金属材料凝固原理与技术PPT完整版全套教学课件

金属凝固原理与技术全套PPT课件授课内容本课程以金属材料凝固过程为主线，介绍了金属材料凝固技术及其发展，金属凝固的基本理论，包括液态金属的结构，凝固过程的三传；金属凝固过程中的形核及长大，铸件凝固宏观组织及其控制技术，凝固缺陷及其控制等。介绍了典型液态成型方法及其凝固过程，包括铸锭的凝固，连铸坯的凝固及快速成形技术等。目的是使材料成型及控制工程专业的本科生掌握金属材料凝固成形的基本原理及相关技术。课程安排第1章绪论（2学时）第2章液态金属结构及性质（3学时）第3章凝固过程的传热（3学时）第4章金属凝固热力学与动力学（4学时）第5章合金的凝固（6学时）第6章凝固组织及其控制（8学时）第7章凝固缺陷及其控制（5学时）

第8章大型铸件的凝固（4学时）第9章连铸坯的凝固（7学时）第10章快速成形技术

（4学时）总复习（2学时）第1章绪论金属凝固成形技术及其发展教学目的：了解：金属凝固技术在材料加工过程中的作用；理解并掌握：1凝固理论的内容

2凝固成形的研究内容；

3凝固成形技术的发展。教学重点：经典凝固理论的内容及现代凝固理论的发展凝固成形在材料加工过程中的作用凝固成形的研究内容主要内容1.1凝固技术在材料成形中的作用1.2金属凝固理论与技术的发展1.1金属凝固技术在材料成型中的作用传统凝固技术，即铸造，属于典型的热加工成形，其产品是铸件或铸坯。成形产品既可以作为成品件使用，也可以作为后续塑性成形、连接成形及切削成形的原料。金属凝固成形是制造业的重要环节和组成部分，在国民经济中占有重要地位。材料成形与装备制造

原材料(锭料、轧材)凝固成形塑性成形焊接成形表面加工热处理切削加工装配

切削加工切削加工凝固成形塑性成形焊接成形机器装备钢材零件材料加工的主要方法加工热加工铸锻焊——凝固（液态）成形——连接成形热处理、表面加工、粉冶加工——塑性（固态）成形冷加工——车、铣、刨、钳、磨1.2金属凝固理论与技术的发展1.2.1金属凝固理论的发展凝固：液态转变为固态的过程。凝固理论的发展分为三个阶段：（1）20世纪60年代前诞生了经典凝固理论（2）20世纪60年代后的应用研究与新技术开发（3）近代凝固学发展新时期凝固是液态成形的核心，它影响着铸件的凝固组织和凝固缺陷的形成，进而决定了产品的凝固质量和力学性能。凝固理论建立的基础是传热学、热力学、分子物理、金属液态结构及流体力学等。经典凝固理论主要包括晶体生长、晶体缺陷生长、成分过冷、凝固过程扩散场理论解、两相区流动效应、平方根定律等。随着计算机技术的发展，极端条件下的凝固过程（快速凝固，极低速凝固）和特殊条件下的凝固过程（微重力凝固，超重力凝固，超高压凝固）的研究成为可能。凝固过程控制主要内容是：晶核形成、晶体长大、组织形态、溶质分布、缺陷形成及预防等。1.2.2凝固技术及其发展金属凝固技术：指熔融金属由液态转变为具有一定形状、组织及性能的固态的过程。凝固技术包括:砂型铸造、特种铸造、半固态成型、快速凝固、非晶制备等。铸造：熔炼金属，并将熔融金属浇注、压射或吸入铸型型腔中，凝固成为一定形状和性能的铸件。模铸的主要工艺流程：2023/7/515

手工造型

机器造型

金属型铸造熔模铸造压力铸造消失模铸造陶瓷型铸造离心铸造连续铸造铸造成型工艺砂型铸造特种铸造思考题1.金属凝固技术在材料加工成型中的作用是什么？2.什么是凝固？经典凝固理论主要包括哪些内容？3.凝固过程控制的主要内容有哪些？第2章液态金属的结构与性质

2.1液态金属的结构

2.2液态金属的性质

2.3金属的凝固与结晶主要内容2.1液态金属的结构2.1.1液体与固体、气体结构比较及其特征晶体：

平移、对称性特征（长程有序）原子以一定方式周期排列在三维空间的晶格结点上，同时原子以某种模式在平衡位置上作热振动气体：

完全无序为特征分子不停地作无规律运动

液体金属结构特点：

长程无序——

不具备平移、对称性；

近程有序——

相对于完全无序的气体，液体中存在着许多不停“游荡”着的局域有序的原子集团，液体结构表现出局域范围的有序性固态金属-长程有序结构原子排列长程有序气态结构原子杂乱无章的随机分布液体金属-近程有序结构原子局域团聚，形成小的团簇cluster2.1.2由物质熔化过程认识液体结构

物质熔化时体积变化﹑熵变(及焓变)一般均不大，金属熔化时典型的体积变化Vm/VS（Vm为熔化时的体积增量）为3~５%左右，表明液体的原子间距接近于固体，在熔点附近其混乱度只是稍大于固体而远小于气体的混乱度。金属熔化潜热Hm比其气化潜热Hb小得多，为1/15~1/30，表明熔化时其内部原子结合键只有部分被破坏。2.1.3实际液态金属的微观特点“能量起伏”

——液态金属中各微观区域的能量处于此起彼伏，变化不定的状态。这种微区内的能量短暂偏离其平均能量的现象，叫做能量起伏。

“结构起伏”——液体中大量不停“游动”着的局域有序原子团簇时聚时散、此起彼伏的现象。“浓度起伏”

——同种元素及不同元素之间的原子间结合力存在差别，结合力较强的原子容易聚集在一起，把别的原于排挤到别处，表现为游动原子团簇之间存在着成分差异。2.2液态金属的性质2.2.1液态合金的粘度2.2.2液态合金的表面张力2.2.3液态金属的流动性及充型能力视频2.2.1液态金属的粘度（一）粘度表达式：

Kb——Bolzmann常数；

U

——

为无外力作用时原子之间的结合能τ0

——

为原子在平衡位置的振动周期（对液态金属约为10-13秒）

δ——

液体各原子层之间的间距粘度的影响因素：a）LiquidNib）LiquidCo液体的粘度与温度的关系（图中各曲线分别为不同研究者的研究结果）（二）粘度对材料成形质量的影响影响铸件轮廓的清晰程度；影响热裂、缩孔、缩松的形成倾向；影响钢铁材料的脱硫、脱磷、扩散脱氧；影响精炼效果及夹杂或气孔的形成。

表面张力是表面上平行于表面切线方向且各方向大小相等的张力。这种受力不均引起表面原子的势能比内部原子的势能高。因此，物体倾向于减小其表面积而产生表面张力。2.2.2液态合金的表面张力2、影响表面张力的因素1）表面张力与原子间作用力的关系：原子间结合力u0↑→表面内能↑→表面自由能↑→表面张力↑2）表面张力与原子体积成反比，与价电子数Z成正比

体积减小表面张力↑，价电子数增加表面张力↑3）表面张力与温度：

随温度升高表面张力下降4）合金元素或微量杂质元素对表面张力的影响

向系统中加入削弱原子间结合力的组元，会使u0减小，使表面内能和表面张力降低；反之增加。液体的结构和性质与材料成形的关系液体的界面张力、潜热等性质

凝固过程的形核及晶体生长的热力学熔体的结构信息

凝固的微观机制液体的原子扩散系数、界面张力、传热系数、结晶潜热、粘度等性质

成分偏析、固-液界面类型及晶体生长方式热力学性质及反应物和生成物在液相中的扩散速度

铸造合金的精炼（净化）2.2.3液态金属的流动性及充型能力一、

液态金属的流动性及其影响因素二、

液态金属充型能力及其影响因素金属的流动性，指熔融金属的流动能力。

合金流动性的好坏，通常以“螺旋形流动性试样”的长度来衡量，将金属液体浇入螺旋形试样铸型中，在相同的浇注条件下，合金的流动性愈好，所浇出的试样愈长。（一）

液态金属的流动性1）合金成分

纯金属、共晶成分和金属间化合物流动性好，结晶温度范围宽的合金流动性差。比热容、密度较大的合金流动性好，导热系数小的合金流动性好。2）结晶潜热

潜热约占金属含量热的85%~90%，结晶潜热释放越多，流动性越好。3）液态金属的粘度及表面张力

（二）流动性的影响因素不同结晶特征的合金的流动性在一定凝固温度范围内结晶的亚共晶合金，凝固时铸件内存在一个较宽的既有液体又有树枝状晶体的两相区。凝固温度范围越宽，则枝状晶越发达，对金属流动的阻力越大，金属的流动性就越差。合金的流动性与相图的关系铁碳合金的流动性与相图的关系

可见，纯铁和共晶铸铁的流动性最好，亚共晶铸铁和碳素钢随凝固温度范围的增加，其流动性变差。

二、液态金属充型能力（1）

充型能力

液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清晰的铸件的能力，称为液态金属充填铸型的能力。充型能力弱，则可能产生浇不足、冷隔、铁豆，以及卷入性气孔、夹砂等缺陷。

液态金属的充型能力取决于：内因——

金属本身的流动性外因——

铸型性质、浇注条件、铸件结构等因素的影响。

表：铸件最小壁厚金属种类铸件最小壁厚（mm）砂型金属型熔模铸造壳型压铸灰铸铁3>40.4-0.80.8-1.5--铸钢48-100.5-1.02.5--铝合金33-4----0.6-0.8（2）影响充型能力的因素1）

金属性质的影响（流动性）2）

铸型性质的影响3）

浇注条件的影响4）

铸件结构的影响1）金属性质的影响纯金属、共晶和金属间化合物成分的合金：在固定的凝固温度下，已凝固的固相层由表面逐步向内部推进，固相层内表面比较光滑，对液体的流动阻力小，合金液流动时间长，所以流动性好，具有宽结晶温度范围的合金流动性不好；结晶潜热（约为液态金属热量的85~90%）：对于纯金属、共晶和金属间化合物成分的合金，放出的潜热越多，凝固过程进行的越慢，流动性越好，因此潜热的影响较大，对于宽结晶温度范围的合金潜热对流动性影响不大。合金液的比热、密度越大，导热系数越小,充型能力越好；合金液的粘度，在充型过程前期（属紊流）对流动性的影响较小，而在充型过程后期凝固中（属层流）对流动性影响较大。例：Fe-C合金流动性与成分的关系2）铸型性质的影响铸型的蓄热系数

bm越大，铸型的激冷能力就越强，金属液于其中保持液态的时间就越短，充型能力下降。金属型（铜、铸铁、铸钢等）的蓄热系数bm是砂型的十倍或数十倍以上，为了使金属型浇口和冒口中的金属液缓慢冷却，常在一般的涂料中加入bm很小的石棉粉。3）浇注条件的影响

浇注温度越高、充型压头越大，则液态金属的充型能力越好；浇注系统（直浇道、横浇道、内浇道）的复杂程度，铸件的壁厚与复杂程度等也会影响液态金属的充型能力。4）

铸件结构的影响（a）折算厚度（当量厚度、模数）

R=V（铸件体积）/S（铸件散热表面积）或R=F（铸件的断面积）/P（断面周长）（b）铸件的复杂程度2.3金属的凝固与结晶凝固：物质从液态到固态的转变过程。2.3.1金属的结晶结晶：材料由液态转变为晶态固体。晶体材料有哪些？2.3.2非晶体金属的结构与性能非晶态金属有时又称为“金属玻璃”，其从液态冷却成固体的过程中未发生结晶。固体等同于晶体吗？一、非晶态金属的结构非晶态金属中存在短程或中程有序结构。Cluster模型示意图二、非晶态金属的性能物理性能、磁学性能、化学性能三、非晶态金属的应用锆-钛基块体玻璃的断裂强度达2000MPa，表现出非常好的弹性，现已被用于制作高尔夫球杆的击球部位。空间探索、飞行器的构件，精密光学器件和生物医学移植物等方面具有巨大应用潜力。图1-21Fe-C合金流动性与成分的关系合金的螺旋形流动性实验在相同的条件下浇注各种合金的流动性试样，以试样的长度表示该合金的流动性，并以所测得的合金流动性表示合金的充型能力。1.浇口杯,2.低坝,3.直浇道,4.螺旋5.高坝,6.溢流道,7.全压井本章小结一、掌握1、液态金属的结构（近程有序）2、流动性、充型能力二、了解液态金属的粘度、表面张力思考题1.液态金属的性质受哪些因素影响？2.流动性和充型能力有什么不同？流动性和充型能力分别受哪些因素影响？3.凝固与结晶有什么区别？4.晶体与非晶体结构有什么区别与联系？第3章凝固过程的传热主要内容3.1凝固过程的传热3.2凝固时间的计算3.3液态金属凝固温度场3.1凝固过程的传热3.1.1凝固过程的传热特点金属凝固过程中，其传热特点可简要概括为：“一热、二迁、三传”。“一热”，即在凝固过程中热量的传输是第一位的，是最重要的，它是凝固过程能否进行的驱动力。（1）温度场基本概念不稳定温度场：温度场不仅在空间上变化，并且也随时间变化的温度场：稳定温度场：不随时间而变的温度场（即温度只是坐标的函数）：（2）热传导过程的偏微分方程三维傅里叶热传导微分方程为：式中:——

导温系数，；

——

拉普拉斯运算符号。二维传热：一维传热：

铸件凝固过程基本方程求解凝固过程温度场要描述温度随空间和时间的变化规律，要求助于导热偏微分方程：

λ--导热系数；T--热力学温度；

--单位体积物体单位时间内释放的热量；c--比热容；ρ--密度；t--时间。

对具体热场用上述微分方程进行求解时，需要根据具体问题给出导热体的初始条件与边界条件。初始条件：初始条件是指物体开始导热时（即t=0时）的瞬时温度分布。边界条件：边界条件是指导热体表面与周围介质间的热交换情况。“二迁”所谓“二迁”，是指在金属凝固时存在着两个界面，即固—液界面和金属—铸型界面，而这两个界面随着凝固进程而发生动态迁移，并使得界面上的传热现象变得极为复杂。常见的边界条件有以下三类：第一类边界条件：给定物体表面温度随时间的变化关系

第二类边界条件：给出通过物体表面的比热流随时间的变化关系

第三类边界条件：给出物体周围介质温度以及物体表面与周围介质的换热系数纯金属在铸型中凝固传热模型K-导热C-对流R-辐射N-牛顿界面换热“三传”所谓“三传”，即金属的凝固过程是一个同时包含动量传输、质量传输和热量传输的三传耦合的三维传热物理过程，而在热量传输过程中同时存在有导热、对流和辐射传热这三种传热方式。

3.1.2界面热阻与传热在铸件凝固过程中，如果不计液体金属的热阻，金属的凝固速度主要受如下三种热阻的控制，即

Rs=s/λs

Rm=Im/λm

Ri=1/hi式中Rs、Rm、Ri——已凝固的固体金属层、铸型和界面热阻；

S、Im——凝固层厚度和铸型厚度。3.2凝固时间的计算

铸件的凝固时间：是指从液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间。铸件凝固时间是制订生产工艺、获得稳定铸件质量的重要依据。3.2.1平方根定律法平方根定律指凝固层厚度与时间的平方根成正比，即（3.1）式中：s--凝固层厚度，cm；t--凝固时间，min；K--铸件的凝固系数，cmmin-1/2。常见材料的凝固系数铸件材料铸型灰铸铁砂型0.72金属型2.2可锻铸铁砂型1.1金属型2.0铸钢砂型1.3金属型2.6黄铜砂型1.8金属型3.0铸铝砂型—金属型3.13.2.2当量厚度法对于任意形状的铸件，可以用其体积V与表面积S的比值V/S来代替铸件的厚度，该厚度称为当量厚度或模数。由平方根定律得

（3.2）式中M—模数

例1.比较体积大小均为1的球状、块状、板状铸件凝固时间的长短。3.3液态金属凝固温度场

3.3.1铸件温度场的研究方法（1）数学解析法解析法是在一定的假设条件下，结合边界条件，直接从传热微分方程中求出温度场的解析解。（2）数值计算法从铸件凝固过程中抽象出数学模型，并对实际凝固过程进行几何简化，利用有限元法、边界元法或有限差分法对上述简化的几何模型进行网格划分，通过计算机进行数值计算，得到铸件凝固温度场的方法。（3）测温法是通过向铸型和铸件型腔中安放热电偶直接测出凝固过程中铸件各点温度随时间变化，得到温度-时间曲线，根据曲线绘制不同时刻铸件断面温度场和铸件凝固动态曲线（CCT）的方法。3.3.2铸件温度场的影响因素一.金属性质的影响因素

(1)热扩散率；(2)结晶潜热；(3)液-固相线温度二.铸型性质的影响

(1)铸型的蓄热系数；(2)铸型温度三.浇注条件的影响液态金属的浇注温度四.铸件结构的影响

(1)铸件壁厚（当量厚度、模数）

(2)铸件的形状例2铸件在砂型中凝固的温度场实验测量

实验装置3.3.3铸件凝固方式及其影响因素一.凝固方式（1）逐层凝固方式合金在凝固过程中其断面上固相和液相由一条界线清楚地分开，称为逐层凝固。常见如灰铸铁、低碳钢、工业纯铜、工业纯铝、共晶铝硅合金等。（2）体积凝固方式合金在凝固过程中先呈糊状而后凝固，称为体积凝固。如，球墨铸铁、高碳钢、锡青铜等。（3）中间凝固方式大多数合金的凝固介于逐层凝固和糊状凝固之间，称为中间凝固方式。如，中碳钢、高锰钢、白口铸铁等。二.铸件凝固方式的影响因素（1）合金结晶温度范围凝固区间的宽度随合金的结晶温度范围增大而加大。在砂型铸造时，低碳钢铸件的凝固方式为逐层凝固；中碳钢铸件为中间凝固方式；高碳钢铸件为体积凝固方式。（2）铸件截面温度梯度当合金成分确定后，凝固区间的宽度随温度梯度增大而减小。影响铸件截面温度梯度的因素都对凝固区间的宽度起作用。主要有合金的传热能力、铸型的蓄热能力和金属的浇注温度。本章小结1.凝固过程的传热特点。2.凝固时间、凝固层厚度的计算。3.凝固温度场及其研究方法4.铸件凝固方式及其影响因素作业1.论述凝固传热过程的特点？2.边界条件对凝固温度场有哪些影响。3.凝固层厚度与凝固时间有什么函数关系？第三章金属凝固热力学与动力学75第4章金属凝固热力学与动力学4.1凝固热力学4.2凝固动力学4.3纯金属的晶体长大主要内容4.1凝固热力学4.1.1液-固相变驱动力4.1.2溶质平衡分配系数（K0）4.1.1液-固相变驱动力热力学条件：

LS,G<0,过程自发进行T=Tm时，故ΔGV只与ΔT有关。因此液态金属（合金）凝固的驱动力是由过冷度提供的，或者说过冷度ΔT就是凝固的驱动力。图1液-固两相自由能与温度的关系△GA高能态区即为固态晶粒与液态相间的界面，界面具有界面能，它使体系的自由能增加，它由金属原子穿越界面过程所引起在相变驱动力的驱使下，借助于起伏作用来克服能量障碍图2金属原子在结晶过程中的自由能变化K0定义为恒温T*下溶质在固液两相的物质分数C*s与C*L

达到平衡时的比值。

K0的物理意义：对于K0＜1，K0越小，固相线、液相线张开程度越大，固相成分开始结晶时与终了结晶时差别越大，最终组织的成分偏析越严重。因此，常将∣1-K0∣称为“偏析系数”。4.1.2溶质平衡分配系数（K0）4.2凝固动力学

4.2.1均质形核

4.2.2非均质形核4.2.1均质形核均匀形核

：形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发生形核的过程，所以也称“自发形核”。非均匀形核：依靠外来质点或型壁界面提供的衬底进行生核过程，亦称“异质形核”或“非自发形核”。一、形核功及临界半径二、形核率一、形核功及临界半径晶核形成时，系统自由能变化由两部分组成，即作为相变驱动力的液-固体积自由能之差（负）和阻碍相变的液-固界面能（正）：

r＜r*时，r↑→ΔG↑r=r*时，ΔG达到最大值ΔG*r＞r*时，r↑→ΔG↓液相中形成球形晶胚时自由能变化令：

得临界晶核半径r*：

即：临界形核功ΔG*的大小为临界晶核表面能的三分之一，它是均质形核所必须克服的能量障碍。形核功由熔体中的“能量起伏”提供。因此，过冷熔体中形成的晶核是“结构起伏”及“能量起伏”的共同产物。经推导得：二、形核率

式中，ΔGA为扩散激活能。对于一般金属，温度降到某一程度，达到临界过冷度（ΔT*），形核率迅速上升。计算及实验均表明:ΔT*～0.2Tm

均质形核的形核率与过冷度的关系形核率：是单位体积中、单位时间内形成的晶核数目。88第三章金属凝固热力学与动力学实际生产中，即使是在区域精炼的条件下，每1cm3的液相中也有约106个边长为103个原子的立方体的微小杂质颗粒，因此均质形核是不太可能的。4.2.2非均质形核非均匀（质）形核，晶核依附于夹杂物的界面或型壁上形成。合金液体中存在的大量高熔点微小杂质，可作为非均质形核的基底。这不需要形成类似于球体的晶核，只需在界面上形成一定体积的球缺便可成核。非均质形核过冷度ΔT比均质形核临界过冷度ΔT*小得多时就大量成核。

一、非均质形核形核功

二、非均质形核形核条件一、非均质形核形核功非均质形核临界晶核半径：

与均质形核完全相同。

非均质形核功

当θ＝0º时，ΔGhe=0，此时在无过冷情况下即可形核

当θ＝180º时，ΔGhe=ΔGho一般θ远小于180º，ΔGhe

远小于ΔGho。如图所示。非均质形核、均质形核

过冷度与形核率非均质形核与均质形核时临界曲率半径大小相同，但球缺的体积比均质形核时体积小得多。因此非均质形核在较小的过冷度下就可以得到较高的形核率。二、非均质形核的形核条件

结晶相的晶格与杂质基底晶格的错配度的影响

晶格结构越相似，它们之间的界面能越小

，越易形核。

杂质表面的粗糙度对非均质形核的影响

凹面杂质形核效率最高，平面次之，凸面最差。93第三章金属凝固热力学与动力学4.3纯金属的晶体长大一、液-固界面自由能及界面结构

二、晶体长大机制三、晶体宏观生长方式

一、液-固界面自由能及界面结构

粗糙界面与光滑界面界面结构类型的判据

界面结构与冷却速度1、粗糙界面与光界滑面粗糙界面：界面固相一侧的点阵位置只有约50%被固相原子所占据，形成坑坑洼洼、凹凸不平的界面结构。粗糙界面也称“非小晶面”或“非小平面”。光滑界面：界面固相一侧的点阵位置几乎全部为固相原子所占满，只留下少数空位或台阶，从而形成整体上平整光滑的界面结构，也称“小晶面”或“小平面”。

粗糙界面与光滑界面是在原子尺度上的界面差别，注意要与凝固过程中固－液界面形态差别相区别，后者尺度在μm数量级。2、界面结构类型的判据

如何判断凝固界面的微观结构？设晶体内部原子配位数为ν，界面上（某一晶面）的配位数为η，晶体表面上N个原子位置有NA个原子（），则在熔点Tm时，单个原子由液相向固-液界面的固相上沉积的相对自由能变化为：

被称为Jackson因子，

ΔSf为单个原子的熔融熵。≤2的物质，凝固时固-液界面为粗糙面，因为X=0.5（晶体表面有一半空缺位置）时有一个极小值，即自由能最低。大部分金属属此类；凡属＞5的物质凝固时界面为光滑面，非常大时，ΔFS的两个最小值出现在x→0或1处（晶体表面位置已被占满）。有机物及无机物属此类；

=2～5的物质，常为多种方式的混合，Bi、Si、Sb等属于此类。3、界面结构与冷却速度

过冷度大时，生长速度快，界面的原子层数较多，容易形成粗糙界面结构。过冷度对不同物质存在不同的临界值，越大的物质，变为粗糙面的临界过冷度也就越大。

如：白磷在低长大速度时（小过冷度ΔT）为小晶面界面，在长大速度增大到一定时（大过冷度），却转变为非小晶面。二、晶体长大机制

上述固-液界面的性质（粗糙面还是光滑面），决定了晶体长大方式的差异。

连续长大

台阶方式长大（侧面长大）1、连续长大

粗糙面的界面结构，许多位置均可为原子着落，液相扩散来的原子很容易被接纳与晶体连接起来。由于前面讨论的热力学因素，生长过程中仍可维持粗糙面的界面结构。只要原子沉积供应不成问题，可以不断地进行“连续长大”。

其生长方向为界面的法线方向，即垂直于界面生长。2、台阶方式长大（侧面长大）

光滑界面在原子尺度界面是光滑的，单个原子与晶面的结合较弱，容易脱离。只有依靠在界面上出现台阶，然后从液相扩散来的原子沉积在台阶边缘，依靠台阶向侧面长大。故又称“侧面长大”。“侧面长大”方式的三种机制（1）二维晶核机制：台阶在界面铺满后即消失，要进一步长大仍须再产生二维晶核；

105第三章金属凝固热力学与动力学（2）螺旋位错机制：螺旋位错台阶在生长过程中不会消失；

（3）孪晶面机制：长大过程沟槽可保持下去，长大不断地进行。106第三章金属凝固热力学与动力学107第三章金属凝固热力学与动力学3、晶体长大速度1、连续长大2、二维晶核台阶长大3、螺旋位错台阶长大108第三章金属凝固热力学与动力学三、晶体宏观生长方式粗糙界面晶体的生长方式与温度梯度109第三章金属凝固热力学与动力学1.正温度梯度下生长的晶体形态110第三章金属凝固热力学与动力学2.负温度梯度下生长的晶体形态K0对合金凝固组织成分偏析的影响（自左向右定向凝固）本章小结1.凝固的热力学条件2.均质形核、非均质形核；3.固-液界面结构；4.晶体长大机制及长大方式；5.平衡分配系数的物理意义及其计算。113第三章金属凝固热力学与动力学作业1.液态金属的形核方式有哪几种，试分析青铜铸件以什么方式形核，为什么？2.晶体长大方式有哪些，其长大方式受什么因素的影响，试分析合金钢铸件凝固过程中的长大方式？3.什么是粗糙界面；什么是光滑界面？4.当固液界面是负温度梯度时，共晶合金的固液界面的生长形态如何？5.简述平衡分配系数的物理意义。114第5章合金的凝固1155.1凝固过程溶质再分配5.2合金凝固界面前沿的成分过冷5.3“成分过冷”对单相固溶体结晶形态的影响5.4共晶合金的凝固5.5包晶合金的凝固主要内容1165.1凝固过程溶质再分配一、平衡凝固二、液相充分混合均匀三、液相只有有限扩散四、液相中部分混合（有对流作用）由于合金在结晶过程中，析出固相的溶质含量不同于液相，而使固—液界面前的液体溶质富集或贫化的现象，称为溶质再分配。117一、平衡凝固条件下的溶质再分配平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分扩散均匀。118开始（

T=TL）时：

CS=K0C0CL=C0119凝固过程中(T=T*)：120凝固终了时，固相成分均匀地为:CS=C0121二、液相充分混合均匀时的溶质再分配该情况下溶质在固相中没有扩散，而在液相中充分混合均匀。起始凝固时：CS=K0C0，CL=C0122该情况下溶质在固相中没有扩散，而在液相中充分混合均匀。凝固过程中固－液界面上的成分为（Scheil公式）：接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由K0C0逐渐上升。123随着固相分数（fs）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相，甚至达到共晶温度TE时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。124三、液相有限扩散时的溶质再分配凝固过程分三个阶段：最初过渡区稳定态区最后过渡区

125凝固稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：126四、液相中部分混合时的溶质再分配

在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界层，在边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在边界层以外的液相因有对流作用成分得以保持均一。液相部分混合达稳态时C*s及C*L值：

四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。127例题用Al-10%Cu合金浇注一水平细长试棒，使其自左至右单向凝固，并保持固－液界面为平面，当完全平衡凝固，凝固后试棒中共晶体的数量有多少？当固相无Cu的扩散，液相中Cu均匀混合时，求：凝固20%时，固液界面的和，凝固完毕，共晶体所占比例。1285.2合金凝固界面前沿

的成分过冷一、“成分过冷”条件和判据二、“成分过冷”的过冷度129一、“成分过冷”条件和判据

“成分过冷”的形成条件分析

（K0＜1情况下)：→

界面前沿形成溶质富集层→

液相线温度TL(x’)随x’增大上升→当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）小于液相线的斜率时，即:

出现“成分过冷”。130成分过冷：结晶时，固液界面前方某一区域内，液体的实际温度低于平衡结晶温度，即该部分液体处于过冷状态，这种过冷是结晶过程中由液相中的溶质再分配引起的，称为成分过冷。131成分过冷的本质（1）溶质富集使平衡结晶温度大为降低，减小了实际过冷度，甚至阻碍晶体生长。（2）成分过冷使界面不稳定，将不能保持平面。(b)无溶质再分配的界面前过冷情况©有成分过冷132液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据“成分过冷”判据133由判据可见，下列条件有助于形成“成分过冷”：液相中温度梯度小（GL小）；晶体生长速度快（R大）；液相线斜率大（mL大）；原始成分浓度高（C0大）；液相中溶质扩散系数小（DL小）；K0＜1时，K0越小，成分过冷度越大。工艺因素材料因素134二、“成分过冷”的过冷度

以液相只有扩散的情况为例：

“成分过冷”区的最大过冷度：“成分过冷”出现的区域宽度：1355.3“成分过冷”对单相固溶体合金结晶形态的影响一、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响二、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌三、较宽成分过冷作用下的枝晶生长四、自由树枝晶的生长五、枝晶间距136一、“成分过冷”对合金固溶体

晶体形貌的影响随“成分过冷”程度增大，固溶体生长方式：

→平面晶→胞状晶

→胞状树枝晶(柱状树枝晶)

→内部等轴晶(自由树枝晶)137二、成分过冷作用下的胞状组织

的形成及其形貌胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l—0.1cm之间，随着成分过冷的增大，发生：

沟槽不规则的胞状界面狭长的胞状界面规则胞状态胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构。138三、较宽成分过冷作用下的枝晶生长随界面前成分过冷区逐渐加宽→胞晶凸起伸向熔体更远处→胞状晶择优方向生长→胞状晶的横断面出现凸缘→短小的锯齿状“二次枝晶”（胞状树枝晶）在成分过冷区足够大时，二次枝晶上长出“三次枝晶”139四、自由树枝晶的生长形成方向各异的等轴晶（自由树枝晶）等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。

界面前成分过冷的极大值>非均质形核所需的过冷度140五、枝晶间距枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是树枝晶组织细化程度的表征。实际中，枝晶间距采用金相法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距d1、和二次分枝间距

d2

两种。材料性能好热裂纹倾向小且分散显微缩松、夹杂物细小成分趋于均匀化细晶强化效果显著枝晶间距小通常用二次枝晶间距来表示凝固组织的粗细程度1415.4共晶合金的凝固（a）层片状（b）棒状（c）球状或短棒状（d）针状（e）螺旋状1425.4共晶合金的凝固

大部分合金存在着两个或两个以上的相，多相合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂。本节讨论最为普遍的共晶合金凝固方式及组织。一、共晶组织的分类及特点二、共晶组织的形成143一、共晶组织的分类及特点（一）规则共晶与非规则共晶（二）非平衡状态下的共晶共生144（一）规则共晶与非规则共晶规则共晶：金属—金属，如:Pb-Sn，Ag-Cu层片状共晶

金属—金属间化合物，如:Al-Al3Ni棒状共晶

非规则共晶金属—非金属，如:Fe-C,Al-Si

共晶非金属—非金属，如:玻璃，琥珀睛-茨醇共晶

粗糙－粗糙界面粗糙—光滑界面光滑—光滑界面145粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶

金属-金属共晶金属-金属间化合物共晶规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生长，两相前方的液体区域中存在溶质的运动。这种长大方式称之为“共生生长”。典型的显微形态:有规则的层片状，或其中有一相为棒状，因此称为“规则共晶”。146图Al-Al3Ni棒状共晶（上——纵截面，下——横截面）图Pb-Sn层片状共晶147粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶

金属-非金属共晶属于第Ⅱ类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”长大，但由于①小晶面相晶体长大具有强烈的方向性（非金属相）

②对凝固条件十分敏感（如杂质元素或变质元素）容易发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无规则，属于“不规则共晶”。148Al-Si共晶合金组织149根据平衡相图，共晶反应只发生在一个固定的成分，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得100％的共晶组织。但在非平衡凝固状态下出现了伪共晶、离异共晶。（二）非平衡状态下的共晶共生区150(1)伪共晶-共生区在无限缓慢的冷却条件下，共生区退缩到共晶点E，非平衡凝固条件下出现共生区。151(2)离异共晶152二、共晶组织的形成（一）非小晶面—

非小晶面共生共晶的形成（二）非小晶面—

小晶面共晶合金的结晶153（一）非小晶面—非小晶面

共生共晶的形成层片状共晶组织的形核及长大棒状共晶生长154层片状共晶组织的形核及长大

层片状共晶组织是最常见的一类非小晶面—非小晶面共生共晶组织。层片状共晶组织的形成过程：1、层片状共晶生核过程及“搭桥”方式2、共生过程的协同生长3、片层距的调整4、胞状、树枝状共晶的形成155共晶团的形成领先相富A组元的α固溶体小球析出界面前沿B组元原子的不断富集向前方及侧面的熔体中排出A组元原子β相沿着α相的球面与侧面迅速铺展形成具有两相沿着径向并排生长的球形共生界面双相核心β相固溶体在α相球面上的析出α相依附于β相的侧面长出分枝交替进行……

1、层片状共晶生核过程及“搭桥”方式156“搭桥”方式：领先相表面一旦出现第二相，则可通过这种彼此依附、交替生长的方式产生新的层片来构成所需的共生界面，而不需要每个层片重新生核。层片状共晶的两种形核、长大方式示意图1572、共生过程的协同生长两相各向其界面前沿排出另一组元的原子，由于α相前沿富B，而β相前沿富A，扩散速度正比于溶质的浓度梯度，因此横向扩散速度比纵向大得多。共晶两相通过横向扩散不断排走界面前沿积累的溶质，且又互相提供生长所需的组元，齐头并进地向前生长。1583、片层距的调整B原子聚集而浓度升高Α相推进的速度变慢→形成凹坑→

B原子扩散越发困难→

β相片层则在此处形成，凝固速度越快，相应的片层距就会越小。α相片层中心处B原子扩散比α-β交界要困难得多1594、胞状、树枝状共晶的形成

（第三组元的影响）A、B两相每相排出第三组元的原子无法横向扩散，只能向液体内部扩散形成富集层（达到几百个层片厚度数量级）在适当的工艺条件下(如GL较小、R较大时)，界面前方液体产生成分过冷导致界面形态的改变，形成胞状界面当第三组元浓度较大，或在更大的凝固速度下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶将发展为树枝状共晶组织。160棒状共晶生长形成棒状共晶的一般条件：

如果一相的体积分数小于1／π时，该相将以棒状结构出现；如果体积分数在1/π~½

之间时，两相均以片状结构出现。

棒状共晶：该组织中一个组成相以棒状或纤维状形态沿着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。161第三组元的影响如果第三组元在两相中的平衡分配系数相差较大，则可能出现第三组元仅在某一个相的固-液界面前沿富集（出现成分过冷），阻碍该相继续长大。而另一相长大速度相对较快，通过搭桥作用，落后的一相将被生长快的一相割成筛网状，并最终发展成棒状组织。162（二）非小晶面—小晶面共晶合金的结晶由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，故这类共晶合金比非小晶面-非小晶面共晶合金具有更为复杂的组织形态变化，且对生长条件的变化也表现出高度的敏感。即使是同一种合金，在不同的条件下则能形成多种形态各异、性能悬殊的共生共晶甚至离异共晶组织。这类共晶合金最具有代表性的是Fe-C

和A1-Si

两种合金。163在高纯度Fe-C合金共晶凝固中，领先相石墨的外露面为（0001）基面，往往按螺旋位错生长机制垂直于基面按[000l]方向生长，从而形成球状石墨+奥氏体晕圈的离异共晶组织。铸铁中石墨的共晶共生生长164在一般工业Fe-C合金中，由于氧、硫等第三组元杂质的影响，共晶石墨则以旋转孪晶生长机制沿[10T0]

方向生长，从而形成片状石墨结构的共生共晶组织。如果在工业铁液中加入微量的镁或铈等球化元素，也可得到球状石墨的离异共晶组织。165Al–Si合金共生生长当领先相Si以孪晶生长在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组织是在α-A1的连续基体中分布着紊乱排列的板片状Si的两相混合体。166在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量变质元素，共晶生长中不断封锁共晶Si原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，使共晶Si不断分枝，粗片状共晶Si大大细化，并逐渐转变为纤维状共晶Si的组织。1675.5包晶合金的凝固

Pt-Ag合金相图和包晶转变特征a）Pt-Ag合金相图b）包晶转变特征168包晶反应及其组织的形成Ag-56.0%Zn纵截面凝固组织照片(a)

（a）v=1mm/min，固液界面处；（b）v=10mm/min，距固液界面处15mm处169亚包晶钢板坯表面纵裂纹的形成板坯表面纵裂纹形貌（含碳量0.14%）170

液相只有有限扩散凝固条件下溶质再分配171

单向凝固时铸棒内溶质的分布

172a）变质前,b)0.1%Sr变质后,c)0.1%Sr变质后x1000x2000,x6000Al-Si共晶合金Sr变质前后的共晶Si形态173本章小结一、概念：溶质再分配、成分过冷二、分析理解：1.成分过冷对合金单相固溶体凝固界面前沿晶体的结晶形态有哪些影响？2.共晶组织的分类、特点。三、计算：溶质再分配对铸件中溶质含量影响的定量计算。174作业1.用Al-15%Cu合金浇注一水平细长试棒，使其自左至右单向凝固，并保持固－液界面为平面，当完全平衡凝固，凝固后试棒中共晶体的数量有多少？当固相无Cu的扩散，液相中Cu均匀混合时，求：凝固17%时，固液界面的和，凝固完毕，共晶体所占比例。2.什么是二次枝晶间距？影响枝晶间距的主要因素是什么？枝晶间距与材料的力学性能有什么关系？175第6章凝固组织及其控制176

6.1铸件的宏观组织

6.2宏观组织的形成

6.3铸件宏观组织的控制6.4非晶合金的制备技术

6.5真空及电磁场对液态成型过程的影响主要内容1776.1铸件的宏观组织激冷晶区的晶粒细小柱状晶区的晶粒垂直于型壁排列，且平行于热流方向内部等轴晶区的晶粒较为粗大表层激冷晶区中间柱状晶区内部等轴晶区1781合金性质(1)溶质含量的高低，溶质含量高树枝晶较发达。(2)结晶温度范围的宽窄，有较宽的生核区域，容易形成枝晶或等轴晶组织。(3)液态金属内是否含有强生核剂，含有强生核剂，易形成等轴晶组织。一、影响铸件宏观组织的主要因素179

(1)浇注温度较低，液态金属过热度较小，与浇道内壁接触时能生成大量的游离晶粒也有助于游离晶粒的残存，这对等轴晶的形成和细化有利。反之，有利于柱状晶的形成。

(2)能强化金属液流对型壁冲刷作用的浇注工艺均能扩大并细化等轴晶区。(3)结晶过程中是否存在较长时间的激烈对流

2浇注条件1803铸型性质和铸件结构对于薄壁铸件，激冷可以使整个断面同时产生较大的过冷。铸型温度越低、蓄热系数越大，界面温度梯度越大，液体生核能力越强。采用金属型铸造比砂型铸造易获得细等轴晶的金属组织。对于厚壁铸件，其影响则非常复杂。铸件结构越复杂、壁厚越薄，越易得到细等轴晶组织；反之，则利于形成柱状晶。

181图6.2几种不同类型的铸件宏观组织示意图（a）柱状晶;（b）表面细等轴晶加柱状晶;（c）三个晶区;（d）等轴晶182柱状晶本身比较致密，有良好的强度和塑性，但柱状晶较粗大，晶界上富集易熔而力学性能较差的杂质和缺陷，使晶粒间的联系大大削弱。故柱状晶力学性能有明显方向性，纵向好，横向差，铸件在凝固冷却过程中还容易沿晶界开裂。等轴晶的晶界长，杂质和缺陷分布比较分散，且各晶粒的位相都不同，故方向性小，比较稳定。晶粒越细，其综合性能越好，抗疲劳性也高。铸件通常希望获得细小的等轴晶。3.晶粒组织对性能的影响183大多数工业应用情况下，希望铸件宏观组织获得各向同性的细小等轴晶组织。为此，应创造条件抑制晶体的柱状长大，而促使内部等轴晶的形成和等轴晶细化。就断裂而论，裂纹最易沿晶界扩展。柱状晶相碰的地带溶质及杂质聚积严重，造成强度、塑性、韧性在柱状晶的横向方向大幅度下降，对热裂敏感，腐蚀介质中易成为集中的腐蚀通道。184晶粒尺寸与材料强度的关系Hall-Petch185柱状晶的特点是各向异性，对于诸如磁性材料、发动机和螺旋浆叶片等这些强调单方向性能的情况，采用定向凝固获得全部柱状晶的零件反而更具优点。如何在技术上有效地控制铸件的宏观组织十分重要。因此有必要学习各晶区组织的形成机理。1866.2宏观组织的形成一、表面激冷晶区的形成二、柱状晶区的形成三、等轴晶区的形成187一、表面激冷晶区的形成一、型壁散热条件所决定的过冷度和凝固区域的宽度二、型壁附近熔体大量非均质生核，迅速长大并互相接触三、各种形式的游离晶粒

铸型壁附近熔体受到强烈的激冷作用而大量形核，形成无方向性的表面细等轴晶组织，也叫“激冷晶”。细化条件：188二、柱状晶区的形成稳定的表面细等轴晶凝固壳层形成以后：以凝固层某些晶粒为基底，再向内生长出柱状晶，发展成柱状晶区。枝晶主干取向与热流方向平行的枝晶生长迅速

。189二、柱状晶区的形成

柱状晶区开始于稳定凝固壳层的产生结束于内部等轴晶区的形成

柱状晶区的存在及宽窄程度上述两个因素综合作用的结果如果在凝固初期就使得内部产生等轴晶的晶核，将会有效地抑制柱状晶的形成。190柱状晶择优生长

竞争淘汰191三、内部等轴晶的形成机理（一）

“成分过冷”理论（二）激冷等轴晶游离理论（三）枝晶熔断及结晶雨理论192（一）“成分过冷”理论该理论认为，随着凝固层向内推移，固相散热能力逐渐削弱，内部温度梯度趋于平缓，且液相中的溶质原子越来越富集，从而使界面前方成分过冷逐渐增大。当成分过冷大到足以发生非均质生核时，便导致内部等轴晶的形成。193（二）激冷等轴晶游离理论在浇注的过程中及凝固的初期激冷，等轴晶自型壁脱落与游离促使等轴晶形成。型壁温度低，浇注中形成的激冷游离晶194（三）枝晶熔断及结晶雨理论生长着的柱状枝晶在凝固界面前方的熔断、游离和增殖导致了内部等轴晶晶核的形成，称为“枝晶熔断”理论。

液面冷却产生的晶粒下雨似地沉积到柱状晶区前方的液体中，下落过程中也发生熔断和增殖，是铸锭凝固时内部等轴晶晶核的主要来源，称为“结晶雨”理论。多发生在大型铸锭的凝固过程中。1956.3铸件宏观组织的控制6.3.1凝固传热与宏观组织6.3.2定向凝固技术6.3.3快速凝固技术6.3.4半固态凝固技术196典型凝固方式（a）定向凝固（b）体积凝固6.3.1

凝固传热与宏观组织1976.3.2

定向凝固技术定向凝固技术：凝固过程中，如果热流(散热)是单向的，又有足够的温度梯度，则新晶核的形成将受到限制，晶体便以柱状晶方式生长。获得单向生长柱状晶的根本条件：其关键在于控制热流（单向），保证液--固界面上液体金属有足够的温度梯度。

避免在固--液界面前方的液体中形成新的晶核。198区域熔化液态金属冷却法（ZMLMC法）1试样；2感应圈；3隔热板4冷却水；5液态金属；6拉锭；7熔区；8坩埚定向凝固方法举例

199二维定向凝固(a)(b)二维定向凝固法制备的高温合金圆盘试样的组织形貌(a)宏观组织形貌（b）微观组织形貌2006.3.3

快速凝固技术一、快速凝固

由金属从液相到固相的相变过程进行得非常快，当液态金属以105~1010K/s的速度进行凝固，从而获得普通铸件和铸锭无法获得的成分、相结构和显微结构的过程。铸锭和铸件的凝固冷却速度通常在10-3~102K/s的范围内。大型铸锭的冷却速率为10-3~10-1K/s，中等铸件的冷却速率约为1K/s。特薄的铸件压铸过程的冷却速率可达103K/s，当液态金属以105~1010K/s的冷却速度进行凝固时，称之为快速凝固。201快速凝固是指采用急冷技术或深过冷技术获得很高的凝固前沿推进速率的凝固过程。界面推进速率大于10mm/s冷却速率达到105~1010K/s固-液界面的移动速率赶上或超过原子间扩散速率时，晶体将来不及转移成分，界面固、液相成分不再平衡。202（1）偏析形成倾向小（随着凝固速度的增加，实际溶质分配系数偏离平衡而增加，并趋近于1）（2）形成非平衡相（亚稳定相）（3）细化凝固组织（细化枝晶）（4）形成非晶二、快速凝固组织的特征203

（a）快速冷却

一方面，选用热导率大的铸型材料或对铸型强制冷却，提高凝固速度；另一方面，凝固层内部热阻随凝固层厚度的增大而迅速提高，导致凝固速度下降。快冷法一般只在薄膜、细线及小尺寸颗粒中实现三、快速凝固的条件204（b）深过冷通过抑制凝固过程的形核，使合金溶液获得很大的过冷度，从而凝固过程释放的潜热被过冷熔体吸收掉，可减少凝固过程中要导出的热量。深过冷快速凝固成形可通过循环过热净化和熔融玻璃净化处理实现大体积液态金属的快速凝固。2051细粉；2气体；3气源；4合金液；5真空感应加热器；6喷嘴；7雾化室；8收集室；9粉末(1)粉末快速凝固概括起来可分为流体雾化法和离心雾化法。四、快速凝固的工艺方法206（2）带材快速凝固常用的方法有单辊法、溢流法和双辊法等。（a）自由喷射甩出（FJMS）法（b）平流铸造（PFC）法

1.激冷辊；2.感应加热器；3.排气阀；4.压力表；5.带材；6.喷嘴；7.合金液；8激冷基底（单辊表面）单辊法207双辊法快速凝固原理图1带材；2合金液；3加热器；4坩埚；5喷嘴；6双辊溢流法快速凝固原理图溢流法双辊法208玻璃包覆熔融纺线法（3）线材快速凝固

209连续式旋转水纺线法连续式旋转水纺线法1旋转鼓；2喷嘴；3熔融金属；4金属丝；5磁性辊；6卷取机210（一）合理地控制浇注工艺和冷却条件（二）孕育和变质处理（三）动力学细化五、快速凝固工艺的控制211（一）合理的浇注工艺浇注温度浇注方式

降低浇注温度是减少柱状晶、获得细化等轴晶的有效措施。但过低的浇注温度将降低液态金属的流动性，导致产生浇不足和冷隔等缺陷。

改变浇注方式强化对流对型壁激冷晶的冲刷作用，能有效地促进细等轴晶的形成。但不要因此而引起大量气体和夹杂的卷入而导致铸件产生相应的缺陷。

212冷却条件的控制控制冷却条件的目的是形成宽的凝固区域和获得大的过冷，从而促进熔体生核和晶粒游离。小的温度梯度GL和高的冷却速度R可以满足以上要求。但就铸型的冷却能力而言，除薄壁铸件外，这二者不可兼得。对薄壁铸件，可采用高蓄热、导热能力强的铸型。

对厚壁铸件，一般采用冷却能力小的铸型以确保等轴晶的形成，再辅以其他晶粒细化措施以得到满意的效果。213（二）孕育、变质处理孕育处理是浇注之前或浇注过程中向液态金属中添加少量孕育剂以达到细化晶粒、改善宏观组织目的的一种工艺方法。孕育主要是影响生核过程和促进晶粒游离以细化晶粒；变质处理同样是加入外来核心，但是通过改变晶体的生长机理，从而细化晶粒、影响晶体形貌。214合金种类孕育剂主要组元加入量wt%加入方法碳钢及合金钢Ti0.1~0.2铁合金V0.06~0.30B0.005~0.01铸铁Si-Fe，Ca,Ba,Sr0.1~1.0，与Si-Fe复合铁合金铝合金Ti,Zr,Ti+B,Ti+CTi:0.15;Zr:0.2；复合:Ti0.01B或C0.05;Al-Ti,Al-Zr,Al-Ti-B,Al-Ti-C中间合金过共晶Al-Si合金P≥0.02Al-P，Cu-P，Fe-P中间合金铜合金Zr,Zr+B,Zr+Mg,Zr+Mg+Fe+P0.02~0.04纯金属或中间合金镍基高温合金WC,NbC碳化物粉末各类合金常用孕育剂215（三）动力学细化（1）振动结晶（2）液相搅拌216（1）振动结晶（a）铸型振动在凝固过程中振动铸型可使液相和固相发生相对运动，导致枝晶破碎形成结晶核心。振动还可引起局部的温度起伏，有利于枝晶熔断。振动铸型可促使“结晶雨”的形成。立式离心铸造机217（b）超声波振动超声波振动可在液相中产生空化作用，形成空隙，当这些空隙崩溃时，液体迅速补充，液体流动的动量很大，产生很高的压力。当压力增加时凝固的合金熔点温度也要增加，从而提高了凝固过冷度，造成形核率的提高，使晶粒细化。218不同功率超声处理纯铝的凝固组织219（2）液相搅拌采用机械搅拌、电磁搅拌或气泡搅拌均可造成液相相对固相的运动，引起枝晶的折断、破碎与增殖，达到细化晶粒的目的。220

连铸过程采用电磁搅拌的主要作用是提高连铸坯的质量，例如去除夹杂物、消除皮下气泡、减轻中心偏析、提高连铸坯的等轴晶率。在浇铸断面较大的铸坯以及浇铸质量要求较高时，电磁搅拌技术便成为首选。2216.3.4半固态凝固技术一、半固态成型技术半固态成型技术（semi-solidmetalprocess，简称SSP）通过搅拌或加热等方法在液相线附近获得具有非树枝晶状组织的半固态浆（坯）料，并通过加压的方式，使其在不同形状的型腔内凝固成型的技术。半固态加工的特点金属的液态成形:铸造；液态模锻；液态轧制；连铸等传统的金属成形

金属的固态成形：轧制；拉拔；挤压；锻造；冲压等二、半固态金属的物理特性半固态金属（合金）的结构特点是固液相混合共存，根据固相分数不同，其状态不同，物性也有很大差别。当fs小于0.2时，半固态金属浆料可以作为牛顿粘性流体；当fs在0.2~0.6时，固相微粒相对运动及聚集行为为半固态金属浆料性质；当fs在0.6~0.7以上时，半固态浆料可以被认为是浸透着液体的多孔固体。半固态金属的结构半固态金属的内部结构高固相分数低固相分数在高固相分数时，液相成分仅限于部分晶界。在低固相分数时，因相颗粒游离在液相成分之中。（1）粘度比液态金属高，容易控制：模具夹带的气体少，减少氧化、改善加工性，减少模具粘接，可进行更高速的部件成形，改善表面光洁度，易实现自动化和形成新加工工艺；（2）流动应力比固态金属低：半固态浆料具有流变性和触变性，变形抗力非常小，可以更高的速度成形部件，而且可进行复杂件成形，缩短加工周期，提高材料利用率，有利于节能节材，并可进行连续形状的高速成形(如挤压)，加工成本低；（3）应用范围广：凡具有固液两相区的合金均可实现半固态加工。可适用于多种加工工艺，如铸造、轧制、挤压和锻压等，并可进行材料的复合及成形。半固态金属的加工特点半固态金属的组织特性、形成机理与力学行为(1)非枝晶的形成与演化Al-20Cu合金的凝固组织

液体金属在凝固过程中搅拌且激冷，其结晶造成固体颗粒的初始形貌呈树枝状，然后在剪切力作用下，枝晶会破碎，形成小的球形晶，常规铸造和半固态铸造的组织对比，可见利用流变铸造方法生产的半固态金属具有独特的非枝晶、近似球形的显微结构。球形组织的形成过程？球形结构的演化过程：结晶开始时，搅拌促进了晶核的产生，此时晶核是以枝晶生长方式进行的；随着温度的下降，虽然晶粒仍然是以枝晶生长方式进行，但由于搅拌的作用，造成晶粒之间互相磨损、剪切以及液体对晶粒剧烈冲刷，这样，枝晶臂被打断，形成了更多细小晶粒，其自身结构也逐渐向蔷薇形演化；随着温度的继续下降，最终使得这种蔷薇形结构演化成更简单的球形结构。有色金属半固态组织的演变机制主要有以下三种：枝晶臂根部断裂机制。枝晶臂根部熔断机制。

枝晶臂发生熔断示意图枝晶臂弯曲机制。(2)半固态金属的力学行为

表1为用不同加工方法获得的A356铝合金的力学性能，从表中可以看出，半固态金属加工技术的优越性。如触变成形并在T6状态下的性能较金属型铸造所获得的合金有更好的力学性能，并与锻件的性能相近。合金加工方法热处理状态屈服应力/MPa抗拉强度/MPa伸长率/%硬度/HBA356(Al7Si0.3Mg)SSM铸态1102201460SSMT41302502070SSMT51802555~1080SSMT624032012105PMT6186262580PMT511381862——CDFT62803409——注：SSM为半固态加工；PM为金属型加工；CDF为闭模锻造三、半固态成形工艺（一）半固态金属成形半固态压铸（或半固态铸造）半固态压铸分为流变铸造和触变铸造。（1）流变铸造：在凝固期间，对合金施加搅拌，使浆料中形成非枝晶固相，然后像液态金属压铸一样直接将半固态浆料注入压型中成形，称之为流变铸造或流变成形。（2）触变铸造：触变铸造也叫触变成形，是将经过剧烈搅拌的半固态金属浆料预先凝固成坯料，再按需要将金属坯料分切成一定大小，把这种半固态坯料重新加热至固液两相区某一温度，保持一定的固液相比例，然后成形。触变压铸(Thixo-casting)半固态金属通过一定截面的孔洞注入闭合的模具内并合模、加压。

触变压铸是目前制造半固态金属零件应用最多的半固态成形方法。其成形温度低，凝固时间短，成形周期短，部件质量好(缩孔和疏松少)；微观组织均匀，高度自动化等优点。铝合金半固态压铸成形件(a)控制臂；(b)后门合页(a)柸料二次加热(b)坯料放人锻模型腔(c)锻压成形(d)锻件

半固态锻造

半固态锻造是将加热到半固态的坯料在锻模中进行以压缩变形为主的模锻以获得所需形状、性能制品的加工方法。半固态挤压半固态挤压用加热炉将坯料加热到半固态，然后放入挤压模腔，用凸模施加压力，通过凹模口挤出所需制品。半固态挤压和其他半固态成形方法相比，研究得最多的是各种铝合金和铜合金的棒、线、管、型材等制品，是难加工材料、粒子强化金属基复合材料、纤维强化金属基复合材料加工不可缺少的技术。触变挤压是将半固态金属坯料移入挤压腔内，通过模具孔挤出成形。Al、Mg轻质高强合金，以及钢等都可以挤压成形。

触变挤压(Thixo-extrusion)触变挤压成形原理图半固态轧制在轧机的入口处设置加热炉，将被轧制材料加热到所要求的半固态后，送入轧机轧制。对象主要是板材的轧制成形。将半固态浆料的制备设备与轧制衔接起来，直接轧制成形的方法。具有生产流程更短、更节约能源，更具生产潜力和应用前景。