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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4/22/20234/22/2023 凝固过程中材料的物理性凝固过程中材料的物理性质与晶体结构将产生巨与晶体结构将产生巨大的变化大的变化:具体体现在：具体体现在：体积改变体积改变 外形改变外形改变 熵值改变熵值改变 产生凝固潜热产生凝固潜热 晶体结构改变晶体结构改变 溶质再分配溶质再分配第一节第一节 材料凝固概述材料凝固概述4/22/20
2、234/22/2023 大多数材料在经历液固转变时，其体大多数材料在经历液固转变时，其体积将缩小积将缩小3 35 5，原子的平均间距减小，原子的平均间距减小1 11.71.7，导致形成收缩和变形缺陷的主要原因。，导致形成收缩和变形缺陷的主要原因。体积改变体积改变凝固后体积减小导致产生收缩缺陷4/22/20234/22/2023 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。外形改变外形改变熵值改变熵值改变 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”。4/22/20234/22/2023亚共晶灰铸
3、铁冷却曲线亚共晶灰铸铁冷却曲线产生凝固潜热产生凝固潜热由于固体原子结合键的建立产生了凝固潜热由于固体原子结合键的建立产生了凝固潜热4/22/20234/22/20231500时液态金属原子的状态晶体结构改变1200时液态金属原子的状态凝固后金属原子的状态原子排列从液态的“近程有序-远程无序”到固态的“远程有序”。4/22/20234/22/2023发生溶质再分配发生溶质再分配K01相图一角凝固过程的溶质再分配凝固方向凝固方向4/22/20234/22/2023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 材料凝固过程可以用热力学原理来
4、描述。热力学可材料凝固过程可以用热力学原理来描述。热力学可用于判断一个过程是否可能发生以及发生的程度如何。用于判断一个过程是否可能发生以及发生的程度如何。状态函数是热力学函数的一种，其转变过程于状态函数是热力学函数的一种，其转变过程于路径无关，而只与体系状态所处的状态有关。路径无关，而只与体系状态所处的状态有关。4/22/20234/22/2023容器内气体压力做体积功的示意做功大小与过程有关4/22/20234/22/2023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内能内能U焓焓H熵熵S 材料凝固过程可以用热力学原理来描述。热力
5、学可材料凝固过程可以用热力学原理来描述。热力学可用于判断一个过程是否可能发生以及发生的程度如何。用于判断一个过程是否可能发生以及发生的程度如何。4/22/20234/22/2023二、状态函数间的关系体系的吉布斯（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PVSHG4/22/20234/22/2023三、自发过程判据一：自由能最低原理：判据一：自由能最低原理：等温等容等温等容条件下体系的自由能永不增大；自发过程的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自由能，方向力图减低体系的自由能，平衡的标志是
6、体系的自由能平衡的标志是体系的自由能为极小。为极小。判据二：判据二：GibbsGibbs自由能判据自由能判据(自由焓判据）：自由焓判据）：等温等压等温等压条件下，一个只做体积功的体系，其自由能永条件下，一个只做体积功的体系，其自由能永不增大；不增大；自发过程的方向是使体系自由能降低自发过程的方向是使体系自由能降低，当自由能，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。判 据运用自发过程判据可以判别一个凝固过程能否运用自发过程判据可以判别一个凝固过程能否自发进行自发进行，从，从而进一步了解凝固的形核与生长得以开展的热力学条件。而进一步了解凝固的形核与生长得以开展的热力学条件。
7、4/22/20234/22/2023四四、界面张力、界面张力4/22/20234/22/2023界面张力形成示意图界面张力形成示意图四四、界面张力、界面张力表层原子受力表层原子受力平衡被打破，平衡被打破，导致产生向下导致产生向下运动倾向运动倾向4/22/20234/22/2023 互相接触的两物体会形成分界面，分界面上原子受互相接触的两物体会形成分界面，分界面上原子受力不平衡，合力则指向物体内部，从而使接触面产生自力不平衡，合力则指向物体内部，从而使接触面产生自动缩小的趋势。动缩小的趋势。液气界面原子受力作用示意液-气界面4/22/20234/22/2023 可以这样理解可以这样理解界面张力界
8、面张力：不同物体接触的界面：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如同一张具有弹性的膜，该膜总是力图使界面的面积减小。积减小。从能量角度：从能量角度：b简单的薄膜拉伸试验因此，界面张力又可以看作是因此，界面张力又可以看作是:单位面积界面所具有的能量单位面积界面所具有的能量4/22/20234/22/2023根据力的平衡原理：根据力的平衡原理：当一个液滴落在一个固体当一个液滴落在一个固体表面时，在气、固、液三表面时，在气、固、液三相交界处出现三类界面张相交界处出现三类界面张力力-固气、液固和液气。固气、液固和液气。固体表面的液滴及表面张力的示意固体表面的液滴及表面张力的示
9、意杨氏方程，接触角于界面张力的关系杨氏方程，接触角于界面张力的关系4/22/20234/22/2023一、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：又：又：1.1.温度升高自由能下降，降速取决于熵值大小；温度升高自由能下降，降速取决于熵值大小；2.2.液相的熵值大，因此较固相下降的快。液相的熵值大，因此较固相下降的快。自由能自由能-温度曲线呈上凸型温度曲线呈上凸型第三节第三节 形核形核材料的凝固过程可分为两类：没有固定的凝固温度高分子、非晶；有固定的凝固温度且放出凝固潜热金属晶体。4/22/20234/22/2023纯金属液、固两相自由能随温度的变化示意图纯金属液、固两
10、相自由能随温度的变化示意图金属液金属液-固两相自由能随温度的变化规律：固两相自由能随温度的变化规律：1 1.温度升高自由能下降，降速取决于熵值大小；温度升高自由能下降，降速取决于熵值大小；2.2.液相的熵值大，因此较固相下降的快；液相的熵值大，因此较固相下降的快；3.3.自由能-温度曲线呈上凸型4/22/20234/22/2023在熔点（在熔点（Tm）附近凝固时，热焓）附近凝固时，热焓和熵值随温度的变化可忽略不计，和熵值随温度的变化可忽略不计，则有：则有：金属凝固的驱动力主要取决于过冷度金属凝固的驱动力主要取决于过冷度T T，过冷度越大，过冷度越大，凝固的驱动力就越大。凝固的驱动力就越大。金属
11、不可能在金属不可能在T TTmTm时凝固。时凝固。4/22/20234/22/2023二、自发形核二、自发形核 1 1、经典相变动力学理论、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根据经典相变动力学理论，液相原子在凝固驱动力G Gm m作用下，从高自由能作用下，从高自由能 G GL L 的液态结构转变为低自的液态结构转变为低自由能由能 G GS S 的固态晶体结构过程中，的固态晶体结构过程中，必须越过一个能垒必须越过一个能垒G Gd d才能使凝固过程得以实现。才能使凝固过程得以实现。形核分为两类，一类为自发形形核分为两类，一类为自发形核，它是指核，它是指:在没有任何外来界
12、在没有任何外来界面的均匀熔体中的形核过程。面的均匀熔体中的形核过程。4/22/20234/22/2023整个液相的凝固过程，就是原子在相变驱动力整个液相的凝固过程，就是原子在相变驱动力GmGm驱使下，驱使下，不断借助能量起伏以克服能垒不断借助能量起伏以克服能垒GdGd，并通过形核和长大的，并通过形核和长大的方式而实现的转变过程。方式而实现的转变过程。Gd？?GdGLGS0原子位置aGdGm凝固过程的吉布斯自由能的变化4/22/20234/22/20232 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V体积自由体积自由能变化能变化表面能表面能变化变化4/22/20234/22/2023
13、原子半径与吉布斯自由能的关系表面自由能体积自由能晶胚晶核4/22/20234/22/2023表面自由能体积自由能晶胚晶核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，这意味着固、液之间体积，这意味着固、液之间体积自由能差只能供给形成临界晶核所需表面能的自由能差只能供给形成临界晶核所需表面能的2/32/3，其余，其余1/31/3的能量要依靠其他能量（能量起伏）来补足。的能量要依靠其他能量（能量起伏）来补足。临界形核功临界形核功4/22/20234/22/2023GdGLGS0原子位置aGdGm凝固过程的吉布斯自由能的变化增大过冷度将减小临界增大过冷度将减小临界形核尺寸，增加形核能
14、形核尺寸，增加形核能力，促进形核。力，促进形核。r*4/22/20234/22/2023三、非自发形核三、非自发形核1、临界晶核半径与形核功 非自发形核是指在熔体中依靠外来杂质获容器壁面非自发形核是指在熔体中依靠外来杂质获容器壁面提供的衬底进行形核的过程。提供的衬底进行形核的过程。杂质或器壁表面4/22/20234/22/2023C4/22/20234/22/2023临界晶核半径与自发形核相同自发形核的临自发形核的临界形核功界形核功与润湿角有与润湿角有关的系数关的系数4/22/20234/22/2023当当介于介于0180间时间时G*he总是小总是小于于G*ho（01）非自发形非自发形核功核功
15、自发形自发形核功核功4/22/20234/22/2023四、形核剂四、形核剂适配度影响到液态金属原子在表面的沉积效率，降低界面能4/22/20234/22/2023不同曲率衬底上形成临界晶核所需的原子数不同，在凹面的不同曲率衬底上形成临界晶核所需的原子数不同，在凹面的衬底上形成相同临界半径所需的原子数最少，形核最容易。衬底上形成相同临界半径所需的原子数最少，形核最容易。r*4/22/20234/22/2023TiCTiC面心立方面心立方M M7 7C C3 3六方结构六方结构TiCTiCTiCTiCTiCTiC4/22/20234/22/2023两相的取向关系为：两相的取向关系为：/TiC:0
16、11/M7C3 0001 TiCM7C3M7C3TiC错配度错配度3.37%3.37%4/22/20234/22/2023第四节第四节 晶体的生长晶体的生长一一、固液界面结构、固液界面结构1.1.粗糙界面：粗糙界面：微观粗糙、宏观光滑；微观粗糙、宏观光滑；将生长成为光滑的树枝状；将生长成为光滑的树枝状；大部分金属属于此类大部分金属属于此类生长中的树枝状晶铸铁中奥氏体树枝晶的立体形貌在金相组织中观察到的树枝状晶4/22/20234/22/2023 粗糙界面（非小晶面）粗糙界面（非小晶面）以粗糙界面生长的晶体，其生长方向取决于热流方向以粗糙界面生长的晶体，其生长方向取决于热流方向而与晶体的位向无关
17、。而与晶体的位向无关。4/22/20234/22/20232.2.光滑界面：光滑界面：微观光滑、宏观粗糙；微观光滑、宏观粗糙；将生长成为有棱角的晶体；将生长成为有棱角的晶体；金属化合物、非金属、类金属（金属化合物、非金属、类金属（BiBi、SbSb、SiSi）Al-Si合金中的Si的生长方式Al-Si合金中的Si的生长形态4/22/20234/22/2023 光滑界面（小晶面）光滑界面（小晶面）晶体生长方向取决于晶体的位向。晶体生长方向取决于晶体的位向。4/22/20234/22/2023固液界面结构选择原理：固液界面结构选择原理：固固-液界面相对自由能变化与液界面相对自由能变化与界面上原子沉
18、积几率的关系界面上原子沉积几率的关系4/22/20234/22/2023-0.5-0.50 00.50.51.01.01.51.52.02.00 00.20.20.40.40.60.60.80.81 1不同不同 值时值时 与与 间的间的关系关系固固-液界面相对自由能变化与界面上液界面相对自由能变化与界面上原子沉积几率的关系原子沉积几率的关系4/22/20234/22/2023-0.5-0.50 00.50.51.01.01.51.52.02.00 00.20.20.40.40.60.60.80.81 11.当 时，在固-液界面可被占据原子位置有50%左右被沉积时最小。也就是说当固-液界面上有一
19、半左右的位子被沉积时界面的自由能最小，此时的固-液界面形态称之为粗糙界面。铸铁中奥氏体树枝晶的立体形貌4/22/20234/22/2023-0.5-0.50 00.50.51.01.01.51.52.02.00 00.20.20.40.40.60.60.80.81 12.当 时，的最小值在 接近于0和1的两端，这意味着界面上有很多空位未被原子占据或几乎所有的空位均被原子占据。在这两种情况小界面的自由能最小，此时的固-液界面形态称之为光滑界面。Al-Si合金中的Si的生长形态4/22/20234/22/2023简单立方晶体的长大过程示意简单立方晶体的长大过程示意二、生长方式因此界面越因此界面越粗
20、糙，原子粗糙，原子沉积、长大沉积、长大就越容易。就越容易。4/22/20234/22/20234/22/20234/22/2023与形核过程类似，生长过程也需要克服能垒，既需要一定的过与形核过程类似，生长过程也需要克服能垒，既需要一定的过冷度。此过冷度称为动力学过冷度冷度。此过冷度称为动力学过冷度 Tk=TmT*在连续生长条件下，长大线速度在连续生长条件下，长大线速度R R与动力学过冷度成正比。与动力学过冷度成正比。连续生长连续生长粗糙界面固液界面温度4/22/20234/22/2023对于二维形核的侧向长大过程，界面的生长速度可表示为：对于二维形核的侧向长大过程，界面的生长速度可表示为：对应
21、于这种指数形式的生长，动力学过冷度存在一个临界值，对应于这种指数形式的生长，动力学过冷度存在一个临界值，低于此值低于此值R R几乎为零，一旦超过它几乎为零，一旦超过它R R将迅速增大。将迅速增大。侧向生长侧向生长-1光滑界面4/22/20234/22/2023螺位错生长时，其生长台阶再生长过程中始终不会消失，从而螺位错生长时，其生长台阶再生长过程中始终不会消失，从而避免了二维形核的必要性，其生长速度大大加快。但因原子只避免了二维形核的必要性，其生长速度大大加快。但因原子只能在台阶部分堆砌，故生长速度要低于连续生长。能在台阶部分堆砌，故生长速度要低于连续生长。侧向生长侧向生长-2光滑界面4/22
22、/20234/22/2023三、生长速度4/22/20234/22/2023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。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一、溶质再分配与平衡分配系数K01相图一角4/22/20234/22/2023凝固方向凝固方向热流热流方向方向热流热流方向方向热流热流方向方向Tx热流热流方向方向G固固液液TxTm凝固方向凝固方向GGLXL温度梯度：温度梯度：液固界面液相侧温度梯度：液固界面液相侧温度梯度：液固界面固相侧温度梯度：液固界面固相侧温度梯度：4/22/202
23、34/22/2023CLCs平衡凝固平衡凝固温度无限缓慢降低、固、液相温度无限缓慢降低、固、液相溶质充分扩散溶质充分扩散达到相图的平衡条件。达到相图的平衡条件。1.1.平衡凝固条件下的溶质再分配平衡凝固条件下的溶质再分配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固固液液凝固方向凝固方向CsCL液-固界面成分为C0的合金固、液相中溶质扩散方向固、液相中溶质扩散方向凝固结束后试样成分4/22/20234/22/20232、非平衡凝固时的溶质再分配、非平衡凝固时的溶质再分配 在实际凝固条件下，由于溶质扩散速度远小于凝固速度，因此凝固过程中实现固相和液相溶质的充分扩散并达到相图的平衡状态
24、（即平衡凝固平衡凝固）是十分困难的。此时，可假设在凝固的任一时刻，固-液界面两侧的局部微小区域的成分处于局部平衡状态，而远离固-液界面的固相和液相溶质进行适当的扩散，此时的凝固过程称为非平衡凝固非平衡凝固，其溶质分配系数可表示为：固固液液固固-液界面液界面4/22/20234/22/2023成分为C0的合金非平衡凝固非平衡凝固固相无扩散，液相溶质充分扩散。固相无扩散，液相溶质充分扩散。C0k0C0固固液液dwsdC*LWs凝固方向凝固方向溶质含量1.0溶质在液态中的热扩散:10-9m2/S；溶质在固态中的热扩散:10-12m2/S从固相排出的溶质进入剩余液相的溶质4/22/20234/22/2
25、023积分后得：整理后得：整理后得：4/22/20234/22/2023此方程即为著名的此方程即为著名的ScheilScheil方程，亦称为非平衡杠杆定律方程，亦称为非平衡杠杆定律由于上述方程中的指数相由于上述方程中的指数相 (K0-1)是小于零的负数，因此是小于零的负数，因此上述方程亦可写出：上述方程亦可写出：可见随单向凝固过程的进行，所得固相的成分将逐渐可见随单向凝固过程的进行，所得固相的成分将逐渐增大。当剩余液体的成分到达共晶成分时将形成共晶增大。当剩余液体的成分到达共晶成分时将形成共晶组织。组织。上式表明：凝固某时刻得固相成分取决于剩余液体含量的(K0-1)次方。凝固过程的溶质再分配4
26、/22/20234/22/2023Scheil方程的应用方程的应用1根据根据可用于计算某成分（可用于计算某成分（C C0 0)合金在凝固过程的任一时刻（任一固相率）时结晶出固合金在凝固过程的任一时刻（任一固相率）时结晶出固相的成分。相的成分。例例1 1：根据：根据Al-CuAl-Cu合金相图，计算合金相图，计算w wcucu=2=2的铝合金在液相的铝合金在液相完全混合条件下做单向凝固时固相率为完全混合条件下做单向凝固时固相率为5050时结晶出的时结晶出的固相的成分？固相的成分？解：由相图可知解：由相图可知：将上述数据代入将上述数据代入ScheilScheil方程有：方程有：6005.65%33
27、.0%AlCu548T(）2.0%4/22/20234/22/2023可见可见:在单向凝固时在单向凝固时,即使凝固过程已进行到一半即使凝固过程已进行到一半,所得所得固体的成分还远低于平均成分。固体的成分还远低于平均成分。利用这一原理可对材料进行提纯利用这一原理可对材料进行提纯,从而得到纯度较高的从而得到纯度较高的金属。金属。k0C0C0固固液液dwsdCLWs凝固方向凝固方向溶质含量1.00.6%2%0.50.344/22/20234/22/2023Scheil方程的应用方程的应用2计算共晶组织含量计算共晶组织含量例例2 2：根据：根据Al-CuAl-Cu合金相图，计算合金相图，计算w wcu
28、cu=2=2的铝合金在液相完全的铝合金在液相完全混合条件下做单向凝固后共晶组织占整个铸锭的百分比？混合条件下做单向凝固后共晶组织占整个铸锭的百分比？6005.65%33.0%AlCu548T(）2.0%解：根据解：根据ScheilScheil方程及题意有方程及题意有将数据代入将数据代入ScheilScheil方程有：方程有：即：共晶组织占整个铸锭的百分比为即：共晶组织占整个铸锭的百分比为3.34/22/20234/22/2023TECECsmk0C0溶质含量凝固方向凝固方向共晶区C0CEx可见：在低溶质含量的合金在非平衡条件下，在可见：在低溶质含量的合金在非平衡条件下，在凝固后期也可能得到溶质
29、含量高的共晶组织！凝固后期也可能得到溶质含量高的共晶组织！4/22/20234/22/2023如果如果液体中的溶质并不能充分的均匀混合液体中的溶质并不能充分的均匀混合，在固液界面的，在固液界面的液相侧将存在一个溶质边界层液相侧将存在一个溶质边界层。此时。此时ScheilScheil方程仍然适方程仍然适用，只需将方程中的平衡分配系数用，只需将方程中的平衡分配系数 K K0 0 加以修正，改为加以修正，改为有有效分配系数效分配系数 K Ke e 即可。即可。K Ke e 的值与固的值与固-液界面推进速度、溶液界面推进速度、溶质边界层厚度及溶质在液相中的扩散系数有关。质边界层厚度及溶质在液相中的扩散
30、系数有关。凝固方向凝固方向k0C0C0固固液液Ws溶质含量溶质在液相不能充分混合时的溶质再分配4/22/20234/22/2023固固液液凝固方向凝固方向溶质含量k0C0C0WsC0/k0固固液液凝固方向凝固方向k0C0Ws溶质含量稳定生长C0当固相溶质含量达到C0时，CL*达到C0/K0，此时生长处的晶体成分为凝固前液体的平均成分，晶体生长进入稳定阶段。k0C0溶质含量凝固方向凝固方向共晶区C0CEx液相溶质充分混合液相溶质充分混合凝固方向凝固方向k0C0溶质含量稳定生长区最后过渡区初始过渡区C0Ws液相溶质不能充分混合液相溶质不能充分混合4/22/20234/22/20231.1.成份过冷
31、概念及判据成份过冷概念及判据 成分过冷概念成分过冷概念:由溶质再分配导致固-液界面前沿平衡温度发生变化而引起的过冷称为“成分过冷”。二、成分过冷与晶体生长形态二、成分过冷与晶体生长形态凝固方向凝固方向k0C0C0固固液液Ws溶质含量溶质在液相不能充分混合时的溶质再分配4/22/20234/22/2023CT0C0TTLC0固固x溶质含量vC02.2.成份过冷的形成原理成份过冷的形成原理GL1TLTxTs(C0)TL(C0)固-液界面GL2在液固界面处由在液固界面处由于液相溶质浓度于液相溶质浓度增加导致平衡凝增加导致平衡凝固温度降低固温度降低4/22/20234/22/2023当固液界面以速度当
32、固液界面以速度 R R 向前推进一薄层时，排入液体中的溶向前推进一薄层时，排入液体中的溶质通量质通量 J J2 2 为：为：而此时通过固液界面液相侧扩散进入液体中的溶质通量而此时通过固液界面液相侧扩散进入液体中的溶质通量J J1 1为：为：X0RC0固固x溶质含量%。4/22/20234/22/2023在平衡凝固阶段，根据质量守恒原理有在平衡凝固阶段，根据质量守恒原理有J J2 2=J=J1 1,有：有：又：又：固液界面处平衡温度梯度与液相成分梯度间可通过液相固液界面处平衡温度梯度与液相成分梯度间可通过液相线斜率线斜率 联系起来，有：联系起来，有：固液界面液相侧平衡温度随溶质的变化为：代入上式
33、有：代入上式有：4/22/20234/22/2023固固GLTLX，Ts(C0)TL(C0)TT0C0TCTL当固液界面的实际温度梯度当固液界面的实际温度梯度G GL L小于液相平衡温度梯度时，即：小于液相平衡温度梯度时，即：将在固液界面液相侧溶体中产生不同程度的过冷，且在离界将在固液界面液相侧溶体中产生不同程度的过冷，且在离界面较远处过冷度较大，这种面较远处过冷度较大，这种由于由于溶质再分配导致界面前沿平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衡温度发生变化而引起的过冷称为“成分过冷成分过冷”。4/22/20234/22/2023将关系代将关系代入上式入上式成分过冷判据：成分过
34、冷判据：为将上述成分过冷判据与晶体生长参数及合金相图参数对应起来，可将上式进行相关处理：4/22/20234/22/2023 成分过冷的产生，将使得固液界面以平成分过冷的产生，将使得固液界面以平界面生长的状况发生变化。由于紧邻固液界面界面生长的状况发生变化。由于紧邻固液界面液相侧的液体过冷度要小于离固液界面稍远处，液相侧的液体过冷度要小于离固液界面稍远处，因此如果由于某种原因在固液界面上产生一个因此如果由于某种原因在固液界面上产生一个小的凸出的话，小的凸出的话，其生长动力学过冷度将高于界其生长动力学过冷度将高于界面处面处，因此，它将得到优先的生长。这使得原，因此，它将得到优先的生长。这使得原先
35、的平界面生长方式发生改变。导致界面生长先的平界面生长方式发生改变。导致界面生长方式的变化。方式的变化。3.3.成份过冷与固液界面形貌成份过冷与固液界面形貌X，GLTLTs(C0)TL(C0)TT0C0TCTL固T1T04/22/20234/22/2023“成分过冷”与固液界面形貌4/22/20234/22/2023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4/22/20234/22/2023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定时，随 值的减少，晶体形态由平面晶向胞状晶向胞状树枝晶、柱
36、状树枝和等轴树枝晶转变。当 一定时，合金中溶质含量（C0)越高，界面保持平界面越困难。4.4.影响固液界面形态的因素影响固液界面形态的因素 和 对晶体形态的影响4/22/20234/22/2023凝固参数变化对界面形态的影响凝固参数变化对界面形态的影响界面形态变化界面形态变化界面形态变化界面形态变化形态不变形态不变尺寸变小尺寸变小形态变化形态变化尺寸不变尺寸不变4/22/20234/22/2023胞状晶转变为胞状树枝晶4/22/20234/22/2023三、微观偏析三、微观偏析偏析：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组织和性能的变化以及耐腐
37、蚀性降低4/22/20234/22/2023微观偏析有两种情况微观偏析有两种情况：晶内偏析：晶内偏析：枝晶和胞晶内部由于生长时固液界面溶质含量枝晶和胞晶内部由于生长时固液界面溶质含量 的不同导致从枝晶的枝干内向外溶质逐渐增加的不同导致从枝晶的枝干内向外溶质逐渐增加 （K K0 01 1合金）合金）枝晶内部成分的不均匀导致晶内偏析随枝晶生长，溶质浓度沿固随枝晶生长，溶质浓度沿固相线变化，如果扩散不充分相线变化，如果扩散不充分则在枝晶的截面上将产生溶则在枝晶的截面上将产生溶质的不均匀分布。质的不均匀分布。4/22/20234/22/2023共同生共同生长的枝长的枝晶间的晶间的偏析偏析晶界偏析：晶界
38、偏析：由于晶界总是处于最后凝固的区域，因此由于晶界总是处于最后凝固的区域，因此 晶界初的溶质往往高于晶内（晶界初的溶质往往高于晶内（K01金），金），从而产从而产 生晶界偏析。生晶界偏析。两晶粒相对生长时两晶粒相对生长时将溶质排到剩余液将溶质排到剩余液相中产生偏析相中产生偏析4/22/20234/22/2023四、宏观偏析四、宏观偏析宏观偏析通常指整个铸宏观偏析通常指整个铸锭或铸件在大于晶粒尺锭或铸件在大于晶粒尺度的大范围内产生的成度的大范围内产生的成分不均匀的现象分不均匀的现象 1 1、正常偏析：、正常偏析：对于 1的合金，先凝固区域的溶质含量低于后凝固区域，与正常溶质再分配规律一致。WsC
39、热流热流方向方向x热流热流方向方向凝固方向凝固方向k0C0溶质含量稳定生长区最后过渡区初始过渡区C04/22/20234/22/20232 2、逆偏析：、逆偏析：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，造成与正常偏析相反的溶质分布。合金特点：合金特点：宽凝固范围的合金；宽凝固范围的合金；凝固收缩大的合金；凝固收缩大的合金；凝固参数：凝固参数：凝固速度慢、固液界面温度梯度凝固速度慢、固液界面温度梯度小、树枝晶粗大的凝固组织。小、树枝晶粗大的凝固组织。热流热流方向方向x正常正常偏析偏析热流热流方向方向x逆偏逆偏析析上述特点造成凝固收缩时挤压心上述特点造成凝固收缩时挤压心部高溶
40、质含量的液体通过枝晶间部高溶质含量的液体通过枝晶间未凝固的液体通道向外侧迁移，未凝固的液体通道向外侧迁移，从而造成外侧溶质含量升高。从而造成外侧溶质含量升高。4/22/20234/22/20233、密度偏析：由于重力作用产生的化学成分不均匀的现象。合金特点：合金特点：初析相的密度与液体相差较大的初析相的密度与液体相差较大的合金；合金；凝固参数：凝固参数：凝固速度慢、固液界面温度梯凝固速度慢、固液界面温度梯度小。度小。上述特点造成凝固时先析出的晶上述特点造成凝固时先析出的晶体与液体有较大的比重差别，重体与液体有较大的比重差别，重的晶体下沉，轻的晶体上浮，从的晶体下沉，轻的晶体上浮，从而造成上下溶
41、质含量的差别。而造成上下溶质含量的差别。热流热流方向方向x密度偏析密度偏析4/22/20234/22/2023第六节第六节 共晶合金的凝固共晶合金的凝固 共晶合金的凝固分为：共晶合金的凝固分为：规则共晶：规则共晶：由金属金属组成，属非小平面由金属金属组成，属非小平面-非小平面共晶；非小平面共晶；非规则共晶：非规则共晶：由金属非金属组成，属小平面非小平面共晶。由金属非金属组成，属小平面非小平面共晶。规则共晶规则共晶非规则共晶非规则共晶4/22/20234/22/2023生长方向生长方向AABBB典型规则共晶的共生生长方式典型规则共晶的共生生长方式共晶结晶的方式可分为共晶结晶的方式可分为共生生长共
42、生生长和和离异生长离异生长两种两种共生生长共生生长：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。共生生长的两个基本条件：共生生长的两个基本条件：两相生长能力接近，且析出相要容易在先共晶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。BBAA4/22/20234/22/2023典型的离异共晶生长方式典型的离异共晶生长方式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。晶间偏析型晶间偏析型共晶先
43、析相数量很多。球团型球团型共晶先析相通常为高熔点非金属相领先相呈球团型晶间偏析型4/22/20234/22/2023 由于实际凝固过程中动力学条件的限制，实际共生由于实际凝固过程中动力学条件的限制，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（金属非金属共晶）。一些，或是不对称（金属非金属共晶）。共晶凝固的共生区共晶凝固的共生区 对称形 非对称形C04/22/20234/22/2023金属或合金在铸型中凝固时金属或合金在铸型中凝固时,可以分为可以分为液相区液相区、固相区固相区和和液固两相区液固两相区三个区域三个区域。第
44、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金属或合金凝固分区示意图X X铸型固相区固相区液固两相区液固两相区液相区液相区4/22/20234/22/2023固液两相区较窄时固液两相区较窄时呈现强烈的逐层凝固逐层凝固特点；固液两相区较宽时固液两相区较宽时逐层凝固特征不明显，呈现糊糊状凝固状凝固特点，造成液相补缩困难。固液两相区宽度将对凝固时液相补固液两相区宽度将对凝固时液相补缩的影响缩的影响固液两相区固液两相区宽度较窄宽度较窄固液两相区宽固液两相区宽度较宽度较宽Cu600Al548T(）C1C24/22/20234/22/2023凝固动态曲线凝固动态曲线 在凝固件横断面处设置温度传感器
45、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。热流热流方向方向x热流热流方向方向4/22/20234/22/2023铸件凝固动态曲线的绘制铸件凝固动态曲线的绘制a)a)铸件断面的温度铸件断面的温度-时间曲线时间曲线b)b)凝固动态曲线凝固动态曲线c)c)某时刻的凝固状态某时刻的凝固状态TLTsCu600Al548T(）4/22/20234/22/2023工业纯铝铸件断面的凝固动态曲线a)砂型铸造b)金属型铸造金属及合金的凝固方式并金属及合金的凝固方式并不唯
46、一取决于相图不唯一取决于相图，它还与凝固，它还与凝固时的温度梯度相关。时的温度梯度相关。金属及合金的凝固方式金属及合金的凝固方式逐层凝固逐层凝固糊状凝固糊状凝固4/22/20234/22/2023影响凝固方式的因素影响凝固方式的因素 凝凝固固方方式式一一般般由由合合金金固固液液相相线线温温度度间间隔隔和和凝凝固固件件断断面面温度梯度温度梯度两个因素决定。两个因素决定。凝凝固固温温度度间间隔隔大大的的合合金金倾倾向向于于糊糊状状凝凝固固；反反之之倾倾向向于逐层凝固于逐层凝固SSS+LS+LLTLTST逐层凝固SSS+LTLTST糊状凝固4/22/20234/22/2023影响凝固方式的因素影响凝
47、固方式的因素1.金属及合金的固液两相区宽度；金属及合金的固液两相区宽度；2.铸型的导热能力影响到温度梯度；铸型的导热能力影响到温度梯度；3.合金的导热率影响到温度梯度；合金的导热率影响到温度梯度；4.合金本身的凝固温度影响到与铸型的合金本身的凝固温度影响到与铸型的5.温度差从而间接影响到温度梯度温度差从而间接影响到温度梯度4/22/20234/22/2023凝固方式对凝固成形的影响凝固方式对凝固成形的影响1.1.对充型能力的影响；对充型能力的影响；凝固成形件的轮廓清晰度凝固成形件的轮廓清晰度2.2.对凝固收缩的影响；对凝固收缩的影响；凝固成形件的致密性凝固成形件的致密性3.3.对应力的影响；对
48、应力的影响；热裂纹的产生热裂纹的产生4/22/20234/22/2023 第八节 凝固成形的应用 凝固成形是指将液态金属浇注进入一定形状的铸型中，凝固成形是指将液态金属浇注进入一定形状的铸型中，待液态金属冷却凝固后再从铸型中取出从而获得具有所需待液态金属冷却凝固后再从铸型中取出从而获得具有所需形状部件的一种成形方法。在这一成形过程中随着温度的形状部件的一种成形方法。在这一成形过程中随着温度的降低将产生一系列的变化。降低将产生一系列的变化。浇注金属液浇注金属液4/22/20234/22/2023充型能力：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：影响因素：金属性质方面
49、金属性质方面两相区宽度、凝固方式、表面张力等;铸型性质方面铸型性质方面-导热性、排气能力等；浇铸条件方面和铸件结构浇注温度和速度、浇注系统设计、结构等。1.1.金属液的充型能力金属液的充型能力4/22/20234/22/2023螺旋形流动性试样结构示意图螺旋形流动性试样结构示意图1-浇口杯；2-低坝；3-直浇道；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，常用螺旋形试样浇铸后得到的长度来衡量。4/22/20234/22/20232.2.降温过程的收缩降温过程的收缩铸件铸件在冷却过程中体积缩小的现象在冷却过程中体积缩小的现象叫收缩。叫收缩。收缩可分成三个阶段：收缩可分
50、成三个阶段：液液态态收收缩缩：从从浇浇注注温温度度到到凝凝固固开开始始的的温温度度的的时时间间间间隔内发生的体积收缩；隔内发生的体积收缩；凝固收缩：凝固收缩：合金在凝固阶段的体积收缩；合金在凝固阶段的体积收缩；固态收缩：固态收缩：固态合金因温度降低发生的体积收缩。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。态收缩是产生铸造应力、变形和裂纹的主要原因。4/22/20234/22/2023合金的收缩量用体收缩率和线收缩率来表示，其合金的收缩量用体收缩率和线收缩率来表