凝固组织精品课件

1、凝固组织第1页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 非规则共晶凝固 非金属的固-液界面是小平面生长方式，其长大是有方向性的，即在某一方向上生长速度很快，在另一方向上生长缓慢，共晶的界面是参差不齐的，而呈多角的形貌。 1.Fe-C（石墨）合金的共晶凝固 灰铸铁中石墨呈片状与石墨的晶体结构有关。石墨呈六方晶格，碳原子源源不断地向台阶堆积，石墨在1010方向上以旋转台阶方式快速生长；而在0001面是原子密排面，是光滑的小平面，生长缓慢。 S、O等活性元素吸附在旋转孪晶台阶处，使得1010方向的生长速度大于0001方向，石墨最终长成片状。第2页，共55页，2022年，5月20日，9点0

2、分，星期一 第三组元对非金属的长大机制影响极大。 S、O等活性元素吸附在旋转孪晶台阶处，使得1010方向的生长速度大于0001方向，石墨最终长成片状。 当向铁液中加入Mg、RE等球化剂后，脱去S、O2等活性元素，抑制石墨沿1010方向生长，0001方向占优。石墨长成球状。第3页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一第4页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一第一节 铸件宏观凝固组织的特征及形成机理 一、铸件宏观凝固组织的特征第五章 铸件凝固组织的形成与控制 如图三种组织。5-1 铸锭截面宏观组织示意图第5页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 二、铸

3、件宏观凝固组织的形成机理 （一）表面细晶粒区的形成 早斯理论认为，在型壁附近的熔体中会产生较大的过冷度而大量生核，这些晶核发迅速长大并互相接触，从而形成无方向性的表面细等轴晶。 后来研究表明，各种原因引起的游离晶粒也是形成表面细晶粒的晶核来源。由于铸型界面熔液中的溶质再分配使枝晶生长的根部产生“缩颈”，在流动的液态金属作用下枝晶熔断或型壁晶粒脱落而游离。大量游离晶粒的存在抑制了稳定的凝固层的产生，从而有利于表面细晶粒区的形成。第6页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 （二）柱状晶区的形成 稳定的凝固壳层一旦形成，处在凝固界面前沿的晶粒在垂直型壁的单向热流作用下，便转而以枝晶状

4、延伸生长。由于各枝晶主干方向互不相同，那些主干与热流方向相平行的枝晶，较之取向不利的相邻枝晶生长得更迅速，它们优先向内伸展度抑制相邻枝晶的生长，在逐渐淘汰掉取向不利的晶体过程中发展成柱状晶组织。图5-2。 （三）内部等轴晶区的形成 主要有以下四种理论： 1.过冷熔体非自发形核理论： 在固-液界面前沿产生成分过冷，当成分过冷度大于非自发形核所需过冷度时，则在熔体内部产生晶核并长大，导致内部等轴晶的形成。第7页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 2.激冷形成的晶核卷入理论： 由于浇道、型壁等处的激冷作用而使其附近的熔体过冷，并通过非均质形核作用在熔体内形成大量游离态的激冷晶体，这

5、些小晶体随液流的流动漂移到铸型的中心区域。可作为内部等轴晶的晶核。图5-3。第8页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 3.型壁晶粒脱落和枝晶熔断理论： 由于固-液界面前方熔体中溶质浓度的重新分布，导致界面前沿液态金属凝固点降低，从而使其实际过冷度减小。其生长速度缓慢。由于紧靠型壁晶体根部和枝晶根部的溶质在液体中扩散均化和条件最差，故其偏析最为严重，该处侧向生长受到强烈抑制。与此同时，远离根部的其他部位，则由于界面前方的溶质易于通过扩散和对流面均化，因此获得较大的过冷度，其生长速度要快得多。将产生型壁晶体或枝晶根部“缩颈”现象，生成头大根小的晶粒。在流体的机械冲刷和温度反复波动

6、所形成的热冲击对流的作用下，最脆弱的缩颈处极易断开，晶粒或枝晶脱落而导致晶粒游离，从而形成内部等轴晶区。图5-4。第9页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 4.“结晶雨”游离理论： 凝固初期在液面处的过冷熔体中产生过冷，形成晶核并生长小晶体。这些小晶体或由铸型顶部凝固层脱落的分枝，由于密度比液态金属大而像雨滴似地降落，形成游离晶体，这些小晶体在生长的柱状晶前面的液态金属中长大形成内部等轴晶。 除上述理论外，还有在游离的晶体中存在增殖现象。图5-6。在凝固过程中是四种理论的综合作用。第10页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 柱状晶细长粗大，晶体排列位向一致，

7、其性能具有明显方向性，纵向性能比横向好。表面细晶粒区由于比较薄，对铸件性能影响较小。杂质元素、非金属夹杂物和气体易于被排斥在界面前沿，最后分布在柱状晶与柱状晶或等轴晶的交界处，形成性能的弱界面，凝固后期易于在该处形成热裂纹。对于铸锭来说在以后塑性加工或轧制过程中也易于产生裂纹。通常铸件不希望获得粗大的柱状晶组织。第二节 铸件宏观凝固组织的控制 一、铸件宏观凝固组织对铸件性能的影响 表面细晶粒区由于比较薄，对铸件性能影响较小。第11页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 内部等轴晶区的等轴晶粒之间位向各不相同，各向异性，晶界面积大，偏析元素，非金属夹杂物和气体的分布比较分散，等轴

8、枝晶彼此嵌合，结合比较牢固，使材料性能均匀化。杂质元素、非金属夹杂物显微缩松等缺陷更加分散，可显著提高材料的力学性能。 二、铸件宏观组织控制途径和措施 抑制柱状晶的产生和生长，创造有利于等轴晶的形成条件。凡是有利于小晶粒的产生、游离、漂移沉积、增殖的各种因素和措施，均有利于扩大等轴晶区的范围，抑制柱状晶区的形成与发展，并细化等轴晶组织。第12页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 （一）向熔体中加入强生核剂（孕育处理） 加生核剂主要是影响生核过程，通过增加晶核数实现细化晶粒；变质剂主要是改变晶体的生长过程，改变晶体的生长形貌。第13页，共55页，2022年，5月20日，9点0分

9、，星期一 （1）直接作为外加晶核的生核剂 通常是被细化相具有界面共格对应的高熔点物质或同类金属、非金属碎粒，它们与被细化相间具有较小的界面能，润湿角小，直接作为基底促进非自发生核。如钢中加锰铁、铸铁中加石墨粉等。 （2）能形成较高熔点稳定化合物的生核剂 生核剂中的元素能与液态金属中的元素形成高熔点稳定化合物，这些化合物与被细化相具有界面共格对应关系和较小的界面能。如钢中加V、Ti，生成含V、Ti的碳化物和氮化物。 综合（1）（2）能形成固相颗粒或基底。但还需过冷度，而过冷度与润湿角有关，如图5-7所示，生核剂选小。第14页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 （3）通过在液相中

10、微区富集使结晶相提前弥散析出形成的生核剂 如把硅加入铁液中瞬间形成很多富硅区，造成局部过共晶成分，迫使石墨提前析出，而硅的氧化物又可作为石墨析出的基底。表5-1常用合金的生核剂。 （4）含强成分过冷元素的生核剂 生核剂主要作用有： 1）这类元素在固-液界面前沿富集，使晶粒、枝晶根部产生“缩颈”，形成晶粒的游离。 2）这类元素强化界面前沿熔体内部的非均质形核。 3）这类元素的界面富集对晶体生长具有抑制作用，降低晶体生长速度，也使晶粒细化。 强成分过冷生核剂通过增加生核率和晶粒数量，降低生长速度而使组织细化。第15页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 （二）控制浇注工艺和增大铸件

11、冷却速度 1.采用较低的浇注温度 一是减少已形成的晶粒被熔化的数量；二是易于产生较多的游离晶粒。对等轴晶的形成及细化有利。 孕育处理与孕育的时间和温度有关。在保证生核剂均匀溶解的前提下，采用较低的孕育处理温度。 2.采用合适的浇注工艺 增大液流对型壁的冲刷和促进液态金属内部产生对流的浇注工艺，扩大并细化等轴晶区。如图5-8。第16页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 3.改进铸型激冷倾向和铸型结构 （1）铸型激冷能力的影响 铸型蓄热系数大，整个熔体的生核能力强。金属型比砂型易获得细等轴晶组织。 对铸件较厚或导热性较差的铸件而言，由于铸型的激冷作用只产生于铸件的表面层，铸型冷却

12、能力的影响是矛盾的两方面：一方面是低蓄热系数的铸型能延缓稳定凝固壳层的形成，有助于凝固初期激冷晶的游离，同时也使内部温度梯度变小，凝固区域加宽，从而对增加等轴晶有利。另一方面又减慢了熔体过热热量的散失，不利于游离晶的残存，从而减少了等轴晶的数量。通常前者是矛盾的主导因素。第17页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 （2）液态金属与铸型表面的润湿角 小铸型表面易于形成稳定的凝固壳层，有利于柱状晶的形成与生长，反之有利于等轴晶的形成与生长。 （3）铸型表面的粗糙度 铸型表面粗糙度值提高，柱状晶尺寸减小，等轴晶面积率提高。 4.动态下结晶细化等轴晶 （1）振动 可以细化晶粒。促进等

13、轴晶区的形成及等轴晶的细化。 （2）搅拌 同上。第18页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一第三节 气孔与夹杂的形成机理及控制 一、气孔 金属在熔炼、浇注、凝固过程中，以及炉料、铸型、浇包、空气及化学反应产生的气体会溶入到液态金属中，并随温度下降，气体会因在金属中溶解度的显著降低而形成分子状态的气泡，存在于液态金属中并逐渐排入大气。由于铸件凝固速度快，部分尚未从金属液中排出的气泡残留在固体金属内部而形成气孔。 （一）气孔的分类及特征 （1）析出性气孔 因气体溶解度下降，析出的气体来不及析出。主要是氢气孔和氮气孔。第19页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 （二

14、）气孔的析出及气泡的形成 1.气泡的生核 在实际生产的条件下，液态金属内部通常存在大量的现成表面，气泡依附于现成表面生核。在相邻枝晶间的凹陷部位及角大易生核。 2.气泡的长大 php0。气泡内部压力大于外部压力。 3.气泡的上浮 如图图5-9所示，C0）和负偏析（CSC0）。第44页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 一、微观偏析 1.晶内偏析 常产生在能够形成固溶体的合金中。 固溶体合金凝固后每个晶粒内的成分是不均匀的。对于溶质分配系数k1的固溶体合金，晶粒内先结晶部分含常产生在能够形成固溶体的合金中。 固溶体合金按树枝晶方式生长时，先结晶的枝干与后结晶的分枝也存在着成分差

15、异。这种在树枝晶内出现的成分不均匀现象，又成为枝晶偏析。第45页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 晶内偏析程度取决于合金相图的形状、偏析元素的扩散能力和冷却条件。 1）合金相图上液相线与固相线间隔大，偏析严重。 2）偏析元素在固溶体中扩散能力小偏析倾向大。 3）冷却速度快，偏析严重。 均匀化退火可消除晶内偏析。 2.晶界偏析 在合金凝固过程中，溶质元素和非金属夹杂物富集于晶界，使晶界与晶内的化学成分出现差异，这种成分不均现象称为晶界偏析。第46页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 1）两个晶粒并排生长，晶界平行于晶体生长方向。如图5-25a。 2）两个晶粒

16、相对生长，彼此相遇而形成晶界。如图5-25b。 晶界偏析比晶内偏析危害大。预防和消除的措施是细化晶粒、均匀化退火、减少有害杂质含量。 二、宏观偏析 1.正常偏析 在合金凝固过程中，溶质的浓度随着温度的降低在变化，结晶的固相溶质浓度不同，形成的偏析称为正常偏析。如图5-27。 正常偏析随着溶质析出系数1-k的增大而增大。第47页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 2.逆偏析 与正常偏析相反，如图5-28。 逆偏析的形成原因在于结晶温度范围宽的固溶体型合金，在缓慢凝固时易形成粗大的树枝晶，枝晶相互交错，枝晶间富集着低熔点相，当铸件产生收缩时，低熔点相将沿着树枝晶间向外移动。 减少

17、或防止措施：添加细化晶粒的元素，减少含气量。 常出现在大型铸锭中，般呈锥形。如图5-29。降低冷却速度，增大偏析， 3.V形偏析和逆V形偏析 带状偏析的形成特点是它总是和凝固的固液界面相平行。由于溶质富集层晶体生长速度发生变化形成。 4.带状偏析第48页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 是由于重力作用而出现的化学成分不均匀现象。当共存的液体和固体，或互不相溶的的液相之间存在密度差时，将会产生重力偏析。 5.重力偏析 防止或减轻重力偏析的方法有： 1）加快铸件的冷却速度，缩短液相时间，使初生相来不及上浮或下沉。 2）加入能阻碍初晶沉浮的元素。 3）浇注前对合金充分搅拌。第49

18、页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一第六节 铸件的变形和冷裂 铸件从液态转变为固态的凝固过程中会发生体积收缩。在固态冷却时还会发生相变而伴生收缩或膨胀。如果铸件由于凝固所带来尺寸变化受到阻碍不能自由进行时，就会产生应力、变形或裂纹。 合金在结晶温度间隔内，合金的强度和塑必性都很低，在应力作用下很容易产生变形或热裂。但在固相线以下某一温度范围时，合金的强度和塑性随温度的下降而升高，因此铸件在应力作用下容易发生塑性变形。该温度范围称变形区。其温度下限称为塑性与弹性转变的临界温度。 一、铸件应力的基本概念第50页，共55页，2022年，5月20日，9点0分，星期一 1.铸件的变形 二、铸件的变形和冷裂 如果铸件冷却过程中形成的铸造应力较大，或者冷却至室温时铸件内有残余应力存在，在应力作用下，铸件就有发生塑性变形的趋势，从而减小或消除应力。使之趋于稳定状态。 图5-30是几种变形的例子。 2.铸件的冷裂 冷裂是铸件处于弹性状态，铸造应力超过材料的抗拉强度是产生