鑄造金屬凝固原理電子課件9-18章

第9章鑄件凝固組織的形成和控制

FormationandControlofSolidification

MacrostructureofCastings

本章重點(diǎn)

宏觀組織的形成機(jī)理

宏觀組織的控制.宏觀凝固組織Macrostructure鑄態(tài)晶粒和夾雜物的形狀、尺寸、分布。鑄件微觀結(jié)構(gòu)Microstructure晶粒內(nèi)部的結(jié)構(gòu)形態(tài)，如樹枝晶、胞狀晶等亞結(jié)構(gòu)形態(tài)，共晶團(tuán)內(nèi)部的兩相結(jié)構(gòu)形態(tài)，以及這些結(jié)構(gòu)形態(tài)的細(xì)化程度等。宏觀組織對性能的影響性能←組織←工藝\成分9.1鑄件（錠）宏觀凝固組織的特征及形成機(jī)理鑄件宏觀組織的特征凝固條件的影響。三個(gè)晶區(qū)：表面細(xì)晶區(qū)、柱狀晶區(qū)、內(nèi)部等軸晶區(qū)。表面細(xì)晶粒區(qū)：緊靠型壁的外殼層，由紊亂排列的細(xì)小等軸晶所組成，僅幾個(gè)晶粒厚柱狀晶區(qū)：由自外向內(nèi)沿著熱流方向彼此平行排列的柱狀晶所組成內(nèi)部等軸晶區(qū)：由紊亂排列的粗大等軸晶所組成鑄件宏觀組織的形成機(jī)理認(rèn)識(shí)過程：靜態(tài)、孤立形核→動(dòng)態(tài)、晶粒游離。表面細(xì)晶區(qū)的形成早期型壁激冷理論

型壁激冷→大過冷→大形核率、熱擴(kuò)散無方向。晶粒游離理論

溶質(zhì)再分配→縮頸→流動(dòng)液態(tài)金屬?zèng)_刷→脫落。溶質(zhì)偏析、增加流動(dòng)有利于表面細(xì)晶區(qū)的形成。形成條件

抑制穩(wěn)定凝固殼的形成←大量游離晶粒（適度澆注溫度、溶質(zhì)元素高、適度的激冷能力、增加液體金屬的流動(dòng)）。問題：激冷能力越強(qiáng)越有利于表面細(xì)晶區(qū)的形成和擴(kuò)大嗎?柱狀晶區(qū)的形成形成穩(wěn)定殼層形成，單向散熱；對流減弱，晶體脫落減少→擇優(yōu)生長、枝晶延伸。界面前溫度梯度大成分過冷小。生長方式：擇優(yōu)生長控制柱狀晶區(qū)繼續(xù)發(fā)展的關(guān)鍵界面前始終保持較小的成分過冷，前方?jīng)]有新晶核形成。澆注溫度高、凝固溫度范圍小、有效形核質(zhì)點(diǎn)少、抑制流動(dòng)。問題:

什么是擇優(yōu)生長?內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成四種形成理論過冷熔體非自發(fā)形核理論

ΔTC＞ΔT異激冷晶核卷入理論條件：澆注溫度低。兩種理論的基礎(chǔ)都是非均質(zhì)形核。

型壁脫落和枝晶熔斷理論原因：溶質(zhì)再分配→縮頸→熔斷、沖斷。結(jié)晶雨游離理論發(fā)生在大型鑄錠（件）。三點(diǎn)注意游離晶體的增殖；液體流動(dòng)及其所引起的晶體或分枝的脫落，沉積和晶體增殖都將大大增大液體中的有效晶核，促進(jìn)等軸晶的獲得。四種等軸晶形成機(jī)理取決于不同的凝固條件。9.2鑄件宏觀凝固組織的控制鑄件凝固組織對鑄件性能的影響表面細(xì)晶區(qū)比較薄，影響不大；柱狀晶粗大、晶界面積小、致密、各向異性；易形成薄弱交界面，鑄造后期或鍛造時(shí)熱裂；提高特殊方向性能。內(nèi)部等軸晶界面積大，偏析、夾雜、氣體分布均勻；嵌合、結(jié)合牢固、各向同性；枝晶發(fā)達(dá)時(shí)產(chǎn)生顯微縮松，降低性能.解決：細(xì)化晶粒。宏觀組織的選擇微觀結(jié)構(gòu)的影響鑄件凝固組織的控制途徑和措施兩個(gè)控制重點(diǎn)柱狀晶→定向凝固等軸晶→改變形核、長大條件，細(xì)化晶粒。向熔體中加入強(qiáng)生核劑控制澆注條件鑄型的性質(zhì)和選擇動(dòng)態(tài)下結(jié)晶細(xì)化等軸晶等軸晶枝晶間距的控制向熔體中加入強(qiáng)生核劑孕育：改變形核率；變質(zhì)：影響晶粒生長過程；目的：強(qiáng)化非均質(zhì)形核幾種生核劑：第一類：直接作為外加晶核；第二類：生核劑中含有可形成高熔點(diǎn)穩(wěn)定化合物的元素；

注：不同質(zhì)點(diǎn)的形核過冷度不同。異質(zhì)形核需要滿足一定的溫度條件，即液相中存在異質(zhì)生核所需的過冷度。

良好生核劑應(yīng)具備的條件：含有穩(wěn)定的,不易溶解的異質(zhì)固相，良好的匹配關(guān)系；異質(zhì)固相細(xì)小彌散,不影響合金性能；不帶入影響合金性能的有害元素。第三類：加入造成微區(qū)富集元素；通過在液相中造成很大的微區(qū)富集而造成結(jié)晶相通過異質(zhì)形核而提前彌散析出的生核劑第四類：加入含強(qiáng)成分過冷元素的生核劑。強(qiáng)成分過冷元素的作用：增加形核率及抑制晶體長大界面富集產(chǎn)生縮頸；強(qiáng)化非均質(zhì)形核；抑制晶體生長。孕育衰退問題存在著隨著時(shí)間的延長，孕育效果減弱甚至消失，這種現(xiàn)象被稱為孕育衰退現(xiàn)象。與溫度和粒度有關(guān)。常用合金的生核劑（孕育劑）

控制澆注條件采取低溫澆注有利于脫落、熔斷晶粒的殘存；有利于產(chǎn)生更多的游離晶粒；合適的澆注工藝增加沖刷，促進(jìn)對流。采用懸浮鑄造所謂懸浮鑄造法就是在澆注過程中向液態(tài)金屬中加入一定數(shù)量的金屬粉末（2～4%），這些金屬粉末象極多的小冷鐵均勻地分布于液態(tài)金屬中，起著顯微激冷作用，加速液態(tài)金屬的冷卻，促進(jìn)等軸晶的形成和細(xì)化。

鑄型的性質(zhì)和選擇鑄型的冷卻能力薄壁件：促使整個(gè)端面較大過冷，細(xì)化等軸晶。厚壁件：激冷能力差，則抑制凝固殼層的形成，降低GL，增加凝固區(qū)，有利于等軸晶形成；另一方面，減緩過熱量散失，不利于游離晶的存在或晶粒粗大。在相同條件下，金屬型鑄造晶粒細(xì)小。液態(tài)金屬與鑄形表面的潤濕角；越小有越利于凝固殼形成，從而有利于柱狀晶；鑄型表面的粗糙度；提高粗糙度，提高等軸晶面積。動(dòng)態(tài)下結(jié)晶細(xì)化等軸晶振動(dòng)振動(dòng)鑄型：受澆注溫度影響小振動(dòng)澆口槽將振動(dòng)器插入液態(tài)金屬振動(dòng)參數(shù)：振幅、時(shí)間、溫度振動(dòng)對力學(xué)性能的影響：細(xì)化晶粒、減少偏析、夾雜，有利補(bǔ)縮超聲波振動(dòng)1-坩堝電阻爐；2-石墨粘土坩堝；3-工業(yè)純鋁；4-超聲波探頭；5-變幅桿；6-超聲波換能器；7-超聲波發(fā)生器；8-控溫儀；9-熱電偶攪拌

機(jī)械攪拌：在凝固初期，給凝固殼尚處于不穩(wěn)定的部位，即型壁附近的液面以強(qiáng)烈的機(jī)械攪拌，可以獲得良好的細(xì)等軸晶組織。電磁攪拌：把鑄型置入類似電動(dòng)機(jī)定子的旋轉(zhuǎn)磁場中，鑄型中的液態(tài)金屬由于不斷切割磁力線，將象轉(zhuǎn)子一樣地旋轉(zhuǎn)。旋轉(zhuǎn)振蕩

周期性地改變鑄型的旋轉(zhuǎn)方向和旋轉(zhuǎn)速度，以強(qiáng)化液體與鑄型及已凝固層之間的相對運(yùn)動(dòng)等軸晶枝晶間距的控制二次枝晶間距對力學(xué)性能的影響比晶粒大小更為明顯；二次枝晶間距的大小與晶體的結(jié)構(gòu)形態(tài)和晶粒大小無關(guān)。措施薄壁鑄件的快速冷卻；具有顯微激冷作用的懸浮鑄造；強(qiáng)成分過冷孕育劑和稀土孕育劑的應(yīng)用；由于低溫澆注有利于加快冷卻速度，因而也能在一定程度上細(xì)化二次枝晶間距。注意：細(xì)化二次枝晶間距所需的高溫度梯度和小的近平衡結(jié)晶溫度范圍原則上對等軸晶的形成是不利的?？偨Y(jié)美國Howmet公司研制和發(fā)展的Grainex（簡稱GX法）和Ｍicrocast-X(簡稱ＭＸ法)細(xì)晶工藝代表著國際先進(jìn)水平的細(xì)晶鑄造工藝方法，目前已投入生產(chǎn)應(yīng)用。圖為GX、MX法的晶粒細(xì)化典型尺寸范圍。細(xì)晶鑄造的工藝方法類別熱控法（ThermalControlMethod)動(dòng)力學(xué)法（DynamicMethod）化學(xué)法（ChemicalApproach）工藝原理在靜態(tài)鑄型條件下，通過控制鑄型溫度，降低合金精煉溫度和時(shí)間，使分散于熔液中作為形核基底的碳化物保留下來，并較大幅度地降低澆注過熱度，增大鑄件冷卻速度，以達(dá)到限制晶粒長大和細(xì)化晶粒的目的在澆注和凝固過程中施加外力迫使合金液產(chǎn)生振動(dòng)、攪動(dòng)等運(yùn)動(dòng)，已凝固的枝晶被破碎并使之遍布于整個(gè)熔液中，從而形成更多的有效晶核，并限制了晶粒的長大。常見的方法有：（1）一般方法：旋轉(zhuǎn)鑄型法、機(jī)械振動(dòng)法、超聲波振動(dòng)法、電磁攪動(dòng)法等；（2）Grainex法、Mould-Agitation法；（3）Microcast-X法通過向熔液中加入有效形核劑，形成大量的非均勻質(zhì)核心而使晶粒細(xì)化。典型的如添加元素B、稀土元素、Ni-Al中間化合物等工藝參數(shù)鑄型溫度（t型）、澆注溫度（t澆）及精煉溫度（t精）等澆注溫度（t澆）和鑄型旋轉(zhuǎn)振動(dòng)參數(shù)（速度、頻率）以及鑄型冷卻速率等精煉溫度(t精)、形核劑加入量及其加入制度等晶粒細(xì)化典型尺寸范圍0.18～1.60mm0.07～0.36mm0.12～1.25mm優(yōu)缺點(diǎn)工藝簡單，但鑄件容易欠鑄、晶粒度不均勻晶粒度均勻、合金純凈度高、成形能力好，但需要建立專用的細(xì)晶鑄造設(shè)備工藝簡單，但容易引進(jìn)雜質(zhì)、改變合金成分適用范圍形狀簡單的小尺寸鑄件回轉(zhuǎn)體和厚大截面鑄件形狀簡單的小尺寸鑄件K418B合金細(xì)晶渦輪與普通鑄造渦輪剖面晶粒度的比較共晶合金鑄件凝固組織的控制鑄件宏觀凝固組織控制的兩類措施細(xì)化領(lǐng)先相；促使領(lǐng)先相初晶和共晶體的游離。在采取上述措施時(shí)必須注意下面幾個(gè)問題不能因此而粗化共晶體的微觀組織。實(shí)驗(yàn)證明，很多動(dòng)態(tài)晶粒細(xì)化措施雖有助于消除共晶群體而獲得細(xì)共晶團(tuán)組織，但由于加強(qiáng)了共生界面前方液體中溶質(zhì)原子的橫向運(yùn)動(dòng)，往往導(dǎo)致層片間距增大，從而惡化了鑄件性能；不能因此而粗化領(lǐng)先相的初晶。特別是當(dāng)初晶屬于脆性相（例如Fe-C合金中的初生石墨、Al-Si合金中的初生

等）時(shí)更是如此；不應(yīng)破壞共晶合金的變質(zhì)效果從而惡化其晶體形貌；避免幾種措施的相互干擾。例如孕育和旋轉(zhuǎn)振蕩均能細(xì)化亞共晶灰鑄鐵的共晶團(tuán)并使石墨組織均勻。但兩者同時(shí)選用時(shí)反會(huì)促使共晶團(tuán)的粗化，據(jù)認(rèn)為這是因旋轉(zhuǎn)振蕩破壞了孕育作用之故。要兼顧到另一初生相的組織形態(tài)。共晶合金的定向凝固嚴(yán)格保證界面以平面方式生長，以避免各相在界面上因成分過冷而產(chǎn)生分枝，則不但是共晶成分的合金而且還包括一部分非共晶成分的合金也能形成共晶復(fù)合組織。第10章定向凝固技術(shù)

UnidirectionalSolidification定義：定向凝固又稱定向結(jié)晶，是在凝固過程中采用強(qiáng)制手段，在凝固金屬和未凝固熔體中建立起特定方向的溫度梯度，從而使熔體沿著與熱流相反的方向凝固，獲得具有特定取向柱狀晶或單晶的技術(shù)。目的：獲得柱狀晶、單晶或自生復(fù)合材料幾個(gè)概念的區(qū)別順序凝固逐層凝固定向凝固滿足的條件凝固開始形成穩(wěn)定的凝固殼，以阻止型壁游離——激冷；固液界面前沿不存在形核和游離現(xiàn)象。工藝措施嚴(yán)格的單向散熱；足夠大的GL/v；使成分過冷限制在較小范圍；減小熔體的異質(zhì)形核能力；避免液態(tài)金屬的對流、攪拌，防止游離，最好自下而上。10.1定向凝固工藝定向凝固工藝參數(shù)主要工藝參數(shù)：GL、v液相溫度梯度GL重要性：形態(tài)、速度、質(zhì)量

分析：在提高GL的條件下提高v。GL和GS成正比，增大GS是獲得大GL的重要途徑；大GS有利于提高GL

，也會(huì)提高v，故常提高固液界面前沿熔體的溫度；GL過大，熔體溫度過高導(dǎo)致?lián)]發(fā)、分解和污染，GS過大導(dǎo)致導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力、開裂。凝固速率分析采用快速凝固法時(shí)，GL受到鑄件拉出速度、熱輻射條件和鑄件徑向尺寸的影響。在穩(wěn)定態(tài)生長條件下，鑄件拉出的臨界速率主要受到鑄件輻射傳熱的特性的影響，其關(guān)系式如下：設(shè)上式中GL=0為臨界條件，則定向凝固的工藝方法發(fā)熱劑法工藝：加熱鑄型→放置水冷板→澆注。特點(diǎn)：無法調(diào)節(jié)凝固速度v和GL應(yīng)用：制備小的柱狀晶鑄件，多用于磁鋼。功率降低法（P·D）工藝

型殼預(yù)熱→澆注→下部水冷→切斷下部電源、上部繼續(xù)加熱。特點(diǎn)

GL隨凝固距離增大不斷減小；GL

、v不能人為控制

散熱條件差，柱狀晶區(qū)短。

高（快）速凝固法（HRS）與PD的區(qū)別

鑄型加熱器始終加熱；

鑄件與加熱器相對運(yùn)動(dòng)；

底部用輻射擋板和水冷套產(chǎn)生較大的GL、GS。優(yōu)勢

大大縮小界面前沿兩相區(qū)；

局部冷速增大，有利于細(xì)化晶粒；

避免爐膛影響，利用空氣冷卻。液態(tài)金屬冷卻法（L·M·C）在HRS基礎(chǔ)上發(fā)展；原理

將澆入金屬后的型殼浸入高導(dǎo)熱系數(shù)的低熔點(diǎn)金屬浴中。按選擇速度將鑄型拉出爐體。優(yōu)勢

提高了鑄件的冷卻速度和固液界面的溫度梯度。冷卻金屬應(yīng)滿足的條件10.2單晶生長單晶的生長特點(diǎn)形核:引入籽晶、自發(fā)形核。固液界面不允許有溫度過冷和成分過冷；界面前熔體過熱，潛熱通過生長的晶體導(dǎo)出。三種單晶體

晶體和熔體的成分相同；晶體和熔體成分不同；有第二相或出現(xiàn)共晶的晶體。單晶的生長方法正常凝固法：坩堝或爐體移動(dòng)、晶體提拉區(qū)熔法：水平區(qū)熔、懸浮區(qū)熔。（1）坩堝移動(dòng)法原理：坩堝衡速移動(dòng)，與凝固速度相同方式：垂直、水平（適用低熔點(diǎn)）。缺陷：晶體和坩堝壁接觸，易產(chǎn)生應(yīng)力和寄生成核。應(yīng)用示例：異型高溫合金葉片自生籽晶法。表面細(xì)等軸晶→起始段柱狀晶→進(jìn)入選晶段→柱狀單晶進(jìn)入鑄件。起始段選晶段單晶葉片起始段：晶粒生長分三個(gè)階段：急冷等軸晶，擇優(yōu)競爭、穩(wěn)定。高度：整個(gè)起始段的高度要保證第三階段高度足以使90％以上的[001]柱晶取向偏離度小于10o，通常大于25mm。影響因素：合金溶質(zhì)濃度加大，柱狀晶傾向減小，起始段高度相應(yīng)地增加。選晶段的形狀與尺寸：起始段柱狀晶生長的延伸，進(jìn)入選晶段的柱狀晶通過多次接近直角拐彎，淘汰了一批柱狀晶，最后僅允許一個(gè)柱狀晶晶粒長入鑄件本體。（2）晶體提拉法或丘克拉斯基技術(shù)（Czochralski）原理：熔化→插入籽晶→緩慢上提并轉(zhuǎn)動(dòng)晶桿→單晶生長。單晶體的直徑取決于熔體溫度和拉速度。優(yōu)點(diǎn)方便觀察；自由表面生長，減少應(yīng)力、防止寄生晶；可較快生長，低位錯(cuò)密度，完整；可控制晶體直徑。晶體的質(zhì)量控制單晶體中的缺陷：空位、置換或間隙雜質(zhì)原子、位錯(cuò)、小角度晶界、孿生、生長層、氣泡、胞狀組織、包裹物、裂隙等。影響因素：界面的形狀。（受晶體中、熔體中以及固-液界面前沿的溫度梯度和溫度分布的穩(wěn)定性影響。）單晶提拉速率受到材料性質(zhì)和生長參數(shù)的約束

導(dǎo)熱系數(shù)高的晶體材料，可以來用較大的生長速率，對同一材料，摻雜后在較大的生長速率下將會(huì)出現(xiàn)成分過冷，從而破壞了單晶生長的條件。欲增大生長速率，主要依靠提高固-液界面前沿的溫度來實(shí)現(xiàn)。但是，高的溫度梯度值意味著晶體與生長環(huán)境之間有較強(qiáng)的熱量傳輸，即晶體中將有較大的溫度梯度，甚至出現(xiàn)彎曲的等溫面，這將會(huì)引起大的熱應(yīng)力和較高的位錯(cuò)密度，可能會(huì)使晶體開裂。晶體轉(zhuǎn)動(dòng)：攪拌熔體、增加溫度場的徑向?qū)ΨQ性、有利于熔體中溶質(zhì)混合均勻、控制固-液界面的形狀。由于晶體轉(zhuǎn)動(dòng)，削弱了自然對流，在界面上出現(xiàn)了向上運(yùn)動(dòng)的液流，使等溫面向上推移，界面形狀出現(xiàn)了相應(yīng)的變化。對界面穩(wěn)定性的影響將因轉(zhuǎn)動(dòng)速度、晶體直徑、熔體粘度、熔池深度等參數(shù)而改變。熔體自然對流傾向于使界面凸向熔體，而晶體旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生的強(qiáng)制對流則傾向于使界面凹進(jìn)晶體，在強(qiáng)制對流足以壓倒自然對流時(shí)，凸界面將變?yōu)槠浇缑?。不僅提高轉(zhuǎn)速可以使界面拉平，而且增大晶體半徑也可以拉平界面。減小軸向溫度梯度

晶體不轉(zhuǎn)動(dòng)時(shí)晶體轉(zhuǎn)動(dòng)時(shí)原材料的純度是獲得高完整性單晶的重要前提，生長環(huán)境也可能污染熔體，如果雜質(zhì)的溶質(zhì)分配系數(shù)小，雜質(zhì)將富集于界面，一旦其濃度達(dá)到過飽和狀態(tài)，雜質(zhì)將在界面上成核、長大，并以包裹物形式進(jìn)入晶體，這些包裹物不僅是光散射的中心，而且也會(huì)誘發(fā)位錯(cuò)。生長環(huán)境中的氣體作為雜質(zhì)，溶解在熔體中，會(huì)形成氣泡。降低晶體的提拉速率，有助于消除這類包裹物。另外，雜質(zhì)的存在也會(huì)增加界面不穩(wěn)定性。摻雜的單晶，當(dāng)晶體生長時(shí)，熔體的溫度若出現(xiàn)溫度起伏，將引起晶體的生長速率的起伏，由于不同生長速率影響到有效溶質(zhì)分配系數(shù)KE，于是在晶體中將產(chǎn)生溶質(zhì)濃度起伏，這樣，在晶體生長過程中容易出現(xiàn)軸向，甚至徑向成分不均勻性，這種宏觀缺陷稱為生長層（條紋）。產(chǎn)生生長層的原因還可能由于熔體中不穩(wěn)定對流引起溶質(zhì)邊界層

δ瞬時(shí)變化，δ和生長速率一樣會(huì)影響KE值。生長層的存在破壞了晶體各種物理性能均勻性，因此必須采取工藝手段抑制生長層的產(chǎn)生，溫度波動(dòng)造成的瞬時(shí)生長速率的起伏還會(huì)使晶體中產(chǎn)生位錯(cuò)。柱狀晶：包括柱狀樹枝晶和胞狀晶。減少偏析疏松,基本消除橫向晶界,改善合金高溫性能、磁性能。獲得采用定向凝固工藝，使晶體有控制地向著與熱流方向相反的方向生長。使晶體取向?yàn)樘囟ㄎ幌?，并且大部分柱狀晶貫穿整個(gè)鑄件。10.3柱狀晶的生長生長條件和特點(diǎn)生長條件熱流方向定向；足夠高的GL/v，避免成分過冷和外來晶核、抑制液態(tài)合金的形核能力；限制側(cè)壁橫向形核。措施：凈化合金液外，還可以通過添加適當(dāng)?shù)脑鼗蛱砑游?，使形核劑失效。生長特點(diǎn)擇優(yōu)生長形貌及控制：取向分散度：柱晶生長方向與軸向之間的夾角；枝晶臂間距和晶粒大小?？刂茀?shù)GL/v、拉出速度。在柱狀晶生長過程中，只有在高的GL/v值條件下，柱狀晶的實(shí)際生長方向和柱狀晶的理論生長方向才越接近，否則，晶體生長會(huì)偏離軸向排列方向。當(dāng)晶體生長速度與鑄型拉出速度一致時(shí)，鑄型中橫向熱輻射造成的熱損失不致形成大的橫向溫度梯度，該條件下形成的柱狀晶取向偏離度最小。如果鑄型移出速度太快，促使柱狀晶生長不穩(wěn)定，鑄件底部柱狀晶晶粒比較細(xì)，而上部柱狀晶數(shù)量少而發(fā)散，甚至?xí)霈F(xiàn)橫向柱狀晶。隨著晶粒和枝晶臂間距變小，力學(xué)性能提高。采用功率降低法時(shí)，晶粒直徑與距激冷板距離的關(guān)系如圖10.15所示，枝晶臂間距與至激冷板距離的關(guān)系如圖10.16所示。柱狀晶的力學(xué)性能單晶、柱狀晶、等軸晶Mar-M200的力學(xué)性能10.4連續(xù)定向凝固技術(shù)大野篤美的OCC連續(xù)鑄造法與一般的連續(xù)鑄造的根本區(qū)別利用加熱鑄型型壁的高溫以阻止晶核在型壁處形成。這樣，通過端部散熱使溶液在鑄錠心部先凝固，而表層在脫離鑄型的一瞬間才凝固，從而獲得具有定向凝固組織的連續(xù)鑄錠。OCC連續(xù)定向凝固技術(shù)的原理與特點(diǎn)區(qū)別：鑄型、組織、固液界面。技術(shù)核心：避免凝固界面附近的側(cè)向散熱，維持很強(qiáng)的軸向熱流，保證凝固界面是凸向液相的。局限：高導(dǎo)熱率合金、小尺寸。技術(shù)特點(diǎn)：滿足定向凝固的條件，柱狀晶和單晶；摩擦力小，復(fù)雜截面、近凈形連續(xù)生產(chǎn)；不產(chǎn)生氣孔、夾渣、縮松、縮孔等缺陷；塑性加工性能好，抗腐蝕及抗疲勞性能均得到大幅度改善。OCC連鑄工藝方法三種主要工藝下引式上引式水平式兩種帶材水平連鑄工藝OCC連鑄的凝固過程與質(zhì)量控制OCC連鑄過程傳熱條件的分析凝固界面的控制理想的凝固方式是在鑄錠的凝固界面與鑄型之間保持一個(gè)很小的液相區(qū)，凝固界面凸向液相，最好伸人鑄型，這樣凝固是在自由界面條件下進(jìn)行的，從而獲得平滑而光亮的鑄錠表面。同時(shí)中間的固相對外層的液相具有支撐作用。此外，凸出的凝固界面利于晶粒淘汰，生長單晶鑄錠。凝固組織的形成過程

第11章快速凝固

RapidSolidification定義由液相到固相的相變過程非常快，從而獲得普通鑄件或鑄錠無法獲得的成分、相結(jié)構(gòu)和顯微結(jié)構(gòu)的過程?？焖倌碳夹g(shù)的實(shí)現(xiàn)在比常規(guī)工藝(＜102K/s)快得多的冷速下(104～109K/s)合金以極快的速度（常大于10cm/s）從液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的過程，或者創(chuàng)造自發(fā)形核的條件。冷卻條件冷卻速率/(K·S-1)組織特征工業(yè)冷卻速率砂型鑄件和鑄錠10-6～

100平衡條件的晶粒組織,如粗樹枝晶,共晶和其他結(jié)構(gòu)。中等冷卻速率薄帶，壓鑄件，普通霧化粉末100～103精細(xì)顯微結(jié)構(gòu),如細(xì)樹枝晶,共晶和其他結(jié)構(gòu)?？焖倌天F化細(xì)粉、噴霧沉積、電子束或激光玻璃化處理104～109特殊顯微結(jié)構(gòu),如擴(kuò)大固溶度，微晶結(jié)構(gòu)，亞穩(wěn)結(jié)晶相，非晶結(jié)構(gòu)。特點(diǎn)抑制了各種傳輸現(xiàn)象，凝固偏離平衡，經(jīng)典凝固理論中假設(shè)的許多平衡條件不再適應(yīng)，成為材料凝固學(xué)研究的一個(gè)特殊領(lǐng)域。組織亞穩(wěn)相、非晶相。發(fā)展

1960年美國加州理工學(xué)院P.Duwez首創(chuàng)氣槍法存在的問題快速凝固（技術(shù)）和新型合金（材料）是一個(gè)既充滿創(chuàng)造和發(fā)展的機(jī)會(huì)又具有嚴(yán)峻挑戰(zhàn)的研究領(lǐng)域，雖然在這一領(lǐng)域中已經(jīng)取得了許多令人鼓舞的成果并正在得到廣泛應(yīng)用?？焖倌坦に囘€不夠完善；還沒有形成系統(tǒng)、完整的快速凝固理論；新型快速凝固合金的性能還需要進(jìn)一步提高；快速凝固技術(shù)和新型合金的研究發(fā)展還不平衡。11.1快速凝固基本原理快速凝固的條件實(shí)現(xiàn)液態(tài)金屬快速凝固的最重要條件，是要求液/固相變時(shí)有極高的熱導(dǎo)出速度。如果依靠輻射散熱，對于直徑為1μm，溫度為1000℃的金屬液滴，獲得的極限冷卻速率只有103K/s，可見冷卻速度不高；通過對流傳熱，將導(dǎo)熱良好的氫或氦以高速流過厚度為5μm的試樣，獲得的極限冷速為1×104～2×104K/s；要獲得高于105K/s的冷速，只能借助于熱傳導(dǎo)。兩大類：急冷凝固技術(shù)（動(dòng)力學(xué)）、大過冷技術(shù)（熱力學(xué)）。急冷凝固技術(shù)核心：提高凝固過程熔體的冷速。條件：減少單位時(shí)間內(nèi)金屬凝固時(shí)產(chǎn)生的結(jié)晶潛熱；提高凝固過程中的傳熱速度。方法：減少熔體同時(shí)刻的凝固體積，增大面積比；利用導(dǎo)熱并減小界面熱阻。大過冷技術(shù)（用于大尺寸試件）原理：形成均質(zhì)形核的條件→抑制形核。措施：消除或減少形核媒介→純凈、彌散、消除容器壁。三大類：根據(jù)熔體分離和冷卻方式的不同分為模冷技術(shù)、霧化技術(shù)、沉積技術(shù)。模冷技術(shù)：利用冷模傳導(dǎo)散熱氣槍法（GunTechnique）原理：利用大于5MPa的惰性氣體的突發(fā)沖擊將熔體射向高導(dǎo)熱急冷襯底.11.2激冷凝固技術(shù)組成關(guān)鍵：母樣合金(<0.5g)、高壓(>5MPa)惰性氣流、高導(dǎo)熱系數(shù)急冷襯底冷速：>107K/s產(chǎn)品：厚度不均勻的多孔薄膜，可進(jìn)行顯微分析應(yīng)用：實(shí)驗(yàn)研究。錘砧法原理：母合金在真空或保護(hù)性氣氛中懸浮加熱熔化，鉛直落下的液滴被水平方向迅速合攏的兩塊高導(dǎo)熱襯底所擠壓，形成的合金箔片均勻、致密，厚度幾十微米。冷速：106K/s應(yīng)用：高熔點(diǎn)（>2000K）合金、易氧化合金，實(shí)驗(yàn)室。旋鑄法（ChillBlockMeltSpinning）原理：將熔融的合金液在惰性氣體的壓力下射向高速旋轉(zhuǎn)的由高導(dǎo)熱材料制成的輥?zhàn)油獗砻?，輥面的線速度很高（>30～50m/s），可連續(xù)甩帶。特別適合于非晶材料.工藝過程：母材切塊→去氧化皮→裝管→通氣→加熱熔化→加大氣體流量克服表面張力→噴射→冷凝→形成薄帶.關(guān)鍵工藝參數(shù)：噴嘴尺寸、離輥面距離、氣體壓力、輥速應(yīng)用：制作帶材15～20μm的合金條帶。片狀流法是旋鑄法的一個(gè)分支或異變?？缮a(chǎn)較寬的薄帶（300mm）。液態(tài)金屬以片狀流的形式澆注到冷卻輥上。主要問題：片狀流在行程中的變形。將澆注口的出口邊緣盡可能接近冷卻輥的表面（約0.5mm）。主要控制環(huán)節(jié)：壓力、輥速、澆注口寬度和澆注口-輥間隙

單輥法復(fù)合層快速凝固過程原理圖雙輥法快速凝固技術(shù)的基本原理模冷技術(shù)的優(yōu)勢熔體凝固冷速高產(chǎn)品微觀組織均勻缺點(diǎn)

作為結(jié)構(gòu)材料。粉碎后才能固結(jié)成形加工成大塊材料。提高冷凝速度的關(guān)鍵冷模材料導(dǎo)熱性高，與熔體熱接觸好；減小熔體流的截面尺寸控制熔體與冷模上某一固定點(diǎn)的接觸時(shí)間。霧化技術(shù)概念：將熔體分離霧化，同時(shí)通過對流冷凝，得到粉末。雙流霧化原理：通過高速高壓介質(zhì)（水或氣體）流體對熔體流的沖擊把熔體分離成很細(xì)的液滴，并通過對流的方式迅速冷凝。超聲霧化冷速可達(dá)104-105K/s水霧化和氣霧化法：利用水、空氣或惰性氣體作為冷卻介質(zhì)：水壓為8～20MPa，生產(chǎn)的粉末直徑為75～200μm

。氣壓為2～8MPa。氣體霧化：50～100μm表面光滑球形；超聲氣霧化：＜50μm占95%

水霧化：75～200μm不規(guī)則形態(tài)，但水的密度高，冷速大。優(yōu)勢

設(shè)備、工藝簡單，可成噸大批量連續(xù)生產(chǎn)。應(yīng)用：高溫合金、鋁、銅、工具鋼等。高速旋轉(zhuǎn)筒霧化法經(jīng)感應(yīng)熔化的熔體被噴射到旋轉(zhuǎn)筒內(nèi)的冷卻液中，被霧化分離成熔滴并冷凝成纖維或粉末，然后在離心力作用下飛出。滾筒急冷霧化法

將雙流霧化法和模冷法結(jié)合起來的方法，即將霧化的未凝固的熔滴迅速噴射到一高速滾筒上冷卻凝固，并在離心力作用下飛出。

離心霧化（氣體霧化、快速凝固霧化Pratt-Whitney）原理：熔體噴出→霧化器（3500r/min）→霧化液滴、離心外噴→高速惰性氣體冷凝→粉末。粉末尺寸與分布的控制

通過改變?nèi)垠w噴出速度和霧化器轉(zhuǎn)速。冷速達(dá)105K/s，鋁合金、鎳基合金粉末直徑一般為25～80μm。機(jī)械霧化（雙輥霧化）原理

熔體在噴入高速相對旋轉(zhuǎn)的輥輪間隙時(shí)形成空穴并被分離成直徑小到30μm的熔滴，被霧化（但不凝固）的熔滴可經(jīng)氣流、水流或固定于兩輥間隙下方的第三個(gè)輥輪被冷卻凝固成不規(guī)則粉末或薄片應(yīng)用

由于冷速較高，可以制成非晶態(tài)粉末，也容易進(jìn)行大批量生產(chǎn)。霧化技術(shù)的優(yōu)勢產(chǎn)品主要是粉末，可以不用粉碎而直接固結(jié)成形為大塊材料或工件，因此生產(chǎn)成本較低，便于大批量生產(chǎn)。霧化技術(shù)的缺點(diǎn)熔體在凝固過程中一般不與或只在冷凝過程中的部分時(shí)間內(nèi)與冷模接觸，主要還是以對流方式冷卻，因此凝固冷速一般不如模冷技術(shù)高。粉末的收得率、氧化與污染等問題還有待進(jìn)一步表面熔化與沉積技術(shù)表面熔化

利用激光束、電子束或等離子束作為高密度能束聚焦并迅速逐行掃描工件表面，使工件表層熔化，熔化層深度一般為10～1000μm

。表面冷速可達(dá)108K/s以上表面噴涂沉積

將熔化合金粉末噴射到工件表面，熔滴迅速冷凝沉積成與基底結(jié)合牢固、致密的噴涂層。表面熔化法原理：又稱為表面直接能量加工法，即主要應(yīng)用激光束、電子束或等離子束等高密度能束聚焦并迅速逐行掃描工件表面，使其熔化，材料本身作為一有效冷源，熔化區(qū)域小，時(shí)間短（10-3～10-9s），當(dāng)能源關(guān)閉或移開后，局部熔化區(qū)立即快速凝固。應(yīng)用：表面熱處理和表面合金化。表面噴涂沉積技術(shù)：即是將熔滴噴射到工件表面，其迅速冷凝沉積成與基體結(jié)合牢固、致密的噴涂層。等離子體噴涂沉積法：是用高溫等離子體火焰熔化合金或陶瓷、非金屬氧化物粉末，然后噴射到工件表面形成快速凝固層。等離子體的溫度高達(dá)105℃，因此體積迅速膨脹，將噴入的合金或陶瓷粉熔化成熔滴并高速帶動(dòng)向外噴射。噴射速度達(dá)1000m/s，熔滴凝固速度達(dá)107K/s。霧化沉積：將霧化技術(shù)霧化的熔滴噴射到工件表面或冷模上形成薄層。霧化沉積有兩種類型：一種是將形成的快速凝固薄層剝離基體，再進(jìn)行加工成形，常用有噴霧成形和控制噴霧沉積；二是奧斯普雷（Osprey）工藝，它是將霧化的熔滴多次噴射到具有一定形狀的基底表面以制成各種形狀的預(yù)制坯，如圓盤、塊坯、環(huán)形坯或管狀坯，然后進(jìn)行鍛造、軋制或擠壓等熱加工的方法。

噴射鍛造是Osprey金屬有限公司早期發(fā)展起來的一種噴射沉積工藝。氣體霧化的金屬直接噴射進(jìn)模子中，或在某些情況下直接噴射到扁平的襯底或收集器上。直接噴入模子中，預(yù)成形坯形狀與模子相同，噴入扁平收集器，預(yù)成形坯的形狀是由操縱器的運(yùn)動(dòng)決定的。下圖為R.Brooks公司的噴射鍛造專利裝置。金屬液體產(chǎn)品坩堝噴嘴模沖移動(dòng)桿模沖托架坯噴射室高壓氣體噴射軋制如圖所示是最早的一種噴射沉積工藝。這種工藝可以連續(xù)地生產(chǎn)帶材，厚度在1mm以上，鋁合金的最大厚度可達(dá)18mm。

噴射軋制示意圖中間包噴射涂層優(yōu)勢

凝固冷速高、工藝流程短、生產(chǎn)速度快、應(yīng)用方便。高的致密度。多種合金的直接沉積一般可達(dá)理論密度的95%以上,在工藝成熟條件下可達(dá)到99%以上。隨后對坯件加工則很容易達(dá)到完全致密。較低的含氧量。具有廣泛的通用性及產(chǎn)品的多樣性。高的噴射沉積效率,有利于實(shí)現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)。缺陷

只能用于工件表面。

大過冷凝固技術(shù)的核心，是在熔體中設(shè)法消除可以作為異質(zhì)形核媒質(zhì)的雜質(zhì)或容器壁的影響，形成盡可能接近均質(zhì)形核的凝固條件，從而在形核前獲得很大的熱力學(xué)凝固過冷度。

11.3大過冷凝固技術(shù)制約熔體獲得最大熱力學(xué)深過冷的實(shí)驗(yàn)因素：試樣重量試樣所能達(dá)到的最大過冷度隨試樣重量增加而減小。這是因?yàn)楹辖鹑垠w內(nèi)部的異質(zhì)核心的數(shù)量及質(zhì)量隨試樣重量的增加會(huì)相應(yīng)的增加。熔體過熱處理溫度不同的研究者對過熱度影響的研究在不同的合金系中得到的結(jié)果截然相反。過熱循環(huán)次數(shù)循環(huán)過熱凈化工藝中，循環(huán)次數(shù)是一個(gè)十分敏感因素。一般情況下，不同的合金體系中，采用給定的凈化工藝總是存在一個(gè)相對優(yōu)異的循環(huán)次數(shù)。保溫時(shí)間在一定范圍內(nèi)保溫時(shí)間越長，獲得的過冷程度也就越大。小體積大過冷凝固法小體積大過冷又稱為熔滴彌散法即在細(xì)小熔滴中達(dá)到大凝固過冷度的方法乳化法乳化法的基本思想是在惰性環(huán)境（惰性基礎(chǔ)或惰性懸浮溶液）中，隨著液體分散程度的提高，有效形核襯底逐漸被孤立于少數(shù)液滴中，大部分液滴保持分離并且不包含異質(zhì)核心，這部分液滴將會(huì)表現(xiàn)出深過冷行為熔滴-基底法

落管法通過電磁懸浮熔煉、電子束或其他方法熔化金屬，隨后金屬熔體在真空或通入保護(hù)性氣體的管中自由下落冷卻凝固。自由下落過程中，金屬或合金液避免與器壁相接觸，同時(shí)又具有微重力凝固的特征，因而可以獲得深過冷。微重力法：利用太空中微重力場和高真空條件，使液態(tài)金屬自由懸浮于空中實(shí)現(xiàn)無坩堝凝固，從而獲得深過冷。大體積大過冷凝固法玻璃體包裹法：用以流體形式存在的無機(jī)玻璃體把大塊熔體與容器壁分隔開來，使其凝固時(shí)不受容器壁的影響，用其可制取幾百克的快速凝固合金。二相區(qū)法：把合金加熱到固-液兩相區(qū)，控制溫度使熔體體積占20%，停止加熱使兩相在此溫度達(dá)到平衡，然后將樣品淬火凝固。此時(shí)熔體不與空氣和容器接觸，其熱量通過固相傳出，可得到較大過冷度。電磁懸浮熔化法：將直徑為幾毫米的塊狀合金放人電磁線圈中，依靠電磁場的懸浮力，使樣品始終處于懸浮態(tài)，并在惰性氣氛中感應(yīng)熔化和斷電后凝固。

11.4快速凝固傳熱特點(diǎn)薄層熔體在固體襯底上的導(dǎo)熱傳熱薄層液態(tài)合金與高導(dǎo)熱系數(shù)的冷襯底之間的導(dǎo)熱傳熱影響溫度場及冷卻速度的最主要因素金屬／襯底界面的狀況以及試樣金屬的厚度三種冷卻方式理想冷卻方式；中間冷卻方式；牛頓冷卻方式。冷卻方式的判斷：用準(zhǔn)則數(shù)。對高導(dǎo)熱襯底：理想冷卻方式中間冷卻方式牛頓冷卻方式

金屬液滴在流體介質(zhì)中的對流傳熱傳熱方式：金屬液滴的熱量通過“液滴/流體介質(zhì)”界面?zhèn)飨蚪橘|(zhì)，并由介質(zhì)中的強(qiáng)制對流使熱量不斷傳向介質(zhì)深部。

快速凝固使金屬材料的結(jié)構(gòu)發(fā)生了前所未有的變化可形成具有特殊性能的新材料。11.5快速凝固合金的組織和性能的特征

快速凝固晶態(tài)合金的組織和性能快速凝固模式

按固液界面形態(tài)：平界面、胞晶、樹枝晶凝固

按界面成分變化：有溶質(zhì)再分配、無溶質(zhì)再分配?？焖倌毯辖鹁B(tài)組織特點(diǎn)顯著擴(kuò)大合金固溶極限

液態(tài)合金以高速急冷快速地穿過液/固兩相區(qū)，就阻止了第二相的生核和長大。使溶質(zhì)原子以超常規(guī)溶解度陷在α相晶格中。

部分合金元素在Al中平衡固溶度和擴(kuò)展固溶度（%）超細(xì)晶粒度一般小于0.1～1.0μm;隨著冷卻速率的增大，晶粒尺寸減小，可以獲得微晶甚至納米晶?？焖倌毯辖鸨瘸Ｒ?guī)合金低幾個(gè)數(shù)量級(jí)的晶粒尺寸，一般為<0.1～1.0μm。在Ag-Cu（ωCu=50%）合金中，觀察到細(xì)至3nm的晶粒。當(dāng)出現(xiàn)第二相或夾雜物時(shí)，其晶粒尺寸區(qū)相應(yīng)地細(xì)化。原因：很大過冷度下達(dá)到很高形核率少偏析或無偏析；在快速凝固的合金中，如果冷速不夠快，局部區(qū)也會(huì)出現(xiàn)胞狀晶或樹枝晶，但這些胞狀晶或樹枝晶與常規(guī)合金相比已大大細(xì)化，因此表現(xiàn)出的顯微偏析也很小。如果凝固速率超過了界面上溶質(zhì)原子的擴(kuò)散速率，即進(jìn)入完全的“無偏析、無擴(kuò)散凝固”時(shí)，可在鑄件的全部體積內(nèi)獲得完全不存在任何偏析的合金形成亞穩(wěn)相（非平衡相）亞穩(wěn)相的晶體結(jié)構(gòu)可能與平衡狀態(tài)圖上相鄰的某一中間相的結(jié)構(gòu)極為相似，因此可看成是在快速冷卻和大過冷度條件下中間相亞穩(wěn)濃度范圍擴(kuò)大的結(jié)果。平衡相圖上完全沒有的相高的點(diǎn)缺陷密度在快速凝固的過程中，液態(tài)金屬的缺陷會(huì)較多地保存在固態(tài)金屬中。液態(tài)合金中空位形成能（0.11eV）比固態(tài)合金中的（0.76eV）小得多，故，液態(tài)合金中空位濃度高得多，快速凝固時(shí)大部分空位來不及消失而留在固態(tài)合金中凝固速度高，晶體生長過程中也容易形成空位，導(dǎo)致固態(tài)合金中空位濃度高；由于快速凝固過程中熱應(yīng)力大，空位聚集，崩塌，形成位錯(cuò)環(huán)，導(dǎo)致位錯(cuò)密度（尤其是位錯(cuò)環(huán)）高?？焖倌毯辖鹁B(tài)性能特點(diǎn)

高強(qiáng)度、高韌性、超塑性；

提高合金使用效率、避免有害相；

固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化

亞穩(wěn)強(qiáng)化相；

特殊物理性能：如超導(dǎo)、磁性能。

快速凝固非晶材料的性能特征非晶態(tài)在足夠高的冷卻速度下，液態(tài)合金中可避免通常的結(jié)晶過程，而在冷卻到某一溫度（玻璃轉(zhuǎn)化溫度）以下時(shí)，其內(nèi)部原子凍結(jié)在液態(tài)所處的位置附近，從而形成非晶態(tài)。液態(tài)金屬為短程有序排列結(jié)構(gòu)，原子有極高的遷移速率。采用極快的冷卻速率冷卻，可能導(dǎo)致金屬在凝固后保留液態(tài)時(shí)結(jié)構(gòu)。目前所能達(dá)到的冷卻速率，只能使很少一部分合金能夠抑制結(jié)晶過程而形成非晶態(tài)。性能特點(diǎn)

力學(xué)性能

良好的軟磁性

很小的電阻溫度系數(shù)

化學(xué)性能

典型快速凝固耐熱鋁合金快速凝固FVS1212合金拉伸屈服強(qiáng)度與重量之比接近于Ti-6Al-4V合金的水平，斷裂韌性約11MPa?m1/2。快速凝固FVS0812合金的斷裂韌性為31MPa?m1/2。合金在698K溫度下退火100小時(shí)后，室溫屈服強(qiáng)度和延性基本上不變。這種良好的熱穩(wěn)定性是由于硅化物的粗化速率較低的原因，Al12(Fe，V)3Si彌散顆粒的粗化速率比Al-Fe金屬間化合物低2-3個(gè)數(shù)量級(jí)。因?yàn)楣杌锖扛撸珹l-Fe-V-Si合金的彈性模量高于常規(guī)鋁合金。FVS1212合金的比剛度高于鈦和沉淀強(qiáng)化鋼。在溫度420K以上，F(xiàn)VS1212合金的比剛性大于含20％(體積)碳化硅增強(qiáng)6061鋁。案例一Al-Fe-V-Si合金具有優(yōu)異的耐蝕性。FVS0812合金在鹽霧中的質(zhì)量損失很小。FVS1212耐應(yīng)力腐蝕開裂能力特別強(qiáng)，合金在3.5％氯化鈉溶液中浸40天后，橫向施加應(yīng)力到360MPa也沒有開裂，此應(yīng)力值相當(dāng)于這種合金拉伸屈服應(yīng)力的95％。FVS0812合金的高周疲勞強(qiáng)度與2014-T6合金相當(dāng)，這時(shí)因?yàn)楹辖饦O細(xì)小的微晶結(jié)構(gòu)阻止了疲勞誘導(dǎo)裂紋的萌生；又因?yàn)镕VS0812合金含有細(xì)小球形硅化物，而不是片狀或者針狀的金屬間化合物，所以疲勞裂紋在FVS0812合金中的擴(kuò)展速度接近于在粗晶粒的2014-T6合金中的速度。典型快速凝固耐熱鋁合金應(yīng)用氣體渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)（壓縮機(jī)翼和葉片）火箭和導(dǎo)彈（舵和火箭助推器殼體）飛機(jī)骨架飛機(jī)輪（不能用鈦合金，因?yàn)殁佉兹迹﹥?nèi)燃機(jī)（連桿、活塞零件）

2002年，日本和英國學(xué)者先后采用快速凝固法開發(fā)出具有極高強(qiáng)度和延展性的鎂合金，強(qiáng)度約是超級(jí)鋁合金的3倍，是目前世界上強(qiáng)度最高的鎂合金，此外，它還具有超塑性、高耐熱性和高耐蝕性，可為航空航天工業(yè)提供優(yōu)質(zhì)材料。美國、以色列和日本等發(fā)達(dá)國家對RS技術(shù)制備鎂合金的研究開展得比較深人，而我國在此領(lǐng)域的研究工作進(jìn)展比較緩慢。其中從事此研究工作的單位有北京航空材料研究院、中科院金屬所、中科院物理所、中南大學(xué)、湖南大學(xué)和西安理工大學(xué)等。美國、日本、以色列等投入巨資，研究和開發(fā)超高強(qiáng)度鎂合金及其在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用。其原因不僅是因?yàn)槌邚?qiáng)度鎂合金可以降低飛行器的成本，更重要的是可以改善飛行器的飛行姿態(tài)，快速凝固鎂合金案例二

與常規(guī)鎂合金相比，快速凝固鎂合金的室溫強(qiáng)度、延性、高溫力學(xué)性能和耐蝕性能都有了明顯的改善?？焖倌蘉g-2mass％Si、Mg-6％Si、和Mg-4.5％Ba、Mg-8.3％B合金中，分別形成了彌散的Mg2Si和Mg2Ba沉淀相，在317℃時(shí)的強(qiáng)度比常規(guī)的ZK60合金提高了3~5倍?？焖倌蘘K60合金在60℃擠壓成型后的屈服強(qiáng)度并鑄造并鍛造后成分相同的合金提高了120MPa，抗拉強(qiáng)度提高60MPa，同時(shí)還具有很好的延性。經(jīng)過成分改進(jìn)的Mg-9mass％Li合金(加入2mass％Si或者Ce)的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都比常規(guī)鍛造Mg-9mass％Li合金提高了50~60％。快速凝固鎂合金的熱穩(wěn)定性比常規(guī)Mg合金有較大的提高，例如在Mg-Al-Zr合金中，快速凝固形成的彌散Al3Zr沉淀相釘扎了晶界，阻止了晶粒的長大，所以在300~400℃保溫達(dá)300小時(shí)后仍然能保持室溫強(qiáng)度不變?？焖倌替V合金微觀組織結(jié)構(gòu)的均勻化和彌散沉淀相的形成還提高了合金的抗腐蝕能力，例如，常規(guī)鑄態(tài)Mg-5.3mass％Zn-0.6％Zr合金通常具有正電性的α-Mg枝晶和電負(fù)性的枝晶間Mg51Zn20相組成，因而很容易受電化學(xué)腐蝕，當(dāng)快速凝固冷速較高時(shí)可以完全抑制Mg51Zn20相的形成，使合金的抗電化學(xué)腐蝕性能有明顯提高。第12章其它超常規(guī)條件下的凝固12.1微重力場下金屬的凝固微重力場下金屬流動(dòng)的特點(diǎn)微重力(hypergravity)是指小于地球重力(1g)且在l0-3～10-6g范圍的力場。

在微重力條件下，由重力引起的對流將被抑制，擴(kuò)散將發(fā)揮充分作用；與此同時(shí)，界面張力的作用也將會(huì)突出出來。所有這些作用對金屬凝固過程勢必發(fā)生影響，從而導(dǎo)致新材料、新工藝的開發(fā)。微重力下的對流

金屬質(zhì)量飛船質(zhì)量晶體分布求解

微重力場下的界面張力引起的流動(dòng)界面張力與溫度和溶質(zhì)濃度的關(guān)系Marangoni數(shù)液滴形狀Bond數(shù)

潤濕時(shí)，g值很小則液體會(huì)沿界面無限延伸；

不潤濕，液體傾向于成球。液-固轉(zhuǎn)變使體積變化引起對流即使在微重力場下，在凝固前沿仍然存在著與重力無關(guān)的顯微區(qū)域的對流，這主要是凝固時(shí)固體積改變造成的。這種對流的流動(dòng)速度可以表示凝固速度；液相的密度；固相的密度。微重力場下對流對擴(kuò)散系數(shù)的影響地面上溶質(zhì)的擴(kuò)散系數(shù)重力為零的空間中有效擴(kuò)散系數(shù)對凝固過程的影響無重力條件下的自擴(kuò)散系數(shù)比地面小50倍，影響固液界面前沿的溶質(zhì)分布。微重力場對金屬凝固組織的影響空間微重力環(huán)境微重力場、高真空（133.2×10-8Pa）、超低溫（-200℃）；對凝固過程的影響影響形核長大過程；減小枝晶或?qū)悠g距；有利于單晶和復(fù)合材料；穩(wěn)定的深過冷組織無攪拌懸浮熔煉；超低溫大冷速(103～106K/s)可獲得微晶；制備難混溶偏晶合金；均勻泡沫鋁；擴(kuò)展鑄造。微重力試驗(yàn)環(huán)境的獲得非軌道方法落塔：使某種系統(tǒng)由高處自由下落，以在系統(tǒng)內(nèi)產(chǎn)生微重力環(huán)境，進(jìn)行試驗(yàn)和觀測，利用落塔所能獲得的失重時(shí)間可有數(shù)秒鐘。有的落塔，使系統(tǒng)先上升，然后下降，可使失重時(shí)間加倍。落塔的特征是：環(huán)境參數(shù)可調(diào)；可重復(fù)試驗(yàn)；有多種觀測手段；費(fèi)用低。落塔的高度決定了其所能產(chǎn)生微重力狀態(tài)的時(shí)間的長短。美國NASA的Lewis研究中心的落塔，可以實(shí)現(xiàn)5.18s的微重力狀態(tài)。氣球落艙：下落氣球系統(tǒng)是最經(jīng)濟(jì)的裝置。氣球放飛升到距地面40km左右，然后遙控釋放氣球所帶落艙，自由下降到20～14km高度，在此段內(nèi)產(chǎn)生約一分鐘的失重狀態(tài)。在落艙下落時(shí)，由于大氣壓力逐漸增高，空氣動(dòng)力學(xué)干擾會(huì)影響失重狀態(tài)，要用冷氣推進(jìn)器產(chǎn)生推力來補(bǔ)償。使得剩余干擾在±10-3g范圍。橫向的加速度可用姿態(tài)控制系統(tǒng)來調(diào)整。降到20～14km高度處，開動(dòng)降落傘，終止微重力狀態(tài)，保證軟著路。這種方式對實(shí)驗(yàn)設(shè)備沒有過多限制，沒有強(qiáng)烈的震動(dòng)和過載，可遙測數(shù)據(jù)。美國，俄羅斯、法國、瑞士都有微重力氣球落艙。飛機(jī)拋物線飛行：利用經(jīng)過特別改裝的失重飛機(jī)進(jìn)行拋物線飛行時(shí)會(huì)產(chǎn)生短時(shí)間（15秒～1分鐘）的失重狀態(tài)。飛機(jī)在沿拋物線軌道飛行時(shí)獲得低重力環(huán)境。在軌跡的開始和最后部分重力水平是通常的兩倍，而在拋物線頂部的短暫的時(shí)間則小于地球重力的1％(10-2g)?？梢杂?0秒處于10-3g火箭彈道滑行：以較大的發(fā)射角向上發(fā)射火箭，試驗(yàn)載荷與箭體分離后以慣性繼續(xù)上升。載荷艙內(nèi)開始處于微重力狀態(tài)，火箭到達(dá)彈道頂點(diǎn)折返下來，降至較稠密大氣高度結(jié)束，共可獲數(shù)分鐘微重力環(huán)境?？臻g軌道飛行12.2超重力凝固超重力

物體加速度與重力加速度比值超過1。超重力場的獲得及產(chǎn)生原理超重力的獲得

利用離心機(jī)。超重力技術(shù)的實(shí)質(zhì)是離心力場的作用，它的核心在于對傳遞過程的極大強(qiáng)化?！癵”越大，兩相接觸過程的動(dòng)力因素即浮力因子△ρg越大，流體相對滑動(dòng)速度也越大。巨大的剪切應(yīng)力克服了表面張力，可使液體伸展出巨大的相際接觸界面，從而極大地強(qiáng)化了傳輸過程。超重力下熔體的重新層流化及對流強(qiáng)度的增加變化：隨著重力水平的提高，熔體的流態(tài)由層流轉(zhuǎn)化為紊流狀態(tài)，當(dāng)離心加速度進(jìn)一步提高到一定的重力水平時(shí)，熔體又由紊流轉(zhuǎn)化為層流，即所謂重新層流化。此時(shí)是一種高速層流狀態(tài)，可極大地提高凝固界面的熱穩(wěn)定性，為制備無偏析的晶體創(chuàng)造了必要的條件。對凝固的影響：穩(wěn)定固液界面改變組織形態(tài)獲得寬范圍的穩(wěn)態(tài)凝固階段影響枝晶間距超重力下的形核穩(wěn)態(tài)形核率公式地球表面施加超重力時(shí)凝固的吉布斯自由能差12.3聲懸浮技術(shù)原理利用在超聲波發(fā)射端和反射端之間形成的聲輻射力將研究對象捕獲并懸浮在駐波結(jié)點(diǎn)處。

利用聲駐波與物體的相互作用產(chǎn)生豎直方向的懸浮力以克服物體的重量，同時(shí)產(chǎn)生水平方向的定位力將物體固定于聲壓波節(jié)處.聲懸浮技術(shù)分為三軸式和單軸式兩種，前者是在空間三個(gè)正交方向分別激發(fā)一列駐波以控制物體的位置，后者只在豎直方向產(chǎn)生一列駐波，其懸浮定位力由圓柱形諧振腔所激發(fā)的一定模式的聲場來提供。特點(diǎn)：聲懸浮技術(shù)是地面和空間條件下實(shí)現(xiàn)材料無容器處理的關(guān)鍵技術(shù)之一，和電磁懸浮技術(shù)相比，它不受材料導(dǎo)電與否的限制，且懸浮和加熱分別控制，因而可用以研究非金屬材料和低熔點(diǎn)合金的無容器凝固。12.4高壓凝固壓力對凝固相變的影響降低形核激活能；增大擴(kuò)散激活能；而高壓（超過某極值）下，可提高非晶形成能力。應(yīng)用制備納米晶體材料；通過調(diào)整壓力，實(shí)現(xiàn)對晶粒度的控制；使得在較低冷卻速率下，獲得納米晶塊體材料。第13章金屬基復(fù)合材料的凝固

Solidificationofmetal-matrixcomposites13.1概述復(fù)合材料(Composite)：兩種或兩種以上物理和化學(xué)性質(zhì)不同的物質(zhì)復(fù)合組成的一種多相固體。組成：連續(xù)基體相+強(qiáng)化相。復(fù)合材料的發(fā)展分類按基體性質(zhì)：樹脂基、金屬基、陶瓷基；按強(qiáng)化相來源：自生復(fù)合材料、人工復(fù)合材料。按強(qiáng)化相形態(tài)分類：纖維增強(qiáng)、顆粒增強(qiáng)、板狀增強(qiáng)體等。復(fù)合材料結(jié)構(gòu)示意圖

a)層疊復(fù)合b)連續(xù)纖維復(fù)合c)細(xì)粒復(fù)合d)短切纖維復(fù)合金屬基復(fù)合材料

金屬基自生復(fù)合材料：偏晶和共晶材料，控制凝固過程。

金屬基人工復(fù)合材料：長短纖維和顆粒強(qiáng)化相。金屬基自生復(fù)合材料的優(yōu)勢

相界面鍵合力強(qiáng)；

相界面處于低能狀態(tài)，熱穩(wěn)定性好；

強(qiáng)化相凝固時(shí)析出，分布均勻，不污染材料；

經(jīng)濟(jì)、應(yīng)用前景廣。金屬基復(fù)合材料的成形技術(shù)

液相法；鑄造、射壓。

固相法：粉末冶金、機(jī)械化合金；

固液法：流變鑄造、液態(tài)模鍛。金屬基纖維強(qiáng)化復(fù)合材料對增強(qiáng)纖維的要求：密度小、抗拉強(qiáng)度高、高溫穩(wěn)定、不與金屬基體形成脆性相。纖維形狀：束狀（一維增強(qiáng)）、氈狀（二維增強(qiáng)）、塊狀（三維增強(qiáng)）。預(yù)制纖維：一般將超細(xì)纖維進(jìn)行一維定向排列或紡織成二維或三維的疊層排列，以制成一維和多維復(fù)合材料。纖維的強(qiáng)度一般遠(yuǎn)大于基體材料，如SiC晶須達(dá)70GMPa，彈性模量大于6000GMPa。因此它是復(fù)合材料中的主要受力單元。13.2金屬基人工復(fù)合材料的凝固成形方法一般采用液相法：熔融浸透法；預(yù)成型體加壓鑄造；邊加壓邊鑄造；真空鑄造。合金液在預(yù)制纖維體中的凝固遵循前面所闡述的合金凝固的一般規(guī)律纖維表面與合金是否潤濕纖維即成為結(jié)晶核心，按照異質(zhì)成核的規(guī)律進(jìn)行結(jié)晶。無法獲得符合要求的復(fù)合材料。影響凝固過程中固-液界面的形態(tài)及晶體的生長方向

金屬基顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料顆粒增強(qiáng)物的種類和要求

種類：氧化物、碳化物、氮化物等

性能要求：比基體更好的耐熱性、耐磨性、減振性、高熱穩(wěn)定性、低成本。影響顆粒在母相中分布的因素制備和成形方法液態(tài)攪拌鑄造成形

兩個(gè)階段：液態(tài)攪拌制備復(fù)合材料→澆入鑄型。

重點(diǎn)與難點(diǎn)：攪拌制取過程。

改進(jìn)：真空制取、多級(jí)傾斜攪拌、提高轉(zhuǎn)速,改善顆粒與合金潤濕性。半固態(tài)復(fù)合鑄造法

將溫度控制在固液相線之間進(jìn)行攪拌，同時(shí)將增強(qiáng)顆粒徐徐加入含有一定固相粒子（通常40～60%）的金屬液中，可有效防止增強(qiáng)顆粒的沉降并減少吸氣。噴射復(fù)合鑄造法

方法：以Ar、N等非活性氣體作為載體，把增強(qiáng)顆粒噴射于澆注的金屬液流上，隨著液流的翻動(dòng)使顆粒得到分散，然后澆入鑄型中凝固。

優(yōu)點(diǎn)：適合Al、Mg及鋼鐵高熔點(diǎn)合金復(fù)合材料。

金屬基顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料的凝固特點(diǎn)形核→長大；顆粒的潤濕性影響凝固；凝固速度影響顆粒的分布。固液界面形狀的影響

大多數(shù)復(fù)合材料中顆粒分布不均勻陶瓷顆粒在基體中是否均勻分布取決于顆粒與凝固界面的相互作用13.3自生復(fù)合材料的凝固自生復(fù)合材料增強(qiáng)相在凝固中析出；增強(qiáng)相定向排列、高強(qiáng)度低維度；共晶合金的特點(diǎn)共晶或亞共晶定向凝固的獲得。共晶自生復(fù)合材料對共晶系的要求共晶系中一相為高強(qiáng)相；基體具有較高的斷裂韌度；定向凝固時(shí)能夠獲得定向排列的規(guī)則組織。

相界面的匹配相界面性質(zhì)對共晶的性能起著重要作用。正常組織

相界面匹配：兩相界面張力小，有助于平界面穩(wěn)定。小的界面張力（即低的界面能）是自生復(fù)合材料具有高的穩(wěn)定性的條件，低能界面由合適的原子互相匹配和兩相之間原子密度幾乎相等的擇優(yōu)取向的晶面組成。片狀共晶中，二相間有著一定擇優(yōu)取向，即，表明共晶兩相長大方向在某一晶體學(xué)方向上是優(yōu)先的，這種擇優(yōu)取向是由系統(tǒng)自動(dòng)減小其總界面能所致。起始段常常難以獲得規(guī)則排列的共晶復(fù)合材料結(jié)構(gòu)，在凝固開始時(shí)，這種擇優(yōu)取向表現(xiàn)得還比較弱。在高溫緩慢生長條件下，在系統(tǒng)要求降低界面能的趨勢推動(dòng)下，擇優(yōu)取向的晶團(tuán)生長時(shí)需要的過冷度較小，使這些晶團(tuán)中的兩相逐步轉(zhuǎn)向有利的擇優(yōu)取向，使所有晶團(tuán)都沿著一個(gè)方向生長。凡是有利于最小固-液界面能的晶向均為長大的優(yōu)先取向。

界面兩相的匹配與性能的關(guān)系。相界面處匹配越好，兩相晶格常數(shù)越相近。通常共晶復(fù)合材料中相界是部分共格。這種部分共格界面有畸變存在，它們有效地阻止位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，表現(xiàn)出在低、中溫工作條件下高的力學(xué)性能。相界匹配良好的共晶復(fù)合材料，有高的界面穩(wěn)定性，因而具有高的高溫穩(wěn)定性和好的高溫抗蠕變性能。某些共晶材料在接近熔點(diǎn)溫度下（即0.9倍的熔點(diǎn)溫度），相界仍處于穩(wěn)定狀態(tài)（即包括化學(xué)穩(wěn)定和結(jié)構(gòu)穩(wěn)定），成為不可多得的高溫下使用的工程材料。上述性能不僅是由低界面能帶來的，而且是出于緩慢定向凝固所獲得的相間化學(xué)平衡所帶來的。晶界或相界，在常溫下是強(qiáng)化區(qū)，因此通過細(xì)化晶粒組織來提高材質(zhì)的強(qiáng)度性能。但在高溫下，晶界或相界變得很不穩(wěn)定，是弱化區(qū)，高溫變形或斷裂都是沿晶界產(chǎn)生的。為了提高晶界的穩(wěn)定性，普通高溫合金（

）中加入較多的合金元素，如Mo等，在晶界成形骨骼狀的高溫穩(wěn)定性好的碳化物

相，阻礙晶界的滑移和裂紋的擴(kuò)展。但其效果是不顯著的，沒有從根本上提高晶界或相界的穩(wěn)定性。而自生復(fù)合材料依靠兩相間最小的界面能，使其從本質(zhì)上提高了界面的高溫穩(wěn)定性。共晶自生復(fù)合材科強(qiáng)化相的形態(tài)形態(tài)：共晶自生復(fù)合材料中強(qiáng)化相的形態(tài)有片狀和纖維狀（或棒狀）。特點(diǎn)：片狀共晶的相界面往往保持著最優(yōu)取向關(guān)系，相界面上共格區(qū)最大，位錯(cuò)區(qū)最小，因而具有低的界面能。棒狀共晶從微觀上看并不是幾何圓柱狀，而是多面體，相界是由幾組晶面組成，不可能任一組界面都和基體持有良好的共格程度，因而，棒狀共晶平均相界能較高。性能：棒狀共晶具有良好的常溫性能，而片狀共晶則高溫性能較好。形成：強(qiáng)化相的形態(tài)是由相的本性決定的，同時(shí)也受凝固條件的影響如溫度梯度、第三組元。共晶自生復(fù)合材料凝固過程的控制普通凝固條件

兩相任意取向，形成宏觀不規(guī)則的共晶團(tuán)。定向凝固基本條件：平界面生長足夠的純度判據(jù)：凝固速度的控制

在保證平界面穩(wěn)定的前提下，應(yīng)盡量提高凝固速度，以得到細(xì)的共晶組織。規(guī)則共晶Ni-W共晶合金定向凝固時(shí)W相呈纖維狀排列非共晶自生復(fù)合材料共晶合金的局限非共晶定向凝固三個(gè)階段穩(wěn)定生長的判據(jù)成分、凝固條件對組織的影響亞共晶合金的局限第14章縮孔與縮松14.1鑄造合金的收縮收縮的基本概念收縮：

金屬從液態(tài)冷卻到室溫，隨溫度下降，其體積和尺寸減小的現(xiàn)象

液態(tài)收縮

→縮孔、縮松

凝固收縮

固態(tài)收縮→應(yīng)力、變形、裂紋體收縮

金屬從液態(tài)到常溫的體積改變量線收縮金屬在固態(tài)時(shí)從高溫到常溫的尺寸改變量

收縮系數(shù)是溫度的函數(shù)收縮的三個(gè)階段液態(tài)收縮階段特點(diǎn)：液面下降影響液態(tài)收縮系數(shù)的因素合金成分、溫度、氣體和夾雜物含量等。實(shí)驗(yàn)所得數(shù)值往往有很大差別，計(jì)算時(shí)常取其平均值。凝固收縮特點(diǎn)：

純金屬和共晶合金，由狀態(tài)L→S引起。

對具有凝固溫度范圍的合金由L→S和T↘

引起。影響因素：鑄造合金在凝固過程中時(shí)常發(fā)生引起比容變化的某些反應(yīng)，如鋼的包晶反應(yīng)、鑄件中滲碳體的分解、石墨的析出；大部分合金在凝固期析出的氣體量急劇增加。某些合金收縮率為負(fù)值

對縮孔和縮松的影響液態(tài)金屬注入鑄型后，首先在表面形成硬殼，其中尚處于液態(tài)的金屬在此外殼中冷卻時(shí)，由于液態(tài)收縮和凝固收縮使體積縮小。如果減小的體積得不到外來金屬液的補(bǔ)充，則在鑄件中形成集中于某處的或分散的孔洞：縮孔或縮松。因此，液態(tài)收縮和凝固收縮是鑄件產(chǎn)生縮孔和縮松的基本原因。+愈大，縮孔的容積就愈大。有一些合金，在凝固過程中體積不但不收縮，反而膨脹，如某些

合金，

合金，故凝固收縮率為負(fù)值。固態(tài)收縮特點(diǎn)在固態(tài)收縮階段，鑄件各個(gè)方向上都表現(xiàn)出線尺寸的縮小。因此，這階段對鑄件的形狀和尺寸的精度影響最大。線收縮是鑄件中產(chǎn)生應(yīng)力、變形和裂紋的基本原因。

線收縮的開始溫度純金屬和共晶合金：在金屬完全凝固以后開始具有一定結(jié)晶溫度范圍的合金：枝晶數(shù)量增多，彼此相連構(gòu)成連續(xù)的骨架，合金則開始表現(xiàn)為固態(tài)的性質(zhì)，即開始線收縮。線收縮與狀態(tài)圖的關(guān)系

鑄鋼的收縮液態(tài)收縮特點(diǎn)

提高含C量，TL下降，（T澆

–TL）提高，并且收縮系數(shù)αV液提高（每增加1％C，

增大20％），故鋼液收縮率提高。

提高澆注溫度，（T澆

–TL）提高，收縮率提高。凝固收縮特點(diǎn)

由兩部分組成

狀態(tài)改變部分的體收縮為定值

溫降部分與含C量有關(guān)。固態(tài)收縮特點(diǎn)

三個(gè)階段：（a）珠光體轉(zhuǎn)變前收縮

體收縮：εV珠前

線收縮：ε珠前

體收縮隨含碳量增大而減?。╞）共析轉(zhuǎn)變期膨脹

體收縮：εVγ→α

線收縮：εγ→α

隨含碳量增加，膨脹減小。

發(fā)生γ→M相變時(shí)，膨脹最大。（c）珠光體轉(zhuǎn)變后收縮

體收縮：εV珠后

線收縮：ε珠后

收縮值一般1%，變化很小固態(tài)收縮總量碳鋼的總體收縮量體積總收縮量隨著含碳量的增大而增大。鑄鐵的收縮鑄鐵的收縮過程曲線1-白口鑄鐵2-灰口鑄鐵液態(tài)收縮αV液隨含碳量增大而增大亞共晶鑄鐵平均值αV液=（90+30C）×10-6液態(tài)收縮率εV液=αV液[T澆-（1540-90C）]εV液=αV液[T澆-（1540-90C）]αV液=（90+30C）×10-6凝固收縮亞共晶白口鑄鐵凝固收縮率亞共晶灰鐵灰鐵的自補(bǔ)縮液態(tài)和凝固過程總體收縮液態(tài)和凝固過程總體收縮的總結(jié)

固態(tài)收縮（1）最初收縮階段

凝固開始后εV初縮、ε初縮很小，在一般收縮曲線上表現(xiàn)不明顯（2）縮前膨脹

εV縮前、ε縮前凝固后期，石墨化膨脹作用在骨架上（3）珠光體前收縮

εV珠前、ε珠前到共析轉(zhuǎn)變溫度停止，固態(tài)下G化程度大其值?。?）共析轉(zhuǎn)變膨脹

εV共膨、ε共膨由γ→α、P、G引起（5）珠光體后收縮

εV珠后、ε珠后在共析溫度以下固態(tài)收縮對鑄件的影響

ε縮前、ε珠前影響鑄件的熱裂傾向

ε珠前、ε共膨、ε珠后影響鑄件的應(yīng)力、變形和冷裂鑄鐵的固態(tài)總收縮

εl=ε初縮-ε縮前+ε珠前-ε共膨

+ε珠后

εV固=εV初縮-εV縮前+εV珠前-εV共膨

+εV珠后

鑄件的收縮自由收縮受阻收縮鑄件在鑄型中收縮時(shí)受到的阻力鑄型表面的摩擦力;熱阻力;機(jī)械阻力鑄造收縮率

概念

鑄造合金在凝固過程中，液態(tài)收縮和凝固收縮得不到補(bǔ)充而出現(xiàn)的空洞，常出現(xiàn)在最后凝固的部位。種類

集中縮孔

縮松危害

減小有效承載面積

產(chǎn)生應(yīng)力集中

降低氣密性。14.2縮孔與縮松的種類、機(jī)理（集中）縮孔的形成形成過程產(chǎn)生原因

液態(tài)收縮和凝固收縮大于固態(tài)收縮產(chǎn)生條件

鑄件以逐層凝固方式凝固特點(diǎn)

大而集中，表面氧化。縮孔的容積意義假設(shè)所澆注的金屬在恒溫下凝固，并在固態(tài)時(shí)沒有相變；鑄件各方向均勻冷卻；在澆注過程中，鑄件表面不形成硬殼，而且由于澆注迅速，鑄件表面和中心無溫差。冒口體積形成機(jī)理影響因素形成過程澆注速度緩慢，或者鑄型的激冷作用強(qiáng)，在澆注過程中鑄件表面已形成一層硬殼代入

影響縮孔容積的因素合金的液態(tài)收縮系數(shù)；合金的凝固收縮率；合金的固態(tài)收縮系數(shù)；鑄型的激冷能力；澆注溫度；澆注速度；鑄件厚度縮孔位置的確定等固相線法內(nèi)切圓法

砂型鑄造鋁青銅縮孔砂型鑄造錫青銅縮松及裂紋縮松的形成種類宏觀縮松顯微縮松產(chǎn)生原因

液態(tài)收縮和凝固收縮大于固態(tài)收縮產(chǎn)生條件

鑄件以體積凝固方式凝固或在縮孔下方、軸線處。特點(diǎn)

細(xì)小、分散，表面氧化。伴隨氣體析出的顯微縮松的產(chǎn)生條件影響：

降低鑄件的力學(xué)性能，對鑄件的沖擊韌性和延伸率影響更大，也降低鑄件的氣密性和物理化學(xué)性能?？s孔和縮松的轉(zhuǎn)化規(guī)律縮孔或縮松的傾向與合金的成分之間有一定的規(guī)律性。對一定成分的合金而言，縮孔和縮松的數(shù)量可以相互轉(zhuǎn)化，但它們的總?cè)莘e基本上是一定的總的縮孔容積決定于合金的收縮特性曲線，也受其它條件影響，如澆注條件、鑄型性質(zhì)，以及凝固時(shí)補(bǔ)縮壓力。

純鐵和共晶成分鑄鐵形成集中縮孔而不形成縮松，易補(bǔ)縮。結(jié)晶溫度范圍寬的合金，傾向于糊狀凝固，補(bǔ)縮困難，容易形成縮松，鑄件的致密性差。鑄件的凝固和補(bǔ)縮特性與合金成分有關(guān)，同時(shí)也受澆注條件、鑄型性質(zhì)，以及凝固時(shí)補(bǔ)縮壓力等因素的影響?；诣T鐵和球墨鑄鐵件的縮孔和縮松亞共晶灰口和球鐵的共同特點(diǎn)

石墨化膨脹

初生奧氏體連成骨架能力強(qiáng)，補(bǔ)縮困難。不同點(diǎn)共晶方式灰鑄鐵的共晶始點(diǎn)和共晶終點(diǎn)的距離較小，凝固中期在鑄件表面已經(jīng)有了完全固態(tài)的外殼。

石墨長大方式

灰口

共生生長→片狀石墨與液態(tài)金屬接觸→膨脹作用于液體→自補(bǔ)縮→橫向縮前脹小。

球鐵

離異生長→石墨球被包圍→膨脹作用于相鄰共晶團(tuán)→大的縮前脹→鑄型壁移動(dòng)→宏觀縮松。結(jié)論球鐵件產(chǎn)生縮松的傾向性很大。如果鑄件厚大，球鐵的縮前膨脹也導(dǎo)致鑄件產(chǎn)生縮孔。所以，球鐵件一般要設(shè)置冒口進(jìn)行補(bǔ)縮。影響灰鑄鐵和球墨鑄鐵縮孔和縮松的主要因素鑄鐵的成分（亞）共晶灰鑄鐵：碳當(dāng)量增加，共晶石墨的析出量增加，V石脹增加，有利于消除縮孔和縮松。共晶成成分鑄鐵以逐層方式進(jìn)行凝固，傾向于形成集中縮孔。但是，共晶轉(zhuǎn)變的石墨化膨脹作用，能抵消或超過共晶液體的收縮，鑄件中不產(chǎn)生縮孔，甚至使冒口和澆口的頂面鼓脹起來。對碳當(dāng)量超過4.3％的過共晶鑄鐵，可能由于C、Si量過高，鐵水中出現(xiàn)石墨漂浮，反而使石墨析出量減少。球墨鑄鐵：碳當(dāng)量對縮松有很大影響，碳比硅的影響更大，試驗(yàn)表明，碳減少縮松的能力比硅大7～8倍。對鎂球墨鑄鐵件致密與不致密的分界區(qū)域以

為臨界線，當(dāng)這一數(shù)值大于3.9％時(shí)，經(jīng)過充分孕育，當(dāng)鑄型剛度足夠時(shí)，利用共晶石墨化膨脹作用，產(chǎn)生自補(bǔ)縮效果，可以獲得致密的鑄件。

P、RE殘、Mg殘?jiān)黾涌s松傾向。鑄型剛度

增加鑄型剛度，減小型壁遷移，減低縮前脹。用不同剛性鑄型澆注的球墨鑄鐵試樣比較合適的凝固原則：順序凝固和同時(shí)凝固

針對該合金的收縮和凝固特點(diǎn)制定正確的鑄造工藝原則，使鑄件在凝固過程中建立良好的補(bǔ)縮條件，盡可能地使縮松轉(zhuǎn)化為縮孔，并使縮孔出現(xiàn)在鑄件最后凝固的地方。這樣，在鑄件最后凝固的地方安置一定尺寸的冒口，使縮孔集中于冒口中，或者把澆口開在最后凝固的地方直接補(bǔ)縮，即可獲得健全的鑄件。

14.3防止鑄件產(chǎn)生縮孔和縮松的途徑順序凝固原則（DirectionalSolidification）概念實(shí)現(xiàn)條件順序凝固中的擴(kuò)張角順序凝固中的擴(kuò)張角和補(bǔ)縮困難區(qū)擴(kuò)張角：

液相區(qū)向冒口方向張開的角度由△T決定補(bǔ)縮困難區(qū)：

液固兩相與鑄件壁熱中心相交的線段，由擴(kuò)張角和凝固溫度范圍決定順序凝固的優(yōu)缺點(diǎn)冒口補(bǔ)縮作用好，可以防止縮孔和縮松，鑄件致密。因此，對凝固收縮大，結(jié)晶溫度范圍較小的合金，常采用這個(gè)原則以保證鑄件質(zhì)量。鑄件各部分有溫度差，在凝固期間容易產(chǎn)生熱裂，凝固后也容易使鑄件產(chǎn)生應(yīng)力和變形。順序凝固原則需加冒口和補(bǔ)貼，工藝出品率較低，且切割冒口費(fèi)工。反順序凝固同時(shí)凝固概念實(shí)現(xiàn)條件目的、優(yōu)缺點(diǎn)和應(yīng)用目的：減小熱應(yīng)力、裂紋和變形應(yīng)用

高碳硅含量灰鑄鐵

產(chǎn)生縮松合金，簡化工藝

壁厚均勻薄件

球鐵自補(bǔ)縮時(shí)

當(dāng)應(yīng)力、裂紋、變形成主要矛盾時(shí)。復(fù)合凝固原則實(shí)現(xiàn)順序凝固原則或同時(shí)凝固原則的工藝措施：正確布置澆注系統(tǒng)的引入位置，確定合理的澆注工藝；采用冒口；采用補(bǔ)貼；采用不同蓄熱系數(shù)的造型材料或冷鐵。澆注系統(tǒng)的引入位置及澆注工藝澆注系統(tǒng)的引入位置澆注系統(tǒng)的引入位置與鑄件縱向溫度分布的關(guān)系

頂注式底注快澆底注慢澆階梯式澆注底注式澆注系統(tǒng)

A點(diǎn)的溫度B點(diǎn)的溫度澆注工藝調(diào)整液態(tài)金屬的澆注溫度和澆注速度，可以加強(qiáng)順序凝固或同時(shí)凝固。高溫慢澆能增加鑄件的縱向溫差，而有利于順序凝固原則。鑄件頂部設(shè)置冒口并采用頂注時(shí)，則應(yīng)采取高溫慢澆工藝；底注式澆注系統(tǒng)，采用低溫快澆和補(bǔ)澆冒口的方法，可以減小鑄件的逆向溫差。多個(gè)內(nèi)澆口低溫快澆，則減小縱向溫差，而有利于同時(shí)凝固原則。

冒口、補(bǔ)貼和冷鐵的應(yīng)用冒口尺寸確定原則方法：圖表法、數(shù)學(xué)解析法和經(jīng)驗(yàn)計(jì)算法。原則：冒口比鑄件被補(bǔ)縮部位凝固得晚，且有足夠的金屬液存儲(chǔ)量，具有暢通的補(bǔ)縮通道。J.B.Caine法→平方根定律a：與合金種類有關(guān)的常數(shù)，根據(jù)實(shí)驗(yàn)確定；b：合金的體收縮率；C：常數(shù)，與澆注后鑄件的溫度分布，以及冒口的保溫狀況等因素有關(guān)如果澆注后冒口和鑄件具有相同的溫度和冷卻速度，C=1。鋼：a=0.12，b=0.05；鑄鐵和黃銅：a=0.04，b=0.017；鋁合金：a=0.24，b=0.017。普通冒口可根據(jù)上式，確定冷速比X后，即可求出冒口體積。如果采用保溫冒口或發(fā)熱冒口，其體積可以大大縮小。冒口的有效補(bǔ)縮距離和補(bǔ)貼的應(yīng)用鑄件補(bǔ)縮中的三個(gè)區(qū)域：冒口區(qū)、末端區(qū)、軸向縮松區(qū)。冒口區(qū)+末端區(qū)=冒口的有效補(bǔ)縮距離影響冒口的有效補(bǔ)縮距離的因素：縱向溫度梯度和冒口補(bǔ)縮壓力大，有效補(bǔ)縮距離加長；鑄件斷面上的凝固區(qū)域?qū)挘饘僖涸诎l(fā)達(dá)的枝晶間流動(dòng)的阻力就大，補(bǔ)縮效果就差。析出氣體的反壓力和金屬液的粘度也增加補(bǔ)縮液流的阻力，而減小冒口的有效補(bǔ)縮距離。補(bǔ)貼的作用：增大擴(kuò)張角，造成人為的楔形補(bǔ)縮通道，消除中間區(qū)段的軸線縮松。采用冷鐵冷鐵：用以加大鑄件局部冷卻速度的激冷物通稱冷鐵。作用：調(diào)整局部區(qū)域冷卻速度；造成人為末端區(qū)。加壓補(bǔ)縮作用：消除或減輕顯微縮松的程度第15章凝固過程中的偏析15.1概述偏析Segregation

微觀和宏觀的化學(xué)成分不均勻分類微觀（短程）偏析、宏觀（長程）偏析；正偏析、負(fù)偏析。產(chǎn)生原因

近平衡條件下的溶質(zhì)再分配偏析對鑄件的影響

物理化學(xué)性能

力學(xué)性能

缺陷：熱裂、夾雜

工藝性能枝晶偏析（晶內(nèi)偏析）產(chǎn)生

有結(jié)晶溫度范圍，能夠形成固熔體的合金在偏離平衡條件下結(jié)晶原因固溶體類型合金在凝固時(shí)發(fā)生各組元原子在相內(nèi)和相間的擴(kuò)散。這種擴(kuò)散，特別是固相中的擴(kuò)散極其緩慢。在合金凝固時(shí)，因冷卻速度快，固相中的溶質(zhì)還未充分?jǐn)U散，液體溫度降低，固液界面向前推進(jìn)，又結(jié)晶出新成分的晶粒外層，致使每個(gè)晶粒內(nèi)部的成分存在差異。15.2微觀偏析實(shí)例（Ni-Cu）規(guī)律：使合金熔點(diǎn)升高的組元富集在分枝中心和枝干上；使合金熔點(diǎn)降低的組元富集在分枝的外層或分枝間，甚至在分枝間出現(xiàn)不平衡第二相，其它部位的成分位于兩者之間。枝晶偏析區(qū)各組元的分布規(guī)律影響偏析程度的主要因素①溶質(zhì)元素的分配系數(shù)和擴(kuò)散系數(shù)

偏析系數(shù)、偏析度和偏析比

②冷卻條件和枝晶間距冷卻速度對枝晶偏析的影響是通過τ和λ體現(xiàn)的。元素在鑄件中的枝晶偏析程度因其它元素存在而有相當(dāng)大的變化。枝晶偏析的消除枝晶偏析是近平衡凝固的結(jié)果，在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的，如能設(shè)法使溶質(zhì)原子進(jìn)行充分?jǐn)U散即能消除枝晶偏析，把鑄件加熱到低于固相線100～200℃，長期保溫，使溶質(zhì)原子充分?jǐn)U散，則可減輕或消除枝晶偏析。胞狀偏析當(dāng)成分過冷較小時(shí)，晶體呈胞狀方式生長。胞狀結(jié)構(gòu)由一系列平行的棒狀晶體所組成，沿凝固方向長大，呈六方斷面，由于凝固過程中溶質(zhì)再分配，當(dāng)合金的分配系數(shù)小于1時(shí)，則在胞壁處將富集溶質(zhì)，用電子探針分析表明，有的金屬（k0＜1）在胞壁處溶質(zhì)濃度可比整體平均濃度大二個(gè)數(shù)量級(jí)。胞狀偏析由于胞體較小，即成分變化范圍較小，進(jìn)行均勻化退火即可消除這種偏析