4－5薄板焊接時的溫度場分佈圖4-6焊接工藝參數(shù)對溫度場的影響(圖b是否有誤？）圖4-7熱導(dǎo)率對溫度場分佈的影響a)低碳鋼b)奧氏體鋼c)鋁d)銅§4-2

凝固過程中的傳質(zhì)傳質(zhì)控制方程：菲克第二定律：（非穩(wěn)態(tài)、無總體流動、無化學(xué)反應(yīng)）菲克第一定律：jA—體系中A物質(zhì)的品質(zhì)通量密度，kg/(m2.s)JA--體系中A物質(zhì)的摩爾通量密度，mol/(m2.s)一維穩(wěn)態(tài)分子擴(kuò)散：品質(zhì)傳遞的動力是什麼？圖平衡凝固條件下溶質(zhì)再分配示意圖

（a）凝固開始（b）在溫度T時凝固（c）凝固結(jié)束（d）相圖

一、平衡凝固時溶質(zhì)再分配上兩式即為平衡凝固時溶質(zhì)再分配的數(shù)學(xué)模型。代入初始條件：開始凝固時，，則；凝固將結(jié)束時，則

可見平衡凝固時溶質(zhì)的再分配僅決定於熱力學(xué)參數(shù)k，而與動力學(xué)無關(guān)。即此時的動力學(xué)條件是充分的。凝固進(jìn)行雖然存在溶質(zhì)的再分配，但最終凝固結(jié)束時，固相的成分為液態(tài)合金原始成分C0。

1、固相無擴(kuò)散，液相均勻混合二、近平衡凝固時的溶質(zhì)再分配(k0-1)(b)凝固開始，(c)T*、fs時，(d)凝固末期凝固開始時，與平衡態(tài)相同，固相溶質(zhì)為kC0，液相中溶質(zhì)為C0。當(dāng)溫度下降至T時，所析出固相成分為CS，由於固相中無擴(kuò)散，各溫度下所析出固相成分是不同的，整個固相的平均成分為CS與固相線不符。液相成分均勻，為CL。凝固將結(jié)束時，固相中溶質(zhì)含量為Csm。即相圖中的溶質(zhì)最大含量；而液相中的溶質(zhì)為共晶成分CE。

在溫度T固-液介面向前推進(jìn)一微小量，固相量增加的百分?jǐn)?shù)為dfS，其排出的溶質(zhì)量為(CL-CS)dfS。這部分溶質(zhì)將均勻地擴(kuò)散至整個液相中，使液相中的溶質(zhì)含量增加dCL，則有前頁關(guān)係式。

2、固相無擴(kuò)散，液相只有有限擴(kuò)散而無對流起始瞬態(tài)穩(wěn)定態(tài)終止瞬態(tài)2.固相無擴(kuò)散，液相無對流而只有有限擴(kuò)散的溶質(zhì)再分配

剛開始凝固時,析出的固相的溶質(zhì)含量為kC0,液相中溶質(zhì)含量為C0。隨凝固的進(jìn)程,固相成分沿固相線變化,液相成分沿液相線變化,在固一液介面處兩相局部平衡,即CS／CL=k。結(jié)晶排出的溶質(zhì)原子集中在介面上,按擴(kuò)散規(guī)律在介面前沿分佈,遠(yuǎn)離介面液相成分保持C0。當(dāng)介面溫度達(dá)T1時,析出的固相成分CS=C0,而介面上液相的成分為CL=C0/k,起始瞬態(tài)結(jié)束,進(jìn)入穩(wěn)態(tài)凝固階段,即此時介面上排出的溶質(zhì)量與擴(kuò)散走的溶質(zhì)量相等。析出的固相成分繼續(xù)保持為C0,介面上液相成分保持為C0／k，直到凝固接近終了時，介面上富集的溶質(zhì)全部集中在殘餘液體中，所以結(jié)晶後固相中的溶質(zhì)濃度又有升高。（l）起始瞬態(tài)起始態(tài)固相中溶質(zhì)分佈數(shù)學(xué)模型Smith等人曾做過嚴(yán)格的計算，但推導(dǎo)複雜，張承甫教授推導(dǎo)如下結(jié)果：

（2）穩(wěn)態(tài)將座標(biāo)原點設(shè)在介面處。CL（x）=f（x），CL（x）取決於兩個因素的綜合作用。

①擴(kuò)散引起濃度隨時間而變化，由菲克第二定律確定。②因凝固速度或介面向前推進(jìn)的速度V而排出溶質(zhì)所引起的濃度變化為。

凝固進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)時，式中為離開介面的距離，DL為溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散係數(shù)，v為介面推進(jìn)速度。結(jié)合邊界條件有通解和特解分別為：（**）稱作“特性距離”這稱為Tiller公式，它是一條指數(shù)衰減曲線。CL（x）隨著x的增加迅速地下降至C0。

（3）終止瞬態(tài)凝固最後，溶質(zhì)擴(kuò)散受到單元體末端邊界的阻礙，溶質(zhì)無法擴(kuò)散。此時固——液介面處CS和CL同時升高，進(jìn)入凝固終止瞬態(tài)階段。但終止瞬態(tài)區(qū)很窄，整個液相區(qū)內(nèi)溶質(zhì)分佈可認(rèn)為是均勻的。因此其數(shù)學(xué)模型可近似地用Scheil公式（4-35）和式（4-36）表示。實際上，總是希望擴(kuò)大穩(wěn)態(tài)區(qū)而縮小二個過渡區(qū)，以獲得無偏析的材質(zhì)或成形產(chǎn)品，討論分析凝固過程中溶質(zhì)再分配的規(guī)律的意義也就在這裏。3、固相無擴(kuò)散，液相有對流(a)液相容積足夠大；(b)液相容積有限這種情況是處於液相中完全混合和液相中只有擴(kuò)散之間情況，也是比較接近實際的。假設(shè)液相中靠近介面處有一個厚度設(shè)為δ邊界層，在δ層內(nèi)液體的流速等於0，所以溶質(zhì)只能借助擴(kuò)散通過；這層以外的液體因有對流作用得以保持均勻的成分。如果液相的容積很大，它將不受已凝固層的影響，仍保持原始成分C0；固相內(nèi)CS其值不再是C0而小於C0的值。達(dá)到穩(wěn)態(tài)後，用微分方程式如果液相容積很大，則擴(kuò)散層以外液相中的溶質(zhì)濃度接近合金原始。擴(kuò)散層δ內(nèi)溶質(zhì)擴(kuò)散場可用下式描述:將邊界條件代入，得到：δ介面前液相內(nèi)溶質(zhì)濃度分佈方程上式兩邊同減C0，得到δ

如果液相容積有限，則溶質(zhì)富集層δ以外的液相成分，在凝固過程中將不再維持原始合金成分C0值不變而是逐漸提高。用表示溶質(zhì)富集層δ以外的液相平均溶質(zhì)濃度，則

分析：攪拌對流愈強：生長速度愈大：三、非平衡凝固此處所謂的非平衡凝固意指絕對的非平衡凝固，如快速凝固、鐳射重熔及合金霧化冷卻凝固等近代先進(jìn)的材料成形技術(shù)中液態(tài)合金的凝固。此時已不遵循熱力學(xué)規(guī)律，即使固一液介面緊鄰處也如此。此時CS*和CL*的比值趨近於l。影響溶質(zhì)再分配的因素主要是動力學(xué)因素，其分佈規(guī)律正在研究中，這是個新的研究領(lǐng)域。

§4-3

凝固過程中的液體流動自然對流：強迫對流：1、液相區(qū)的液體流動（1）穩(wěn)態(tài)溫度場下的溫差對流和溶質(zhì)濃度差對流控制方程：Re澆注和凝固過程中液體的流動：液體的流動可歸納為以下三種：1．澆注時液體在充填鑄型過程中的流動。除了液體內(nèi)部的相互運動外，它強烈地沖刷著澆道和鑄型的型壁。一旦表面凝固層後，液體還沖刷著凝固層的生長介面。（2）非穩(wěn)態(tài)溫度場下的溫差對流和溶質(zhì)濃度差對流2．型腔內(nèi)液體中的自然對流。澆注初期，液體內(nèi)外溫差大，自然對流最強。隨著溫度的均化，對流逐漸減弱。

對流除了引起液體對凝固層的機械沖刷作用外，還在液體內(nèi)造成強烈的溫度起伏。起伏可達(dá)±1～5K。3．由於凝固收縮、液體收縮及重力等引起液體在枝晶間及其分枝間的流動。這種流動對微觀縮孔的形成及成分的偏析有影響。

§5-1

成分過冷1.溶質(zhì)富集引起介面前液體凝固溫度（液相線溫度）變化合金原始成分C0，平衡結(jié)晶溫度T0，液相線斜率m(1)、“成分過冷”產(chǎn)生的條件過冷：金屬理論凝固溫度與實際溫度之差。熱過冷：金屬凝固時所需過冷完全由傳熱所提供。成分過冷：凝固時由於溶質(zhì)再分配造成固液介面前沿溶質(zhì)濃度變化，引起理論凝固溫度的改變而在液固介面前液相內(nèi)形成的過冷。液相中只有擴(kuò)散時：x=0時，x=∞時，2、成分過冷的形成——內(nèi)因＋外因（冷卻速度）成分過冷度（ΔTK很小，可忽略）：產(chǎn)生“成分過冷”必須具備兩個條件：一是固-液介面前沿溶質(zhì)的富集引起成分再分配；二是固-液介面前方液相的實際溫度分佈，或溫度分佈梯度GL必須達(dá)到一定的值。

成分過冷的條件：成分過冷的過冷度:影響成分過冷區(qū)寬度和過冷度大小的因素：工藝因素：G,v合金本身的因素：DL,m,k0,C0成分過冷區(qū)的寬度，它隨凝固速度的增加而減小，隨液體中溶質(zhì)的擴(kuò)散係數(shù)的增大而增大。成分過冷區(qū)的寬度和成分過冷度的大小直接影響凝固時縮松、熱裂等缺陷的形成。

3、成分過冷的本質(zhì)（1）溶質(zhì)富集使平衡結(jié)晶溫度大為降低，減小了實際過冷度，甚至阻礙晶體生長。（2）成分過冷使介面不穩(wěn)定，將不能保持平面。純金屬在正溫度梯度下,為平面生長方式,在負(fù)溫度梯度下為枝晶生長方式.對合金,在正溫度梯度下且無成分過冷時，同純金屬一樣，介面為平介面形態(tài)；在負(fù)溫度梯度下，也與純金屬一樣,為樹技狀。但合金的樹枝狀生長還與溶質(zhì)再分配有關(guān)。但合金在正的溫度梯度時，合金晶體的生長方式還會由於溶質(zhì)再分配而產(chǎn)生多樣性：當(dāng)稍有成分過冷時為胞狀生長，隨著成分過冷的增大（即溫度梯度的減?。w由胞狀晶變?yōu)橹鶢罹?、柱狀枝晶和自由樹枝晶（等軸枝晶）。

§5-2

成分過冷對凝固過程的影響1、無成分過冷的平面生長平面生長的條件：圖介面前方無成分過冷時平面生長

a）局部不穩(wěn)定介面

b）最終穩(wěn)定介面穩(wěn)定介面的推進(jìn)速率即晶體的生長速率v可由介面上熱平衡方程導(dǎo)出

：所以：式中λS，λL—固、液兩相的導(dǎo)熱係數(shù)；

ρ，L—合金的密度和結(jié)晶潛熱。單相合金晶體生長中同時受到傳熱和傳質(zhì)過程的影響，要保持平介面生長方式，溫度梯度要高，而生長速度要低。合金的性質(zhì)也有影響，C0和

愈大，k偏離1愈遠(yuǎn)，DL愈大，介面愈趨向於平面生長。

2、窄成分過冷區(qū)的胞狀生長圖a）窄成分過冷區(qū)的形成

b）平介面在成分過冷作用下失去穩(wěn)定

c）穩(wěn)定的胞狀介面形態(tài)的形成對宏觀平坦的介面，產(chǎn)生的任何凸起，都必將面臨較大的過冷，而以更快的速度向前長大。同時不斷向周圍的熔體中排出多餘的溶質(zhì)，凹陷區(qū)域溶質(zhì)濃度增加得更快，因凹陷區(qū)域的溶質(zhì)向熔體擴(kuò)散比凸起部分更困難。凸起部分快速生長的結(jié)果，導(dǎo)致凹陷部分溶質(zhì)進(jìn)一步濃集。溶質(zhì)富集降低了凹陷區(qū)熔體的過冷度，從而抑制凸起晶體的橫向生長。凸起晶體前端的生長受成分過冷區(qū)寬度的限制，不能自由地向前伸展。當(dāng)由於溶質(zhì)的富集，而使介面各處的液相成分達(dá)到相應(yīng)溫度下的平衡溫度時，介面形態(tài)趨於穩(wěn)定。在窄成分過冷區(qū)的作用下，不穩(wěn)定的宏觀平坦介面就轉(zhuǎn)變成一種穩(wěn)定的、由許多近似於旋轉(zhuǎn)拋物面的凸出圓胞和網(wǎng)路狀凹陷的溝槽所構(gòu)成的新的介面形態(tài)，這種形態(tài)稱為胞狀晶。以胞狀向前推進(jìn)的生長方式，稱為胞狀晶生長方式。對於一般金屬而言，圓胞顯示不出特定的晶面；而對於小平面生長的晶體，胞晶上將顯示出晶體特性的鮮明棱角。3、較寬成分過冷區(qū)的柱狀樹枝晶生長圖柱狀枝晶生長過程隨著介面前方成分過冷區(qū)加寬，凸起晶胞將向熔體伸展更遠(yuǎn)；原來胞晶拋物狀介面逐漸變得不穩(wěn)定。晶胞生長方向開始轉(zhuǎn)向優(yōu)先的結(jié)晶生長方向，胞晶的橫向也將受晶體學(xué)因素的影響而出現(xiàn)凸緣結(jié)構(gòu)，當(dāng)成分過冷加強時，凸緣上又會出現(xiàn)鋸齒結(jié)構(gòu)即二次枝晶.圖5－5胞狀生長向枝晶生長的轉(zhuǎn)變將出現(xiàn)二次枝晶的胞晶稱為胞狀樹枝晶，或柱狀樹枝晶。如果成分過冷區(qū)足夠?qū)挘沃г陔S後的生長中又會在其前端分裂出三次枝晶。4、寬成分過冷區(qū)的自由樹枝晶生長圖從柱狀枝晶的外生生長轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

等軸枝晶的內(nèi)生生長枝狀晶＋自由樹枝晶（等軸晶）當(dāng)固一液介面前方液體中成分過冷的最大值大於液體中非均質(zhì)生核所需要的過冷度ΔT異時,在柱狀枝晶生長的同時，介面前方這部分液體將發(fā)生新的形核過程，導(dǎo)致晶體在過冷的液體中自由成核生長，並長成樹枝晶，這稱為自由樹枝晶，此後的凝固過程便是等軸晶不斷向液體內(nèi)部推進(jìn)的過程。樹枝晶形態(tài)：在液體內(nèi)部自由形核生長，從自由能的角度看應(yīng)該是球體。但為什麼又成為樹枝晶的形態(tài)呢？在近平衡狀態(tài)下,多面體的棱角前沿液相中的溶質(zhì)濃度梯度較大,其擴(kuò)散速度較快；而大平面前沿液相中溶質(zhì)梯度較小,其擴(kuò)散速度較慢；這樣棱角處晶體長大速度大,平面處較小,近於球形的多面體逐漸長成星形,從星形再生出分枝而成樹枝狀。

宏觀上，平面生長、胞狀生長和柱狀樹枝晶生長都屬於晶體自形壁生核，然後由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為外生生長。而等軸晶是在液體內(nèi)部自由生長的，稱為內(nèi)生生長。5、樹枝晶的生長方向和枝晶間距（1）立方晶系<100>晶向生長密排六方為（1010）方向生長體心立方為<110>晶向圖5-8立方晶系枝晶的生長方向a）小平面生長b）非小平面生長對於小平面生長的枝晶結(jié)構(gòu)，其生長表面均為慢速生長的密排面；對於非小平面生長的粗糙介面的非晶體學(xué)性質(zhì)與其枝晶生長中的鮮明的晶體學(xué)特徵尚無完善的理論解釋（2）枝晶間距取決於潛熱的散熱條件，即冷卻速度一次枝晶間距：二次枝晶間距：或枝晶間距指的是相鄰?fù)沃еg的垂直距離。主軸間距為d1，二次分枝間距為d2，三次分枝間距為d3。在樹枝晶的分枝之間，充填著溶質(zhì)含量高的晶體，產(chǎn)生溶質(zhì)偏析，導(dǎo)致材質(zhì)或形成產(chǎn)品的性能降低。§6-1

共晶合金的凝固§6-1

EutecticSolidification共晶合金可以由兩個純組元（A—B）構(gòu)成，也可以由一個純組元和一個化合物（A—AmBn）或兩個化合物構(gòu)成。共晶合金的特點是液態(tài)無限互溶，固態(tài)局部互溶（有時固溶度非常小）；溶質(zhì)元素在另一個相中的分配係數(shù)k＜1；共晶點大多偏向低熔點組元一邊；在共晶轉(zhuǎn)變時，從液體中同時析出兩個固相，對成分偏離共晶成分的合金，則出現(xiàn)初生相。

一．共晶合金液態(tài)結(jié)構(gòu)的特點共晶合金的液態(tài)結(jié)構(gòu)與單相合金不同。對固溶體單相合金：接近熔點時，在液態(tài)下主要存在一種A遊動原子集團(tuán)，溶質(zhì)原子B則分佈於A原子集團(tuán)內(nèi)及集團(tuán)之間的空穴中。溶有B的A原子集團(tuán)內(nèi)的原子排列方式與固溶體相似，因此可以由原子集團(tuán)生長為固溶體的晶核。共晶合金結(jié)晶時，液體中能同時析出兩種固相，有理由推測它在液體時必然存在兩種排列方式類似兩個共晶相的原子集團(tuán)。這種設(shè)想已為液態(tài)共晶品合金的X射線衍射所證實。

在1600℃下對純Fe一C合金進(jìn)行X線及中子衍射，發(fā)現(xiàn)：當(dāng)碳量低於1.8％時，隨著碳量的增加，F(xiàn)e原子間距從純鐵的2.60A逐漸增加到2.67A，類似於固溶的效果。當(dāng)碳量高於1.8％時，再增加碳量，F(xiàn)e原子間距不再增大。這相當(dāng)於碳量超過E點，合金由固溶體型轉(zhuǎn)為共晶型後，F(xiàn)e原子集團(tuán)中溶碳量不再明顯增加，多餘的碳除在空穴中外，便以另一相的原子集團(tuán)存在。由於Fe—C合金中高碳相有兩種，多餘碳的存在方式有類似石墨的C原子集團(tuán)及類似Fe3C的富C原子集團(tuán)，這是Fe—C合金的特點。

二．共晶轉(zhuǎn)變共晶成分的合金結(jié)晶時，兩相趨向同時析出，但總是有先有後，通常先析出一個相，再在其表面析出另一相，形成共同的生長介面，然後共同生長。共同生長的介面稱為共生介面。形成共生介面的過程，是共晶合金的生核過程。兩相共同生長稱為共生生長。1.共晶生核過程三、共晶組織特點與共晶共生區(qū)1、二元共晶凝固組織特點（1）生長方式不同，可將共晶分為規(guī)則共晶和非規(guī)則共晶。（2）規(guī)則共晶中兩個共晶相以層片狀或棒狀生長，形成規(guī)則結(jié)構(gòu)。金屬相－金屬相，金屬－金屬間化合物，

（非小平面－非小平面相）（粗糙介面）非規(guī)則共晶：金屬－非金屬（非小平面－小平面）相非金屬－非金屬（小平面－小平面）相小平面相生長的各相異性，導(dǎo)致共晶晶體的形狀不規(guī)則根據(jù)凝固條件

又可分為自由共晶和定向共晶兩種

定向共晶是組成共晶的兩相沿特定的方向耦合生長形成的一維共晶組織。

自由共晶與等軸晶凝固相似，耦合地向四周生長形成共晶團(tuán)。Al-Si共晶（非定向凝固）2、近平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)非共晶成分而獲得的共晶組織為偽共晶組織。原因：冷卻速度、過冷度對稱型共晶的條件：組元熔點、液相線形狀、兩相性質(zhì)等。實驗發(fā)現(xiàn)共生區(qū)只是液相線延長區(qū)內(nèi)的一部分，把共生區(qū)分為兩大類；對稱和不對稱。觀察發(fā)現(xiàn)，在共生區(qū)外，一相的生長速度快得多，故出現(xiàn)初生相；在共生區(qū)內(nèi)兩相以同樣的速度生長；共生區(qū)內(nèi)兩相共生生長的基本方式是靠原子在介面前沿的短距離擴(kuò)散，故共生生長時兩相的生長速度快，超過各相獨自生長的速度；在所有情況下，過冷度增大，則共生區(qū)變寬。共生區(qū)的對稱與否可能與相的析出傾向及生長速度有關(guān)。

圖6-3非小平面－非小平面共晶共生區(qū)實際共晶共生區(qū)*合金只要過冷在共生區(qū)內(nèi)結(jié)晶，兩個相便能共生生長，所得組織為共生共晶，其特點為兩相交途緊密摻合。*

共晶成分的剩餘液體也可能不採取共生生長的方式結(jié)晶，而是兩相各自獨立生長，所得的組織中沒有共生共晶的特徵。這種兩相不是以共同的介面生長的方式稱為離異生長，所得的組織稱為離異共晶。

幾種常見離異共晶的形態(tài)*為參考內(nèi)容*離異共晶的產(chǎn)生有以下幾種情況：1．當(dāng)合金成分偏離共晶很遠(yuǎn)，初生相長得很大，共晶轉(zhuǎn)變時殘留液體很少，類似薄膜狀分佈於枝晶向，共晶轉(zhuǎn)變時一相就在初生相枝晶上繼續(xù)長出，而把另一相單獨留在枝晶間（如圖B）。2．合金偏離共晶成分，初生相長得較大，而另一相又難於析出時，如果此相不能以先析出相為襯底進(jìn)行生核，或冷卻速度很大而析出受阻時，初生相便繼續(xù)長大而把另一相留在分枝間(圖A)。3．當(dāng)初生相上能形成完整的“暈”時。初生相上形成另一相“暈”的情況有兩種。

*一種是由於在先析出相上生核困難，只有在過飽和度更大時才能析出並以很快速度生長形成“暈”，但由於兩相之間缺乏良好共格對應(yīng)關(guān)係，“暈”並不是完整的殼，初生相仍能穿過暈的間隙長入液體中進(jìn)行共生生長，不形成離異共晶。如灰鑄鐵中的石墨和奧氏體共晶。

*另一種是先析出相表面都能作為第二相生核的良好襯底，因而在共晶轉(zhuǎn)變時，先析出相周圍另一組元的富集，使另一相很快在析出相的表面生核並側(cè)向生長成完整的殼。這時第二相的殼完全把先析出相與液體隔離，兩相與液體間沒有共同的生長介面，只有一相與液體接觸，所以先析出相的生長只能依靠原子通過殼的擴(kuò)散，其典型例子是球墨鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變。四、規(guī)則共晶凝固1、層片狀共晶的生長球形共晶的形核與長大（自由共晶時——共晶團(tuán)）圖共晶生長的J-H模型

a）α和β共生生長b）共晶生長介面前的溶質(zhì)B的分佈

c）共晶生長介面過冷度分佈

d）共晶生長介面簡化模型與坐標(biāo)系層片間距：度量共晶組織細(xì)化的參數(shù)用層間距λ。層間距主要與凝固速度R有關(guān)，也與原子橫向擴(kuò)散速度有關(guān)。2、棒狀共晶

－共晶若的體積分?jǐn)?shù)f

<(1/)0.32，棒狀0.32<f

<0.5，片狀r——六邊形等面積圓的半徑，代替間距

五、非規(guī)則共晶凝固1、Fe-Fe3C非規(guī)則共晶：金屬－非金屬相（非小平面－小平面）非金屬－非金屬相（小平面－小平面）滲碳體－奧氏體共晶生長模型(1)滲碳體－奧氏體板狀共晶(2)滲碳體樹枝晶的側(cè)向生長導(dǎo)致桿狀共晶圖6-10石墨的生長示意圖a)密排六方晶體結(jié)構(gòu)b)[1010]方向上以旋轉(zhuǎn)攣晶臺階生長c)[0001]方向以螺旋位錯生長石墨與奧氏體的共晶體圖6－12片墨類型3、第三組元的影響＋Mg等

球狀石墨的放射狀多晶結(jié)構(gòu)（20～30個錐體狀單晶體組成，外表面由(0001)面覆蓋§6-2

偏晶合金和包晶合金的凝固§6-2

SolidificationofMonotecticAlloyandPeritecticAlloy偏晶相圖圖三種情況下的偏晶凝固方式

(圖C中L1和L2顛倒錯誤）

a)σSL2

>σSL1+σL1L2（b）σSL2

<σSL1+σL1L2(c)σSL1

>σSL2+σL1L2這種合金的特點是：①在一定溫度以上兩組元在液態(tài)無限互溶；②在固態(tài)有限互溶，各組元的k＜1；③在一定的成分和溫度範(fàn)圍內(nèi)出現(xiàn)兩個互不溶解的液體Ll和L2；偏晶成分Cm的液體在Tm溫度時液體L1中能分解出兩個相：固相α和新的液相L2，即

L1=α＋L2此轉(zhuǎn)變與共晶轉(zhuǎn)變非常相似，但共晶轉(zhuǎn)變是從液體中同時析出兩個固相而偏品轉(zhuǎn)變時只析出一個固相，另一個則為液相L2，故稱為偏晶。隨著溫度的下降，L2中會不斷析出a，最後殘餘的液體L2在一定溫度時還會產(chǎn)生其他轉(zhuǎn)變，如共晶、包晶等。

L2的分佈和形狀與兩個因素有關(guān)：1．

L2與a是否濕潤；2．

L2的密度。如果L2能與a濕潤，L2便在a表面生核。如果L2與a完全濕潤，L2可能把a完全包圍，使a的生長受阻，L1的繼續(xù)分解只能靠a的重新生核，直到a與L2間達(dá)到杠桿定律的比值。溫度再降低時，L2中繼續(xù)析出a，殘餘的L2則分佈於a枝晶間。如果殘餘的L2很少，則在枝晶間是薄膜狀分佈。如果L2與a之間濕潤不好，密度又相差很大，L2可能上浮或下沉成為與Ll分離的液體層，或懸浮在液體中成為獨立的液滴。當(dāng)L2析出時a枝晶非常發(fā)達(dá)，L2不易上浮或下沉則可能懸浮於a分枝間。

圖定向包晶凝固過程

WC0—

合金原始成分WP

—

包晶反應(yīng)液相成分包晶合金的特點為：①液態(tài)無限互溶，固態(tài)有限互溶，③β在α中的分配係數(shù)小於1；③兩條液相線按同一方向傾斜；④在溫度TP略下時，成分為B的液體與成分為D的α相產(chǎn)生包晶轉(zhuǎn)變，形成成分為P的新相β。一．平衡結(jié)晶

指結(jié)晶過程中各相的成分能按狀態(tài)圖的要求而充分均化。包晶轉(zhuǎn)變的實質(zhì)是液體中的B原子繼續(xù)向α內(nèi)溶解而使A原子的排列方式產(chǎn)生改變，由α的結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)棣碌慕Y(jié)構(gòu)，而β相的固溶能力較強，在TP時的成分為P。

可見，包晶轉(zhuǎn)變必須伴隨著B原子向α相擴(kuò)散和溶解的過程，因此這個反應(yīng)只能在α相表面進(jìn)行。先在表面進(jìn)行包晶轉(zhuǎn)變形成β層，然後B原子擴(kuò)散通過β層向相介面輸送，使α不斷轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，即β的介面不斷向α?nèi)推進(jìn)，直到全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷?/p>

包晶轉(zhuǎn)變也要求一定的過冷，設(shè)包晶轉(zhuǎn)變在溫度T時進(jìn)行，過冷度為（TP-T），此時β相介面上的濃度如圖所示。兩個介面上的成分是不同的,存在一個濃度梯度,因此B原子要從β－L介面不斷向β－α介面擴(kuò)散。

對於成分低於P的合金，β－L介面的推進(jìn)把液體全部消耗後。β－α介面前尚有剩餘的α。，包晶轉(zhuǎn)變後的產(chǎn)物為β＋（β+α）。對於成分高於P的合金，包晶轉(zhuǎn)變後尚有剩餘液體，液體與B的比例按杠桿定律確定。溫度降低時，β相在液體中繼續(xù)長大，其成分沿PC線變化，而液體成分沿BC線變化。溫度降到T3時，合金全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，其成分為C0。對於成分為P的合金，包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束時，α和L全部轉(zhuǎn)變?yōu)锽。

二．不平衡結(jié)晶在實際情況下，液體和固體中的原子擴(kuò)散都是不充分的。α相生長時，由於介面前成分過冷，一般都以枝晶狀生長,在生長時還存在著晶內(nèi)偏析真正的包晶轉(zhuǎn)變僅產(chǎn)生於α和液體直接接觸時。α十L=β產(chǎn)生的β相在α樹枝表面的析出也有一個生核和生長過程。如果β相與α相之間存在較好的介面共格關(guān)係，β相容易以α表面作為襯底而生核析出。

β可以在一個α枝晶表面的許多部位進(jìn)行生核，在生長過程中逐漸合併在一起，但有的晶核在生長過程中可能產(chǎn)生位向的偏移或在生長介面前沿出現(xiàn)雜質(zhì)的富集，它們與從鄰近晶核長出的晶體間出現(xiàn)晶界，於是一個α枝晶上可能生長出幾個β晶體，這種現(xiàn)象稱為?；?。

材料分類：金屬、無機非金屬、有機高分子材料

各有千秋揚長避短

克服單一材料的缺點

產(chǎn)生原來單一材料沒有本身所沒有的新性能複合材料§7-1概論發(fā)展過程：古代－近代－先進(jìn)複合材料天然複合材料－竹、貝殼，樹木和竹子：纖維素和木質(zhì)素的複合體－動物骨骼：無機磷酸鹽和蛋白質(zhì)膠原複合而成人類：使用、效仿

半坡人－－草梗合泥築牆，且延用至今漆器－－麻纖維和土漆複合而成，至今已四千多年敦煌壁畫－－泥胎、宮殿建築裏園木表面的披麻覆漆，近代，複合材料的發(fā)展始於20世紀(jì)40年代，第二次世界大戰(zhàn)中，玻璃纖維增強聚酯樹脂複合材料被美國空軍用於製造飛機構(gòu)件開始算起。50年代得到了迅速發(fā)展。我國從1958年開始發(fā)展複合材料首先在航空航太技術(shù)和軍事上應(yīng)用

如導(dǎo)彈、火箭、人造衛(wèi)星等尖端工業(yè)中，同時，複合材料也成為發(fā)展高技術(shù)的關(guān)鍵材料。另外，還廣泛應(yīng)用於汽車工業(yè)、化工、紡織、精密儀器、造船、建築、電子、橋樑、醫(yī)療、建築、體育運動器材等領(lǐng)域。例：波音757的機翼和機身複合材料整流包皮、直升飛機中能量吸收結(jié)構(gòu)部件等。

F117隱性飛機－－全複合材料體育器材――金牌有科學(xué)家的一半各國在發(fā)展高技術(shù)計畫中對先進(jìn)複合材料都給予優(yōu)先考慮為增強我國綜合國力，我國已把先進(jìn)複合材料作為發(fā)展高技術(shù)領(lǐng)域的關(guān)鍵新材料，被列位國家高技術(shù)研究發(fā)展計畫綱要重要內(nèi)容。

複合材料的分類按增強材料形態(tài)分類1、纖維增強複合材料：a.連續(xù)纖維複合材料：作為分散相的長纖維的兩個端點都位於複合材料的邊界處；

b.非連續(xù)纖維複合材料：短纖維、晶須無規(guī)則地分散在基體材料中；2、顆粒增強複合材料：微小顆粒狀增強材料分散在基體中；3、板狀增強體、編織複合材料：以平面二維或立體三維物為增強材料與基體複合而成。其他增強體：層疊、骨架、塗層、片狀、天然增強體

圖複合材料結(jié)構(gòu)示意圖

a)層疊複合b)連續(xù)纖維複合c)細(xì)粒複合d)短切纖維複合目前狀況玻璃鋼和樹脂基複合材料

非常成熟廣泛的應(yīng)用

金屬基複合材料

開發(fā)階段某些結(jié)構(gòu)件的關(guān)鍵部位

陶瓷基複合材料及功能複合材料等

尚處於研究階段有不少科學(xué)技術(shù)問題有待解決表2常用的金屬基複合材料製備工藝§7-2金屬基人工複合材料的凝固1、金屬基纖維強化相複合材料的凝固介面結(jié)合情況——取決於潤濕狀況2、金屬基顆粒強化相複合材料的凝固陶瓷顆粒在基體中是否均勻分佈取決於顆粒與凝固介面的相互作用大多數(shù)複合材料中顆粒分佈不均勻（以下為吳樹森等人的研究成果）金屬基複合材料中陶瓷顆粒與凝固介面的相互作用研究陶瓷顆粒被凝固介面所排斥陶瓷顆粒仍然被凝固介面所排斥陶瓷顆粒被凝固介面捕捉結(jié)論：（1）對於凝固介面顆粒的行為，提出了介面能模型。若固液介面與顆粒的接觸角小於90

，顆粒將被生長的介面所捕捉。反之，將被排斥。（2）建立了接觸角q的觀察試驗方法。利用與陶瓷顆粒相同材質(zhì)的陶瓷管的定向凝固試驗，可觀測接觸角。（3）純Al/Al2O3複合材料，添加介面活性元素Ce、Sr及Ca之後，固液介面與Al2O3的接觸角仍大於90

，Al2O3顆粒被排斥。（4）共晶Al-Si/Al2O3複合材料，Sr變質(zhì)時，接觸角仍大於90，Al2O3顆粒仍被排斥。