材料成形技术基础学习课程

1、2006-9-7第1页/共137页第一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7液态金属的结构l纯金属的液态结构 原子集团、游离原子、空穴或裂纹组成l实际的液态金属（合金）结构 各种成分的原子集团、游离原子、空穴、裂纹、杂质及气泡组成l液态金属的特点 能量起伏、成分起伏、结构（相）起伏第2页/共137页第二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7液态金属的热物理性质第3页/共137页第三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7间接说明液态金属的结构接近固态间接说明液态金属的结构接近固态而远离气态金属而远离气态金属第4页/共137页第四页，编辑于星期日：二十一点 十分

2、。2006-9-7第5页/共137页第五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7近程有序、远程无序近程有序、远程无序第6页/共137页第六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7液态金属的性质l液态金属的粘滞性（粘度） 1. 粘度的实质及影响因素牛顿液体粘质定律牛顿液体粘质定律( )/xdvF xAdy第7页/共137页第七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l粘度的本质 原子间的结合力l影响粘度的因素 原子离位激活能 原子间的距离 温度 夹杂物及合金元素第8页/共137页第八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7粘度在材料成形过程中的意义l 对液

3、态金属净化的影响u夹杂物和气泡斯托克斯公式斯托克斯公式1212()()PVgV第9页/共137页第九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l对液态合金流动阻力的影响 流体的流动分层流和紊流 雷诺数Re的大小决定 Re2300为紊流，ReTm GSGL 熔化熔化 TTm GST。第45页/共137页第四十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7二、自发形核二、自发形核 液相液相固态：能垒固态：能垒G Gd d 能垒能垒G Gd d的克服，是通过液态内部的温度起伏，即能量的克服，是通过液态内部的温度起伏，即能量起伏来实现的。起伏来实现的。 形核形核：稳定的液相通过温度起伏在

4、一些微小区域内部形成：稳定的液相通过温度起伏在一些微小区域内部形成稳定存在的晶质质点的过程。稳定存在的晶质质点的过程。 两种形核方式两种形核方式：自发形核和非自发形核。：自发形核和非自发形核。 非自发形核是指在不均匀熔体中非自发形核是指在不均匀熔体中依靠外来杂质依靠外来杂质界面或各种界面或各种衬衬底底形核的过程，而自发形核则是指在形核的过程，而自发形核则是指在不借助任何外来界面不借助任何外来界面的的均匀熔体中形核的过程。均匀熔体中形核的过程。 第46页/共137页第四十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 自发形核的物理化学实质是，液体内部出现晶自发形核的物理化学实质是，液体内

5、部出现晶核时，系统的吉布斯自由能变化由固、液核时，系统的吉布斯自由能变化由固、液两相能两相能差差和固、液和固、液界面能差界面能差组成。前者是相变的驱动力，后组成。前者是相变的驱动力，后者则是相变的阻力。者则是相变的阻力。 仅靠液相内部自发形核的过程，需要较大的过冷度仅靠液相内部自发形核的过程，需要较大的过冷度才得以完成。才得以完成。 第47页/共137页第四十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7均质形核热力学均质形核热力学 单位体积的液态金属（合金）单位体积的液态金属（合金）在一定的过冷度在一定的过冷度T T下，其内部下，其内部产生产生1个晶核，并假设晶核为球个晶核，并假设晶核

6、为球形，则体系的吉布斯自由能的变形，则体系的吉布斯自由能的变化为化为32C443VLGrGr 均均均第48页/共137页第四十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7r*称为晶核临界半径称为晶核临界半径0,d Gdr均令得*2*C480VLrGr均均*C2LVrG均*m2HCLmTrT均3S2*C22mT1613HT3LmLGA均*第49页/共137页第四十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7均质形核速率均质形核速率形核率为单位时间、单位体积生成晶核的数目形核率为单位时间、单位体积生成晶核的数目*0If N均*exp()TLBGNNk均0exp()TAsBGfN v

7、pk第50页/共137页第五十页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7*exp()TAsLBGGIvN pNk均均21TIe均第51页/共137页第五十一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7均质形核理论的局限性均质形核理论的局限性均质形核是对纯金属而言的，其过冷度很大，约均质形核是对纯金属而言的，其过冷度很大，约为为0.2Tm纯液态铁的纯液态铁的T=1590T=1590* *0.2=3180.2=318实际上，金属结晶时的过冷度一般为几实际上，金属结晶时的过冷度一般为几分之一摄氏度到几十摄氏度分之一摄氏度到几十摄氏度第52页/共137页第五十二页，编辑于星期日：二十一点

8、 十分。2006-9-7异质形核热力学异质形核热力学cosLSCSCL第53页/共137页第五十三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7()cVCSCSLSCLCLGVGAA 异3230( sin )(cos )(23coscos)3crVrd rr202sin2(1 cos )CLArrdr222( sin )(1 cos)CSArr332423coscos(4)()34VCLrGGr 异( )GG f 异均第54页/共137页第五十四页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7*m22HCLCLmVTrGT异3222m*16( )3H1( )( )3CLmCLTGfTG

9、fAf 异*均第55页/共137页第五十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第56页/共137页第五十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第57页/共137页第五十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第58页/共137页第五十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7异质形核速率及其影响因素异质形核速率及其影响因素2( )fTIe异n过冷度过冷度n界面界面n液体的过热液体的过热及持续时间及持续时间第59页/共137页第五十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 原子数：原子数： n n凸凸 n n平平 n n凹凹形核能力形

10、核能力: : 弱弱 中中 强强第60页/共137页第六十页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7在一定范围内增加过冷度，无论是非自发形核还是自发形核的形核率都会得到显著提高。其中非自发形核比自发形核需要小得多的过冷度。T第61页/共137页第六十一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7形核剂应该具备下述特点：形核剂应该具备下述特点： 1. .失配度小失配度小 衬底晶面总是力图与最相近的晶格常数与键型衬底晶面总是力图与最相近的晶格常数与键型的晶面相结合，有的晶面相结合，有完全共格对应完全共格对应与与半共格对应半共格对应界面。界面。 界面原子间距对应程度可由点阵失配度来衡量。

11、界面原子间距对应程度可由点阵失配度来衡量。三、形核剂 细化金属晶粒，改善材料性能。第62页/共137页第六十二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第63页/共137页第六十三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 当当55时，通过点阵畸变，可以实现晶面两时，通过点阵畸变，可以实现晶面两侧的原子对应，这种界面就是侧的原子对应，这种界面就是完全共格界面完全共格界面。其界。其界面能最低，促进非白发形核能力最强，形核率最高。面能最低，促进非白发形核能力最强，形核率最高。 当当5 5 25x0.95)第72页/共137页第七十二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7

12、 从固液界面微观尺度考虑，可将其自然划分成从固液界面微观尺度考虑，可将其自然划分成粗糙界面和光滑界面，光滑界面也称为小晶面，而粗糙界面和光滑界面，光滑界面也称为小晶面，而把粗糙界面又称为非小晶面。把粗糙界面又称为非小晶面。 光滑界面：界面上有很多空位被原子占据，或几光滑界面：界面上有很多空位被原子占据，或几乎所有空位被原子占有。光滑界面上仍允许有一乎所有空位被原子占有。光滑界面上仍允许有一些小的台阶存在。些小的台阶存在。 粗糙界面：从原子尺度上看是粗糙的，但粗糙界面：从原子尺度上看是粗糙的，但从宏观上看从宏观上看却是却是“光滑光滑”的。的。固液界面的结构第73页/共137页第七十三页，编辑于星

13、期日：二十一点 十分。2006-9-7第74页/共137页第七十四页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第75页/共137页第七十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 晶体生长方式由固液界面结构所确定，一般粗糙界晶体生长方式由固液界面结构所确定，一般粗糙界面对应于连续长大，光滑界面对应于侧面长大。面对应于连续长大，光滑界面对应于侧面长大。 界面越粗糙，原子长大沉积过程越容易。对于光界面越粗糙，原子长大沉积过程越容易。对于光滑界面，原子主要依靠台阶长大。对这两种长大方滑界面，原子主要依靠台阶长大。对这两种长大方式，粗糙界面的连续长大要比光滑界面的侧向长大式，粗糙界面的

14、连续长大要比光滑界面的侧向长大容易得多。容易得多。 连续长大的含义是长大过程可以连续不断地进行；连续长大的含义是长大过程可以连续不断地进行；而侧面长大，在长大台阶消耗殆尽后，只有依靠在而侧面长大，在长大台阶消耗殆尽后，只有依靠在界面形成新的台阶，才能使长大过程持续进行。界面形成新的台阶，才能使长大过程持续进行。生长方式第76页/共137页第七十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l连续生长连续生长11KvKT第77页/共137页第七十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7侧面生长侧面生长二维晶核台阶生长二维晶核台阶生长/22KBTvK e缺陷形成台阶生长缺陷形成台

15、阶生长螺旋位错生长螺旋位错生长233KvKT第78页/共137页第七十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第79页/共137页第七十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7旋转孪晶生长旋转孪晶生长反射孪晶生长反射孪晶生长第80页/共137页第八十页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 与形核过程类似，生长过程也需要克服能垒。即与形核过程类似，生长过程也需要克服能垒。即需要一定的过冷度，生长所需过冷度与晶体生长方需要一定的过冷度，生长所需过冷度与晶体生长方式有很大关系。式有很大关系。 当过冷度较小时，光滑界面趋向于螺型位错方式生当过冷度较小时，光滑界面趋向

16、于螺型位错方式生长；过冷度较大时，则转为连续生长。二维生长方式对长；过冷度较大时，则转为连续生长。二维生长方式对于光滑界面的晶体几乎是不可能的。在所有生长方式中，于光滑界面的晶体几乎是不可能的。在所有生长方式中，连续生长的速度始终是最快的。连续生长的速度始终是最快的。 生长速度第81页/共137页第八十一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7T第82页/共137页第八十二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7作业 P51：3、5第83页/共137页第八十三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7单相合金的凝固单相合金的凝固 什么是平衡分配系数？什么是平衡分配系

17、数？非平衡凝固的非平衡凝固的Scheil方程与平衡凝固杠杆定律方程与平衡凝固杠杆定律有何差别？有何差别？什么是成分过冷什么是成分过冷?它是怎么产生的它是怎么产生的?怎么判怎么判断成分过冷？断成分过冷？成分过冷与晶体生长形态有何关系？成分过冷与晶体生长形态有何关系？第84页/共137页第八十四页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7一、溶质再分配与平衡分配系数一、溶质再分配与平衡分配系数 在平衡凝固过程中，固液共存温度区间是从平衡在平衡凝固过程中，固液共存温度区间是从平衡相图中相图中液相线液相线温度开始，至温度开始，至固相线固相线温度结束。随温温度结束。随温度的下降，固相成分沿固相线变

18、化，液相成分沿液相度的下降，固相成分沿固相线变化，液相成分沿液相线变化。可见，凝固过程中必有传质过程发生，固液线变化。可见，凝固过程中必有传质过程发生，固液界面两侧都将不断地发生溶质再分配现象，其原因在界面两侧都将不断地发生溶质再分配现象，其原因在于各组元在不同相中化学位不同。于各组元在不同相中化学位不同。 单相合金：凝固时只析出一个固相的合金。多相合金：凝固同时析出两个以上相的合金。第85页/共137页第八十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 设界面的温度为设界面的温度为T T*，则固相侧薄层中的溶质则固相侧薄层中的溶质含量为含量为CS*，液相侧薄层中溶质的含量为液相侧薄层

19、中溶质的含量为CL*，将将两者之比定义为平衡分配系数两者之比定义为平衡分配系数 K0： K0 = CS*/ CL*对大多数单相合金，对大多数单相合金，K01 第86页/共137页第八十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 溶质在固相中的扩散率比在液相中要溶质在固相中的扩散率比在液相中要小小3个数量个数量级级 。 单位等截面的单元体质量为单位等截面的单元体质量为1，固相质量分数，固相质量分数ws与液相质量分数与液相质量分数wL，在任何时刻都满足关系：在任何时刻都满足关系：ws+wL=1 此外，不计溶质在固相中的扩散。在液相均匀混合此外，不计溶质在固相中的扩散。在液相均匀混合的条件

20、下，可以得到下面的非平衡杠杆定律的条件下，可以得到下面的非平衡杠杆定律(也称为也称为Scheil方程方程)： CS*=K0C0(1-ws)k0-1 二、非平衡凝固时的溶质再分配第87页/共137页第八十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 如果液相中溶质并不如果液相中溶质并不能均匀混合，固液界面前方能均匀混合，固液界面前方将存在一个溶质边界层将存在一个溶质边界层(如图如图224所示所示)，此时，此时Scheil方程仍适用，但需对平方程仍适用，但需对平衡分配系数衡分配系数K0加以修正，用有加以修正，用有效平衡分配系数效平衡分配系数Ke代替代替K0即即可。系数可。系数Ke与固液界面

21、推进与固液界面推进速度、溶质边界层厚度和溶速度、溶质边界层厚度和溶质液相扩散系数有关。质液相扩散系数有关。 一般凝固条件下固液界面液相侧形成溶质边界层 第88页/共137页第八十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 一般凝固条件下，固液界面前沿液相溶质一般凝固条件下，固液界面前沿液相溶质将形成一个溶质富集的边界层将形成一个溶质富集的边界层(对对K01的合金的合金)。这种溶质富集，导致液相凝固温度这种溶质富集，导致液相凝固温度T TL发生改变，发生改变，与界面前沿实际温度与界面前沿实际温度T Ta相比，产生差异，此差相比，产生差异，此差异可能引起过冷。异可能引起过冷。把这种由溶质

22、再分配导致界面把这种由溶质再分配导致界面前沿平衡温度发生变化而引起的过冷称为成分过前沿平衡温度发生变化而引起的过冷称为成分过冷冷。 三、成分过冷第89页/共137页第八十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第90页/共137页第九十页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7( )( )LmLLTxTm Cx界面处的温度界面处的温度Ti为为00/imLTTm Ck界面处的过冷度界面处的过冷度Tk(动力学过冷度动力学过冷度)为为2002/kimLTTTTm CkT固液界面前方液体的过冷度为固液界面前方液体的过冷度为( )( )cLTTxT x固液界面前方液相的温度为固液界面

23、前方液相的温度为第91页/共137页第九十一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l成分过冷判据成分过冷判据0( )|LLxdTxGdx000(1)RLLLm CkGD k 第92页/共137页第九十二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7四、成分过冷与晶体生长形态的关系四、成分过冷与晶体生长形态的关系l 无成分过冷平面生长l狭窄过冷区 扰动 胞状界面l较宽成分过冷区柱状树枝晶l宽成分过冷区自由树枝晶 第93页/共137页第九十三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第94页/共137页第九十四页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第95页/共1

24、37页第九十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第96页/共137页第九十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第97页/共137页第九十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第98页/共137页第九十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第99页/共137页第九十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7五、偏析l偏析的定义 铸件凝固后，从微观晶粒内部到宏观上各部位化学成分不均匀的现象。l偏析的类型 微观偏析和宏观偏析l偏析对铸件质量的影响及其应用物理化学性质的不均匀，降低铸件的使用寿命；热裂倾向增大；抗腐蚀性能下降。净化和

25、提纯金属第100页/共137页第一百页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l定义 微小范围内的化学成分不均匀的现象。l类型胞状偏析枝晶偏析（晶内偏析）晶界偏析微观偏析第101页/共137页第一百零一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-71、胞状偏析、胞状偏析成分过冷较小成分过冷较小晶体呈胞状方式生长晶体呈胞状方式生长溶质再分配溶质再分配胞壁处的溶质将富集或贫乏胞壁处的溶质将富集或贫乏均匀化退火可以消除第102页/共137页第一百零二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-72、枝晶偏析（晶内偏析）、枝晶偏析（晶内偏析）具有结晶温度范围，能够形具有结晶温度范围，能

26、够形成固溶体的合金成固溶体的合金在不平衡凝固条件下在不平衡凝固条件下析出相的固体成分不同析出相的固体成分不同晶粒内部成分不均匀晶粒内部成分不均匀溶质不能均匀扩散溶质不能均匀扩散第103页/共137页第一百零三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l影响晶内偏析程度的因素（1）冷却速度 冷却速度越大，溶质扩散越不均匀，晶内偏析越严重；随着冷却速度的增加，使晶粒细化，可以减轻晶内偏析。（2）偏析元素在固溶体中的扩散能力。（3）合金相图上液相线与固相线的水平距离扩散退火或均匀化退火来消除第104页/共137页第一百零四页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-73、晶界偏析两个晶粒

27、并排生长，两个晶粒并排生长，晶界平行于生长方向晶界平行于生长方向凹槽（晶界与熔液）凹槽（晶界与熔液）表面张力平衡要求表面张力平衡要求晶界溶质原子的富集晶界溶质原子的富集溶质再分配溶质再分配第105页/共137页第一百零五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7宏观偏析l定义 较大尺寸范围内的化学成分不均匀现象l类型正偏析、负（逆）偏析V形偏析、逆V形偏析带状偏析、密度偏析区域偏析、层状偏析第106页/共137页第一百零六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-71、正偏析溶质再分配溶质再分配溶质的浓度逐渐增加溶质的浓度逐渐增加K01后结晶的固相的溶质浓度高后结晶的固相的溶质浓

28、度高于先结晶的部分于先结晶的部分凝固界面的液相中将有一部凝固界面的液相中将有一部分溶质被排出分溶质被排出第107页/共137页第一百零七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-72、逆偏析、逆偏析第108页/共137页第一百零八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7一定结晶温度范围的一定结晶温度范围的固溶体型合金固溶体型合金枝晶间富集着低熔点溶质枝晶间富集着低熔点溶质缓慢凝固缓慢凝固低熔点溶质将沿着树枝晶向外移动低熔点溶质将沿着树枝晶向外移动形成相互交错的粗大树枝晶形成相互交错的粗大树枝晶铸件产生体收缩铸件产生体收缩第109页/共137页第一百零九页，编辑于星期日：二十一点

29、 十分。2006-9-7l正偏析和逆偏析的影响因素结晶温度范围树枝状晶的尺寸冷却条件合金结晶过程液体金属所受的压力第110页/共137页第一百一十页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第六节第六节 共晶合金的凝固共晶合金的凝固 l共晶合金的类型 规则共晶和非规则共晶金属金属相或金属金属间化合物相，即非小平面非小平面组成。形态有规则的棒状或层片状。1/金属非金属（非小平面小平面）相或非金属非金属（小平面小平面）相组成第111页/共137页第一百一十一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 和纯金属类似，在合金液相中形核也和纯金属类似，在合金液相中形核也需要一定的过冷度。在

30、共晶温度需要一定的过冷度。在共晶温度T TE E以下，以下，两相中两相中 某一相先形核，而另一相则依附于先某一相先形核，而另一相则依附于先形核相形核，继而形成两相竞相析出和长形核相形核，继而形成两相竞相析出和长大的过程。大的过程。 共晶结晶的方式可分共晶结晶的方式可分 为为共生生长和离异生共生生长和离异生长长两种。两种。 第112页/共137页第一百一十二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l伪共晶组织伪共晶组织非共晶成分在近平衡凝固条件下获得的完全共晶非共晶成分在近平衡凝固条件下获得的完全共晶组织组织l共晶共生区共晶共生区非平衡凝固条件下，获得非平衡凝固条件下，获得伪共晶组织的

31、特定的成分伪共晶组织的特定的成分和温度范围和温度范围第113页/共137页第一百一十三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l共晶共生区的类型共晶共生区的类型对称型和非对称型对称型和非对称型第114页/共137页第一百一十四页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7共生生长共生生长：结晶时后析出相依附于领先析出相表：结晶时后析出相依附于领先析出相表面析出，形成具有两相面析出，形成具有两相 共同生长界面的双相核心，共同生长界面的双相核心，然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互相不断地为相邻相不断地为相邻 的另一相提供生长所

32、需的组元，使的另一相提供生长所需的组元，使两相协同生长。这种两相彼此合作生两相协同生长。这种两相彼此合作生 长的方式，就长的方式，就称为共生生长。称为共生生长。第115页/共137页第一百一十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7l对称型对称型组成共晶的两个组元熔点相近，两条液相线形状组成共晶的两个组元熔点相近，两条液相线形状彼此对称，共晶两相性质相近，两相在共晶成分彼此对称，共晶两相性质相近，两相在共晶成分附近析出能力相当。附近析出能力相当。易于形成彼此依附的双相核心易于形成彼此依附的双相核心易于保持两相等速的协同生长易于保持两相等速的协同生长两相在共晶成分附近的扩散能力接近两

33、相在共晶成分附近的扩散能力接近金属金属金属（非小平面金属（非小平面非非小平面）共晶合金小平面）共晶合金第116页/共137页第一百一十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7两相两相共生生长共生生长模型模型共晶两相按共同合作的方式同时长大的生长方式共晶两相按共同合作的方式同时长大的生长方式第117页/共137页第一百一十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7离异生长离异生长：有的共晶合金两相生长时，并没有：有的共晶合金两相生长时，并没有共同的生长界面，而是两相分离，并以不同的生共同的生长界面，而是两相分离，并以不同的生长速率进长速率进 行结晶，这就是所谓的离异生长方式

34、。行结晶，这就是所谓的离异生长方式。 其所得的组织称为离异共晶体。离异共晶体又可其所得的组织称为离异共晶体。离异共晶体又可分为分为晶晶 间偏析型间偏析型和和领先相呈球团型领先相呈球团型两类。两类。 第118页/共137页第一百一十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 领先相往往属熔点高的非金领先相往往属熔点高的非金 属，且生长界面为各向异属，且生长界面为各向异性，此时领先相形成球团形态，金属相性，此时领先相形成球团形态，金属相 只能围绕其表面只能围绕其表面生长，形成生长，形成“晕圈晕圈” 。 “晕圈晕圈”的成因可能与共晶两相的形核能力及生长速的成因可能与共晶两相的形核能力及生长

35、速率差异率差异 有关。有关。“晕圈晕圈”可分为完整的可分为完整的(封闭式封闭式)和不完整和不完整的两种。的两种。 第119页/共137页第一百一十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第120页/共137页第一百二十页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第121页/共137页第一百二十一页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7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、凝固区特性与凝固件质量的关系一、凝固区特性与凝固件质量的关系 三个典型的区域：三个典型的区域：液相区、固液两相区和固相区液相区、固液两相区和固相区 第122页/共137页第一百

36、二十二页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7固液两相区的性质与凝固件最终的健全性关系最为密切。固液两相区的 宽度对凝固补缩是否顺利，有很重要影响。固液两相区较窄时呈现逐层凝固特征；凡液相补缩困难的凝固，凝 固件致密性就差，并容易出现缩孔、缩松缺陷。第123页/共137页第一百二十三页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7凝固动态曲线：凝凝固动态曲线：凝 固件断面液相线固件断面液相线固相线与凝固时固相线与凝固时间的关系。间的关系。二、凝固动态曲线与凝固方式层状凝固层状凝固体积凝固体积凝固（糊状凝固）（糊状凝固）中间状凝固中间状凝固第124页/共137页第一百二十四页，编辑于

37、星期日：二十一点 十分。2006-9-7 凝固方式一般由合金固液相线凝固方式一般由合金固液相线温度间隔温度间隔和凝固件断和凝固件断面面温度梯度温度梯度两个因素决定。凝固温度间两个因素决定。凝固温度间 隔大的合金，隔大的合金，倾向于糊状凝固；反之，倾向于逐层凝固。温度梯倾向于糊状凝固；反之，倾向于逐层凝固。温度梯度大时，宽固液相温度间隔的合金趋于中间度大时，宽固液相温度间隔的合金趋于中间 凝固或凝固或逐层凝固。逐层凝固。三、凝固方式的影响因素第125页/共137页第一百二十五页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7砂型:糊状凝固 金属型:逐层凝固 离界面距离/mm离界面距离/mm始点终

38、点始点终点时间/mm时间/mm图图2.40 2.40 工业纯铝凝固件断面的凝固动态曲线工业纯铝凝固件断面的凝固动态曲线 第126页/共137页第一百二十六页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第127页/共137页第一百二十七页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7铸型的冷却能力：强铸型的冷却能力：强逐层凝固逐层凝固 合金凝固的温度范围：窄合金凝固的温度范围：窄逐层凝固逐层凝固合金热导率：小合金热导率：小逐层凝固逐层凝固合金本身的凝固温度合金本身的凝固温度第128页/共137页第一百二十八页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7第八节第八节 凝固成形的应用凝固成

39、形的应用一、收缩一、收缩 1、 液态收缩。浇注温度液态收缩。浇注温度凝固开始的温度所发生的体凝固开始的温度所发生的体积收缩。液态收缩主要表现为液面的降低。积收缩。液态收缩主要表现为液面的降低。 2、凝固收缩。凝固阶段的收缩。取决于状态改、凝固收缩。凝固阶段的收缩。取决于状态改 变和凝固变和凝固温度范围的大小。合金凝固温度范围增加，凝固收缩也温度范围的大小。合金凝固温度范围增加，凝固收缩也相应增大。相应增大。 3、固态收缩。固态合金因温度降低发生的收缩。固态收缩。固态合金因温度降低发生的收缩。固态收缩对铸固态收缩对铸 件的尺寸精度影响相当大。件的尺寸精度影响相当大。 第129页/共137页第一百二十九页，编辑于星期日：二十一点 十分。2006-9-7 液态收缩和凝固收缩液态收缩和凝固收缩是铸件产生缩孔、缩松的主要是铸件产生缩孔、缩松的主要原因，而固态收缩则是铸件产生铸造应原因，而固态收缩则是铸件产生铸造应 力、变形、裂力、变形、裂纹的主要原因。因此，铸件的收缩控制对铸件的质量影纹