液態(tài)成型原理全套教學(xué)課件

第1章液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)(2)第1章金屬的膨脹及熔化(1)第2章液態(tài)金屬的充型能力第3章鑄件的凝固第4章液態(tài)金屬結(jié)晶的基本原理(4.1-4.4)第4章

晶體生長(4.5)第4章單相合金結(jié)晶(4.6)第4章共晶合金結(jié)晶(4.7)第5章鑄件組織的形成與控制第6章鑄件化學(xué)成分的不均勻性第7章

鑄件的化學(xué)成分不均勻性第8章鑄件中的非金屬夾雜物第9章鑄件的收縮第10章.鑄件的熱裂第11章鑄造應(yīng)力、變形及冷裂紋液態(tài)成型原理全套可編輯PPT課件第一章§1-1金屬的膨脹及熔化一、晶體的定義與結(jié)構(gòu)a.晶體的定義晶體是內(nèi)部質(zhì)點(diǎn)在三維空間成周期性重復(fù)排列的固體；或者說，晶體是具有格子構(gòu)造的固體b.金屬晶體的結(jié)構(gòu)六方緊密堆積面心立方緊密堆積立方體心堆積

金屬的堆積方式全套可編輯PPT課件面心（fcc）Au、Ag、Cu、Al、

-Fe等

體心（bcc）

-Fe、V、Mo等

六方密集結(jié)構(gòu)（hcp）Zn、Mg、Li等是常見的密排六方結(jié)構(gòu)的金屬c.晶體的特性1.有確定的熔點(diǎn)熔點(diǎn)晶體非晶體時(shí)間溫度晶體和非晶體的熔化曲線2.各向異性不同晶面或者晶向上原子密度不同引起性能不同XYZXYZ二、晶體間的原子結(jié)合晶體的結(jié)構(gòu)和性能主要決定于原子結(jié)構(gòu)和它們之間的作用力與熱運(yùn)動(dòng)。1.作用力引力：庫侖引力;排斥力：庫侖斥力與泡利不相容原理引起的斥力2.勢(shì)能與功F（R）dR=－dW（R）RF0RR0R0R1R1R0WFAF斥F引R=R0F（R0）=0R=R1B三、金屬的膨脹1.熱振動(dòng)只要溫度高于熱力學(xué)溫度零度值，晶體中原子都在平衡附近位置振動(dòng)。2.膨脹的原因a.原子間距的增大R0R0WABW1W2W3W0R1R2R3w0<w1<w2<w3R0<R1<R2<R3b.空穴的產(chǎn)生能量起伏→內(nèi)蒸發(fā)→蒸發(fā)空穴原子四、金屬的熔化外力作用離位、空穴接近熔點(diǎn)原子向臨近晶界跳躍、晶粒失去固定形狀，晶粒相對(duì)流動(dòng)，稱為晶粒粘滯流動(dòng)熔點(diǎn)時(shí)體積突然膨脹3-5％金屬熔化發(fā)生的物理變化被認(rèn)為金屬熔化電阻變大、導(dǎo)電率變?nèi)醭霈F(xiàn)粘性，可以流動(dòng)溫度不變，熔化潛熱體積突然膨脹熔化從晶界開始：晶界勢(shì)能高溫度不變金屬熔化的實(shí)質(zhì)：熔化潛熱破壞了原子間的結(jié)合鍵，使得晶粒瓦解，失去固定的結(jié)構(gòu)，成為可以流動(dòng)的液態(tài)。金屬熔化的熱力學(xué)解釋：恒壓下，下式成立在等溫恒壓下，熵的增量為§1-2液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)X射線分析間接研究液態(tài)金屬的物理性質(zhì)研究液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)的方法：直接對(duì)液態(tài)金屬進(jìn)行檢測(cè)固→氣固→液配位數(shù)的變化體積與熵的變化熔化潛熱與汽化潛熱的比較一、X射衍射分析1.密度函數(shù)2.球殼原子數(shù)3.配位數(shù)r最小球殼原子數(shù)Al，700℃固態(tài)246810203040金屬液態(tài)固態(tài)℃（10-10）N（10-10

）NAl7002.9610-112.8612液態(tài)結(jié)果：液態(tài)金屬中的原子在幾個(gè)原子間距的范圍內(nèi)，與固態(tài)排列方式一致。配位數(shù)的變化是由于空穴和原子間距發(fā)生變化導(dǎo)致的。二、物理性質(zhì)的變化1.體積和熵的變化固態(tài)到液體，體積增大3-5％，原子間距增大1-1.5％金屬25℃到熔點(diǎn)熵值變化△Ｓ熔點(diǎn)時(shí)的熵變△Ｓm△Ｓm/△ＳCd4.532.460.54Zn5.452.550.47Al7.512.750.37Mg7.542.320.31Cu9.792.300.24Au9.782.210.23Te15.502.000.13某些金屬熵值的變化：△Ｓ（Ｊ﹡Ｋ-１）2.熔化潛熱與汽化潛熱固→氣：原子間的結(jié)合鍵全部破壞固→液：原子間的結(jié)合鍵只破壞了百分之幾幾種金屬熔化熱與汽化熱的比較：（Q/J﹡mol-1）金屬Q(mào)熔Q汽Q熔/Q汽Zn66571215155.5%Te149053935783.8%Cr169553684564.5%Mn144453098384.7%Al104672114435.0%Cu130253475213.7%三、理想金屬的液態(tài)結(jié)構(gòu)1.原子間有較強(qiáng)的結(jié)合力2.形成原子集團(tuán)，短程有序3.原子更容易脫離原子集團(tuán)，進(jìn)行游離4.溫度越高，原子集團(tuán)平均尺寸越小，“游動(dòng)”越快接近熔點(diǎn)的液態(tài)金屬原子集團(tuán)空穴具有原固體的結(jié)構(gòu)能量起伏大，運(yùn)動(dòng)激烈存在時(shí)間短大，多存在時(shí)間短原子多游動(dòng)快四、實(shí)際金屬的液態(tài)結(jié)構(gòu)實(shí)際的液態(tài)金屬純液態(tài)金屬雜質(zhì)元素化合物原子分子能量起伏濃度起伏實(shí)際液態(tài)金屬：由成分和結(jié)構(gòu)不同的游動(dòng)原子集團(tuán)、空穴和許多固態(tài)、氣態(tài)或液態(tài)的混合物（化合物）組成?！?-3液態(tài)金屬的性質(zhì)液態(tài)金屬的性質(zhì)粘滯性表面張力內(nèi)在外表充型能力氣體、夾雜物的排除金屬的補(bǔ)縮一次結(jié)晶的形態(tài)、偏析的形成充型氣體、夾雜物的排除形核、結(jié)晶1.粘滯性2.粘滯的本質(zhì)3.粘滯的大小液體流動(dòng)時(shí),若其各層流動(dòng)速度不同,則各層流體間有相互作用。流動(dòng)速度大的一層帶動(dòng)流動(dòng)速度小的一層運(yùn)動(dòng)，速度小的一層則阻礙速度大的一層，這種性質(zhì)稱“粘滯性”。速度不同的各層之間有摩擦力，這種流動(dòng)具有粘滯性。流體的粘滯性又常成為內(nèi)摩擦力。質(zhì)點(diǎn)間結(jié)合力的作用。v1>v2>v3>v4F(x)vv4v3v2v10δ宏觀一、液態(tài)金屬的粘滯性微觀粘滯的大小4.影響粘度的因素溫度：溫度不高，指數(shù)影響大，T↑，η↓；溫度高，乘數(shù)相影響大，T↑

，η↑化學(xué)成分：難熔化合物粘度高，熔點(diǎn)低的共晶成分化合物其粘度低非金屬夾雜物：固態(tài)非金屬夾雜使液態(tài)合金粘度增加5.粘度在材料成形中的意義對(duì)液態(tài)金屬流態(tài)的影響對(duì)液態(tài)金屬對(duì)流的影響對(duì)液態(tài)金屬凈化的影響二、表面張力1.基本定義表面：液體或固體同空氣或真空接觸的面表面現(xiàn)象：兩相接觸面出現(xiàn)的表觀現(xiàn)象ab2.接觸角：到達(dá)平衡時(shí)，在氣、液、固三相交界處，氣-液界面和固-液界面之間的夾角（contactangle)，用θ表示

l-gl-sS-gθl-sS-gl-gθθ>90°θ<90°3.表面張力的實(shí)質(zhì)表面自由能：產(chǎn)生新的單位面積表面時(shí)系統(tǒng)自由能的增量。表面層分子比相同數(shù)量的內(nèi)部分子有多余的自由能。界面張力：是廣義的表面張力表面張力：表面層質(zhì)點(diǎn)處于不平衡的力場(chǎng)中，結(jié)果表面存在一個(gè)平行于表面且各向大小相等的張力。垂直作用于單位長度上的收縮力。a.表面張力的大小宏觀微觀溫度：一般T↑，σ↓，但鑄鐵、碳鋼、銅相反熔點(diǎn)：熔點(diǎn)高，表面張力大，Mg，Zn不遵守溶質(zhì)：正吸附負(fù)吸附表面活性物質(zhì)表面非活性物質(zhì)溶質(zhì)表面濃度大于內(nèi)部濃度溶質(zhì)表面濃度小于內(nèi)部濃度b.影響表面張力的因素使表面張力降低的溶質(zhì)使表面張力升高的溶質(zhì)（1）在平面上剖面圖液面正面圖

研究以AB為直徑的一個(gè)環(huán)作為邊界，由于環(huán)上每點(diǎn)的兩邊都存在表面張力，大小相等，方向相反，所以沒有附加壓力。

設(shè)向下的大氣壓力為Po，向上的反作用力也為Po

，附加壓力Ps等于零。Ps=Po-

Po=04.表面張力引起的附加壓力（2）在凸面上：附加壓力示意圖

研究以AB為弦長的一個(gè)球面上的環(huán)作為邊界。由于環(huán)上每點(diǎn)兩邊的表面張力都與液面相切，大小相等，但不在同一平面上，所以會(huì)產(chǎn)生一個(gè)向下的合力。

所有點(diǎn)產(chǎn)生的總壓力為Ps，稱為附加壓力。凸面上受的總壓力為：Po+Ps。Po為大氣壓力，Ps為附加壓力剖面圖（3）在凹面上：剖面圖附加壓力示意圖研究以AB為弦長的一個(gè)球形凹面上的環(huán)作為邊界。由于環(huán)上每點(diǎn)兩邊的表面張力都與凹形的液面相切，大小相等，但不在同一平面上，所以會(huì)產(chǎn)生一個(gè)向上的合力。所有的點(diǎn)產(chǎn)生的總壓力為Ps，稱為附加壓力。凹面上向下的總壓力為：Po-Ps

，所以凹面上所受的壓力比平面上小。

1805年Young-Laplace導(dǎo)出了附加壓力與曲率半徑之間的關(guān)系式：特殊式（對(duì)球面）

根據(jù)數(shù)學(xué)上規(guī)定，凸面的曲率半徑取正值，凹面的曲率半徑取負(fù)值。所以，凸面的附加壓力指向液體，凹面的附加壓力指向氣體，即附加壓力總是指向球面的球心。一般式5.表面張力對(duì)在材料成形中的意義hp２Rrθ180°－θ靜壓頭：第二章液態(tài)金屬的充型能力充型對(duì)鑄件質(zhì)量的影響：澆不足、冷隔、砂眼、鐵豆、抬箱（漲箱）、卷入性氣體、夾砂等缺陷。得到完整的鑄件充型能力澆注系統(tǒng)設(shè)計(jì)與鑄型的機(jī)械、物理與化學(xué)的作用§2-1液態(tài)金屬充型能力的基本概念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，簡(jiǎn)稱液態(tài)金屬的充型能力。2.澆不足的概念液態(tài)金屬停止流動(dòng)出現(xiàn)在型腔被充滿之前，造成鑄件不能得到完整的輪廓，這種缺陷稱為澆不足。4.金屬的流動(dòng)性液態(tài)金屬本身的流動(dòng)能力，稱為流動(dòng)性。二、流動(dòng)性、充型能力及鑄造缺陷的關(guān)系一、基本概念流動(dòng)性好，排氣排雜，凈化金屬，還可以凝固后補(bǔ)縮流動(dòng)性不好，充型能力弱，澆不足和冷隔，夾雜夾氣3.冷隔由于鑄型中金屬流會(huì)合處金屬熔合不完善或金屬不連續(xù)的一種鑄造缺陷。三、不同合金及造型方法對(duì)金屬充型能力的影響

鑄造方法

最小壁厚/mm金屬種類砂型金屬型熔模殼型壓鑄灰鑄鐵3>40.4~0.80.5~1.5---鑄鋼48~100.5~12.5---鋁合金33~4------0.6~0.8不同金屬和不同合金鑄造方法鑄造的鑄件最小壁厚四、液態(tài)金屬流動(dòng)性測(cè)試方法測(cè)試方法澆注螺旋流動(dòng)性試樣真空流動(dòng)性試樣§2-2液態(tài)金屬的停止流動(dòng)機(jī)理及充型能力的計(jì)算一、液態(tài)金屬的停止流動(dòng)機(jī)理液態(tài)金屬的停止流動(dòng)機(jī)理1.窄結(jié)晶合金停止流動(dòng)機(jī)理末端之前的某個(gè)部位從型壁向中心生長的柱狀晶相接觸，金屬的流通道被堵塞。2.寬結(jié)晶合金停止流動(dòng)機(jī)理液態(tài)金屬的溫度沿程下降，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(shí)，結(jié)成一個(gè)連續(xù)的網(wǎng)狀，發(fā)生堵塞，停止流動(dòng)。液態(tài)金屬的停止流動(dòng)機(jī)理二、液態(tài)金屬充型能力的計(jì)算假設(shè)條件：1.自進(jìn)入型腔直至停止流動(dòng)的時(shí)間內(nèi)，型腔與液態(tài)金屬的接觸表面溫度不變；2.液態(tài)金屬在型腔中以等速流動(dòng)；3.流體橫斷面上各點(diǎn)溫度均勻分布；4.熱量只按垂直于型壁的方向傳導(dǎo)，表面無輻射，沿液流方向無對(duì)流。寬結(jié)晶合金液態(tài)金屬充型能力純金屬與共晶停止流動(dòng)兩個(gè)時(shí)間階段：1.從開始溫度到液相線溫度所需的時(shí)間，即過熱熱量散失時(shí)間t’2.從液相線溫度到凝固停止時(shí)間，即凝固開始到停止流動(dòng)時(shí)間t’’總的時(shí)間：t＝t’＋t’’第一階段液態(tài)金屬的流動(dòng)時(shí)間t’的求解：距液流端部△x的dx元段，在dt時(shí)間內(nèi)通過表面積dA所散發(fā)的量，等于該時(shí)間內(nèi)液態(tài)金屬溫度下降dT放出的熱量第二階段t’’，金屬液繼續(xù)向前流動(dòng)時(shí)開始析出固相，熱平衡方程式：邊界條件:鑄型溫度液態(tài)金屬的充型能力：流量消耗系數(shù)相對(duì)而言很小，可以忽略§2-3影響充型能力的因素影響充型能力的因素1.合金性質(zhì)合金成分結(jié)晶潛熱合金的比熱容、密度和導(dǎo)熱系數(shù)液態(tài)金屬的粘度表面張力2.鑄型性質(zhì)鑄型的蓄熱系數(shù)鑄型的溫度鑄型中的氣體影響充型能力的因素3.澆注條件澆注溫度充型壓頭澆注系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)4.鑄件結(jié)構(gòu)方面折算厚度（模數(shù)）鑄件的復(fù)雜程度一、合金成分純金屬和共晶成分的合金，由于是在恒溫下進(jìn)行結(jié)晶，液態(tài)合金從表層逐漸向中心凝固，固液界面比較光滑，對(duì)液態(tài)合金的流動(dòng)阻力較小，同時(shí)，共晶成分合金的凝固溫度最低，可獲得較大的過熱度，推遲了合金的凝固，故流動(dòng)性最好；其它成分的合金是在一定溫度范圍內(nèi)結(jié)晶的，由于初生樹枝狀晶體與液體金屬兩相共存，粗糙的固液界面使合金的流動(dòng)阻力加大，合金的流動(dòng)性大大下降，合金的結(jié)晶溫度區(qū)間越寬，流動(dòng)性越差。

提高充型金屬方面可采取的措施:1.不影響性能的情況下，將合金盡量調(diào)整到共晶成分附近2.高溫出爐，低溫澆注Fe－C合金流動(dòng)性與含C量的關(guān)系（1）磷

鑄鐵磷量增加，液相線溫度下降，鐵液粘度下降；由于磷共晶增加，固相線溫度也下降，因此，可以提高流動(dòng)性。但是，磷量增加使鑄鐵變脆。通常不用增加磷量提高鑄鐵的流動(dòng)性。1.元素對(duì)流動(dòng)性的影響（2）硅

鑄鐵中硅的作用和碳相似，硅量增加，液相線溫度下降。因此，在同一過熱度下，鑄鐵的流動(dòng)性隨硅量增加而提高。（3）錳

錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于0.25％時(shí)，錳本身對(duì)鑄鐵的流動(dòng)性沒有影響。當(dāng)含硫量增加時(shí)，一方面會(huì)產(chǎn)生較多的MnS夾雜物，懸浮在鐵液中，增加鐵液的粘度，另一方面，含S量越高，越易形成氧化膜，致使鐵液流動(dòng)性降低。2、結(jié)晶潛熱

純金屬和共晶成分的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，是估計(jì)流動(dòng)性的一個(gè)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(dòng)性就越好。將具有相同過熱度的純金屬澆入冷的金屬型試樣中，其流動(dòng)性與結(jié)晶潛熱相對(duì)應(yīng)：Pb的流動(dòng)性最差，Al的流動(dòng)性最好，Zn、Sb、Cd、Sn依次居于中間。

對(duì)于結(jié)晶溫度范圍較寬的合金，散失一部分(約20％)潛熱后，晶粒就連成網(wǎng)絡(luò)而阻塞流動(dòng)，大部分結(jié)晶潛熱的作用不能發(fā)揮，所以對(duì)流動(dòng)性影響不大。3金屬的比熱容、密度和導(dǎo)熱系數(shù)

比熱容和密度較大的合金，因其本身含有較多的熱量，在相同的過熱度下，保持液態(tài)的時(shí)間長，流動(dòng)性好。

導(dǎo)熱系數(shù)小的合金，熱量散失慢，保持流動(dòng)的時(shí)間長；導(dǎo)熱系數(shù)小，在凝固期間液固并存的兩相區(qū)小，流動(dòng)阻力小，故流動(dòng)性好。4.液態(tài)金屬的粘度根據(jù)水力學(xué)分析，粘度對(duì)層流運(yùn)動(dòng)的流速影響較大，對(duì)紊流運(yùn)動(dòng)的流速影響較小。實(shí)際測(cè)得，金屬液在澆注系統(tǒng)中或在試樣中的流速，除停止流動(dòng)前的階段外都大于臨界速度，是紊流運(yùn)動(dòng)。在這種情況下，粘度對(duì)流動(dòng)性的影響不明顯。5.表面張力造型材料一般不被液態(tài)金屬潤濕，即潤濕角

＞90°。故液態(tài)金屬在鑄型細(xì)簿部分的液面是凸起的，而由表面張力產(chǎn)生一個(gè)指向液體內(nèi)部的附加壓力，阻礙對(duì)該部分的充填。所以，表面張力對(duì)薄壁鑄件、鑄件的細(xì)簿部分和棱角的成形有影響。型腔越細(xì)薄，棱角的曲率半徑越小，表面張力的影響則越大。

如果液態(tài)金屬表面上有能溶解的氧化物，如鑄鐵和鑄鋼中的氧化亞鐵，則潤濕鑄型。這時(shí)附加壓力是負(fù)值，有助于金屬液向細(xì)薄部分充填，同時(shí)也有利于金屬液向鑄型砂粒之間的孔隙中滲透，促進(jìn)鑄件表面粘砂的形成。在殼型鑄造中，氧化亞鐵可以解決皺皮的問題。為提高液態(tài)金屬的充型能力，在金屬方面可采取以下措施1．正確選擇合金的成分

在不影響鑄件使用性能的情況下，可根據(jù)鑄件大小、厚簿和鑄型性質(zhì)等因素，將合金成分調(diào)整到實(shí)際共晶成分附近，或選用結(jié)晶溫度范圍小的合金。對(duì)某些合金進(jìn)行變質(zhì)處理使晶粒細(xì)化，也有利于提高其充型能力2．合理的熔煉工藝

保持原材料和熔煉設(shè)備的潔凈,多次熔煉的鑄鐵和廢鋼，盡量減少用量；“高溫出爐，低溫澆注”。二、鑄型性質(zhì)（１）鑄型的蓄熱系數(shù)C2ρ2---單位體積的鑄型在溫度升高1℃時(shí)所吸取的熱量。此值大，鑄型吸取較多的熱量而本身的溫升較小，使金屬與鑄型之際那在較長時(shí)間內(nèi)保持較大的溫差。

λ2－鑄型的導(dǎo)熱系數(shù)大，表示從金屬吸取的熱量能很快地由溫度較高的型內(nèi)表面?zhèn)鲗?dǎo)到溫度較低的“后方”，使鑄型參加蓄熱的部分增多，從而能夠儲(chǔ)存更多的熱量，并且鑄型內(nèi)表面的熱量能迅速傳走，溫升速度也就比較緩慢，而保持繼續(xù)吸取熱量的能力。鑄型的蓄熱系數(shù)b2表示鑄型從其中的金屬中吸取并儲(chǔ)存于本身中熱量的能力。蓄熱系數(shù)b2越大，鑄型的激冷能力就越強(qiáng)，金屬液于其中保持液態(tài)的時(shí)間就越短，充型能力下降。材料銅鑄鐵鑄鋼粘土型砂濕砂鋸末煙黑溫度℃202020202020500蓄熱系數(shù)3.671.341.30.110.230.02960.0076

在金屬型鑄造中，經(jīng)常采用涂料調(diào)整其蓄熱系數(shù)b2

。為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b2很小的石棉粉。

在砂型鑄造中，利用煙黑涂料解決大型薄壁鋁鎂合金鑄件的成型問題，已在生產(chǎn)中收到效果。(2）鑄型溫度

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。

在熔模鑄造中，為得到清晰的輪廓，將型殼加熱到800℃以上進(jìn)行澆注。（3）鑄型中的氣體

鑄型有一定的發(fā)氣能力，能在金屬液與鑄型之間形成氣膜，可減小流動(dòng)的摩擦阻力，利于充型。澆注溫度℃螺旋線長度L/mm1570160016251650干砂型515575600665濕砂型580700750775濕砂型和干砂型中鋼液流動(dòng)性的比較

根據(jù)實(shí)驗(yàn)，濕型中的水大于6％和煤粉大于7％時(shí)，由于發(fā)氣量過大，在型腔中產(chǎn)生反壓力，充型能力下降。

型腔中氣體反壓力較大的情況下，金屬液可能較不進(jìn)去，或者澆口杯、頂冒口中出現(xiàn)翻騰現(xiàn)象，甚至飛濺出來傷人。所以，鑄型中的氣體對(duì)充型能力影響很大。減小鑄型中氣體反壓力的途徑：（1）適當(dāng)降低型砂中的含水量和發(fā)氣物質(zhì)的含量，亦即減小砂型的發(fā)氣性；（2）提高砂型的透氣性。（3）澆注系統(tǒng)的的結(jié)構(gòu)澆注系統(tǒng)的結(jié)構(gòu)越復(fù)雜，流動(dòng)阻力越大，充型能力越差。（1）澆注溫度一般T澆越高，液態(tài)金屬的充型能力越強(qiáng)。溫度不能太高，會(huì)產(chǎn)生雜質(zhì)增大粘度，對(duì)充型不利。一般不采用該方法提高充型。（2）充型壓力液態(tài)金屬在流動(dòng)方向上所受的壓力越大，充型能力越強(qiáng)。要平穩(wěn)。三、澆注條件方面的因素（2）鑄件復(fù)雜程度

鑄件結(jié)構(gòu)復(fù)雜，流動(dòng)阻力大，鑄型的充填就困難。（1）折算厚度折算厚度也叫當(dāng)量厚度或模數(shù)，為鑄件體積與表面積之比。折算厚度大，熱量散失慢，充型能力就好。鑄件壁厚相同時(shí)，垂直壁比水平壁更容易充填。四、鑄件結(jié)構(gòu)方面的因素第三章鑄件的凝固一、凝固與結(jié)晶的相同點(diǎn)與區(qū)別相同點(diǎn)：從液態(tài)轉(zhuǎn)變固態(tài)的狀態(tài)變化區(qū)別：凝固從傳熱學(xué)觀點(diǎn)出發(fā)，研究鑄件與鑄型的傳熱過程，鑄件斷面上凝固區(qū)域的大小，凝固方式與鑄件質(zhì)量的關(guān)系，以及鑄件的凝固時(shí)間。結(jié)晶主要從物理化學(xué)的觀點(diǎn)出發(fā)研究液態(tài)金屬的生核、成長、結(jié)晶組織的形成規(guī)律。二、凝固對(duì)鑄造缺陷的影響縮孔、縮松、熱裂、析出性氣孔、偏析、夾雜物等。§3-1鑄件的溫度場(chǎng)研究的對(duì)象：不同時(shí)刻，鑄件和鑄型中的溫度場(chǎng)變化。也就是溫度隨時(shí)間和空間的變化規(guī)律。對(duì)溫度場(chǎng)的研究凝固區(qū)域大小及變化，凝固前沿向中心推進(jìn)速度縮孔和縮松的位置凝固時(shí)間預(yù)計(jì)研究溫度場(chǎng)的方法數(shù)學(xué)解析法數(shù)值模擬實(shí)測(cè)法一、數(shù)學(xué)解析法利用傳熱學(xué)理論，建立鑄件和鑄型的溫度場(chǎng)模型并利用邊界條件求解。假設(shè)：1.金屬的結(jié)晶范圍很??；2.不考慮結(jié)晶潛熱；3.鑄件的物理參數(shù)和鑄型的物理參數(shù)不隨溫度而變化；4.鑄件與鑄型接觸沒有間隙，只以熱傳導(dǎo)方式傳熱鑄件鑄型半無限大鑄件在鑄型中冷卻鑄件溫度鑄型溫度1.鑄件在絕熱鑄型中凝固絕熱鑄型中鑄件和鑄型的溫度場(chǎng)分布金屬鑄件的溫度梯度比鑄型小很多鑄型本身的物理性質(zhì)是決定因素鑄型以界面熱阻為主的溫度場(chǎng)分布鑄型2.金屬－鑄型界面熱阻為主的金屬型中凝固界面熱阻大（涂料層）鑄件與鑄型的溫度梯度為零3.厚壁金屬型中的凝固鑄型界面熱阻小鑄型與鑄件物理性質(zhì)起主要作用4.水冷卻金屬型中的凝固控制水溫和流量保持鑄型恒溫凝固金屬的熱阻起作用鑄型水冷金屬型凝固的溫度分布二、數(shù)值模擬法實(shí)測(cè)法測(cè)試鑄件溫度直觀、可靠性好，不方便，有些地方無法放置熱電偶數(shù)學(xué)解析法只適宜處理形狀簡(jiǎn)單規(guī)則的鑄件，同時(shí)還有許多的假設(shè)，所求得的溫度場(chǎng)數(shù)學(xué)模型往往與實(shí)際有較大的差距。用數(shù)值模擬可以處理上述兩種方法無法測(cè)得或者計(jì)算得到的溫度場(chǎng)三、測(cè)溫法1.溫度場(chǎng)測(cè)定裝置2.凝固動(dòng)態(tài)曲線Al－Zn42.4%合金鑄件上各測(cè)溫點(diǎn)的溫度時(shí)間曲線（a）鑄件斷面上的溫度場(chǎng)a）熱點(diǎn)偶位置b)冷卻曲線c)動(dòng)態(tài)凝固曲線d)斷面凝固結(jié)構(gòu)動(dòng)態(tài)模擬圖(1)凝固始點(diǎn)-液相邊界凝固終點(diǎn)-固相邊界3.凝固區(qū)域及其結(jié)構(gòu)固相區(qū)凝固區(qū)液相區(qū)圖(2)4.凝固方式及其影響因素1.凝固方式逐層凝固體積凝固中間凝固動(dòng)態(tài)凝固曲線的縱向距離很小或等于零時(shí)，這時(shí)鑄件凝固區(qū)域很小或根本沒有，這種凝固方式為層狀凝固如果縱向距離很寬，凝固范圍很大時(shí)，稱為體積凝固介于二者之間的凝固，為中間凝固方式2.影響因素合金的結(jié)晶溫度范圍（在溫度梯度相近的情況）鑄件斷面的溫度梯度純金屬或共晶成分的合金，即液相線與固相線重疊或者很小，則為逐層凝固；固相線與液相線相距很大，則為體積凝固即使固相線與液相線相差很小，溫度梯度小，也會(huì)由逐層凝固向體積凝固轉(zhuǎn)變?！?-2金屬的凝固方式與鑄件質(zhì)量的關(guān)系鑄件質(zhì)量合金性質(zhì)窄結(jié)晶溫度范圍合金寬結(jié)晶溫度范圍合金中結(jié)晶溫度范圍合金逐層凝固體積凝固中間凝固容易補(bǔ)縮，組織致密性能好不易補(bǔ)縮，縮松夾雜，開裂兩者之間§3-3鑄件的凝固時(shí)間1.概念鑄件的凝固時(shí)間：從液態(tài)金屬充滿型腔后至凝固完畢所需要的時(shí)間凝固速度：?jiǎn)挝粫r(shí)間凝固層增長的厚度2.目的及意義通過工藝措施控制鑄件各部分的凝固速度設(shè)計(jì)冒口和冷鐵凝固時(shí)間進(jìn)行估算3.凝固時(shí)間的計(jì)算1.理論計(jì)算2.經(jīng)驗(yàn)計(jì)算“平方根定律”計(jì)算法“折算厚度”法則傅立葉定律：積分：理論計(jì)算：平方根定律:令：凝固厚度凝固系數(shù)折算厚度:4.幾種計(jì)算方法的應(yīng)用比較理論計(jì)算諸多假設(shè)，僅供參考平方根定律適合大平板和結(jié)晶間隔小的合金鑄件揭示凝固過程的基本規(guī)律折算厚度考慮到鑄件的形狀，修正了平方根定律§3-4本章小結(jié)1.鑄件的溫度場(chǎng)動(dòng)態(tài)凝固曲線、凝固方式、影響凝固方式的因素、凝固區(qū)域?qū)﹁T件的影響2.鑄件的凝固時(shí)間理論計(jì)算、平方根定律、折算厚度第四章液態(tài)金屬結(jié)晶的基本原理1.結(jié)晶的概念2.研究結(jié)晶的意義3.研究結(jié)晶的著手點(diǎn)§4-1前言液態(tài)金屬轉(zhuǎn)變成晶體的過程。采用熱力學(xué)及動(dòng)力學(xué)方法研究液態(tài)金屬的生核、成長、結(jié)晶組織的形成規(guī)律。結(jié)晶過程決定凝固后的組織，并對(duì)隨后冷卻過程中的相變、過飽和相的析出及鑄件的熱處理過程產(chǎn)生極大的影響。熱力學(xué)研究結(jié)晶中的形核過程，動(dòng)力學(xué)研究結(jié)晶中的生長過程?！?-2熱力學(xué)基礎(chǔ)一、引入熱力學(xué)的意義熱力學(xué)是研究平衡過程的。用它可以判斷一個(gè)凝固過程是否可能發(fā)生，以及發(fā)生的程度。而對(duì)于凝固過程的判斷，是使用熱力學(xué)狀態(tài)函數(shù)來進(jìn)行的。二、狀態(tài)函數(shù)的概念1.狀態(tài)函數(shù)概念只研究體系所處的狀態(tài)而不考慮“過程”的函數(shù)2.熱力學(xué)常用的幾個(gè)狀態(tài)函數(shù)內(nèi)能（U）：物質(zhì)體系內(nèi)部所有質(zhì)點(diǎn)的動(dòng)能和勢(shì)能之和。焓（H）：體系等壓過程中熱量的變化。熵（S）:體系熱量和溫度的商值。吉布斯自由能（G）:判斷體系過程進(jìn)行的方向與限度。三、狀態(tài)函數(shù)間的關(guān)系1.焓與內(nèi)能的關(guān)系H=U+pV2.吉布斯自由能、焓和熵的關(guān)系G=H－TSdG=dU+pdV+Vdp-TdS-SdTdU=TdS-pdVdG=Vdp-SdT熱力學(xué)第一定律§4-3

液態(tài)金屬凝固熱力學(xué)一、液態(tài)金屬凝固熱力學(xué)條件1.自由能隨溫度的升高而降低凝固過程可以認(rèn)為是在恒壓下進(jìn)行的，則有由上式可得：1.熵反應(yīng)的是吉布斯函數(shù)的斜率；2.由于熵是正值，那么吉布斯函數(shù)的斜率是負(fù)值，溫度升高，吉布斯自由能降低。而且降低速度取決于熵的大小。2.在不同溫度下自由能的主導(dǎo)因素1）低溫時(shí)，自由能的數(shù)值主要取決于內(nèi)能，由于高度有序的晶體結(jié)構(gòu)具有更低的內(nèi)能。因此低溫下固相自由能低于液相自由能。2）當(dāng)在高溫時(shí)，液相具有更高的熵值，液相自由能將以更大的速率隨著溫度的上升而下降。3）在某一溫度處，這兩條曲線會(huì)發(fā)生相交。純金屬液、固兩相吉布斯自由能與溫度的關(guān)系由圖可知:結(jié)論1：結(jié)晶是一個(gè)降低體系自由能的自發(fā)過程。液態(tài)金屬必須處于過冷的狀態(tài)結(jié)晶才能發(fā)生。由上三條得出下列關(guān)系圖3.相變驅(qū)動(dòng)力和過冷度a.相變驅(qū)動(dòng)力結(jié)晶發(fā)生在熔點(diǎn)附近，故有焓與熵隨溫度而變化的數(shù)值可以忽略根據(jù)已知條件：b.過冷度結(jié)論2：金屬凝固的驅(qū)動(dòng)力，主要取決于過冷度。過冷度越大，驅(qū)動(dòng)力越大。§4-4液態(tài)金屬結(jié)晶熱力學(xué)一、結(jié)晶過程a.液相原子在結(jié)晶（相變）驅(qū)動(dòng)力下作用下，從高自由能的液態(tài)結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榈妥杂赡艿墓虘B(tài)晶體結(jié)構(gòu)過程中，必須克服一個(gè)能壘，才能使結(jié)晶過程得以實(shí)現(xiàn)。b.獲得克服能壘的能量通過液態(tài)內(nèi)部的起伏來實(shí)現(xiàn)（能量起伏）。c.體系不可能同時(shí)進(jìn)行大規(guī)模的轉(zhuǎn)變，否則引起體系自由能的極大提高。因此，體系通過起伏作用在某些微觀小區(qū)域內(nèi)克服能障而形成穩(wěn)定的新相小質(zhì)點(diǎn)——晶核。d.新相形成，體系出現(xiàn)自由能較高的新舊兩相之間的過渡區(qū)。為使體系自由能盡可能地降低，過渡區(qū)必須減薄到最小的原子尺寸，這樣就形成了新舊兩相的界面。e.依靠界面逐漸向液相內(nèi)推移而是晶核長大。總括：液態(tài)金屬在結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力下，通過起伏作用克服能障；為避免在轉(zhuǎn)變過程中體系自由能過度增大，結(jié)晶采取生核和生長的方式進(jìn)行。結(jié)晶過程中的兩種能障：熱力學(xué)能障，它是由被迫處于高自由能過渡狀態(tài)下的界面原子所產(chǎn)生，能直接影響到體系自由能的大小，界面自由能屬于這種情況。熱力學(xué)能障對(duì)生核影響大。動(dòng)力學(xué)能障，它是由金屬原子穿越界面過程所引起，原則上與驅(qū)動(dòng)力的大小無關(guān)而僅取決于界面的結(jié)構(gòu)和性質(zhì)。激活自由能屬于這種。動(dòng)力學(xué)能障對(duì)晶體生長起更重要的作用。熱力學(xué)能障和動(dòng)力學(xué)能障二、自發(fā)形核（均質(zhì)形核）1.自發(fā)形核的定義依靠液態(tài)金屬內(nèi)部自身的結(jié)構(gòu)自發(fā)地形核。也就是指在沒有外來界面的均勻熔體中形核的過程。2.形核熱力學(xué)假設(shè)條件：晶核為球形則體系吉布斯自由能的變化為：結(jié)論：在一定的過冷度下，臨界核心由相起伏提供，臨界生核功由能量起伏提供。3.勻質(zhì)生核的局限性a.需要很大的過冷度，約為金屬熔點(diǎn)的0.18-0.2倍。實(shí)際金屬結(jié)晶過冷度只有十幾分子一攝氏度到幾十?dāng)z氏度。b.實(shí)際金屬含有許多雜質(zhì)。三、非自發(fā)形核（非均質(zhì)形核）1）形核功及形核速率非自發(fā)形核：在液相中那些對(duì)形核有催化作用的現(xiàn)成界面上進(jìn)行形核的過程。形核劑類別：夾雜顆粒；金屬表面氧化膜；鑄型內(nèi)表面；添加物面積與體積的計(jì)算：晶核形成前自由能與晶核形成后自由能：晶核形成前后界面能變化：晶核形成前后體積自由能的變化：形核時(shí)總自由能變化：條件：潤濕角和溫度無關(guān)；夾雜的基底面積要大于晶胚接觸所需要的面積；晶胚和夾雜的接觸面為平面均質(zhì)形核臨界半徑與非均質(zhì)形核臨界半徑表達(dá)式完全一樣，但球冠狀晶核所含有的原子數(shù)比同曲率半徑的球狀晶核要少得多。臨界晶核是依靠過冷熔體中的相起伏提供。各種大小的晶胚在相起伏中出現(xiàn)的幾率主要取決于晶胚中的原子數(shù)，而與其幾何形狀無關(guān)。1.臨界半徑2.臨界生核功非均質(zhì)生核的臨界生核功也是由過冷熔體中的能量起伏提供。這個(gè)能量起伏等于形成臨界球冠晶核的相起伏所需的自由能增量。過冷度越大，臨界晶核半徑越小，晶胚尺寸越大，其曲率半徑越大。在相同的過冷度條件下，潤濕角小的晶胚，在折合成同體積的情況下，其曲率半徑更大些。臨界形核半徑晶胚尺寸數(shù)學(xué)分析：1.當(dāng)潤濕角為0時(shí)，不存在形核的問題，可以直接長大2.當(dāng)潤濕角為180度時(shí)，基底不起作用，完全不潤濕，相當(dāng)于均勻形核。3.當(dāng)潤濕角為0～180時(shí)，f（θ）＜１，非均質(zhì)形核功小于均質(zhì)形核功物理分析：冠狀晶核所含有的原子數(shù)取決于其相對(duì)體積，即球冠體積與同曲率半徑的球狀晶核體積之比f（θ）?？梢奻（θ）越小，球冠的相對(duì)體積越小，因而所需的原子數(shù)就越少，它就越易于在較小的過冷度下形成，故非均質(zhì)生核的過冷度就越小。生核率生核率：?jiǎn)挝惑w積的液態(tài)金屬每秒產(chǎn)生的晶核數(shù)量。非自發(fā)形核取決于適當(dāng)?shù)膴A雜質(zhì)點(diǎn)的存在，形核速率將要越過最大值，并在高的過冷度處中斷，這是因?yàn)榫Ш嗽趭A雜基底面上進(jìn)行分布，逐漸使那些有利于新晶核形成的表面減少的緣故。2）形核劑的條件晶核與夾雜間的界面張力越低1.形核與潤濕角的關(guān)系潤濕角更接近于零更容易非均質(zhì)形核物理解釋：數(shù)學(xué)解釋：兩個(gè)相互接觸的晶面結(jié)構(gòu)愈近似，它們之間的界面能就愈小。結(jié)論：潤濕角越小，越容易形核匹配度2.形核劑表面粗糙度對(duì)形核的影響很顯然，相同的曲率半徑，相同的潤濕角，界面曲度不同，形核率也不同。凸面<平面<凹面結(jié)論：解釋：凹面形核效率最高，在較小的晶胚就能達(dá)到臨界形核半徑三、孕育技術(shù)在生產(chǎn)中的應(yīng)用1.選取合適的孕育劑熔點(diǎn)高；潤濕角好；細(xì)小；粗糙多2.孕育措施1）孕育劑在液體金屬中均勻分布2）成分過冷能有效保證利用孕育劑3）強(qiáng)化對(duì)流，造成枝晶的熔斷、游離，也可起類似孕育效果4）大的冷卻速度能增大非自發(fā)形核的過冷度，一定條件下能對(duì)孕育劑起催化晶核的能力。幾個(gè)有用的例子P87§4-5晶體生長一、晶體生長原子遷移過程（1）界面液相原子被激活，克服被吸引，跳躍到穩(wěn)定固相上，若穩(wěn)定－凝固長大（2）界面固相原子被激活，跳躍到液相表面，若穩(wěn)定－局部熔化1.界面原子的遷移2.晶體生長固相轉(zhuǎn)變成液相液相轉(zhuǎn)變成固相（1）界面處于過冷并使相變驅(qū)動(dòng)力足以克服熱力學(xué)能障，晶體才能生長。（2）熱力學(xué)能障取決于界面固相一側(cè)所具有的臺(tái)階數(shù)；動(dòng)力學(xué)能障取決于固、液兩相結(jié)構(gòu)上的差異以及液相原子向固相原子過渡的具體形式。（3）二、固－液界面的微觀結(jié)構(gòu)粗糙界面（非小平面）平整界面（小平面）界面固相表面最外幾個(gè)原子層約有50％左右的位置未被充滿固相界面上的原子層基本上充滿，或上面只要少量孤立原子某些物理意義的定義：固體向液態(tài)轉(zhuǎn)變時(shí)，一個(gè)固體原子所具有的結(jié)合能固體內(nèi)一個(gè)原子的配位數(shù)一個(gè)結(jié)合鍵的能量表面層的配位數(shù)固液界面可能沉積的原子位置數(shù)杰克遜物理統(tǒng)計(jì)法：＋＋最小粗糙平整最小最小由熔化熵及晶面決定以面心立方為例最大值為0.5取值2最小為4R可得：那么當(dāng)熵值大于4R時(shí)，容易由粗糙變?yōu)槠秸Y(jié)論：熔化熵越大，杰克遜因子越大，自由能最小值將在原子占有率為50％時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)?或100％位置處出現(xiàn)，晶體形貌由粗糙向平整轉(zhuǎn)變。過冷度大，界面原子層厚度增加——粗糙界面生長光滑→粗糙宏觀觀察發(fā)現(xiàn)：熔化熵不是決定界面形貌的唯一因素，還與濃度及過冷度有關(guān)。過冷度小，界面原子層厚度減少——側(cè)面擴(kuò)展生長粗糙→光滑2.濃度變稀，界面原子層厚度減少，非小晶面→晶面濃度增加，界面原子層厚度增加，小晶面→非小晶面三、界面的生長機(jī)理和生長速度生長方式連續(xù)生長（非小晶面）側(cè)面生長二維晶核臺(tái)階晶體中缺陷形成的臺(tái)階螺旋位錯(cuò)形成的臺(tái)階孿晶溝槽形成的臺(tái)階旋轉(zhuǎn)晶界形成的臺(tái)階（小晶面）A、粗糙界面——連續(xù)長大特點(diǎn)：生長速度快；動(dòng)力學(xué)過冷度??；晶體顯微呈現(xiàn)表面光滑特征B、側(cè)向生長1．二維形核臺(tái)階臺(tái)階來源：大原子集團(tuán)著落成臺(tái)階小原子集團(tuán)側(cè)向著落結(jié)合特點(diǎn)：生長速度慢；動(dòng)力過冷度大；晶體顯微呈特定晶面特征2.螺旋位錯(cuò)3.孿晶溝槽旋轉(zhuǎn)孿晶——片狀石墨反射孿晶——目前還在研究中四、生長表面液相原子易在排列松散的晶面上堆砌——生長速度大——松散面逐漸隱沒——晶體表面為密排面所覆蓋——生長表面為密排小晶面組成松散面：縱向生長快，為密排面?zhèn)让嫔L提供臺(tái)階密排面：縱向生長慢§4-6單相合金結(jié)晶基本概念：?jiǎn)蜗嗪辖?；多相合金；溶質(zhì)分配系數(shù)一、S-L界面前方局部溫度分布1.晶體生長方向與熱流方向相反2.晶體的生長方向與熱流方向相同二、結(jié)晶過程溶質(zhì)再分配（一）平衡結(jié)晶固液兩相整體上任何時(shí)候都處于平衡狀態(tài)（二）非平衡結(jié)晶1.固相無擴(kuò)散、液相完全均勻化（1）結(jié)晶過程可用局部平衡(界面處固液平衡)（2）固液兩相數(shù)量非平衡，任何情況，液相的百分含量要比平衡多(在溶質(zhì)分配系數(shù)小于1的時(shí)候)（3）最終結(jié)晶組織平衡結(jié)晶沒有共晶時(shí)，但非平衡可能出現(xiàn)共晶（4）溶質(zhì)分布表達(dá)式邊界條件：夏爾公式K0對(duì)合金凝固組織成分偏析的影響（自左向右定向凝固）2.固相無擴(kuò)散，液相只有有限擴(kuò)散而無對(duì)流或攪拌時(shí)（1）結(jié)晶過程三階段初始過渡區(qū)穩(wěn)定生長階段末端過渡區(qū)（2）穩(wěn)定生長階段液面溶質(zhì)分布（3）影響液相溶質(zhì)分布曲線因素3.固相無擴(kuò)散，液相存在部分混合時(shí)的溶質(zhì)再分配省略幾種凝固方式溶質(zhì)最終分布圖三、固液界面前方熔體過冷狀態(tài)1.熱過冷結(jié)論：純金屬正溫度梯度不存在過冷度。純金屬僅由熔體實(shí)際溫度分布所決定的過冷純金屬熔點(diǎn)2.成分過冷（合金）（1）液相線溫度（理論溫度）（2）成分過冷的條件a.成分過冷產(chǎn)生的條件成分過冷：由于溶質(zhì)原子在晶體長大過程中重新分配所引起的過冷，即由溶質(zhì)再分配導(dǎo)致固液界面前方熔體成分及其凝固溫度發(fā)生變化而引起的過冷。成分過冷形成圖b.成分過冷大小過冷度定義：液相線（平衡結(jié)晶）溫度與熔體實(shí)際溫度之差界面處的溫度，即x為0處如何理解？c.寬度d.成分過冷影響因素（1）合金本身的因素合金濃度，液相線斜率，分配系數(shù)及擴(kuò)散系數(shù)，前三者可歸納為結(jié)晶溫度范圍對(duì)成分過冷度的影響。（2）工藝因素結(jié)晶溫區(qū)越大，越容易成分過冷擴(kuò)散系數(shù)越小，也越容易成分過冷生長速度越大，溫度梯度越小，越容易成分過冷3.成分過冷與熱過冷區(qū)別與聯(lián)系（1）區(qū)別：熱過冷只取決于傳熱條件；成分過冷受傳熱傳質(zhì)控制（2）聯(lián)系：熱過冷只不過是成分過冷在濃度為0時(shí)的一個(gè)特例。四、過冷狀態(tài)對(duì)結(jié)晶過程影響（一）熱過冷對(duì)純金屬結(jié)晶過程的影響界面穩(wěn)定，保持平面長大，條狀晶界面不穩(wěn)定，枝晶長大，樹枝晶，單向生長，柱狀枝晶，也稱外生生長過冷熔體形核，等軸枝晶，也稱內(nèi)生生長（過冷熔體內(nèi)部形核長大）無熱過冷：有熱過冷：（二）成分過冷對(duì)一般單相合金結(jié)晶過程的影響（1）界面前方無成分過冷時(shí)平面生長生長特點(diǎn)：除了初始過渡階段和最后過渡階段外，穩(wěn)定生長時(shí)，以恒定的平衡成分向前推進(jìn)?？梢缘玫匠煞滞耆鶆虻膯蜗喙倘荏w。連接圖G1G2G3G4（2）窄成分過冷區(qū)作用下的胞狀生長生長特點(diǎn)：有成分過冷，界面不穩(wěn)定，向前凸起但程度很?。徊豢赡芊种?，形成胞狀晶。試驗(yàn)證明解釋：平面先有小的凸起，然后波谷有溶質(zhì)富集，液相溫度下降，導(dǎo)致過冷度減小，抑制凸起橫向生長并形成溶質(zhì)匯集區(qū)所構(gòu)成的網(wǎng)絡(luò)狀溝槽。凸起生長前端由于受到過冷區(qū)寬度的限制，不能自由向熔體前方伸展。當(dāng)由于溶質(zhì)的濃集使界面各處的液相成分達(dá)到相應(yīng)溫度下的平衡濃度時(shí)，界面趨于穩(wěn)定。界面就由許多凸起圓胞和網(wǎng)絡(luò)狀的凹陷溝槽所構(gòu)成——胞狀界面胞狀界面隨過冷度增大發(fā)展過程：小凸起和凹坑——凹坑連接成溝槽，成為不規(guī)則面——不規(guī)則轉(zhuǎn)變成狹窄面——形成規(guī)則面示意圖（3）較寬成分過冷區(qū)作用下的枝晶生長晶胞不穩(wěn)定擇優(yōu)生長晶胞橫向出現(xiàn)凸緣成分過冷加強(qiáng)凸緣出現(xiàn)鋸齒（二次枝晶）胞狀樹枝晶（柱狀樹枝晶）過冷足夠?qū)捴нM(jìn)一步分裂溶質(zhì)富集熔點(diǎn)下降，無成分過冷分枝側(cè)面以平面方式凝固示意圖凸緣一次臂二次臂（4）寬成分過冷區(qū)作用下的枝晶生長長大特點(diǎn)：速度快形態(tài)特點(diǎn)：頸縮枝晶間距：相鄰?fù)畏种γ嫔祥g距當(dāng)成分過冷超過了均質(zhì)形核過冷柱狀晶前沿形成等軸晶生長方向：密排面形成錐體主軸方向示意圖鋁合金隨成分過冷度的增加，凝固界面形態(tài)的演變過程a)平界面b)痘點(diǎn)狀界面c)狹長胞狀界面d)不規(guī)則胞狀界面e)六角形胞晶f)樹枝晶（三）晶體形貌間的關(guān)系平面生長是溶質(zhì)濃度為0的特殊情況溶質(zhì)濃度一定，溫度梯度減小和速度增大，晶體形貌依次由胞狀晶、胞狀樹枝晶、柱狀樹枝晶和等軸樹枝晶§4-7共晶合金的結(jié)晶一、共晶體中相的形態(tài)與分布決定共晶體的形態(tài)條件結(jié)晶條件溫度場(chǎng)溶質(zhì)濃度場(chǎng)組成相的體積比共晶體生長方式平面胞狀樹枝晶體形態(tài)柱狀晶等軸晶不規(guī)則共晶組織，金－非金共晶組織形態(tài)特點(diǎn)：空間相連共晶組織成分平衡條件下——100％共晶組織非平衡條件下——不為100％共晶組織共晶體內(nèi)部相的形狀與分布固－液界面微觀結(jié)構(gòu)兩相體積比共晶分類按照固－液界面結(jié)構(gòu)規(guī)則共晶組織，金－金二、共晶合金的結(jié)晶方式共晶合金的結(jié)晶過程（生長）共生生長離異生長（一）共生生長方式定義：共晶兩相在結(jié)晶過程中，通過原子橫向擴(kuò)散互為對(duì)方提供溶質(zhì)原子從而并肩向前生長，這種兩相彼此合作生長的方式——共生生長所需條件：1.兩相生長能力相近，后析出相能在領(lǐng)先相上形核和長大2.原子在界面前沿橫向傳輸能保證兩相等速生長的需要偽共晶區(qū)兩條液相延長線所包含的區(qū)共晶共生區(qū)（1）對(duì)稱型（2）非對(duì)稱型熔點(diǎn)、液相線對(duì)稱，相析出能力、擴(kuò)散能力相當(dāng)熔點(diǎn)、液相線不對(duì)稱，相析出能力、擴(kuò)散能力不相當(dāng)（二）離異生長方式定義：共晶體中的兩相沒有同一的生長界面，而是兩相分離，并以不同的生長速率進(jìn)行結(jié)晶——離異生長方式離異共晶形態(tài)分類晶間偏析型領(lǐng)先相呈團(tuán)球型（暈圈）晶間偏析型條件:合金成分離共晶成分較遠(yuǎn)，等到有大量初生相以后才有共晶反應(yīng)；另一相生核困難所引起。領(lǐng)先相呈團(tuán)球型條件：與形核能力和生長速率有關(guān)暈圈完整不完整三、規(guī)則（金屬—金屬）共晶的結(jié)晶共晶兩相形狀層狀、棒狀、條帶狀（一）層片狀共晶組織的形成1.形核與生長領(lǐng)先相自由生長球團(tuán)形的輻射狀結(jié)構(gòu)（共晶團(tuán)）強(qiáng)制定向柱狀結(jié)構(gòu)（共晶群體）形核：搭橋共生生長（1）原子擴(kuò)散a.橫向擴(kuò)散，擴(kuò)散距離短，擴(kuò)散提供兩相生長所需的組元b.縱向擴(kuò)散，在很薄層的范圍內(nèi)才有該差別（2）層片間距間距生長速度解釋：生長速度快，排出的溶質(zhì)多，為了達(dá)到穩(wěn)定，橫向擴(kuò)散要及時(shí)排走，需通過調(diào)整片間距即減小間距來達(dá)到目的。（二）棒狀1.共晶組織中兩相間總界面能影響總界面能＝界面面積×單位面積界面能（１）各向同性（2）各向異性界面總面積的大小與兩相的體積有關(guān)研究結(jié)果指出，當(dāng)某相的體積分?jǐn)?shù)占總體積小于30％，棒狀分布時(shí)的相界總面積小于片狀分布時(shí)的相界總面積。棒狀如：Pb－Cd、Sn－Zn等各向同性，棒狀各向異性，棒狀2.雜質(zhì)（雜質(zhì)的定義）A、B兩組元中有C，則C為雜質(zhì)（三）第三組元的影響平面——胞狀——柱狀枝晶——等軸枝晶四、金屬——非金屬共晶合金結(jié)晶1.形核（1）搭橋（2）封閉暈圈結(jié)構(gòu)第三組元在前沿富集，使得厚度增加，產(chǎn)生成分過冷，當(dāng)在兩相中分配系數(shù)懸殊，富集少的，過冷度大，這一相生長速度快，落后的一相被長大快的一相隔成篩網(wǎng)狀組織，繼續(xù)發(fā)展則成棒狀組織。2.長大（1）共生生長（2）離異生長（3）共晶共生區(qū)：非對(duì)稱，偏向高熔點(diǎn)非金屬相（4）領(lǐng)先相：共生生長時(shí)有一相突出在液相前沿（5）先析出相：不等于領(lǐng)先相，先析出相可以轉(zhuǎn)化嚴(yán)重的不規(guī)則結(jié)構(gòu)3.第三組元的影響——變質(zhì)處理Al－Si合金：Si共晶板片→纖維狀Fe－C合金：石墨片狀→球狀孕育：影響形核過程變質(zhì)：影響生長，改變形貌第五章鑄件組織的形成與控制5.1鑄件典型結(jié)晶組織宏觀狀態(tài)指鑄態(tài)晶粒的形態(tài)、大小、取向和分布；微觀結(jié)構(gòu)包括晶粒內(nèi)部的結(jié)構(gòu)形式，如樹枝晶、胞狀晶等亞結(jié)構(gòu)狀態(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。

晶區(qū)組成表面細(xì)晶區(qū)柱狀晶區(qū)中心等軸晶區(qū)中心等軸晶區(qū)表層細(xì)晶區(qū)內(nèi)部柱狀晶區(qū)柱狀穿晶含有三個(gè)晶區(qū)5.2鑄件結(jié)晶時(shí)的晶粒游離一、熔體內(nèi)部的對(duì)流運(yùn)動(dòng)（影響等軸晶的形成）熔體的對(duì)流作用對(duì)溶質(zhì)分布產(chǎn)生影響對(duì)晶粒的游離、晶枝的熔斷和增殖起促進(jìn)作用對(duì)流分類強(qiáng)制對(duì)流自然對(duì)流原因原因澆注過程流體動(dòng)量或凝固時(shí)的攪拌熔體各部分之間的溫差或者濃度差二、游離晶粒產(chǎn)生方式（1）通過過冷熔體中的非均質(zhì)形核而直接產(chǎn)生的游離晶（2）由型壁晶粒脫落、枝晶熔斷和增殖所引起的晶粒游離液態(tài)金屬內(nèi)部存在大量有效生核質(zhì)點(diǎn)，由于澆道、型壁及液面等處的激冷作用而使其附近的熔體過冷，并通過生核質(zhì)點(diǎn)形成大量處于游離的小晶體。當(dāng)舊游離晶隨著液流向深處漂移的時(shí)候，又會(huì)產(chǎn)生新的。只要存在有滿足非均質(zhì)生核條件的過冷熔體和相應(yīng)的有效生核質(zhì)點(diǎn)，這種晶粒游離現(xiàn)象總是存在。（3）液面晶體的沉降所引起的晶粒游離溶質(zhì)的偏析容易使附著在型壁的晶體的根部處產(chǎn)生“縮頸”，具有“縮頸”的晶體不易于沿型壁方向與其相鄰晶體連接形成凝固殼。另一方面，在澆注過程和凝固初期存在的對(duì)流容易沖斷“脖頸”，使晶體脫落并游離出去。凝固初期在液面處形成的晶?；蝽敳磕虒用撀涞姆种τ捎诿芏缺纫后w大而下沉也能導(dǎo)致晶粒游離的產(chǎn)生。型壁晶粒游離內(nèi)因是產(chǎn)生“縮頸”，外因是液態(tài)金屬的流動(dòng)。三、晶區(qū)的形成（一）表面細(xì)晶粒區(qū)的形成傳統(tǒng)理論，激冷作用，很大的過冷度，大量非均質(zhì)生核。這些晶核在過冷熔體中迅速生長并互相抑制，從而形成了無方向性的表面細(xì)等軸晶組織。故以往常把表面細(xì)等軸晶稱為“激冷晶”?，F(xiàn)代研究，各種形式的晶粒游離也是形成表層細(xì)等軸晶的“晶核”來源。型壁附近熔體內(nèi)部的大量生核只是表面細(xì)晶粒區(qū)形成的必要條件，而抑制鑄件形成穩(wěn)定的凝固殼層則為其充分條件。在沒有形成穩(wěn)定凝固殼的情況下，這些晶核在過冷熔體中采取枝晶方式生長，由于其結(jié)晶潛熱既可從型壁導(dǎo)出，也可向過冷熔體中散失，因此受型壁散熱方向的影響較小，從而形成了無方向性的表層細(xì)等軸晶組織。一旦型壁附近的晶?；ハ噙B結(jié)而構(gòu)成穩(wěn)定的凝固殼層，凝固將轉(zhuǎn)為柱狀晶區(qū)由外向內(nèi)的生長，表層激冷細(xì)晶粒區(qū)將不再發(fā)展。因此穩(wěn)定的凝固殼層形成得越早，表層細(xì)晶粒區(qū)向柱狀晶區(qū)轉(zhuǎn)變得也就越快，表層細(xì)晶區(qū)也就越窄。液體的流動(dòng)對(duì)表層細(xì)晶區(qū)的形成起著決定性的作用。無對(duì)流時(shí)，甚至冷卻速度很大時(shí)也不出現(xiàn)表層細(xì)晶區(qū)?？炖鋾r(shí)在型壁上很快形成穩(wěn)定的凝固殼層，晶體不易脫落。（二）柱狀晶區(qū)的形成緊貼鑄型表面穩(wěn)定的凝固殼層一旦形成，柱狀晶就直接由表面細(xì)等軸晶凝固層某些晶粒為基底向內(nèi)生長，發(fā)展成由外向內(nèi)生長的柱狀晶區(qū)。枝晶主干取向與熱流方向平行的枝晶生長迅速。這個(gè)互相競(jìng)爭(zhēng)淘汰的晶體生長過程稱為晶體的擇優(yōu)生長。擇優(yōu)生長示意圖柱狀晶生長過程的動(dòng)態(tài)演示鑄型液態(tài)金屬柱狀晶區(qū)開始于穩(wěn)定凝固殼層的產(chǎn)生，而結(jié)束于內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成。如果在界面前沿始終保持較窄小的成分過冷區(qū)，或前方?jīng)]有新的晶核形成，則柱狀晶可一直延伸到鑄件中心。如果界面前方能形核長大，柱狀晶與它們相遇，柱狀晶的長大就停止，而在內(nèi)部形成新的等軸晶區(qū)。（三）內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成內(nèi)部等軸晶是內(nèi)生生長方式，其晶核來源是要著重考慮的問題之一。1.過冷熔體直接生核理論（成分過冷）該理論認(rèn)為，隨著凝固層向內(nèi)推移，固相散熱能力逐漸削弱，內(nèi)部溫度梯度趨于平緩，且液相中的溶質(zhì)原子越來越富集，從而使界面前方成分過冷逐漸增大。當(dāng)成分過冷大到足以發(fā)生非均質(zhì)生核時(shí)，便導(dǎo)致內(nèi)部等軸晶的形成。

缺陷：很難理解非均質(zhì)形核所需要的微小過冷度為什么會(huì)遲到柱狀晶區(qū)已充分長大以后才能形成。其次，該理論無法解釋有關(guān)內(nèi)部等軸晶形成的實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象。2.界面前方晶粒游離理論（1）生長著的柱狀枝晶在凝固界面前方的熔斷、游離和增值導(dǎo)致了內(nèi)部等軸晶晶核的形成；（2）液面晶粒下雨似的沉積在柱狀晶前方的液體中則是鑄錠凝固時(shí)內(nèi)部等軸晶晶核的來源。3.激冷晶游離理論無論是表面的細(xì)等軸晶還是內(nèi)部等軸晶，其晶核均來源于澆注期間和凝固初期的激冷晶游離。它們一部分留在型壁附近形成表面細(xì)晶粒區(qū)，另一部分則隨著液流漂移到鑄件心部。澆注初期凝固初期內(nèi)部等軸晶是內(nèi)生生長方式，等軸晶區(qū)的形成過程是要考慮的另外一個(gè)問題。有如下說法：1.除了有晶核，還要求晶核長大到一定的程度，并形成網(wǎng)絡(luò)以阻止柱狀晶區(qū)的生長；2.不要求游離晶形成網(wǎng)絡(luò)阻止柱狀晶生長，而是由一部分游離晶的沉淀和一部分游離晶被側(cè)面生長著的柱狀晶前沿捕獲后而形成；3.內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成是由于凝固界面的生長速度R與游離晶垂直于界面的運(yùn)動(dòng)速率V之間互相作用的結(jié)果。當(dāng)兩者之差遠(yuǎn)大于界面捕獲游離晶所必需的臨界速度V臨，即R-V》V臨時(shí)，即可形成。總之，晶核來源及晶區(qū)形成過程，上述每種都有一定的局限性。有可能是幾種理論的綜合。（一）鑄件結(jié)晶組織與性能之間的關(guān)系1.宏觀狀態(tài)下的組織與性能關(guān)系（1）柱狀晶組織對(duì)性能的影響柱狀晶組織細(xì)密不容易形成縮松和晶間夾雜性能好原因結(jié)晶溫區(qū)小，不易產(chǎn)生縮松，易產(chǎn)生縮孔，易補(bǔ)縮縱向生長，橫向生長受抑制（A）有利方面（B）不利方面柱狀晶各向異性在轉(zhuǎn)角和中心處聚氣和夾雜力學(xué)性能不好原因生長方向與熱流量平行5.3鑄件結(jié)晶組織的控制（C）綜合效果一般不希望得到柱狀晶組織；但由于其受縱向力作用比較好，可用于單相結(jié)晶技術(shù)。（2）等軸晶組織對(duì)性能的影響（A）有利方面晶粒組織各向同性性能比較均勻和穩(wěn)定晶粒間夾雜分散枝晶雜亂（B）不利方面枝晶發(fā)達(dá)顯微縮松多性能減弱加強(qiáng)方法除雜細(xì)化晶粒2.微觀結(jié)構(gòu)對(duì)鑄件性能的影響（1）平面生長的柱狀晶優(yōu)于胞狀生長的柱狀晶，更優(yōu)于枝狀結(jié)構(gòu)的柱狀晶；球狀晶組織的質(zhì)量與性能比樹枝狀結(jié)構(gòu)的等軸晶要好。（2）枝晶間距，尤其二次枝晶間距細(xì)化，對(duì)改善偏析和夾雜物有顯著效果。（二）等軸晶組織的獲得和細(xì)化一）控制澆注條件1.采用較低的澆注溫度a.游離晶不被重熔；b.過熱度小能產(chǎn)生多的游離晶2.采用合適的澆注工藝加強(qiáng)沖刷作用，增加游離二）鑄型性質(zhì)及控制冷卻條件1.鑄型激冷能力（蓄熱系數(shù)）激冷能力對(duì)凝固組織的影響與鑄件壁厚和液態(tài)金屬的導(dǎo)熱性有關(guān)。薄壁件，鑄型蓄熱系數(shù)大，整體生核能力強(qiáng)，可細(xì)化等軸晶壁厚件或合金導(dǎo)熱性差，鑄型的激冷只產(chǎn)生于鑄件的表面層。這時(shí)鑄型冷卻能力的影響有矛盾:一方面，低蓄熱系數(shù)有利于凝固初期激冷晶游離，同時(shí)內(nèi)部溫度梯度變小，凝固區(qū)域加寬，從而對(duì)增加等軸晶有利；另一方面，減慢熱量散失，減少等軸晶數(shù)量。一般前者為主。2.液態(tài)金屬與鑄型表面的潤濕角潤濕性好，即接觸角小，鑄型表面易形成穩(wěn)定的凝固殼，有利于柱狀晶形成和生長。反之，有利于形成等軸晶。3.鑄型表面粗糙度表面粗糙度提高，柱狀晶尺寸減少，等軸晶面積率提高。4.懸浮鑄造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，它們均勻分布于液態(tài)中起到激冷作用，加速液態(tài)金屬的冷卻，促進(jìn)等軸晶的形成和細(xì)化。三）孕育處理孕育的定義：向合金液中添加少量的物質(zhì)以便改善結(jié)晶組織和提高機(jī)械性能和工藝性能的一種常用方法。孕育與變質(zhì)的關(guān)系鑄鐵稱孕育；有色稱變質(zhì)孕育是通過非均質(zhì)形核和晶粒游離實(shí)現(xiàn)細(xì)化；變質(zhì)是改變晶體生長形態(tài)而使組織獲得改善細(xì)化是通過孕育或變質(zhì)而使結(jié)晶組織細(xì)小化1.具有非均質(zhì)形核功能的晶粒細(xì)化劑（1）起形核作用，增加核的數(shù)量2.具有強(qiáng)成分過冷的晶粒細(xì)化劑作為溶質(zhì)加入合金液。其特點(diǎn)是偏析系數(shù)很大，很容易產(chǎn)生縮頸，增加晶粒的游離與增殖；溶質(zhì)在生長前沿富集可降低而抑制晶體生長或改變晶體的生長形態(tài)。（2）通過與液金屬的相互作用產(chǎn)生非均質(zhì)晶核的生核劑a.細(xì)化劑能與液相中某些元素組成穩(wěn)定的化合物能促進(jìn)非均質(zhì)形核b.通過在液相中造成很大的微富區(qū)而迫使結(jié)晶相提前彌散析出的生核劑

單孔中心澆注單孔沿型壁澆注六孔沿型壁澆注不同澆注方法引起不同的鑄件凝固組織

水流冷卻的斜板澆注方法（效果更佳）懸浮澆注用渦流導(dǎo)入法的澆注系統(tǒng)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(fù)合鐵合金鋁合金Ti,Zr,Ti+B,Ti+CTi:0.15;Zr:0.2；復(fù)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

合金常用孕育劑的主要元素情況

孕育處理工藝孕育處理：什么時(shí)候放入孕育劑？孕育衰退：隨時(shí)間延長，孕育效果衰退提高孕育效果

孕育溫度：低溫

后期孕育（瞬時(shí)孕育）

型內(nèi)孕育：孕育劑放置的位置、孕育劑的量

料中加入孕育劑（提高鑄件表面質(zhì)量）四）用動(dòng)態(tài)結(jié)晶獲得細(xì)小的等軸晶1.振動(dòng)結(jié)晶振動(dòng)對(duì)結(jié)晶作用破壞熔液與鑄型之間的氣膜和氧化膜，使溶液潤濕鑄型并密切接觸型壁，利于型壁大量形核觸發(fā)晶粒從型壁上脫落，促進(jìn)晶體游離振動(dòng)動(dòng)力源機(jī)械振動(dòng)電磁振動(dòng)超聲振動(dòng)振動(dòng)方式振動(dòng)鑄型振動(dòng)澆口杯振動(dòng)器插入熔液2.攪拌對(duì)于連續(xù)鑄錠或澆注大型鑄錠，對(duì)型壁附近的液面施加強(qiáng)烈的機(jī)械攪拌對(duì)于異形鑄件，可通入惰性氣體，讓氣泡上浮排出液面起攪拌作用3.利用旋轉(zhuǎn)磁場(chǎng)使熔體旋轉(zhuǎn)磁力線來切割，使液態(tài)金屬?zèng)_刷型壁和凝固層，獲得大量游離晶五）二次枝晶間距的細(xì)化一次枝晶間距對(duì)機(jī)械性能的影響不如二次間距重要，細(xì)化等軸晶的措施可以促進(jìn)二次間距的細(xì)化。三、柱狀晶及單晶的獲得（一）單向凝固的條件（1）嚴(yán)格的單向散熱（2）不產(chǎn)生成分過冷，及溫度梯度與生長速度的比值要大（3）合金液有足夠高的純度，避免對(duì)流、攪拌和振動(dòng)（二）單向凝固過程中的枝晶間距控制只能提高（二）單向凝固方法提高溫度梯度途徑實(shí)現(xiàn)（1）對(duì)已凝固部分強(qiáng)制冷（2）提高固液界面液相一側(cè)的熔體溫度（3）將界面液相一側(cè)的高溫環(huán)境與固相一側(cè)的低溫環(huán)境隔開，保證溫度梯度維持高的水平（4）側(cè)向絕熱，保證固液界面保持在宏觀的同一水平高度上單向凝固方法爐外單向凝固爐內(nèi)單向凝固降低功率法（P.D法）快速凝固法（H.R.S法）液態(tài)金屬冷卻法（L.M.C法）制備單晶體有兩種方法

1）尖端形核法模子尖端首先移出爐外緩慢冷卻，于尖端處產(chǎn)生一個(gè)晶核。隨著模子向右緩慢移動(dòng)，晶核向左定向生長成單晶體。晶體內(nèi)容易產(chǎn)生應(yīng)力或寄生形核，很少用于制備質(zhì)量要求高的單晶。將籽晶接觸熔體表面，在籽晶與熔體間形成固液界面，由于籽晶的定向傳熱作用，液相原子將在固液界面上凝固，隨著籽晶的提拉上升，單晶體便在籽晶下部生長出來。晶體內(nèi)部應(yīng)力小，并可避免在坩堝壁上寄生形核，可制得高質(zhì)量的單晶。2）垂直提拉法單晶定向凝固柱狀晶等軸多晶體第六章鑄件結(jié)晶成分的不均勻性偏析定義分類危害與平均濃度偏離情況根據(jù)區(qū)域不同正偏析負(fù)偏析顯微偏析宏觀偏析偏析：在結(jié)晶過程中發(fā)生化學(xué)成分的不均勻現(xiàn)象稱為偏析。（偏離原始成分的析出）偏析不利面：偏析會(huì)對(duì)鑄件的力學(xué)性能、切削加工性能、抗裂性能以及耐腐蝕性能等有著不同程度的損害。偏析有益面：例如利用偏析現(xiàn)象可以凈化或提純金屬等。

一、顯微偏析顯微偏析晶內(nèi)偏析（枝晶偏析）晶界偏析胞狀偏析分類

微觀偏析，又稱短程偏析，是指微小范圍（約一個(gè)晶粒范圍）內(nèi)的化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象，一般在一個(gè)晶粒尺寸范圍左右。晶內(nèi)偏析（枝晶偏析）在常規(guī)的鑄件條件下，合金一般是非平衡結(jié)晶過程。對(duì)于溶質(zhì)分配系數(shù)（k0＜1）的合金，晶粒中心與主干部分由于最先結(jié)晶，因此溶質(zhì)含量最低，而分枝之間為晶粒外層部分，是后結(jié)晶部分，溶質(zhì)含量逐次增多。這樣就使得整個(gè)晶粒在內(nèi)外層之間存在著成分的差異。

晶內(nèi)偏析形成過程溶質(zhì)分布特點(diǎn)影響晶內(nèi)偏析因素固相有擴(kuò)散，液相均勻混合枝晶間距的一半局部凝固時(shí)間

冷卻速度對(duì)枝晶偏析也有重要的影響，在其他條件相同時(shí)，冷卻速度越大，過冷越大，開始結(jié)晶的溫度越低，原子的擴(kuò)散能力越小，溶質(zhì)擴(kuò)散越不充分，枝晶偏析就越嚴(yán)重；但當(dāng)冷卻速度大到一定程度后，隨著冷卻速度的增加，枝晶偏析的程度反而有所減小，甚至消除。這是由于冷卻速度大到某一臨界值后，擴(kuò)散過程不僅在固相中難以進(jìn)行，而且在液相中也受到抑制，使合金進(jìn)入了所謂的“無擴(kuò)散結(jié)晶”階段。此時(shí)的結(jié)晶類似于純金屬的凝固過程。

冷卻速度對(duì)鑄錠中Ca偏析的影響

(a)Mg-Ca合金，

(b)Mg-Al-Ca合金，影響枝晶偏析的主要因素是、、和。表達(dá)偏析程度的方法偏析系數(shù)偏析度Se消除偏析的方法長時(shí)間保溫偏析比SR二晶界偏析兩種情況晶界位置與生長方向平行晶粒相對(duì)生長，互相接近兩個(gè)晶粒并排生長，晶界平行于生長方向，由于表面張力平衡條件的要求，在晶界與液相的接觸處出現(xiàn)凹槽，深度可到10-8cm，此處有利于溶質(zhì)原子的富集，凝固后就形成了晶界偏析。兩個(gè)晶粒相對(duì)生長，彼此相遇而形成晶界。兩個(gè)晶粒結(jié)晶時(shí)所排出的溶質(zhì)（k0＜1）就富集在晶界上。這樣，在最后凝固的晶界部分將含有較多的溶質(zhì)和其他低熔點(diǎn)物質(zhì)，從而造成晶界偏析。合金在凝固過程按柱狀晶生長時(shí)，柱狀晶界面之間有著明顯的晶界偏析。二、宏觀偏析宏觀偏析正常偏析逆偏析比重偏析產(chǎn)生宏觀偏析原因鑄件的結(jié)晶初期，由固相或液相的沉浮而引起區(qū)域性的化學(xué)成分不均在固－液兩相區(qū)內(nèi)液體沿枝晶的遷移運(yùn)動(dòng)而引起區(qū)域性化學(xué)成分不均考慮熔體在枝晶間存在流動(dòng)，分布規(guī)律可用公式表達(dá)：無宏觀偏析正偏析負(fù)偏析V型偏析和逆V型偏析帶狀偏析凝固收縮率等溫線移動(dòng)速度液體延u方向的流動(dòng)分速度

宏觀偏析，又稱長程偏析或區(qū)域偏析，是指較大尺寸范圍內(nèi)的化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。（一）正常偏析對(duì)于分配系數(shù)小于1的合金，鑄件先結(jié)晶的區(qū)域的溶質(zhì)濃度低于后結(jié)晶的區(qū)域，按照溶質(zhì)再分配規(guī)律，這是正常現(xiàn)象，稱之為正常偏析。合金以樹枝界面生長時(shí)，故與單向凝固相比，其正偏析傾向小，但顯微偏析傾向大。利用正常偏析現(xiàn)象，可對(duì)金屬進(jìn)行精煉提純?！皡^(qū)域法”就是利用正常偏析的規(guī)律發(fā)展起來的。

（二）逆偏析（反偏析）分配系數(shù)小于1的合金，雖然結(jié)晶是由最外層逐漸向內(nèi)進(jìn)行的，但在外層的一定范圍內(nèi)溶質(zhì)濃度分布由外向內(nèi)逐漸降低，這恰好與正常偏析相反，故為逆偏析。能產(chǎn)生逆偏析的合金及凝固特點(diǎn)：凝固區(qū)域?qū)挘粯渲Ш艽执?；較大的凝固收縮率；合金中氣體含量高防止或減少逆偏析途徑：1.增大冷卻速度，或向合金添加晶粒細(xì)化劑2.減少液態(tài)金屬在結(jié)晶過程中所受的壓力，包括減少合金的含氣量3.結(jié)晶溫度范圍小的合金三、比重偏析定義：合金熔體中析出的晶體與周圍的熔體之間有明顯的密度差時(shí)，或熔體中存在著密度有明顯差別的兩種液相（互不相溶）時(shí)，它們?cè)谥亓Φ淖饔孟戮蜁?huì)造成鑄件化學(xué)成分的不均勻性。這種由于重力作用而產(chǎn)生的化學(xué)成分不均勻稱為重力偏析或比重偏析。重力偏析的危害：重力偏析影響到鑄件的使用和加工，嚴(yán)重時(shí)甚至?xí)霈F(xiàn)剝落現(xiàn)象。防止或減輕重力偏析，可采取以下措施：（2）加入能阻礙初晶沉浮的合金元素。例如，在Cu-Pb合金中加少量Ni，能使Cu固溶體枝晶首先在液體中形成枝晶骨架，從而阻止Pb下沉。再如Pb-17%Sn合金中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%的Cu，可形成CuPb骨架，也可減輕或消除重力偏析。

（1）增加鑄件的冷卻速度，縮短合金處于液相的時(shí)間，使初生相來不及上浮或下沉。（3）澆注前對(duì)液態(tài)合金進(jìn)行充分?jǐn)嚢?，并盡量降低合金的澆注溫度和澆注速度（加快冷卻速率）。幾個(gè)容易出現(xiàn)錯(cuò)誤的概念：正偏析，負(fù)偏析；正常偏析，反偏析（逆偏析）；偏析系數(shù)，偏析比，偏析度。

第7章

鑄件的化學(xué)成分不均勻性

偏析：在結(jié)晶過程中發(fā)生化學(xué)成分的不均勻現(xiàn)象稱為偏析。根據(jù)偏析的分布特點(diǎn)可分為：

微觀偏析晶內(nèi)偏析晶界偏析

宏觀偏析正常偏析逆偏析比重偏析

偏析的危害：偏析會(huì)對(duì)鑄件的力學(xué)性能、切削加工性能、抗裂性能以及耐腐蝕性能等有著程度不同的損害。偏析現(xiàn)象也有有益的一面，例如利用偏析現(xiàn)象可以凈化或提純金屬等。

7.1微觀偏析

微觀偏析，又稱短程偏析，是指微小范圍（約一個(gè)晶粒范圍）內(nèi)的化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象，一般在一個(gè)晶粒尺寸范圍左右。按位置不同可分為

晶內(nèi)偏析（枝晶偏析）

晶界偏析

7.1.1晶內(nèi)偏析（枝晶偏析）在常規(guī)的鑄件條件下，合金是按照非平衡的結(jié)晶過程結(jié)晶的。對(duì)于溶質(zhì)分配系數(shù)的合金，晶粒中心與主干部分由于最先結(jié)晶，因此溶質(zhì)含量最低，而分枝之間為晶粒外層部分，是后結(jié)晶部分，溶質(zhì)含量逐次增多。這樣就使得整個(gè)晶粒在內(nèi)外層之間存在著成分得差異。

樹枝狀晶各截面的溶質(zhì)等濃度線

研究表明，合金以枝晶方式生長時(shí)，在整個(gè)晶粒有90%以上的熔體是以充填分枝之間的方式結(jié)晶的，即由枝晶的側(cè)面結(jié)晶，枝晶的側(cè)面生長往往接近于平面方式。因此，各組元在枝干中心與其邊緣之間的濃度分布可近似地用Scheil方程式進(jìn)行描述。

應(yīng)指出的是，Scheil方程式是在假定固相無擴(kuò)散而液相均勻混合的條件下推導(dǎo)出來的。當(dāng)考慮到固相有擴(kuò)散時(shí)，界面上固相的溶質(zhì)濃度與其固相分?jǐn)?shù)之間的關(guān)系可由下式描述：

討論：

影響枝晶偏析的主要因素是、、和。若與1偏離越遠(yuǎn)，或越小，則偏析越嚴(yán)重。通常用值定性地衡量枝晶偏析的程度。越大，偏析就越嚴(yán)重。稱為偏析系數(shù)。P、S、B、C等元素在Fe中的偏析系數(shù)分別為0.94、0.90、0.87、0.74，這幾種元素往往容易在鋼中產(chǎn)生偏析。

晶內(nèi)偏析的量化指標(biāo)通常采用偏析比表示，所謂偏析比是指晶內(nèi)最高溶質(zhì)濃度與最低溶質(zhì)濃度之比值，即：值越大，表示偏析越嚴(yán)重。

冷卻速度對(duì)枝晶偏析也有重要的影響，在其他條件相同時(shí)，冷卻速度越大，過冷越大，開始結(jié)晶的溫度越低，原子的擴(kuò)散能力越小，溶質(zhì)擴(kuò)散越不充分，枝晶偏析就越嚴(yán)重；但當(dāng)冷卻速度大到一定程度后，隨著冷卻速度的增加，枝晶偏析的程度反而有所減小，甚至消除。

冷卻速度對(duì)鑄錠中Ca偏析的影響

(a)Mg-Ca合金，

(b)Mg-Al-Ca合金，

這是由于冷卻速度大到某一臨界值后，擴(kuò)散過程不僅在固相中難以進(jìn)行，而且在液相中也受到抑制，使合金進(jìn)入了所謂的“無擴(kuò)散結(jié)晶”階段。此時(shí)的結(jié)晶類似于純金屬的凝固過程。

預(yù)防與消除措施：晶內(nèi)偏析是一種不平衡狀態(tài)，如果能使溶質(zhì)充分?jǐn)U散即可消除。把鑄件加熱到低于固相線100～200℃，長期保溫，即進(jìn)行擴(kuò)散退火則可減輕或消除晶內(nèi)偏析。7.1.2晶界偏析

在許多情況下，晶粒內(nèi)部偏析并不明顯，而晶界偏析卻十分明顯。鑄件在結(jié)晶過程中，產(chǎn)生晶界偏析的情況有以下兩種：

1、晶界位置與晶粒生長方向平行

兩晶粒并排生長

兩個(gè)晶粒并排生長，晶界平行于生長方向，由于表面張力平衡條件的要求，在晶界與液相的接觸處出現(xiàn)凹槽，深度可到10-8cm，此處有利于溶質(zhì)原子的富集，凝固后就形成了晶界偏析。2、晶粒相碰形成的晶界偏析

兩晶粒對(duì)面生長

如圖所示，兩個(gè)晶粒相對(duì)生長，彼此相遇而形成晶界。兩個(gè)晶粒結(jié)晶時(shí)所排出的溶質(zhì)（k0＜1）就富集在晶界上。這樣，在最后凝固的晶界部分將含有較多的溶質(zhì)和其他低熔點(diǎn)物質(zhì)，從而造成晶界偏析。合金在凝固過程按柱狀晶生長時(shí)，柱狀晶界面之間有著明顯的晶界偏析。

晶界偏析與晶內(nèi)偏析形成原因基本相同，都屬于微觀偏析，因此，它們的影響因素也基本一樣。這類偏析除個(gè)別情況有益外（如改善耐磨性），一般都有害。它們會(huì)導(dǎo)致鑄件的力學(xué)性能降低，特別是塑性和沖擊韌性的降低，增加合金的熱裂傾向，甚至使金屬不易進(jìn)行熱加工。

晶界偏析的預(yù)防和消除方法同晶內(nèi)偏析所采用的措施相同，即細(xì)化晶粒和均勻化退火。但是晶界上存在的穩(wěn)定化合物，如氧化物、硫化物和某些碳化物，即使采用均勻化退火往往也無法消除，因此，對(duì)這些化合物引起的晶界偏析，應(yīng)該從減少合金中的氧和硫的含量著手。

7.2宏觀偏析

宏觀偏析，又稱長程偏析或區(qū)域偏析，是指較大尺寸范圍內(nèi)的化學(xué)成分不均勻現(xiàn)象。按其表現(xiàn)形式可分為三種基本類型：

正常偏析（正偏析）

逆偏析（反偏析）

比重偏析（重力偏析）

產(chǎn)生宏觀偏析的原因：

①在鑄件（錠）的結(jié)晶初期，由固相或液相的

沉浮而引起區(qū)域性的化學(xué)成分分布不均；

②在固-液兩相區(qū)內(nèi)液體沿枝晶的遷移運(yùn)動(dòng)而引起區(qū)域性化學(xué)成分分布不均。

一般地說，熔體在結(jié)晶前的初始溫度是不均勻的。冷