液态成型原理全套教学课件

第1章液态金属的结构(2)第1章金属的膨胀及熔化(1)第2章液态金属的充型能力第3章铸件的凝固第4章液态金属结晶的基本原理(4.1-4.4)第4章

晶体生长(4.5)第4章单相合金结晶(4.6)第4章共晶合金结晶(4.7)第5章铸件组织的形成与控制第6章铸件化学成分的不均匀性第7章

铸件的化学成分不均匀性第8章铸件中的非金属夹杂物第9章铸件的收缩第10章.铸件的热裂第11章铸造应力、变形及冷裂纹液态成型原理全套可编辑PPT课件第一章§1-1金属的膨胀及熔化一、晶体的定义与结构a.晶体的定义晶体是内部质点在三维空间成周期性重复排列的固体；或者说，晶体是具有格子构造的固体b.金属晶体的结构六方紧密堆积面心立方紧密堆积立方体心堆积

金属的堆积方式全套可编辑PPT课件面心（fcc）Au、Ag、Cu、Al、

-Fe等

体心（bcc）

-Fe、V、Mo等

六方密集结构（hcp）Zn、Mg、Li等是常见的密排六方结构的金属c.晶体的特性1.有确定的熔点熔点晶体非晶体时间温度晶体和非晶体的熔化曲线2.各向异性不同晶面或者晶向上原子密度不同引起性能不同XYZXYZ二、晶体间的原子结合晶体的结构和性能主要决定于原子结构和它们之间的作用力与热运动。1.作用力引力：库仑引力;排斥力：库仑斥力与泡利不相容原理引起的斥力2.势能与功F（R）dR=－dW（R）RF0RR0R0R1R1R0WFAF斥F引R=R0F（R0）=0R=R1B三、金属的膨胀1.热振动只要温度高于热力学温度零度值，晶体中原子都在平衡附近位置振动。2.膨胀的原因a.原子间距的增大R0R0WABW1W2W3W0R1R2R3w0<w1<w2<w3R0<R1<R2<R3b.空穴的产生能量起伏→内蒸发→蒸发空穴原子四、金属的熔化外力作用离位、空穴接近熔点原子向临近晶界跳跃、晶粒失去固定形状，晶粒相对流动，称为晶粒粘滞流动熔点时体积突然膨胀3-5％金属熔化发生的物理变化被认为金属熔化电阻变大、导电率变弱出现粘性，可以流动温度不变，熔化潜热体积突然膨胀熔化从晶界开始：晶界势能高温度不变金属熔化的实质：熔化潜热破坏了原子间的结合键，使得晶粒瓦解，失去固定的结构，成为可以流动的液态。金属熔化的热力学解释：恒压下，下式成立在等温恒压下，熵的增量为§1-2液态金属的结构X射线分析间接研究液态金属的物理性质研究液态金属结构的方法：直接对液态金属进行检测固→气固→液配位数的变化体积与熵的变化熔化潜热与汽化潜热的比较一、X射衍射分析1.密度函数2.球壳原子数3.配位数r最小球壳原子数Al，700℃固态246810203040金属液态固态℃（10-10）N（10-10

）NAl7002.9610-112.8612液态结果：液态金属中的原子在几个原子间距的范围内，与固态排列方式一致。配位数的变化是由于空穴和原子间距发生变化导致的。二、物理性质的变化1.体积和熵的变化固态到液体，体积增大3-5％，原子间距增大1-1.5％金属25℃到熔点熵值变化△Ｓ熔点时的熵变△Ｓm△Ｓm/△ＳCd4.532.460.54Zn5.452.550.47Al7.512.750.37Mg7.542.320.31Cu9.792.300.24Au9.782.210.23Te15.502.000.13某些金属熵值的变化：△Ｓ（Ｊ﹡Ｋ-１）2.熔化潜热与汽化潜热固→气：原子间的结合键全部破坏固→液：原子间的结合键只破坏了百分之几几种金属熔化热与汽化热的比较：（Q/J﹡mol-1）金属Q熔Q汽Q熔/Q汽Zn66571215155.5%Te149053935783.8%Cr169553684564.5%Mn144453098384.7%Al104672114435.0%Cu130253475213.7%三、理想金属的液态结构1.原子间有较强的结合力2.形成原子集团，短程有序3.原子更容易脱离原子集团，进行游离4.温度越高，原子集团平均尺寸越小，“游动”越快接近熔点的液态金属原子集团空穴具有原固体的结构能量起伏大，运动激烈存在时间短大，多存在时间短原子多游动快四、实际金属的液态结构实际的液态金属纯液态金属杂质元素化合物原子分子能量起伏浓度起伏实际液态金属：由成分和结构不同的游动原子集团、空穴和许多固态、气态或液态的混合物（化合物）组成。§1-3液态金属的性质液态金属的性质粘滞性表面张力内在外表充型能力气体、夹杂物的排除金属的补缩一次结晶的形态、偏析的形成充型气体、夹杂物的排除形核、结晶1.粘滞性2.粘滞的本质3.粘滞的大小液体流动时,若其各层流动速度不同,则各层流体间有相互作用。流动速度大的一层带动流动速度小的一层运动，速度小的一层则阻碍速度大的一层，这种性质称“粘滞性”。速度不同的各层之间有摩擦力，这种流动具有粘滞性。流体的粘滞性又常成为内摩擦力。质点间结合力的作用。v1>v2>v3>v4F(x)vv4v3v2v10δ宏观一、液态金属的粘滞性微观粘滞的大小4.影响粘度的因素温度：温度不高，指数影响大，T↑，η↓；温度高，乘数相影响大，T↑

，η↑化学成分：难熔化合物粘度高，熔点低的共晶成分化合物其粘度低非金属夹杂物：固态非金属夹杂使液态合金粘度增加5.粘度在材料成形中的意义对液态金属流态的影响对液态金属对流的影响对液态金属净化的影响二、表面张力1.基本定义表面：液体或固体同空气或真空接触的面表面现象：两相接触面出现的表观现象ab2.接触角：到达平衡时，在气、液、固三相交界处，气-液界面和固-液界面之间的夹角（contactangle)，用θ表示

l-gl-sS-gθl-sS-gl-gθθ>90°θ<90°3.表面张力的实质表面自由能：产生新的单位面积表面时系统自由能的增量。表面层分子比相同数量的内部分子有多余的自由能。界面张力：是广义的表面张力表面张力：表面层质点处于不平衡的力场中，结果表面存在一个平行于表面且各向大小相等的张力。垂直作用于单位长度上的收缩力。a.表面张力的大小宏观微观温度：一般T↑，σ↓，但铸铁、碳钢、铜相反熔点：熔点高，表面张力大，Mg，Zn不遵守溶质：正吸附负吸附表面活性物质表面非活性物质溶质表面浓度大于内部浓度溶质表面浓度小于内部浓度b.影响表面张力的因素使表面张力降低的溶质使表面张力升高的溶质（1）在平面上剖面图液面正面图

研究以AB为直径的一个环作为边界，由于环上每点的两边都存在表面张力，大小相等，方向相反，所以没有附加压力。

设向下的大气压力为Po，向上的反作用力也为Po

，附加压力Ps等于零。Ps=Po-

Po=04.表面张力引起的附加压力（2）在凸面上：附加压力示意图

研究以AB为弦长的一个球面上的环作为边界。由于环上每点两边的表面张力都与液面相切，大小相等，但不在同一平面上，所以会产生一个向下的合力。

所有点产生的总压力为Ps，称为附加压力。凸面上受的总压力为：Po+Ps。Po为大气压力，Ps为附加压力剖面图（3）在凹面上：剖面图附加压力示意图研究以AB为弦长的一个球形凹面上的环作为边界。由于环上每点两边的表面张力都与凹形的液面相切，大小相等，但不在同一平面上，所以会产生一个向上的合力。所有的点产生的总压力为Ps，称为附加压力。凹面上向下的总压力为：Po-Ps

，所以凹面上所受的压力比平面上小。

1805年Young-Laplace导出了附加压力与曲率半径之间的关系式：特殊式（对球面）

根据数学上规定，凸面的曲率半径取正值，凹面的曲率半径取负值。所以，凸面的附加压力指向液体，凹面的附加压力指向气体，即附加压力总是指向球面的球心。一般式5.表面张力对在材料成形中的意义hp２Rrθ180°－θ静压头：第二章液态金属的充型能力充型对铸件质量的影响：浇不足、冷隔、砂眼、铁豆、抬箱（涨箱）、卷入性气体、夹砂等缺陷。得到完整的铸件充型能力浇注系统设计与铸型的机械、物理与化学的作用§2-1液态金属充型能力的基本概念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，简称液态金属的充型能力。2.浇不足的概念液态金属停止流动出现在型腔被充满之前，造成铸件不能得到完整的轮廓，这种缺陷称为浇不足。4.金属的流动性液态金属本身的流动能力，称为流动性。二、流动性、充型能力及铸造缺陷的关系一、基本概念流动性好，排气排杂，净化金属，还可以凝固后补缩流动性不好，充型能力弱，浇不足和冷隔，夹杂夹气3.冷隔由于铸型中金属流会合处金属熔合不完善或金属不连续的一种铸造缺陷。三、不同合金及造型方法对金属充型能力的影响

铸造方法

最小壁厚/mm金属种类砂型金属型熔模壳型压铸灰铸铁3>40.4~0.80.5~1.5---铸钢48~100.5~12.5---铝合金33~4------0.6~0.8不同金属和不同合金铸造方法铸造的铸件最小壁厚四、液态金属流动性测试方法测试方法浇注螺旋流动性试样真空流动性试样§2-2液态金属的停止流动机理及充型能力的计算一、液态金属的停止流动机理液态金属的停止流动机理1.窄结晶合金停止流动机理末端之前的某个部位从型壁向中心生长的柱状晶相接触，金属的流通道被堵塞。2.宽结晶合金停止流动机理液态金属的温度沿程下降，液流前端冷却最快，首先结晶。当晶体达到一定数量时，结成一个连续的网状，发生堵塞，停止流动。液态金属的停止流动机理二、液态金属充型能力的计算假设条件：1.自进入型腔直至停止流动的时间内，型腔与液态金属的接触表面温度不变；2.液态金属在型腔中以等速流动；3.流体横断面上各点温度均匀分布；4.热量只按垂直于型壁的方向传导，表面无辐射，沿液流方向无对流。宽结晶合金液态金属充型能力纯金属与共晶停止流动两个时间阶段：1.从开始温度到液相线温度所需的时间，即过热热量散失时间t’2.从液相线温度到凝固停止时间，即凝固开始到停止流动时间t’’总的时间：t＝t’＋t’’第一阶段液态金属的流动时间t’的求解：距液流端部△x的dx元段，在dt时间内通过表面积dA所散发的量，等于该时间内液态金属温度下降dT放出的热量第二阶段t’’，金属液继续向前流动时开始析出固相，热平衡方程式：边界条件:铸型温度液态金属的充型能力：流量消耗系数相对而言很小，可以忽略§2-3影响充型能力的因素影响充型能力的因素1.合金性质合金成分结晶潜热合金的比热容、密度和导热系数液态金属的粘度表面张力2.铸型性质铸型的蓄热系数铸型的温度铸型中的气体影响充型能力的因素3.浇注条件浇注温度充型压头浇注系统的结构4.铸件结构方面折算厚度（模数）铸件的复杂程度一、合金成分纯金属和共晶成分的合金，由于是在恒温下进行结晶，液态合金从表层逐渐向中心凝固，固液界面比较光滑，对液态合金的流动阻力较小，同时，共晶成分合金的凝固温度最低，可获得较大的过热度，推迟了合金的凝固，故流动性最好；其它成分的合金是在一定温度范围内结晶的，由于初生树枝状晶体与液体金属两相共存，粗糙的固液界面使合金的流动阻力加大，合金的流动性大大下降，合金的结晶温度区间越宽，流动性越差。

提高充型金属方面可采取的措施:1.不影响性能的情况下，将合金尽量调整到共晶成分附近2.高温出炉，低温浇注Fe－C合金流动性与含C量的关系（1）磷

铸铁磷量增加，液相线温度下降，铁液粘度下降；由于磷共晶增加，固相线温度也下降，因此，可以提高流动性。但是，磷量增加使铸铁变脆。通常不用增加磷量提高铸铁的流动性。1.元素对流动性的影响（2）硅

铸铁中硅的作用和碳相似，硅量增加，液相线温度下降。因此，在同一过热度下，铸铁的流动性随硅量增加而提高。（3）锰

锰的质量分数低于0.25％时，锰本身对铸铁的流动性没有影响。当含硫量增加时，一方面会产生较多的MnS夹杂物，悬浮在铁液中，增加铁液的粘度，另一方面，含S量越高，越易形成氧化膜，致使铁液流动性降低。2、结晶潜热

纯金属和共晶成分的合金在固定温度下凝固，在一般的浇注条件下，结晶潜热的作用能够发挥，是估计流动性的一个重要因素。凝固过程中释放的潜热越多，则凝固进行得越缓慢，流动性就越好。将具有相同过热度的纯金属浇入冷的金属型试样中，其流动性与结晶潜热相对应：Pb的流动性最差，Al的流动性最好，Zn、Sb、Cd、Sn依次居于中间。

对于结晶温度范围较宽的合金，散失一部分(约20％)潜热后，晶粒就连成网络而阻塞流动，大部分结晶潜热的作用不能发挥，所以对流动性影响不大。3金属的比热容、密度和导热系数

比热容和密度较大的合金，因其本身含有较多的热量，在相同的过热度下，保持液态的时间长，流动性好。

导热系数小的合金，热量散失慢，保持流动的时间长；导热系数小，在凝固期间液固并存的两相区小，流动阻力小，故流动性好。4.液态金属的粘度根据水力学分析，粘度对层流运动的流速影响较大，对紊流运动的流速影响较小。实际测得，金属液在浇注系统中或在试样中的流速，除停止流动前的阶段外都大于临界速度，是紊流运动。在这种情况下，粘度对流动性的影响不明显。5.表面张力造型材料一般不被液态金属润湿，即润湿角

＞90°。故液态金属在铸型细簿部分的液面是凸起的，而由表面张力产生一个指向液体内部的附加压力，阻碍对该部分的充填。所以，表面张力对薄壁铸件、铸件的细簿部分和棱角的成形有影响。型腔越细薄，棱角的曲率半径越小，表面张力的影响则越大。

如果液态金属表面上有能溶解的氧化物，如铸铁和铸钢中的氧化亚铁，则润湿铸型。这时附加压力是负值，有助于金属液向细薄部分充填，同时也有利于金属液向铸型砂粒之间的孔隙中渗透，促进铸件表面粘砂的形成。在壳型铸造中，氧化亚铁可以解决皱皮的问题。为提高液态金属的充型能力，在金属方面可采取以下措施1．正确选择合金的成分

在不影响铸件使用性能的情况下，可根据铸件大小、厚簿和铸型性质等因素，将合金成分调整到实际共晶成分附近，或选用结晶温度范围小的合金。对某些合金进行变质处理使晶粒细化，也有利于提高其充型能力2．合理的熔炼工艺

保持原材料和熔炼设备的洁净,多次熔炼的铸铁和废钢，尽量减少用量；“高温出炉，低温浇注”。二、铸型性质（１）铸型的蓄热系数C2ρ2---单位体积的铸型在温度升高1℃时所吸取的热量。此值大，铸型吸取较多的热量而本身的温升较小，使金属与铸型之际那在较长时间内保持较大的温差。

λ2－铸型的导热系数大，表示从金属吸取的热量能很快地由温度较高的型内表面传导到温度较低的“后方”，使铸型参加蓄热的部分增多，从而能够储存更多的热量，并且铸型内表面的热量能迅速传走，温升速度也就比较缓慢，而保持继续吸取热量的能力。铸型的蓄热系数b2表示铸型从其中的金属中吸取并储存于本身中热量的能力。蓄热系数b2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。材料铜铸铁铸钢粘土型砂湿砂锯末烟黑温度℃202020202020500蓄热系数3.671.341.30.110.230.02960.0076

在金属型铸造中，经常采用涂料调整其蓄热系数b2

。为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b2很小的石棉粉。

在砂型铸造中，利用烟黑涂料解决大型薄壁铝镁合金铸件的成型问题，已在生产中收到效果。(2）铸型温度

预热铸型能减小金属与铸型的温差，从而提高其充型能力。

在熔模铸造中，为得到清晰的轮廓，将型壳加热到800℃以上进行浇注。（3）铸型中的气体

铸型有一定的发气能力，能在金属液与铸型之间形成气膜，可减小流动的摩擦阻力，利于充型。浇注温度℃螺旋线长度L/mm1570160016251650干砂型515575600665湿砂型580700750775湿砂型和干砂型中钢液流动性的比较

根据实验，湿型中的水大于6％和煤粉大于7％时，由于发气量过大，在型腔中产生反压力，充型能力下降。

型腔中气体反压力较大的情况下，金属液可能较不进去，或者浇口杯、顶冒口中出现翻腾现象，甚至飞溅出来伤人。所以，铸型中的气体对充型能力影响很大。减小铸型中气体反压力的途径：（1）适当降低型砂中的含水量和发气物质的含量，亦即减小砂型的发气性；（2）提高砂型的透气性。（3）浇注系统的的结构浇注系统的结构越复杂，流动阻力越大，充型能力越差。（1）浇注温度一般T浇越高，液态金属的充型能力越强。温度不能太高，会产生杂质增大粘度，对充型不利。一般不采用该方法提高充型。（2）充型压力液态金属在流动方向上所受的压力越大，充型能力越强。要平稳。三、浇注条件方面的因素（2）铸件复杂程度

铸件结构复杂，流动阻力大，铸型的充填就困难。（1）折算厚度折算厚度也叫当量厚度或模数，为铸件体积与表面积之比。折算厚度大，热量散失慢，充型能力就好。铸件壁厚相同时，垂直壁比水平壁更容易充填。四、铸件结构方面的因素第三章铸件的凝固一、凝固与结晶的相同点与区别相同点：从液态转变固态的状态变化区别：凝固从传热学观点出发，研究铸件与铸型的传热过程，铸件断面上凝固区域的大小，凝固方式与铸件质量的关系，以及铸件的凝固时间。结晶主要从物理化学的观点出发研究液态金属的生核、成长、结晶组织的形成规律。二、凝固对铸造缺陷的影响缩孔、缩松、热裂、析出性气孔、偏析、夹杂物等。§3-1铸件的温度场研究的对象：不同时刻，铸件和铸型中的温度场变化。也就是温度随时间和空间的变化规律。对温度场的研究凝固区域大小及变化，凝固前沿向中心推进速度缩孔和缩松的位置凝固时间预计研究温度场的方法数学解析法数值模拟实测法一、数学解析法利用传热学理论，建立铸件和铸型的温度场模型并利用边界条件求解。假设：1.金属的结晶范围很小；2.不考虑结晶潜热；3.铸件的物理参数和铸型的物理参数不随温度而变化；4.铸件与铸型接触没有间隙，只以热传导方式传热铸件铸型半无限大铸件在铸型中冷却铸件温度铸型温度1.铸件在绝热铸型中凝固绝热铸型中铸件和铸型的温度场分布金属铸件的温度梯度比铸型小很多铸型本身的物理性质是决定因素铸型以界面热阻为主的温度场分布铸型2.金属－铸型界面热阻为主的金属型中凝固界面热阻大（涂料层）铸件与铸型的温度梯度为零3.厚壁金属型中的凝固铸型界面热阻小铸型与铸件物理性质起主要作用4.水冷却金属型中的凝固控制水温和流量保持铸型恒温凝固金属的热阻起作用铸型水冷金属型凝固的温度分布二、数值模拟法实测法测试铸件温度直观、可靠性好，不方便，有些地方无法放置热电偶数学解析法只适宜处理形状简单规则的铸件，同时还有许多的假设，所求得的温度场数学模型往往与实际有较大的差距。用数值模拟可以处理上述两种方法无法测得或者计算得到的温度场三、测温法1.温度场测定装置2.凝固动态曲线Al－Zn42.4%合金铸件上各测温点的温度时间曲线（a）铸件断面上的温度场a）热点偶位置b)冷却曲线c)动态凝固曲线d)断面凝固结构动态模拟图(1)凝固始点-液相边界凝固终点-固相边界3.凝固区域及其结构固相区凝固区液相区图(2)4.凝固方式及其影响因素1.凝固方式逐层凝固体积凝固中间凝固动态凝固曲线的纵向距离很小或等于零时，这时铸件凝固区域很小或根本没有，这种凝固方式为层状凝固如果纵向距离很宽，凝固范围很大时，称为体积凝固介于二者之间的凝固，为中间凝固方式2.影响因素合金的结晶温度范围（在温度梯度相近的情况）铸件断面的温度梯度纯金属或共晶成分的合金，即液相线与固相线重叠或者很小，则为逐层凝固；固相线与液相线相距很大，则为体积凝固即使固相线与液相线相差很小，温度梯度小，也会由逐层凝固向体积凝固转变。§3-2金属的凝固方式与铸件质量的关系铸件质量合金性质窄结晶温度范围合金宽结晶温度范围合金中结晶温度范围合金逐层凝固体积凝固中间凝固容易补缩，组织致密性能好不易补缩，缩松夹杂，开裂两者之间§3-3铸件的凝固时间1.概念铸件的凝固时间：从液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间凝固速度：单位时间凝固层增长的厚度2.目的及意义通过工艺措施控制铸件各部分的凝固速度设计冒口和冷铁凝固时间进行估算3.凝固时间的计算1.理论计算2.经验计算“平方根定律”计算法“折算厚度”法则傅立叶定律：积分：理论计算：平方根定律:令：凝固厚度凝固系数折算厚度:4.几种计算方法的应用比较理论计算诸多假设，仅供参考平方根定律适合大平板和结晶间隔小的合金铸件揭示凝固过程的基本规律折算厚度考虑到铸件的形状，修正了平方根定律§3-4本章小结1.铸件的温度场动态凝固曲线、凝固方式、影响凝固方式的因素、凝固区域对铸件的影响2.铸件的凝固时间理论计算、平方根定律、折算厚度第四章液态金属结晶的基本原理1.结晶的概念2.研究结晶的意义3.研究结晶的着手点§4-1前言液态金属转变成晶体的过程。采用热力学及动力学方法研究液态金属的生核、成长、结晶组织的形成规律。结晶过程决定凝固后的组织，并对随后冷却过程中的相变、过饱和相的析出及铸件的热处理过程产生极大的影响。热力学研究结晶中的形核过程，动力学研究结晶中的生长过程。§4-2热力学基础一、引入热力学的意义热力学是研究平衡过程的。用它可以判断一个凝固过程是否可能发生，以及发生的程度。而对于凝固过程的判断，是使用热力学状态函数来进行的。二、状态函数的概念1.状态函数概念只研究体系所处的状态而不考虑“过程”的函数2.热力学常用的几个状态函数内能（U）：物质体系内部所有质点的动能和势能之和。焓（H）：体系等压过程中热量的变化。熵（S）:体系热量和温度的商值。吉布斯自由能（G）:判断体系过程进行的方向与限度。三、状态函数间的关系1.焓与内能的关系H=U+pV2.吉布斯自由能、焓和熵的关系G=H－TSdG=dU+pdV+Vdp-TdS-SdTdU=TdS-pdVdG=Vdp-SdT热力学第一定律§4-3

液态金属凝固热力学一、液态金属凝固热力学条件1.自由能随温度的升高而降低凝固过程可以认为是在恒压下进行的，则有由上式可得：1.熵反应的是吉布斯函数的斜率；2.由于熵是正值，那么吉布斯函数的斜率是负值，温度升高，吉布斯自由能降低。而且降低速度取决于熵的大小。2.在不同温度下自由能的主导因素1）低温时，自由能的数值主要取决于内能，由于高度有序的晶体结构具有更低的内能。因此低温下固相自由能低于液相自由能。2）当在高温时，液相具有更高的熵值，液相自由能将以更大的速率随着温度的上升而下降。3）在某一温度处，这两条曲线会发生相交。纯金属液、固两相吉布斯自由能与温度的关系由图可知:结论1：结晶是一个降低体系自由能的自发过程。液态金属必须处于过冷的状态结晶才能发生。由上三条得出下列关系图3.相变驱动力和过冷度a.相变驱动力结晶发生在熔点附近，故有焓与熵随温度而变化的数值可以忽略根据已知条件：b.过冷度结论2：金属凝固的驱动力，主要取决于过冷度。过冷度越大，驱动力越大。§4-4液态金属结晶热力学一、结晶过程a.液相原子在结晶（相变）驱动力下作用下，从高自由能的液态结构转变为低自由能的固态晶体结构过程中，必须克服一个能垒，才能使结晶过程得以实现。b.获得克服能垒的能量通过液态内部的起伏来实现（能量起伏）。c.体系不可能同时进行大规模的转变，否则引起体系自由能的极大提高。因此，体系通过起伏作用在某些微观小区域内克服能障而形成稳定的新相小质点——晶核。d.新相形成，体系出现自由能较高的新旧两相之间的过渡区。为使体系自由能尽可能地降低，过渡区必须减薄到最小的原子尺寸，这样就形成了新旧两相的界面。e.依靠界面逐渐向液相内推移而是晶核长大。总括：液态金属在结晶驱动力下，通过起伏作用克服能障；为避免在转变过程中体系自由能过度增大，结晶采取生核和生长的方式进行。结晶过程中的两种能障：热力学能障，它是由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生，能直接影响到体系自由能的大小，界面自由能属于这种情况。热力学能障对生核影响大。动力学能障，它是由金属原子穿越界面过程所引起，原则上与驱动力的大小无关而仅取决于界面的结构和性质。激活自由能属于这种。动力学能障对晶体生长起更重要的作用。热力学能障和动力学能障二、自发形核（均质形核）1.自发形核的定义依靠液态金属内部自身的结构自发地形核。也就是指在没有外来界面的均匀熔体中形核的过程。2.形核热力学假设条件：晶核为球形则体系吉布斯自由能的变化为：结论：在一定的过冷度下，临界核心由相起伏提供，临界生核功由能量起伏提供。3.匀质生核的局限性a.需要很大的过冷度，约为金属熔点的0.18-0.2倍。实际金属结晶过冷度只有十几分子一摄氏度到几十摄氏度。b.实际金属含有许多杂质。三、非自发形核（非均质形核）1）形核功及形核速率非自发形核：在液相中那些对形核有催化作用的现成界面上进行形核的过程。形核剂类别：夹杂颗粒；金属表面氧化膜；铸型内表面；添加物面积与体积的计算：晶核形成前自由能与晶核形成后自由能：晶核形成前后界面能变化：晶核形成前后体积自由能的变化：形核时总自由能变化：条件：润湿角和温度无关；夹杂的基底面积要大于晶胚接触所需要的面积；晶胚和夹杂的接触面为平面均质形核临界半径与非均质形核临界半径表达式完全一样，但球冠状晶核所含有的原子数比同曲率半径的球状晶核要少得多。临界晶核是依靠过冷熔体中的相起伏提供。各种大小的晶胚在相起伏中出现的几率主要取决于晶胚中的原子数，而与其几何形状无关。1.临界半径2.临界生核功非均质生核的临界生核功也是由过冷熔体中的能量起伏提供。这个能量起伏等于形成临界球冠晶核的相起伏所需的自由能增量。过冷度越大，临界晶核半径越小，晶胚尺寸越大，其曲率半径越大。在相同的过冷度条件下，润湿角小的晶胚，在折合成同体积的情况下，其曲率半径更大些。临界形核半径晶胚尺寸数学分析：1.当润湿角为0时，不存在形核的问题，可以直接长大2.当润湿角为180度时，基底不起作用，完全不润湿，相当于均匀形核。3.当润湿角为0～180时，f（θ）＜１，非均质形核功小于均质形核功物理分析：冠状晶核所含有的原子数取决于其相对体积，即球冠体积与同曲率半径的球状晶核体积之比f（θ）。可见f（θ）越小，球冠的相对体积越小，因而所需的原子数就越少，它就越易于在较小的过冷度下形成，故非均质生核的过冷度就越小。生核率生核率：单位体积的液态金属每秒产生的晶核数量。非自发形核取决于适当的夹杂质点的存在，形核速率将要越过最大值，并在高的过冷度处中断，这是因为晶核在夹杂基底面上进行分布，逐渐使那些有利于新晶核形成的表面减少的缘故。2）形核剂的条件晶核与夹杂间的界面张力越低1.形核与润湿角的关系润湿角更接近于零更容易非均质形核物理解释：数学解释：两个相互接触的晶面结构愈近似，它们之间的界面能就愈小。结论：润湿角越小，越容易形核匹配度2.形核剂表面粗糙度对形核的影响很显然，相同的曲率半径，相同的润湿角，界面曲度不同，形核率也不同。凸面<平面<凹面结论：解释：凹面形核效率最高，在较小的晶胚就能达到临界形核半径三、孕育技术在生产中的应用1.选取合适的孕育剂熔点高；润湿角好；细小；粗糙多2.孕育措施1）孕育剂在液体金属中均匀分布2）成分过冷能有效保证利用孕育剂3）强化对流，造成枝晶的熔断、游离，也可起类似孕育效果4）大的冷却速度能增大非自发形核的过冷度，一定条件下能对孕育剂起催化晶核的能力。几个有用的例子P87§4-5晶体生长一、晶体生长原子迁移过程（1）界面液相原子被激活，克服被吸引，跳跃到稳定固相上，若稳定－凝固长大（2）界面固相原子被激活，跳跃到液相表面，若稳定－局部熔化1.界面原子的迁移2.晶体生长固相转变成液相液相转变成固相（1）界面处于过冷并使相变驱动力足以克服热力学能障，晶体才能生长。（2）热力学能障取决于界面固相一侧所具有的台阶数；动力学能障取决于固、液两相结构上的差异以及液相原子向固相原子过渡的具体形式。（3）二、固－液界面的微观结构粗糙界面（非小平面）平整界面（小平面）界面固相表面最外几个原子层约有50％左右的位置未被充满固相界面上的原子层基本上充满，或上面只要少量孤立原子某些物理意义的定义：固体向液态转变时，一个固体原子所具有的结合能固体内一个原子的配位数一个结合键的能量表面层的配位数固液界面可能沉积的原子位置数杰克逊物理统计法：＋＋最小粗糙平整最小最小由熔化熵及晶面决定以面心立方为例最大值为0.5取值2最小为4R可得：那么当熵值大于4R时，容易由粗糙变为平整结论：熔化熵越大，杰克逊因子越大，自由能最小值将在原子占有率为50％时转变为0或100％位置处出现，晶体形貌由粗糙向平整转变。过冷度大，界面原子层厚度增加——粗糙界面生长光滑→粗糙宏观观察发现：熔化熵不是决定界面形貌的唯一因素，还与浓度及过冷度有关。过冷度小，界面原子层厚度减少——侧面扩展生长粗糙→光滑2.浓度变稀，界面原子层厚度减少，非小晶面→晶面浓度增加，界面原子层厚度增加，小晶面→非小晶面三、界面的生长机理和生长速度生长方式连续生长（非小晶面）侧面生长二维晶核台阶晶体中缺陷形成的台阶螺旋位错形成的台阶孪晶沟槽形成的台阶旋转晶界形成的台阶（小晶面）A、粗糙界面——连续长大特点：生长速度快；动力学过冷度小；晶体显微呈现表面光滑特征B、侧向生长1．二维形核台阶台阶来源：大原子集团着落成台阶小原子集团侧向着落结合特点：生长速度慢；动力过冷度大；晶体显微呈特定晶面特征2.螺旋位错3.孪晶沟槽旋转孪晶——片状石墨反射孪晶——目前还在研究中四、生长表面液相原子易在排列松散的晶面上堆砌——生长速度大——松散面逐渐隐没——晶体表面为密排面所覆盖——生长表面为密排小晶面组成松散面：纵向生长快，为密排面侧面生长提供台阶密排面：纵向生长慢§4-6单相合金结晶基本概念：单相合金；多相合金；溶质分配系数一、S-L界面前方局部温度分布1.晶体生长方向与热流方向相反2.晶体的生长方向与热流方向相同二、结晶过程溶质再分配（一）平衡结晶固液两相整体上任何时候都处于平衡状态（二）非平衡结晶1.固相无扩散、液相完全均匀化（1）结晶过程可用局部平衡(界面处固液平衡)（2）固液两相数量非平衡，任何情况，液相的百分含量要比平衡多(在溶质分配系数小于1的时候)（3）最终结晶组织平衡结晶没有共晶时，但非平衡可能出现共晶（4）溶质分布表达式边界条件：夏尔公式K0对合金凝固组织成分偏析的影响（自左向右定向凝固）2.固相无扩散，液相只有有限扩散而无对流或搅拌时（1）结晶过程三阶段初始过渡区稳定生长阶段末端过渡区（2）稳定生长阶段液面溶质分布（3）影响液相溶质分布曲线因素3.固相无扩散，液相存在部分混合时的溶质再分配省略几种凝固方式溶质最终分布图三、固液界面前方熔体过冷状态1.热过冷结论：纯金属正温度梯度不存在过冷度。纯金属仅由熔体实际温度分布所决定的过冷纯金属熔点2.成分过冷（合金）（1）液相线温度（理论温度）（2）成分过冷的条件a.成分过冷产生的条件成分过冷：由于溶质原子在晶体长大过程中重新分配所引起的过冷，即由溶质再分配导致固液界面前方熔体成分及其凝固温度发生变化而引起的过冷。成分过冷形成图b.成分过冷大小过冷度定义：液相线（平衡结晶）温度与熔体实际温度之差界面处的温度，即x为0处如何理解？c.宽度d.成分过冷影响因素（1）合金本身的因素合金浓度，液相线斜率，分配系数及扩散系数，前三者可归纳为结晶温度范围对成分过冷度的影响。（2）工艺因素结晶温区越大，越容易成分过冷扩散系数越小，也越容易成分过冷生长速度越大，温度梯度越小，越容易成分过冷3.成分过冷与热过冷区别与联系（1）区别：热过冷只取决于传热条件；成分过冷受传热传质控制（2）联系：热过冷只不过是成分过冷在浓度为0时的一个特例。四、过冷状态对结晶过程影响（一）热过冷对纯金属结晶过程的影响界面稳定，保持平面长大，条状晶界面不稳定，枝晶长大，树枝晶，单向生长，柱状枝晶，也称外生生长过冷熔体形核，等轴枝晶，也称内生生长（过冷熔体内部形核长大）无热过冷：有热过冷：（二）成分过冷对一般单相合金结晶过程的影响（1）界面前方无成分过冷时平面生长生长特点：除了初始过渡阶段和最后过渡阶段外，稳定生长时，以恒定的平衡成分向前推进。可以得到成分完全均匀的单相固溶体。连接图G1G2G3G4（2）窄成分过冷区作用下的胞状生长生长特点：有成分过冷，界面不稳定，向前凸起但程度很小；不可能分枝，形成胞状晶。试验证明解释：平面先有小的凸起，然后波谷有溶质富集，液相温度下降，导致过冷度减小，抑制凸起横向生长并形成溶质汇集区所构成的网络状沟槽。凸起生长前端由于受到过冷区宽度的限制，不能自由向熔体前方伸展。当由于溶质的浓集使界面各处的液相成分达到相应温度下的平衡浓度时，界面趋于稳定。界面就由许多凸起圆胞和网络状的凹陷沟槽所构成——胞状界面胞状界面随过冷度增大发展过程：小凸起和凹坑——凹坑连接成沟槽，成为不规则面——不规则转变成狭窄面——形成规则面示意图（3）较宽成分过冷区作用下的枝晶生长晶胞不稳定择优生长晶胞横向出现凸缘成分过冷加强凸缘出现锯齿（二次枝晶）胞状树枝晶（柱状树枝晶）过冷足够宽枝晶进一步分裂溶质富集熔点下降，无成分过冷分枝侧面以平面方式凝固示意图凸缘一次臂二次臂（4）宽成分过冷区作用下的枝晶生长长大特点：速度快形态特点：颈缩枝晶间距：相邻同次分枝面上间距当成分过冷超过了均质形核过冷柱状晶前沿形成等轴晶生长方向：密排面形成锥体主轴方向示意图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（三）晶体形貌间的关系平面生长是溶质浓度为0的特殊情况溶质浓度一定，温度梯度减小和速度增大，晶体形貌依次由胞状晶、胞状树枝晶、柱状树枝晶和等轴树枝晶§4-7共晶合金的结晶一、共晶体中相的形态与分布决定共晶体的形态条件结晶条件温度场溶质浓度场组成相的体积比共晶体生长方式平面胞状树枝晶体形态柱状晶等轴晶不规则共晶组织，金－非金共晶组织形态特点：空间相连共晶组织成分平衡条件下——100％共晶组织非平衡条件下——不为100％共晶组织共晶体内部相的形状与分布固－液界面微观结构两相体积比共晶分类按照固－液界面结构规则共晶组织，金－金二、共晶合金的结晶方式共晶合金的结晶过程（生长）共生生长离异生长（一）共生生长方式定义：共晶两相在结晶过程中，通过原子横向扩散互为对方提供溶质原子从而并肩向前生长，这种两相彼此合作生长的方式——共生生长所需条件：1.两相生长能力相近，后析出相能在领先相上形核和长大2.原子在界面前沿横向传输能保证两相等速生长的需要伪共晶区两条液相延长线所包含的区共晶共生区（1）对称型（2）非对称型熔点、液相线对称，相析出能力、扩散能力相当熔点、液相线不对称，相析出能力、扩散能力不相当（二）离异生长方式定义：共晶体中的两相没有同一的生长界面，而是两相分离，并以不同的生长速率进行结晶——离异生长方式离异共晶形态分类晶间偏析型领先相呈团球型（晕圈）晶间偏析型条件:合金成分离共晶成分较远，等到有大量初生相以后才有共晶反应；另一相生核困难所引起。领先相呈团球型条件：与形核能力和生长速率有关晕圈完整不完整三、规则（金属—金属）共晶的结晶共晶两相形状层状、棒状、条带状（一）层片状共晶组织的形成1.形核与生长领先相自由生长球团形的辐射状结构（共晶团）强制定向柱状结构（共晶群体）形核：搭桥共生生长（1）原子扩散a.横向扩散，扩散距离短，扩散提供两相生长所需的组元b.纵向扩散，在很薄层的范围内才有该差别（2）层片间距间距生长速度解释：生长速度快，排出的溶质多，为了达到稳定，横向扩散要及时排走，需通过调整片间距即减小间距来达到目的。（二）棒状1.共晶组织中两相间总界面能影响总界面能＝界面面积×单位面积界面能（１）各向同性（2）各向异性界面总面积的大小与两相的体积有关研究结果指出，当某相的体积分数占总体积小于30％，棒状分布时的相界总面积小于片状分布时的相界总面积。棒状如：Pb－Cd、Sn－Zn等各向同性，棒状各向异性，棒状2.杂质（杂质的定义）A、B两组元中有C，则C为杂质（三）第三组元的影响平面——胞状——柱状枝晶——等轴枝晶四、金属——非金属共晶合金结晶1.形核（1）搭桥（2）封闭晕圈结构第三组元在前沿富集，使得厚度增加，产生成分过冷，当在两相中分配系数悬殊，富集少的，过冷度大，这一相生长速度快，落后的一相被长大快的一相隔成筛网状组织，继续发展则成棒状组织。2.长大（1）共生生长（2）离异生长（3）共晶共生区：非对称，偏向高熔点非金属相（4）领先相：共生生长时有一相突出在液相前沿（5）先析出相：不等于领先相，先析出相可以转化严重的不规则结构3.第三组元的影响——变质处理Al－Si合金：Si共晶板片→纤维状Fe－C合金：石墨片状→球状孕育：影响形核过程变质：影响生长，改变形貌第五章铸件组织的形成与控制5.1铸件典型结晶组织宏观状态指铸态晶粒的形态、大小、取向和分布；微观结构包括晶粒内部的结构形式，如树枝晶、胞状晶等亚结构状态，共晶团内部的两相结构形态，以及这些结构形态的细化程度等。

晶区组成表面细晶区柱状晶区中心等轴晶区中心等轴晶区表层细晶区内部柱状晶区柱状穿晶含有三个晶区5.2铸件结晶时的晶粒游离一、熔体内部的对流运动（影响等轴晶的形成）熔体的对流作用对溶质分布产生影响对晶粒的游离、晶枝的熔断和增殖起促进作用对流分类强制对流自然对流原因原因浇注过程流体动量或凝固时的搅拌熔体各部分之间的温差或者浓度差二、游离晶粒产生方式（1）通过过冷熔体中的非均质形核而直接产生的游离晶（2）由型壁晶粒脱落、枝晶熔断和增殖所引起的晶粒游离液态金属内部存在大量有效生核质点，由于浇道、型壁及液面等处的激冷作用而使其附近的熔体过冷，并通过生核质点形成大量处于游离的小晶体。当旧游离晶随着液流向深处漂移的时候，又会产生新的。只要存在有满足非均质生核条件的过冷熔体和相应的有效生核质点，这种晶粒游离现象总是存在。（3）液面晶体的沉降所引起的晶粒游离溶质的偏析容易使附着在型壁的晶体的根部处产生“缩颈”，具有“缩颈”的晶体不易于沿型壁方向与其相邻晶体连接形成凝固壳。另一方面，在浇注过程和凝固初期存在的对流容易冲断“脖颈”，使晶体脱落并游离出去。凝固初期在液面处形成的晶粒或顶部凝固层脱落的分枝由于密度比液体大而下沉也能导致晶粒游离的产生。型壁晶粒游离内因是产生“缩颈”，外因是液态金属的流动。三、晶区的形成（一）表面细晶粒区的形成传统理论，激冷作用，很大的过冷度，大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中迅速生长并互相抑制，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。故以往常把表面细等轴晶称为“激冷晶”。现代研究，各种形式的晶粒游离也是形成表层细等轴晶的“晶核”来源。型壁附近熔体内部的大量生核只是表面细晶粒区形成的必要条件，而抑制铸件形成稳定的凝固壳层则为其充分条件。在没有形成稳定凝固壳的情况下，这些晶核在过冷熔体中采取枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，因此受型壁散热方向的影响较小，从而形成了无方向性的表层细等轴晶组织。一旦型壁附近的晶粒互相连结而构成稳定的凝固壳层，凝固将转为柱状晶区由外向内的生长，表层激冷细晶粒区将不再发展。因此稳定的凝固壳层形成得越早，表层细晶粒区向柱状晶区转变得也就越快，表层细晶区也就越窄。液体的流动对表层细晶区的形成起着决定性的作用。无对流时，甚至冷却速度很大时也不出现表层细晶区。快冷时在型壁上很快形成稳定的凝固壳层，晶体不易脱落。（二）柱状晶区的形成紧贴铸型表面稳定的凝固壳层一旦形成，柱状晶就直接由表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底向内生长，发展成由外向内生长的柱状晶区。枝晶主干取向与热流方向平行的枝晶生长迅速。这个互相竞争淘汰的晶体生长过程称为晶体的择优生长。择优生长示意图柱状晶生长过程的动态演示铸型液态金属柱状晶区开始于稳定凝固壳层的产生，而结束于内部等轴晶区的形成。如果在界面前沿始终保持较窄小的成分过冷区，或前方没有新的晶核形成，则柱状晶可一直延伸到铸件中心。如果界面前方能形核长大，柱状晶与它们相遇，柱状晶的长大就停止，而在内部形成新的等轴晶区。（三）内部等轴晶区的形成内部等轴晶是内生生长方式，其晶核来源是要着重考虑的问题之一。1.过冷熔体直接生核理论（成分过冷）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。

缺陷：很难理解非均质形核所需要的微小过冷度为什么会迟到柱状晶区已充分长大以后才能形成。其次，该理论无法解释有关内部等轴晶形成的实验现象。2.界面前方晶粒游离理论（1）生长着的柱状枝晶在凝固界面前方的熔断、游离和增值导致了内部等轴晶晶核的形成；（2）液面晶粒下雨似的沉积在柱状晶前方的液体中则是铸锭凝固时内部等轴晶晶核的来源。3.激冷晶游离理论无论是表面的细等轴晶还是内部等轴晶，其晶核均来源于浇注期间和凝固初期的激冷晶游离。它们一部分留在型壁附近形成表面细晶粒区，另一部分则随着液流漂移到铸件心部。浇注初期凝固初期内部等轴晶是内生生长方式，等轴晶区的形成过程是要考虑的另外一个问题。有如下说法：1.除了有晶核，还要求晶核长大到一定的程度，并形成网络以阻止柱状晶区的生长；2.不要求游离晶形成网络阻止柱状晶生长，而是由一部分游离晶的沉淀和一部分游离晶被侧面生长着的柱状晶前沿捕获后而形成；3.内部等轴晶区的形成是由于凝固界面的生长速度R与游离晶垂直于界面的运动速率V之间互相作用的结果。当两者之差远大于界面捕获游离晶所必需的临界速度V临，即R-V》V临时，即可形成。总之，晶核来源及晶区形成过程，上述每种都有一定的局限性。有可能是几种理论的综合。（一）铸件结晶组织与性能之间的关系1.宏观状态下的组织与性能关系（1）柱状晶组织对性能的影响柱状晶组织细密不容易形成缩松和晶间夹杂性能好原因结晶温区小，不易产生缩松，易产生缩孔，易补缩纵向生长，横向生长受抑制（A）有利方面（B）不利方面柱状晶各向异性在转角和中心处聚气和夹杂力学性能不好原因生长方向与热流量平行5.3铸件结晶组织的控制（C）综合效果一般不希望得到柱状晶组织；但由于其受纵向力作用比较好，可用于单相结晶技术。（2）等轴晶组织对性能的影响（A）有利方面晶粒组织各向同性性能比较均匀和稳定晶粒间夹杂分散枝晶杂乱（B）不利方面枝晶发达显微缩松多性能减弱加强方法除杂细化晶粒2.微观结构对铸件性能的影响（1）平面生长的柱状晶优于胞状生长的柱状晶，更优于枝状结构的柱状晶；球状晶组织的质量与性能比树枝状结构的等轴晶要好。（2）枝晶间距，尤其二次枝晶间距细化，对改善偏析和夹杂物有显著效果。（二）等轴晶组织的获得和细化一）控制浇注条件1.采用较低的浇注温度a.游离晶不被重熔；b.过热度小能产生多的游离晶2.采用合适的浇注工艺加强冲刷作用，增加游离二）铸型性质及控制冷却条件1.铸型激冷能力（蓄热系数）激冷能力对凝固组织的影响与铸件壁厚和液态金属的导热性有关。薄壁件，铸型蓄热系数大，整体生核能力强，可细化等轴晶壁厚件或合金导热性差，铸型的激冷只产生于铸件的表面层。这时铸型冷却能力的影响有矛盾:一方面，低蓄热系数有利于凝固初期激冷晶游离，同时内部温度梯度变小，凝固区域加宽，从而对增加等轴晶有利；另一方面，减慢热量散失，减少等轴晶数量。一般前者为主。2.液态金属与铸型表面的润湿角润湿性好，即接触角小，铸型表面易形成稳定的凝固壳，有利于柱状晶形成和生长。反之，有利于形成等轴晶。3.铸型表面粗糙度表面粗糙度提高，柱状晶尺寸减少，等轴晶面积率提高。4.悬浮铸造在浇注过程中向液态金属中加入一定数量的金属粉末，它们均匀分布于液态中起到激冷作用，加速液态金属的冷却，促进等轴晶的形成和细化。三）孕育处理孕育的定义：向合金液中添加少量的物质以便改善结晶组织和提高机械性能和工艺性能的一种常用方法。孕育与变质的关系铸铁称孕育；有色称变质孕育是通过非均质形核和晶粒游离实现细化；变质是改变晶体生长形态而使组织获得改善细化是通过孕育或变质而使结晶组织细小化1.具有非均质形核功能的晶粒细化剂（1）起形核作用，增加核的数量2.具有强成分过冷的晶粒细化剂作为溶质加入合金液。其特点是偏析系数很大，很容易产生缩颈，增加晶粒的游离与增殖；溶质在生长前沿富集可降低而抑制晶体生长或改变晶体的生长形态。（2）通过与液金属的相互作用产生非均质晶核的生核剂a.细化剂能与液相中某些元素组成稳定的化合物能促进非均质形核b.通过在液相中造成很大的微富区而迫使结晶相提前弥散析出的生核剂

单孔中心浇注单孔沿型壁浇注六孔沿型壁浇注不同浇注方法引起不同的铸件凝固组织

水流冷却的斜板浇注方法（效果更佳）悬浮浇注用涡流导入法的浇注系统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

合金常用孕育剂的主要元素情况

孕育处理工艺孕育处理：什么时候放入孕育剂？孕育衰退：随时间延长，孕育效果衰退提高孕育效果

孕育温度：低温

后期孕育（瞬时孕育）

型内孕育：孕育剂放置的位置、孕育剂的量

料中加入孕育剂（提高铸件表面质量）四）用动态结晶获得细小的等轴晶1.振动结晶振动对结晶作用破坏熔液与铸型之间的气膜和氧化膜，使溶液润湿铸型并密切接触型壁，利于型壁大量形核触发晶粒从型壁上脱落，促进晶体游离振动动力源机械振动电磁振动超声振动振动方式振动铸型振动浇口杯振动器插入熔液2.搅拌对于连续铸锭或浇注大型铸锭，对型壁附近的液面施加强烈的机械搅拌对于异形铸件，可通入惰性气体，让气泡上浮排出液面起搅拌作用3.利用旋转磁场使熔体旋转磁力线来切割，使液态金属冲刷型壁和凝固层，获得大量游离晶五）二次枝晶间距的细化一次枝晶间距对机械性能的影响不如二次间距重要，细化等轴晶的措施可以促进二次间距的细化。三、柱状晶及单晶的获得（一）单向凝固的条件（1）严格的单向散热（2）不产生成分过冷，及温度梯度与生长速度的比值要大（3）合金液有足够高的纯度，避免对流、搅拌和振动（二）单向凝固过程中的枝晶间距控制只能提高（二）单向凝固方法提高温度梯度途径实现（1）对已凝固部分强制冷（2）提高固液界面液相一侧的熔体温度（3）将界面液相一侧的高温环境与固相一侧的低温环境隔开，保证温度梯度维持高的水平（4）侧向绝热，保证固液界面保持在宏观的同一水平高度上单向凝固方法炉外单向凝固炉内单向凝固降低功率法（P.D法）快速凝固法（H.R.S法）液态金属冷却法（L.M.C法）制备单晶体有两种方法

1）尖端形核法模子尖端首先移出炉外缓慢冷却，于尖端处产生一个晶核。随着模子向右缓慢移动，晶核向左定向生长成单晶体。晶体内容易产生应力或寄生形核，很少用于制备质量要求高的单晶。将籽晶接触熔体表面，在籽晶与熔体间形成固液界面，由于籽晶的定向传热作用，液相原子将在固液界面上凝固，随着籽晶的提拉上升，单晶体便在籽晶下部生长出来。晶体内部应力小，并可避免在坩埚壁上寄生形核，可制得高质量的单晶。2）垂直提拉法单晶定向凝固柱状晶等轴多晶体第六章铸件结晶成分的不均匀性偏析定义分类危害与平均浓度偏离情况根据区域不同正偏析负偏析显微偏析宏观偏析偏析：在结晶过程中发生化学成分的不均匀现象称为偏析。（偏离原始成分的析出）偏析不利面：偏析会对铸件的力学性能、切削加工性能、抗裂性能以及耐腐蚀性能等有着不同程度的损害。偏析有益面：例如利用偏析现象可以净化或提纯金属等。

一、显微偏析显微偏析晶内偏析（枝晶偏析）晶界偏析胞状偏析分类

微观偏析，又称短程偏析，是指微小范围（约一个晶粒范围）内的化学成分不均匀现象，一般在一个晶粒尺寸范围左右。晶内偏析（枝晶偏析）在常规的铸件条件下，合金一般是非平衡结晶过程。对于溶质分配系数（k0＜1）的合金，晶粒中心与主干部分由于最先结晶，因此溶质含量最低，而分枝之间为晶粒外层部分，是后结晶部分，溶质含量逐次增多。这样就使得整个晶粒在内外层之间存在着成分的差异。

晶内偏析形成过程溶质分布特点影响晶内偏析因素固相有扩散，液相均匀混合枝晶间距的一半局部凝固时间

冷却速度对枝晶偏析也有重要的影响，在其他条件相同时，冷却速度越大，过冷越大，开始结晶的温度越低，原子的扩散能力越小，溶质扩散越不充分，枝晶偏析就越严重；但当冷却速度大到一定程度后，随着冷却速度的增加，枝晶偏析的程度反而有所减小，甚至消除。这是由于冷却速度大到某一临界值后，扩散过程不仅在固相中难以进行，而且在液相中也受到抑制，使合金进入了所谓的“无扩散结晶”阶段。此时的结晶类似于纯金属的凝固过程。

冷却速度对铸锭中Ca偏析的影响

(a)Mg-Ca合金，

(b)Mg-Al-Ca合金，影响枝晶偏析的主要因素是、、和。表达偏析程度的方法偏析系数偏析度Se消除偏析的方法长时间保温偏析比SR二晶界偏析两种情况晶界位置与生长方向平行晶粒相对生长，互相接近两个晶粒并排生长，晶界平行于生长方向，由于表面张力平衡条件的要求，在晶界与液相的接触处出现凹槽，深度可到10-8cm，此处有利于溶质原子的富集，凝固后就形成了晶界偏析。两个晶粒相对生长，彼此相遇而形成晶界。两个晶粒结晶时所排出的溶质（k0＜1）就富集在晶界上。这样，在最后凝固的晶界部分将含有较多的溶质和其他低熔点物质，从而造成晶界偏析。合金在凝固过程按柱状晶生长时，柱状晶界面之间有着明显的晶界偏析。二、宏观偏析宏观偏析正常偏析逆偏析比重偏析产生宏观偏析原因铸件的结晶初期，由固相或液相的沉浮而引起区域性的化学成分不均在固－液两相区内液体沿枝晶的迁移运动而引起区域性化学成分不均考虑熔体在枝晶间存在流动，分布规律可用公式表达：无宏观偏析正偏析负偏析V型偏析和逆V型偏析带状偏析凝固收缩率等温线移动速度液体延u方向的流动分速度

宏观偏析，又称长程偏析或区域偏析，是指较大尺寸范围内的化学成分不均匀现象。（一）正常偏析对于分配系数小于1的合金，铸件先结晶的区域的溶质浓度低于后结晶的区域，按照溶质再分配规律，这是正常现象，称之为正常偏析。合金以树枝界面生长时，故与单向凝固相比，其正偏析倾向小，但显微偏析倾向大。利用正常偏析现象，可对金属进行精炼提纯。“区域法”就是利用正常偏析的规律发展起来的。

（二）逆偏析（反偏析）分配系数小于1的合金，虽然结晶是由最外层逐渐向内进行的，但在外层的一定范围内溶质浓度分布由外向内逐渐降低，这恰好与正常偏析相反，故为逆偏析。能产生逆偏析的合金及凝固特点：凝固区域宽；树枝晶很粗大；较大的凝固收缩率；合金中气体含量高防止或减少逆偏析途径：1.增大冷却速度，或向合金添加晶粒细化剂2.减少液态金属在结晶过程中所受的压力，包括减少合金的含气量3.结晶温度范围小的合金三、比重偏析定义：合金熔体中析出的晶体与周围的熔体之间有明显的密度差时，或熔体中存在着密度有明显差别的两种液相（互不相溶）时，它们在重力的作用下就会造成铸件化学成分的不均匀性。这种由于重力作用而产生的化学成分不均匀称为重力偏析或比重偏析。重力偏析的危害：重力偏析影响到铸件的使用和加工，严重时甚至会出现剥落现象。防止或减轻重力偏析，可采取以下措施：（2）加入能阻碍初晶沉浮的合金元素。例如，在Cu-Pb合金中加少量Ni，能使Cu固溶体枝晶首先在液体中形成枝晶骨架，从而阻止Pb下沉。再如Pb-17%Sn合金中加入质量分数为1.5%的Cu，可形成CuPb骨架，也可减轻或消除重力偏析。

（1）增加铸件的冷却速度，缩短合金处于液相的时间，使初生相来不及上浮或下沉。（3）浇注前对液态合金进行充分搅拌，并尽量降低合金的浇注温度和浇注速度（加快冷却速率）。几个容易出现错误的概念：正偏析，负偏析；正常偏析，反偏析（逆偏析）；偏析系数，偏析比，偏析度。

第7章

铸件的化学成分不均匀性

偏析：在结晶过程中发生化学成分的不均匀现象称为偏析。根据偏析的分布特点可分为：

微观偏析晶内偏析晶界偏析

宏观偏析正常偏析逆偏析比重偏析

偏析的危害：偏析会对铸件的力学性能、切削加工性能、抗裂性能以及耐腐蚀性能等有着程度不同的损害。偏析现象也有有益的一面，例如利用偏析现象可以净化或提纯金属等。

7.1微观偏析

微观偏析，又称短程偏析，是指微小范围（约一个晶粒范围）内的化学成分不均匀现象，一般在一个晶粒尺寸范围左右。按位置不同可分为

晶内偏析（枝晶偏析）

晶界偏析

7.1.1晶内偏析（枝晶偏析）在常规的铸件条件下，合金是按照非平衡的结晶过程结晶的。对于溶质分配系数的合金，晶粒中心与主干部分由于最先结晶，因此溶质含量最低，而分枝之间为晶粒外层部分，是后结晶部分，溶质含量逐次增多。这样就使得整个晶粒在内外层之间存在着成分得差异。

树枝状晶各截面的溶质等浓度线

研究表明，合金以枝晶方式生长时，在整个晶粒有90%以上的熔体是以充填分枝之间的方式结晶的，即由枝晶的侧面结晶，枝晶的侧面生长往往接近于平面方式。因此，各组元在枝干中心与其边缘之间的浓度分布可近似地用Scheil方程式进行描述。

应指出的是，Scheil方程式是在假定固相无扩散而液相均匀混合的条件下推导出来的。当考虑到固相有扩散时，界面上固相的溶质浓度与其固相分数之间的关系可由下式描述：

讨论：

影响枝晶偏析的主要因素是、、和。若与1偏离越远，或越小，则偏析越严重。通常用值定性地衡量枝晶偏析的程度。越大，偏析就越严重。称为偏析系数。P、S、B、C等元素在Fe中的偏析系数分别为0.94、0.90、0.87、0.74，这几种元素往往容易在钢中产生偏析。

晶内偏析的量化指标通常采用偏析比表示，所谓偏析比是指晶内最高溶质浓度与最低溶质浓度之比值，即：值越大，表示偏析越严重。

冷却速度对枝晶偏析也有重要的影响，在其他条件相同时，冷却速度越大，过冷越大，开始结晶的温度越低，原子的扩散能力越小，溶质扩散越不充分，枝晶偏析就越严重；但当冷却速度大到一定程度后，随着冷却速度的增加，枝晶偏析的程度反而有所减小，甚至消除。

冷却速度对铸锭中Ca偏析的影响

(a)Mg-Ca合金，

(b)Mg-Al-Ca合金，

这是由于冷却速度大到某一临界值后，扩散过程不仅在固相中难以进行，而且在液相中也受到抑制，使合金进入了所谓的“无扩散结晶”阶段。此时的结晶类似于纯金属的凝固过程。

预防与消除措施：晶内偏析是一种不平衡状态，如果能使溶质充分扩散即可消除。把铸件加热到低于固相线100～200℃，长期保温，即进行扩散退火则可减轻或消除晶内偏析。7.1.2晶界偏析

在许多情况下，晶粒内部偏析并不明显，而晶界偏析却十分明显。铸件在结晶过程中，产生晶界偏析的情况有以下两种：

1、晶界位置与晶粒生长方向平行

两晶粒并排生长

两个晶粒并排生长，晶界平行于生长方向，由于表面张力平衡条件的要求，在晶界与液相的接触处出现凹槽，深度可到10-8cm，此处有利于溶质原子的富集，凝固后就形成了晶界偏析。2、晶粒相碰形成的晶界偏析

两晶粒对面生长

如图所示，两个晶粒相对生长，彼此相遇而形成晶界。两个晶粒结晶时所排出的溶质（k0＜1）就富集在晶界上。这样，在最后凝固的晶界部分将含有较多的溶质和其他低熔点物质，从而造成晶界偏析。合金在凝固过程按柱状晶生长时，柱状晶界面之间有着明显的晶界偏析。

晶界偏析与晶内偏析形成原因基本相同，都属于微观偏析，因此，它们的影响因素也基本一样。这类偏析除个别情况有益外（如改善耐磨性），一般都有害。它们会导致铸件的力学性能降低，特别是塑性和冲击韧性的降低，增加合金的热裂倾向，甚至使金属不易进行热加工。

晶界偏析的预防和消除方法同晶内偏析所采用的措施相同，即细化晶粒和均匀化退火。但是晶界上存在的稳定化合物，如氧化物、硫化物和某些碳化物，即使采用均匀化退火往往也无法消除，因此，对这些化合物引起的晶界偏析，应该从减少合金中的氧和硫的含量着手。

7.2宏观偏析

宏观偏析，又称长程偏析或区域偏析，是指较大尺寸范围内的化学成分不均匀现象。按其表现形式可分为三种基本类型：

正常偏析（正偏析）

逆偏析（反偏析）

比重偏析（重力偏析）

产生宏观偏析的原因：

①在铸件（锭）的结晶初期，由固相或液相的

沉浮而引起区域性的化学成分分布不均；

②在固-液两相区内液体沿枝晶的迁移运动而引起区域性化学成分分布不均。

一般地说，熔体在结晶前的初始温度是不均匀的。冷