第一章凝固热力学 - 材料科学和工程ppt课件

1、第二章第二章 材料凝固理论材料凝固理论主要内容：主要内容： 材料凝固概述材料凝固概述凝固的热力学基础凝固的热力学基础形核形核生长生长溶质再分配溶质再分配共晶合金的凝固共晶合金的凝固金属及合金的凝固方式金属及合金的凝固方式凝固成形的应用凝固成形的应用材料成形技术基础第一节第一节 材料凝固概述材料凝固概述一、凝固成形的基本问题和发展概况1、基本问题：凝固组织的形成与控制铸造缺陷的防止与控制铸件尺寸精度与表面粗糙度控制 控制铸件的凝固组织是凝固成形中的一个基本问题。目前已建立了许多控制组织的方法，如孕育、动态结晶、定向凝固等。第一节第一节 材料凝固概述材料凝固概述一、凝固成形的基本问题和发展概况1、

2、基本问题：凝固组织的形成与控制铸造缺陷的防止与控制铸件尺寸精度与表面粗糙度控制 缩孔、缩松；偏析缺陷；裂纹。还有许多缺陷，如夹杂物、气孔、冷隔等，出现在填充过程中，它们不仅与合金种类有关，而且，还与具体成形工艺有关。第一节第一节 材料凝固概述材料凝固概述一、凝固成形的基本问题和发展概况1、基本问题：凝固组织的形成与控制铸造缺陷的防止与控制铸件尺寸精度与表面粗糙度控制 铸件尺寸精度和表面粗糙度由于受到诸多因素如铸型尺寸精度及型腔表面粗糙度、液体金属与铸型表面的反应、凝固热应力、凝固收缩等的影响和制约，控制难度很大。 2、发展概况：金属凝固理论的发展凝固技术的发展计算机的应用 近四十年来，从传热、

3、传质和固液界面三个方面进行研究，使金属凝固理论有了很大的发展，例如：建立了铸件冷却速度和晶粒度以及晶粒度与力学性能之间的一些函数关系，为控制铸造工艺参数和铸件力学性能创造了条件。 2、发展概况：金属凝固理论的发展凝固技术的发展计算机的应用 典型代表就是定向凝固技术、快速凝固技术和复合材料的获得。此外，还有半固态金属铸造成形技术等。 2、发展概况：金属凝固理论的发展凝固技术的发展计算机的应用 凝固过程数值模拟技术；快速样件制造技术；过程和设备运行的计算机控制。二、凝固过程中材料的物理性质 与晶体结构的变化 体积改变 外形改变 熵值改变 产生凝固潜热 晶体结构改变 发生溶质再分配 大多数材料在经历

4、液固转变时，其体积将缩小35，原子的平均间距减小11.7，导致缺陷形成的主要原因之一。二、凝固过程中材料的物理性质 与晶体结构的变化 体积改变 外形改变 熵值改变 产生凝固潜热 晶体结构改变 发生溶质再分配 材料发生液固转变后，其外形将保持容器的形状，这就是铸造古老而又年轻的工艺手段。二、凝固过程中材料的物理性质 与晶体结构的变化 体积改变 外形改变 熵值改变 产生凝固潜热 晶体结构改变 发生溶质再分配 表示一个体系的紊乱程度，熵值越大，体系越紊乱。当材料发生液固转变时，熵值将减小，说明固体比液体的结构更“整齐”。二、凝固过程中材料的物理性质 与晶体结构的变化 体积改变 外形改变 熵值改变 产

5、生凝固潜热 晶体结构改变 发生溶质再分配亚共晶灰铸铁冷却曲线二、凝固过程中材料的物理性质 与晶体结构的变化 体积改变 外形改变 熵值改变 产生凝固潜热 晶体结构改变 发生溶质再分配1200时液态金属原子的状态1500时液态金属原子的状态二、凝固过程中材料的物理性质 与晶体结构的变化 体积改变 外形改变 熵值改变 产生凝固潜热 晶体结构改变 发生溶质再分配凝固过程的溶质再分配第二节第二节 凝固的热力学基础凝固的热力学基础一、状态函数的概念一、状态函数的概念 1、热力学函数与状态函数、热力学函数与状态函数状态函数状态函数关关只与体系所处的状态有只与体系所处的状态有无关无关与过程经历的“历程”与过程

6、经历的“历程”有关有关与过程经历的“历程”与过程经历的“历程”热力学函数热力学函数,21)(VVdVVpW第二节第二节 凝固的热力学基础凝固的热力学基础一、状态函数的概念一、状态函数的概念 热力学函数与状态函数热力学函数与状态函数状态函数状态函数关关只与体系所处的状态有只与体系所处的状态有无关无关与过程经历的“历程”与过程经历的“历程”有关有关与过程经历的“历程”与过程经历的“历程”热力学函数热力学函数,21)(VVdVVpW体系的吉布斯Gibbs自由能热焓，体系等压过程中热量的变化热量和温度的熵值，反映体系紊乱程度体系的体积 体系的温度体系的压力 等压热容二、状态函数间的关系pp)TH(CT

7、dSdHdGVdpTdSdHSdTVdpdGTPCPVSHG三、自发过程三、自发过程判据一、判据一、Helmholtz自由能最低原理：自由能最低原理： 等温等容条件下体系的自由能永不等温等容条件下体系的自由能永不增大；自发过程的方向力图减低体系的增大；自发过程的方向力图减低体系的自由能，平衡的标志是体系的自由能为自由能，平衡的标志是体系的自由能为极小。极小。判据二、判据二、Gibbs自由能判据：自由能判据： 等温等压条件下，一个只做体积功等温等压条件下，一个只做体积功的体系，其自由能永不增大；自发过程的体系，其自由能永不增大；自发过程的方向是使体系自由能降低，当自由能的方向是使体系自由能降低，

8、当自由能降到极小值时，体系达到平衡。降到极小值时，体系达到平衡。四、界面张力四、界面张力 物体与物体接触时都会形成分界面，分界面上原子受力不平衡，合力则指向物体内部，使接触面产生自动缩小的趋势。液气界面原子受力作用示意 可以这样理解界面张力：不同物体接触的界面如同一张具有弹性的膜，该膜总是力图使界面的面积减小。bFbF0）界面张力（mN 从能量角度：AEEWAlblFW）比表面能（2mJlFb简单的薄膜拉伸试验 可以这样理解界面张力：不同物体接触的界面如同一张具有弹性的膜，该膜总是力图使界面的面积减小。bFbF0）界面张力（mN从能量角度：AEEWAlblFW）比表面能（2mJ固体表面的液滴及

9、表面张力的示意根据力的平衡原理：LGLSSGLGLSSGcoscos表表现现为为不不润润湿湿情情况况。，表表现现为为润润湿湿情情况况。,900cos,90, 0cos,00LSSGLSSG又又称称润润湿湿角角。接接触触角角 一、凝固的热力学条件一、凝固的热力学条件等压条件下有：等压条件下有：0)(STGpppTHCTdSdHdGVdpTdSdHSdTVdpdG)(TCTHTTSTHSpppp)(1)(1)(0)()(22TCTSTGppp又：又： 第三节第三节 形核形核 等压条件下，体系自由能随温度升高而降低，且液态金属自由能随温度降低的趋势大于固态金属。一、凝固的热力学条件一、凝固的热力学条

10、件等压条件下有：等压条件下有：0)(STGpppTHCTdSdHdGVdpTdSdHSdTVdpdG)(TCTHTTSTHSpppp)(1)(1)(0)()(22TCTSTGppp又：又： 纯金属液、固两相自由能随温度的变化 在熔点附近凝固时，热焓和熵值随温度的变化可忽略不计，则有：mmmmmmmmTHS:,GTTSTHG故故时，时，当，当0ppTHCTdSdHdGVdpTdSdHSdTVdpdG)(mmmmmTTHTTHG)1 (即即过过冷冷度度式式中中：,TTTmm 过冷度T为金属凝固的驱动力，过冷度越大，凝固驱动力越大；金属不可能在TTm时凝固。二、自发形核二、自发形核 1、经典相变动力

11、学理论 根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力Gm作用下，从高自由能GL的液态结构转变为低自由能GS的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒Gd，才能使凝固过程得以实现。 整个液相的凝固过程，就是原子在相变驱动力Gm驱使下，不断借助能量起伏以克服能垒Gd，并通过形核和长大的方式而实现的转变过程。GdGLGS0原子位置aGdGm凝固过程的吉布斯自由能的变化二、自发形核二、自发形核1、经典相变动力学理论 根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力Gm作用下，从高自由能GL的液态结构转变为低自由能GS的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒Gd，才能使凝固过程得以实现。 整个液相的凝固过程，就是

12、原子在相变驱动力Gm驱使下，不断借助能量起伏以克服能垒Gd，并通过形核和长大的方式而实现的转变过程。2、临界形核功与临界晶核半径、临界形核功与临界晶核半径AVGGGGLSmiv晶核表面积固、液界面张力；晶核体积；差；单位体积固、液自由能式中AVGLSm为球半径式中当晶核为球形时：rrGrGLSm23434晶核表面积固、液界面张力；晶核体积；差；单位体积固、液自由能式中AVGLSm晶核表面积固、液界面张力；晶核体积；差；单位体积固、液自由能式中AVGLSm晶核表面积固、液界面张力；晶核体积；差；单位体积固、液自由能式中AVGLSm为球半径式中当晶核为球形时：rrGrGLSm23434表面自由能体

13、积自由能晶胚晶核G*G*rr原子半径与吉布斯自由能的关系即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS

14、*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r即即临临界界晶晶核核表表面面积积式式中中式式得得：代代入入将将得得：令令求求导导得得：对对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGr

15、AGrGrGrGGmLS*G2r即临界晶核表面积式中式得：代入将得：令求导得：对22*LS*2m3LS*2)(16)(4A31）G(316G084mLSLSmGrAGrGrGrGGmLS*G2r 临界形核功相当于表面能的临界形核功相当于表面能的1/31/3，这意，这意味着固、液之间自由能差只能供给形成味着固、液之间自由能差只能供给形成临界晶核所需表面能的临界晶核所需表面能的2/32/3，其余，其余1/31/3的的能量靠能量起伏来补足。能量靠能量起伏来补足。GdGLGS0原子位置aGdGm凝固过程的吉布斯自由能的变化LS31LS32三、三、 非自发形核非自发形核1、临界晶核半径与形核功LSCSL

16、CLSCSLCcoscosLCLSCSrdr2A1ALSCSLCLSCSLCcoscos3coscos32)cos()sin()cos1(2)(sin2()sin(330220221rrrdrVrrdrArA3coscos32)cos()sin()cos1(2)(sin2()sin(330220221rrrdrVrrdrArA3coscos32)cos()sin()cos1(2)(sin2()sin(330220221rrrdrVrrdrArA3coscos32)cos()sin()cos1(2)(sin2()sin(330220221rrrdrVrrdrArA3coscos32)cos()s

17、in()cos1(2)(sin2()sin(330220221rrrdrVrrdrArAivmvLCCSLSiCSLSLCGGGGVGAAAGAAA有：而：则：晶核形成后：晶核形成前：112121ivmvLCCSLSiCSLSLCGGGGVGAAAGAAA有：而：则：晶核形成后：晶核形成前：112121ivmvLCCSLSiCSLSLCGGGGVGAAAGAAA有：而：则：晶核形成后：晶核形成前：112121ivmvLCCSLSiCSLSLCGGGGVGAAAGAAA有：而：则：晶核形成后：晶核形成前：112121ivmvLCCSLSiCSLSLCGGGGVGAAAGAAA有：而：则：晶核形成

18、后：晶核形成前：112121)4coscos32()434(cos32321LSmLSCSLCrGrGAAV整整理理得得：并并利利用用代代入入上上式式，、分分别别将将)4coscos32()434(cos32321LSmLSCSLCrGrGAAV整整理理得得：并并利利用用代代入入上上式式，、分分别别将将)4coscos32(3162, 0323*mLSmLSGGGrdrGd得：令)4coscos32(3162, 0323*mLSmLSGGGrdrGd得：令)4coscos32(3162,0323*mLSmLSGGGrdrGd得：令)coscos32(41)(),(3*ffGGhohe其中形形核

19、核不不起起作作用用。非非自自发发时时：当当即即可可形形核核。无无过过冷冷下下时时：当当,180,00*0*0hoheheGGG4coscos32)(3f式中：形形核核不不起起作作用用。非非自自发发时时：当当即即可可形形核核。无无过过冷冷下下时时：当当,180,00*0*0hoheheGGG四、形核剂四、形核剂、适配度小1晶核的原子间距夹杂的原子间距晶格点阵适配度其中：NCNNCaaaaa晶核的原子间距夹杂的原子间距晶格点阵适配度其中：NCNNCaaaaa晶核的原子间距夹杂的原子间距晶格点阵适配度其中：NCNNCaaaaa晶核的原子间距夹杂的原子间距晶格点阵适配度其中：NCNNCaaaaa%10

20、0、粗粗糙糙度度要要大大2、高高温温稳稳定定性性好好、分分散散性性好好43、高高温温稳稳定定性性好好、分分散散性性好好43意图不同曲面衬底上形核示第四节第四节 生长生长一、固液界面结构粗糙界面：微观粗糙、宏观光滑； 将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类光滑界面：微观光滑、宏观粗糙； 将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属Bi、Sb、Si属于此类LTm10nm5 . 0 粗糙界面 第四节第四节 生长生长一、固液界面结构粗糙界面：微观粗糙、宏观光滑； 将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类光滑界面：微观光滑、宏观粗糙； 将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属Bi、Sb、Si属于此类m10 粗

21、糙界面 第四节第四节 生长生长一、固液界面结构粗糙界面：微观粗糙、宏观光滑； 将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类光滑界面：微观光滑、宏观粗糙； 将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属Bi、Sb、Si属于此类LTm10nm5 . 0 光滑界面 第四节第四节 生长生长一、固液界面结构粗糙界面：微观粗糙、宏观光滑； 将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类光滑界面：微观光滑、宏观粗糙； 将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属Bi、Sb、Si属于此类m10 光滑界面 第四节第四节 生长生长一、固液界面结构粗糙界面：微观粗糙、宏观光滑； 将生长成为光滑的树枝；大部分金属属于此类光滑界面：微观光滑、

22、宏观粗糙； 将生长成为有棱角的晶体；非金属、类金属Bi、Sb、Si属于此类判据Jackson成成正正比比与与熔熔融融熵熵值值即即mmmmSSkSkTHxxxxxxNkTG)()()1ln()1(ln)1(0成成正正比比与与熔熔融融熵熵值值即即mmmmSSkSkTHxxxxxxNkTG)()()1ln()1(ln)1(0成成正正比比与与熔熔融融熵熵值值即即mmmmSSkSkTHxxxxxxNkTG)()()1ln()1(ln)1(0玻玻耳耳兹兹曼曼常常数数界界面面上上原原子子沉沉积积几几率率位位置置数数界界面面上上实实际际占占据据的的原原子子位位置置数数界界面面上上可可被被占占据据的的原原子子k

23、NNxNNAA,配配位位数数固固体体内内部部一一个个原原子子的的子子的的配配位位数数界界面面上上表表面面层层一一个个原原结结合合能能一一个个固固体体原原子子所所具具有有的的一一个个原原子子的的熔熔化化熵熵值值变变化化固固液液界界面面相相对对自自由由能能式式中中：0HSGmS玻玻耳耳兹兹曼曼常常数数界界面面上上原原子子沉沉积积几几率率位位置置数数界界面面上上实实际际占占据据的的原原子子位位置置数数界界面面上上可可被被占占据据的的原原子子kNNxNNAA,玻玻耳耳兹兹曼曼常常数数界界面面上上原原子子沉沉积积几几率率位位置置数数界界面面上上实实际际占占据据的的原原子子位位置置数数界界面面上上可可被被

24、占占据据的的原原子子kNNxNNAA,配配位位数数固固体体内内部部一一个个原原子子的的子子的的配配位位数数界界面面上上表表面面层层一一个个原原结结合合能能一一个个固固体体原原子子所所具具有有的的一一个个原原子子的的熔熔化化熵熵值值变变化化固固液液界界面面相相对对自自由由能能式式中中：0HSGmS玻玻耳耳兹兹曼曼常常数数界界面面上上原原子子沉沉积积几几率率位位置置数数界界面面上上实实际际占占据据的的原原子子位位置置数数界界面面上上可可被被占占据据的的原原子子kNNxNNAA,x界界面面上上原原子子沉沉积积几几率率-0.5-0.50 00.50.51.01.01.51.52.02.00 00.20

25、.20.40.40.60.60.80.81 1mSNkTG0 .100 . 50 . 30 . 20 . 15 . 1不同不同 值时值时 与与 间的关系间的关系SG为粗糙界面。为粗糙界面。此时的界面形态被称之此时的界面形态被称之其自由能最小，其自由能最小，半原子位置被沉积时，半原子位置被沉积时，是说有一是说有一被沉积时最小，也就被沉积时最小，也就有有在界面原子位置在界面原子位置时，时，）当）当5021SG为光滑界面。为光滑界面。界面形态被称之界面形态被称之自由能均最小，此时的自由能均最小，此时的这两种情况下，这两种情况下，的空位均被原子占据。的空位均被原子占据。，或几乎所有，或几乎所有很多空位

26、未被原子占据很多空位未被原子占据面上有面上有的两端处，这意味着界的两端处，这意味着界和和于于接近接近的最小值在的最小值在时，时，）当）当1022xGS简单立方晶体的长大过程示意二、生长方式222451aaaGi：位置2222242aaaGi：位置033322aaGi：位置2222424aaaGi：位置222455aaaGi：位置旋旋转转晶晶界界孪孪晶晶沟沟槽槽螺螺型型位位错错晶晶体体中中的的缺缺陷陷二二维维晶晶核核台台阶阶侧侧向向生生长长光光滑滑界界面面连连续续生生长长粗粗糙糙界界面面:晶体的生长方式晶体的生长方式旋旋转转晶晶界界孪孪晶晶沟沟槽槽螺螺型型位位错错晶晶体体中中的的缺缺陷陷二二维维

27、晶晶核核台台阶阶侧侧向向生生长长光光滑滑界界面面连连续续生生长长粗粗糙糙界界面面旋旋转转晶晶界界孪孪晶晶沟沟槽槽螺螺型型位位错错晶晶体体中中的的缺缺陷陷二二维维晶晶核核台台阶阶侧侧向向生生长长光光滑滑界界面面连连续续生生长长粗粗糙糙界界面面旋旋转转晶晶界界孪孪晶晶沟沟槽槽螺螺型型位位错错晶晶体体中中的的缺缺陷陷二二维维晶晶核核台台阶阶侧侧向向生生长长光光滑滑界界面面连连续续生生长长粗粗糙糙界界面面kTR度度晶晶体体长长大大时时动动力力学学过过冷冷生生长长速速度度kkTTR1系系度度与与动动力力学学过过冷冷度度的的关关连连续续生生长长时时晶晶体体生生长长速速LS二二维维晶晶核核台台阶阶孕孕育育期

28、期kTRkTbeR2的的关关系系与与时时依依靠靠二二维维晶晶核核台台阶阶生生长长kTRkTR23kTR的的关关系系与与时时依依靠靠螺螺型型位位错错台台阶阶生生长长kTR与动力学过冷度的关系与动力学过冷度的关系不同生长方式生长速率不同生长方式生长速率三、生长速度一、溶质再分配与平衡分配系数 溶质平衡分配系数 为恒温下固相溶质浓度 与液相溶质浓度 达到平衡时的比值，二元合金中的 可由平衡状态图的液相线与固相线给出，即：0kSCLC0kSLLSmmCCk0二、非平衡凝固时的溶质再分配 假定凝固的任意时刻，固液界面处于局部平衡状态，则有：*0LSCCk 第五节 溶质再分配10LSCCk0CSCLCC固

29、固液液凝固方向凝固方向平衡凝固条件下的溶质分配系数平衡凝固条件下的溶质分配系数第五节第五节 溶质再分配溶质再分配一、溶质再分配与平衡分配系数 溶质平衡分配系数 为恒温下固相溶质浓度 与液相溶质浓度 达到平衡时的比值，二元合金中的 可由平衡状态图的液相线与固相线给出，即：0kSCLC0kSLLSmmCCk0二、非平衡凝固时的溶质再分配 假定凝固的任意时刻，固液界面处于局部平衡状态，则有：*0LSCCk C0k0C0*SC*LC凝固方向凝固方向固固液液1*0LSCCkC非平衡凝固条件下的溶质分配系数非平衡凝固条件下的溶质分配系数三、成份过冷判据 成分过冷：由溶质再分配导致界面前沿平衡温度发生变化而

30、引起的过冷 合金凝固时的成分过冷a)二元平衡相图 b)界面前沿液相溶质富集带c)稳定界面d)非稳定界面铝合金随成分过冷度的增加，凝固界面形态的演变过程a)平界面b)痘点状界面c)狭长胞状界面d)不规则胞状界面e)六角形胞晶f)树枝晶LsLLDkkCmRG00*)1 ( 在固液界面附近，运用Fick扩散定律和平衡温度梯度与液相斜率的关系，可以推导出成分过冷判据：四、成份过冷与晶体生长形态 凝固界面形态分为：平界面、胞状界面、和树枝界面 当合金成分一致时，随 值的减少，晶体形态由平面晶向胞状晶向胞状树枝晶、柱状树枝和等轴树枝晶转变。/LGR 和 对晶体形态的影响/LGRoC“成分过冷与固液界面形貌

31、胞状晶转变为胞状树枝晶五、微观偏析maxminRCSC偏析：金属凝固过程中发生化学成分不均匀的现象偏析程度用偏析比来表示：微观偏析可造成材料本身的冲击韧性、塑性继耐腐蚀性降低有两种情况：晶界与晶体生长方向平行，晶界出现凹槽，溶质富集程度高，如图a；两个晶粒相对生长，相遇前将溶质排出到剩余液相中，使最后凝固部分富含溶质，如图b。六、宏观偏析 宏观偏析通常指整个铸锭或铸件在大于晶粒尺度的大范围内产生的成分不均匀的现象 1、正常偏析：对于 1的合金，外层的一定范围内溶质含量分布由外向内逐渐降低 3、密度偏析：由于重力作用产生的化学成分不均匀的现象。0k0k0k第六节 共晶合金的凝固 共晶型合金分为规

32、则共晶和非规则共晶。 规则共晶由金属金属组成，属小平面共晶； 非规则共晶由金属非金属组成，属非小平面小平面共晶。 不同的合金系中，共晶结晶的方式可分为共生生长和离异生长两种。 对共生生长，结晶时后析出相依附于领先相表面析出，形成具有两相共生界面的双相核心，随后由界面前沿两相间的横向扩散作用，互相为对方提供生长所需组元，以此协同生长。 这一点从共晶系平衡相图中也可看出。a为共晶系平衡组织相图bcd)为吉布斯自由能随温度变化示意图共生生长需要两个基本条件： 两相生长能力接近，且析出相要容易在先析出相上形核和长大。 两组元在界面前沿的横向传输要能保证两相等速生长的需要。 由于实际凝固过程中动力学条件

33、的限制，实际共生区与前示平衡相图上的共生区会有一定差异。通常要小一些，或是不对称。 对称形 非对称形 离异生长是指共晶合金两相生长时，没有共同的生长界面，两相分离并以不同生长速率而结晶。 离异共晶体可分为晶间偏析型和领先相呈球团型两类。 晶间偏析型合金成分偏离共晶点很远，初生相长得很大且很多时，发生共晶反应，而另一相在初生相上继续长出，最终所得组织如图示。 领先相呈球团型是由于领先相为熔点高的金属，且生长界面为各向异性，此时领先相成球团形态，其他相围绕其表面生长，构成“晕圈”。 不完整晕圈的共生生长 封闭晕圈的离异生长 第七节第七节 金属及合金的凝固方式金属及合金的凝固方式一、凝固方式与质量的

34、关系：一、凝固方式与质量的关系： 金属或合金在铸型中凝固时,可以分为液相区、固相区和固液两相区。金属或合金凝固分区示意图 固液两相区较窄时，呈现强烈的得逐层凝固特点；固液两相区较宽时，液相补缩困难，逐层凝固特征不明显。固液两相区宽度对液相补缩的影响a)固液两相区宽度较窄b)固液两相区宽度较宽二、凝固动态曲线与凝固方式 在凝固件横断面处设置温度传感器测定冷却曲线，即温度-时间曲线。据不同断面的冷却曲线，结合该合金的相图，便可以绘出凝固件断面液相线-固相线与凝固时间的关系-凝固动态曲线。 由凝固动态曲线可以看出合金在凝固件中的凝固方式。铸件凝固动态曲线的绘制a)铸件断面的温度-时间曲线b)凝固动态

35、曲线c)某时刻的凝固状工业纯铝铸件断面的凝固动态曲线a)砂型铸造b)金属型铸造三、凝固方式的影响因素： 凝固方式一般由合金固液相线温度间隔和凝固件断面温度梯度两个因素决定。 凝固温度间隔大的合金倾向于糊状凝固；反之倾向于逐层凝固SSS+LS+LLTLTST逐层凝固糊状凝固SSS+LTLTST 第八节第八节 凝固成形的应用凝固成形的应用一、铸造生产过程中的凝固控制一、铸造生产过程中的凝固控制1、充型能力控制充型能力：液态金属充满型腔，获得形完 整、轮廓清晰铸件的能力。影响因素：金属金属性质方面、铸型性质 方面、浇铸条件方面和铸件结 构方面。螺旋形流动性试样结构示意图1-浇口杯；2-低坝；3-直浇

36、道；4-螺旋试样；5-高坝；6-溢流道；7-全压井 衡量金属或合金的流动性，常用螺旋形式样浇铸后得到的长度制来衡量。2、收缩控制：铸件在冷却过程中体积缩小的现象叫收缩。收缩可分成三个阶段：液态收缩、凝固收缩、固态收缩。液态收缩：从浇注温度降低到凝固开始的温度时，发生的体积收缩；凝固收缩：合金再凝固阶段的体积收缩；固态收缩：固态合金因温度降低发生的体积收缩。液态收缩、凝固收缩是引起缩孔、缩松的主要原因，而固态收缩是产生铸造应力、变形和裂纹的主要原因。 合金的收缩量用体收缩率和线收缩率来表示，其定义为：V0，V1合金在温度为T0，T1时的体积；l0，l1合金在温度为T0，T1时的长度；av，al合

37、金在T0T1温度范围的体膨胀系数和线膨胀系数。%100)TT(%100VVV10V010V%100)TT(%100lll10l010l 铸件凝固后，由于合金的收缩，在最后凝固部位会出现孔洞。 体积大而集中的孔洞称为缩孔； 细小而分散的空洞称为缩松。以逐层凝固的圆柱体铸件为例，缩孔的形成过程如图： 生产中常用画“凝固等温线和画“内切圆的方法来近似确定缩孔位置。 其中前一种方法一般用于形状较简单的铸件，而对于稍复杂的铸件，则用后一种方法。将铸件断面上温度相同的点连接而成的曲线，就是凝固等温线。图中涂黑的部分就是缩孔出现的实际位置。内切圆法：铸件壁交接处的内切圆直径大于铸件壁厚，这些地方凝固较晚，缩

38、孔可能在那里生成。铸件的缩松： 缩松是铸件以糊状凝固方式凝固时，最后凝固的区域没能得到液态合金的补充造成的分散、细小的显微缩孔 根据分布形态，缩松分为宏观缩松和微观缩松两类 宏观缩松：指用肉眼或放大镜可以看到的细小孔洞，通常出现在缩孔的下方 微缩缩松：是指分布在枝晶间的微小孔洞，在显微镜下才能看到。 缩孔、缩松的存在都会使铸件受力的有效截面积减小，使铸件强度降低。在生产中应尽量防止或减少缩孔、缩松。 可以利用冒口、冷铁和补贴等工艺措施，并结合运用顺序凝固或同时凝固的工艺原则来实现。3 3、应力控制、应力控制 铸件冷却时因各部分冷却速度不同，造成在同一时刻各部分的收缩量不同，彼此相互制约的结果就

39、产生了应力。按应力形成原因分类：按应力形成原因分类：热应力热应力 铸件在冷却过程中，由于各部分冷铸件在冷却过程中，由于各部分冷却速度不一致，造成收缩量不一致，却速度不一致，造成收缩量不一致，彼此制约的结果，所形成的应力；彼此制约的结果，所形成的应力；相变应力相变应力 铸件冷却过程中发生固态相变的铸件冷却过程中发生固态相变的时间不一致，体积和长度变化的时间时间不一致，体积和长度变化的时间也不一致，彼此制约，形成的应力；也不一致，彼此制约，形成的应力；机械应力机械应力 铸件冷却收缩过程中，线收缩受铸件冷却收缩过程中，线收缩受到机械阻碍而产生的应力。到机械阻碍而产生的应力。框形铸件热应力形成过程第一阶段t0t1）：在高于弹塑性转变阶段，两杆均处于塑性状态，瞬时的应力均可通过塑性变形释放；第二阶段t1t2）：冷却较快的杆II已进入弹性状态，而粗杆I仍处于塑性状态，所以杆II收缩大于杆I，细杆II受拉伸，粗杆I受压缩，形成临时内应力；第三阶段t2t3）：粗杆I温度较高，还会有较大的收缩，细杆II温度较低，收缩较小，所以粗杆I的收缩会受到杆II的强烈阻碍，杆II受压缩，杆I受拉伸，直到