液态成形复习资料解析

液态成形复习资料第一章1凝固成形熔炼金属，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。2凝固成形熔炼金属，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。3按液体的构成类型，可分为原子液体（如液态金属、液化惰性气体）分子液体（如极性与非极性分子液体）离子液体（如各种简单的及复杂的熔盐）4液体具有流动性（液体最显著的性质）；可完全占据容器的空间并取得容器内腔的形状；（类似于气体，不同于固体）不能够象固体那样承受剪切应力，表明液体的原子或分子之间的结合力没有固体中强；类似于气体，不同于固体）具有自由表面（类似于固体，不同于气体）；液体可压缩性很低（类似于固体，不同于气体5物理性质密度、粘度、电导率、热导率和扩散系数等；物理化学性质等压热容、等容热容、熔化和气化潜热、表面张力等；热力学性质蒸汽压、膨胀和压缩系数及其它6液体的结构和性质与材料成型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及焊接熔池的精炼7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8物质熔化时体积变化熵变及焓变一般均不大（见表11），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（表12），为1/151/30，表明熔化时其内部原子结合键只有部分被破坏9液体的缺陷模型与几乎与每一种固体金属的晶体缺陷相对应，诸如点阵空位、位错和晶界等模型位错模型液态金属可以看成是一种被位错芯严重破坏的点阵结构。在特定的温度以上，在低温条件下不含位错的固体点阵结构由于高密度位错的突然出现而变成液体。10实际液态金属的微观特点“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“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。11粘度的影响因素与温度T的关系受两方面（正比的线性关系和负的指数关系）所共同制约，通常，总的趋势随温度T而下降合金组元（或微量元素）对合金液粘度的影响表面活性元素（如向ALSI合金中添加的变质元素NA）使液体粘度降低，非表面活性杂质的存在使粘度提高。12运动学粘度适用于较大外力作用下的水力学流动动力学粘度在外力作用非常小的情况下适用13流态对流动阻力的影响根据流体力学当雷诺数RE2300时为紊流，RE2300时为层流显然，粘度大的液体流动阻力大，在管道中输送相同体积的液体所消耗的能量就愈大，充型所需压力差也就愈大14粘度对成形质量的影响影响铸件轮廓的清晰程度。在薄壁铸件的铸造过程中，流动管道直径较小，雷诺数值小，流动性质属于层流。此时，为降低液体的粘度应适当提高过热度或者加入表面活性物质等。影响热裂、缩孔、缩松的形成倾向。由于凝固收缩形成压力差而造成的自然对流均属于层流性质，此时粘度对流动的影响就会直接影响到铸件的质量影响钢铁材料的脱硫、脱磷、扩散脱氧。在铸造合金熔炼及焊接过程中，这些冶金化学反应均是在金属液与熔渣的界面进行的，金属液中的杂质元素及熔渣中反应物要不断地向界面扩散，同时界面上的反应产物也需离开界面向熔渣内扩散。这些反应过程的动力学（反应速度和可进行到何种程度）受到反应物及生成物在金属液和熔渣中的扩散速度的影响，金属液和熔渣的动力学粘度低则有利于扩散的进行，从而有利于脱去金属中的杂质元素影响精炼效果及夹杂或气孔的形成。粘度较大时，夹杂或气泡上浮速度较小，影响精炼效果；铸件及焊缝的凝固中，夹杂物和气泡难以上浮排除，易形成夹杂或气孔熔渣及金属液粘度降低对焊缝的合金过渡有利。在焊缝金属的合金化方法中，通过含有合金元素的焊剂、药皮或药芯进行合金过渡是较为常用的方法。这类方法的合金过渡主要是在金属液与熔渣的界面上进行的。熔渣及金属液粘度降低，进入熔渣中的合金元素易扩散到熔渣熔池金属界面上，向熔池金属内部扩散15表面张力及其产生的原因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。表面张力是由于物体在表面上的质点受力不均所造成。由于液体或固体的表面原子受内部的作用力较大，而朝着气体的方向受力较小，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。16表面自由能与表面张力的关系表面自由能（表面能）系统为产生新的单位面积表面时的自由能增量。表面能及表面张力从不同角度描述同一表面现象。虽然表面张力与表面自由能是不同的物理概念，但都以（或）表示，其大小完全相同，单位也可以互换，通常表面张力的单位为力/距离（如N/M、DYN/CM），表面能的单位为能量/面积（如J/M2、ERG/CM2等）17表面与界面表面与界面的差别在于后者泛指两相之间的交界面，而前者特指液体（或固体）与气体之间的交界面，但更严格说，应该是指液体或固体与其蒸汽的界面。广义上说，物体（液体或固体）与气相之间的界面能和界面张力等于物体的表面能和表面张力。18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（3）成反比，与价电子数Z成正比3）表面张力与温度随温度升高而下降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。表面张力与粘度的影响因素大体是相同的。19表面张力在材料成形生产技术中的意义表面张力在大体积系统中显示不出它的作用，但在微小体积系统会显示很大的作用界面张力与润湿角。接触的两相质点间结合力越大，界面张力（界面能）就越小，两相间的界面张力越小时，润湿角越小，称之为润湿性好。液态金属凝固时析出的固相与液相的界面能越小，形核率越高。熔渣与液态金属之间的润湿性将影响熔渣对金属的保护效果与焊缝外观成形表面张力引起的曲面两侧压力差。液相为凸面时（金属液滴），液滴内部压力大于外部压力P1P2液相为凹面时（液相中有气泡），气泡内部压力小于外部压力P1P2液膜拉断临界力及表面张力对凝固热裂的影响（液膜理论）。当RT/2时，FMAXP达临界值，如果继续将液膜拉开，则曲率半径R将再度变大，而应力P将要变小。在这种情况下，凝固收缩引起的拉应力将大于由表面张力所产生的应力，使液膜两侧的固体急剧分离。液膜的表面张力越大，液膜越薄，则液膜的拉断临界应力FMAX越大，裂纹越难形成。20第一种情况凝固的早期，或者靠近液体的两相区内，液膜与大量未凝固的液体相通，此时液膜两侧的固体枝晶拉开多少，液体补充进去多少，因此不会产生热裂。第二种情况液膜已经与液体区隔绝，但是由于低熔点物质的大量存在（如钢中的硫共晶），形成大的液膜厚度和低的表面张力，将使液膜的最大断裂应力FMAX减小，且熔点低而凝固速度较慢，这样，厚的液膜将会长时间地保持下去，在此期间，如果有大的拉伸速度，则往往要产生热裂。第三种情况液膜虽已与液体区隔绝，但由于液膜中低熔点杂质较少，其表面张力较高，熔点也相应较高而凝固速度较快，液膜迅速变薄，此时如果液膜两侧的固体枝晶受到拉力，将会遇到大的FMAX的抗力，这种抗力将使高温固体内部产生蠕变变形，从而避免了热裂的产生21液态金属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，即液态金属充填铸型的能力，是设计浇注系统的重要依据之一；充型能力弱，则可能产生浇不足、冷隔、砂眼、铁豆、抬箱，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，是各种因素的综合反映22影响充型能力的因素1金属性质方面的因素（流动性的高低）。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。2铸型性质方面的因素。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。3浇注条件方面的因素。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。第二章1、等温面空间具有相同温度点的组合面。等温线某个特殊平面与等温面相截的交线。温度梯度对于一定温度场，沿等温面或等温线某法线方向的温度变化率。温度梯度越大，图形上反映为等温面（或等温线）越密集。2、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T0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。3、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上述三类边界条件中，以第三类边界条件最为常见。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。4、温度场的解析解法解析方法是直接应用现有的数学理论和定律去推导和演绎数学方程（或模型），得到用函数形式表示的解，也就是解析解。优点是物理概念及逻辑推理清楚，解的函数表达式能够清楚地表达温度场的各种影响因素，有利于直观分析各参数变化对温度高低的影响。缺点通常需要采用多种简化假设，而这些假设往往并不适合实际情况，这就使解的精确程度受到不同程度的影响。目前，只有简单的一维温度场（“半无限大”平板、圆柱体、球体）才可能获得解析解。5、半无限大平板铸件凝固过程的一维不稳定温度场（1）凝固过程的初始状态为铸件与铸型内部分别为均温，铸件起始温度为浇铸温度，铸型的起始温度为环境温度或铸型预热温度；（2）铸件金属的凝固温度区间很小，可忽略不计；（3）不考虑凝固过程中结晶潜热的释放；（4）铸件的热物理参数与铸型的热物理参数不随温度变化；（5）铸件与铸型紧密接触，无界面热阻，即铸件与铸型在界面处等温TI。6、从传热学角度来说，模数代表着铸件热容量与散热表面积之间的比值关系，凝固时间随模数增大而延长。对于形状复杂的铸件，其体积与表面积的计算都是比较麻烦的，这时可将复杂铸件的各部分看作是形状简单的平板、圆柱体、球、长方体等单元体的组合，分别计算出各单元体的模数，但各单元体的结合面不计入散热面积中。一般情况下，模数最大的单元体的凝固时间即为铸件的凝固时间。7、热阻来源界面局部接触，有间隙铸型型腔内表面常存在涂料实际界面接触状况与涂料状况对界面热阻大小有重要影响。8、根据铸件、铸型的热物理性能与界面状况，铸件凝固过程温度场的分布特点可分为四种情况来讨论1金属铸件与绝热型铸型2界面热阻较大的金属铸型3界面热阻很小的金属铸型4非金属铸件与金属铸型9、根据固液两相区的宽度，可将凝固过程分为逐层凝固方式与体积凝固方式（或糊状凝固方式）。当固液两相区很窄时称为逐层凝固方式，反之为糊状凝固方式，固液两相区宽度介于两者之间的称为“中间凝固方式”。铸件凝固方式对凝固液相的补缩能力影响很大，从而影响最终铸件的致密性和热裂纹产生几率10、铸型型腔内各个部位的凝固状况的动态变化，可通过在浇注前在铸型型腔内预置测温热电偶，来记录凝固过程中各点的温度变化，从而可以绘制出各个瞬间铸型内的凝固状况。所得图形称为铸件动态凝固曲线。可以根据“液相边界”与“固相边界”之间的横向距离直观地得出铸件内各部位的开始凝固时刻与凝固结束时刻，也可以根据“液相边界”与“固相边界”之间的纵向距离得出凝固过程中的任一时刻铸件断面上已凝固固相区、固液两相区和尚未凝固的液相区的宽度。11、焊接温度场的一般特征移动热源焊接过程中，焊件上各点温度随时间及空间而变化（不稳定温度场），但经过一段时间后，达到准稳定状态（移动热源周围的温度场不随时间改变）。若建立与热源移动速度相同并取热源作用点为坐标原点的动坐标系，则动坐标系中各点的温度不随时间而变。12、厚大件对电弧加热部位的冷却作用最强，接头温度下降速度最快。其次是薄板，而细杆的散热速度最慢。13、温度梯度G对凝固方式的影响G大两相区窄G小两相区宽14、实际铸件凝固中的温度梯度受很多因素影响,包括铸型的导热性能、预热温度、合金的浇注温度等。第三章1、凝固是物质由液相转变为固相的过程，是液态成形技术的核心问题，也是材料研究和新材料开发领域共同关注的问题。严格地说，凝固包括（1）由液体向晶态固体转变（结晶）（2）由液体向非晶态固体转变（玻璃化转变）常用工业合金或金属的凝固过程一般只涉及前者，本章主要讨论结晶过程的形核及晶体生长热力学与动力学。2、从热力学推导系统由液体向固体转变的相变驱动力G由于液相自由能G随温度上升而下降的斜率大于固相G的斜率过冷度T是影响相变驱动力的决定因素。过冷度T越大，凝固相变驱动力GV越大。3、由于熵恒为正值物质自由能G随温度上升而下降液相自由能G随温度上升而下降的斜率大于固相G的斜率4、由于表面张力的存在，固相曲率K引起固相内部压力增高，这产生附加自由能欲保持固相稳定，必须有一相应过冷度TR使自由能降低与之平衡（抵消）。5、对球形颗粒表明固相表面曲率K0，引起熔点降低。曲率越大（晶粒半径R越小），物质熔点温度越低。当系统的外界压力升高时，物质熔点必然随着升高。当系统的压力高于一个大气压时，则物质熔点将会比其在正常大气压下的熔点要高。通常，压力改变时，熔点温度的改变很小，约为102OC/大气压。6、K0的物理意义对于K01，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，最终凝固组织的成分偏析越严重。因此，常将1K0称为“偏析系数”7、均质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”（实际生产中均质形核是不太可能的，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）。非均质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”。7、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）RR时，RGRR处时，G达到最大值GRR时，RG8、临界形核功G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。9、形核率是单位体积中、单位时间内形成的晶核数目对于一般金属，温度降到某一程度，达到临界过冷度（T），形核率迅速上升。10、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。晶核依附于夹杂物的界面上形成。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T比均质形核临界过冷度T小得多时就大量成核。11、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。所以，液体中晶坯附在适当的基底界面上形核，体积比均质临界核体积小得多时，便可达到临界曲率半径，因此在较小的过冷度下就可以得到较高的形核率。12、非均质形核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，越小。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。13、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。光滑界面也称“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M数量级。14、如何判断凝固界面的微观结构这取决于晶体长大时的热力学条件。设晶体内部原子配位数为，界面上（某一晶面）的配位数为，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15、凡属5的物质凝固时界面为光滑面，非常大时，FS的两个最小值出现在X0或1处（晶体表面位置已被占满）。有机物及无机物属此类；25的物质，常为多种方式的混合，BI、SI、SB等属于此类。16、对一摩尔SF4KN4R由（321）式可知熔融熵SF上升，则增大，所以SF4R时，界面以粗糙面为最稳定。熔融熵越小，越容易成为粗糙界面。因此固液微观界面究竟是粗糙面还是光滑面主要取决于合金系统的热力学性质17、非密排晶面作为晶体表面（液固界面）时，容易成为粗糙界面。18、界面结构与冷却速度及浓度过冷度大时，生长速度快，界面的原子层数较多，容易形成粗糙面结构。小晶面界面，过冷度T增大到一定程度时，可能转变为非小晶面。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T）为小晶面界面，在长大速度增大到一定时，却转变为非小晶面。合金的浓度有时也影响固液界面的性质。19、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。20、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。21、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”。22、“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；（2）螺旋位错机制这种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中沟槽可保持下去，长大不断地进行。第四章1、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接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由K0C0逐渐上升。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（杠杆原理），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。2、液相只有有限扩散时的溶质再分配凝固过程分为三个阶段最初过渡区稳定态区最后过渡区最初过渡区的长度取决于K0、R、DL的值，K0越大、R越大或DL越小，则最初过渡区越短；最后过渡区长度比最初过渡区的要小得多，与溶质富集层的“特征距离”的数量级相同。3、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。4、KE与平衡分配系数K0的关系KEK0即慢生长速度和最大的搅动对流，N很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。KE1即快生长速度凝固、或没有任何对流，N很大的情况，这相当于液相只有扩散时的情况。K0KE1相当于液相部分混合有对流的情况，工程中常在该范围。5、“成分过冷”的形成条件分析（K01情况下界面前沿形成溶质富集层液相线温度TLX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”。6、下列条件有助于形成“成分过冷”工艺因素液相中温度梯度小（GL小）；晶体生长速度快，R大；材料因素ML大，即陡的液相线斜率；原始成分浓度高，C0大；液相中溶质扩散系数DL低；K01时，K0小；K01时，K0大7、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响纯金属液相在正温度梯度的区域内晶体生长的凝固界面通常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度TM，过冷度TK提供凝固所必须的动力学驱动力，称为“动力学过冷”当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于TK的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过冷，习惯上称为“热过冷”。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。8、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9、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00L一01CM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。10、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”11、自由树枝晶形成条件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。12、为什么成为树枝晶的形态晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的面是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝晶。方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有清晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平衡态近乎球形。13、“外生生长”与“内生生长”的概念晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为“外生生长”。平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长”。14、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。枝晶间距小细晶强化效果显著成分趋于均匀化显微缩松、夹杂物细小且分散热裂纹倾向小从而材料性能好15、规则共晶粗糙粗糙界面金属金属，如PBSN，AGCU层片状共晶金属金属间化合物，如ALAL3NI棒状共晶非规则共晶粗糙光滑界面金属非金属，如FEC,ALSI共晶光滑光滑界面非金属非金属，如琥珀睛茨醇共晶16、粗糙粗糙界面（非小晶面非小晶面）共晶金属金属共晶及金属金属间化合物共晶多为第类共晶，其典型的显微形态是有规则的层片状，或其中有一相为棒状，因此称为“规则共晶”。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”。金属非金属共晶属于第类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”长大，但由于小晶面相（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，且对凝固条件（如杂质元素或变质元素）十分敏感，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”。非金属非金属属于第类共晶体，长大过程不再是偶合的。所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于“不规则共晶”。17、非平衡状态下的共晶共生区1）有些非共晶成分的合金在冷速较快时可以在TE以下温度得到100的共晶组织，该区域称之为共生区2）有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，既不出现100的共晶组织，也不出现初晶共晶的情况，而是出现“离异共晶”。18、两个组元熔点相近、两条液相线基本对称、两相长大速度基本相同的非小晶面非小晶面合金，容易形成对称型共生区。19、非对称型共生区原因由于浓度起伏和扩散的原因，共晶成分附近的低熔点相在非平衡结晶条件下较高熔点相更易于析出，其生长速度也更快。因此结晶时往往容易出现低熔点组元一侧的初生相。为了满足共生生长所需的基本条件，就需要合金液在含有更多高熔点组元成分的条件下进行共晶转变。共生区的概念与平衡图并不矛盾，在无限缓慢的冷却条件下，共生区退缩到共晶点E，合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶。20、离异生长与离异共晶的概念在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况共晶两相没有共同的生长界面，它们各自以不同的速度独立生长，即两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的，因而形成的组织没有共生共晶的特征。这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组织称离异共晶。离异共晶分“晶间偏析型”和“晕圈型”两种类型。21、晶间偏析型”离异共晶（1）当一相大量析出，而另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶。（2）由另一相的生核困难所引起合金偏离共晶成分，初晶相长得较大，如另一相不能以初生相为衬底而生核，或因液体过冷倾向大使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。22、“晕圈型”离异共晶形成两相性质差别较大的非小晶面小晶面共晶合金中能更经常地见到这种晕圈组织。由于两相在生核能力和生长速度上的差别，第二相环绕着领先相表面生长而形成一种镶边外围层的情况，此外围层称为“晕圈”。23、封闭型圈晕如果领先相的固液界面全部是慢生长面，会被快速生长的第二相晕圈所封闭，则两相与熔体之间就没有共同的生长界面，而只有形成晕圈的第二相与熔体相接触，所以原先的领先相只能依靠原子通过晕圈的扩散进行，最后形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。球墨铸铁的共晶转变是其典例。如果领先相的固液界面是各向异性的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其快生长面仍能突破晕圈的包围并与熔体相接触，则晕圈是不完整的。这时两相仍能组成共同的生长界面而以共生方式进行偶合结晶。灰铸铁中的片状石墨与奥氏体的共生生长则属此类。24、共晶团的形成领先相富A组元的固溶体小球析出界面前沿B组元原子的不断富集相固溶体在相球面上的析出向前方及侧面的熔体中排出A组元原子相依附于相的侧面长出分枝相沿着相的球面与侧面迅速铺展交替进行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25、“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。共生协同生长两相各向其界面前沿排出另一组元的原子，由于相前沿富B，而相前沿富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的多。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，彼此合作，齐头并进地快速向前生长。26、片层距的调整相片层中心处B原子扩散比交界要困难得多此处B原子聚集而浓度升高相在此处推进的速度加快形成凹坑B原子扩散越发困难新的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。27、胞状、树枝状共晶的形成（第三组元的影响）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，甚至还会导致共晶合金自外生生长到内生生长的转变。28、棒状共晶生长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。形成棒状共晶的一般条件如果一相的体积分数小于1时，该相将以棒状结构出现；如果体积分数在1/之间时，两相均以片状结构出现。29、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引起一个组成相产生成分过冷。产生成分过冷相的层片在生长过程中将会越过另一相层片的界面而伸入液相中，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。30、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晶小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FEC和A1SI两种合金。31、合金固溶体凝固时的晶体生长形态不同的成分过冷情况B无成分过冷平面晶C窄成分过冷区间胞状晶D成分过冷区间较宽柱状树枝晶E宽成分过冷内部等轴晶第五章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铸件凝固过程2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3柱状晶区的形成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。因此柱状晶区的存在与否及宽窄程度取决于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。4“成分过冷”理论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。5为什么纯金属几乎得不到等轴晶而溶质浓度大的合金容易得到等轴晶呢无答案6溶质的偏析容易使晶体在与型壁的交会处产生“脖颈”，具有“脖颈”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7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。8目前比较统一的看法是内部等轴晶区的形成很可能是多种途径起作用。9铸件宏观结晶组织的控制思路晶区的形成和转变乃是过冷熔体独立生核的能力和各种形式晶粒游离、增殖或重熔的程度这两个基本条件综合作用的结果，铸件中各晶区的相对大小和晶粒的粗细就是由这个结果所决定的。凡能强化熔体独立生核，促进晶粒游离，以及有助于游离晶的残存与增殖的各种因素都将抑制柱状晶区的形成和发展，从而扩大等轴晶区的范围，并细化等轴晶组织。10合理的浇注工艺浇注温度合理降低浇注温度是减少柱状晶、获得及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，导致浇不足和冷隔等缺陷的产生。浇注方式通过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。但必须注意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11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、快热传导能力的铸型对厚壁铸件，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。悬浮浇注法可同时满足小的GL与高的R的要求12悬浮浇注法是在浇注过程中将一定量的固态金属颗粒加入到金属液中，从而改变金属液凝固过程，达到细化组织、减小偏析、减小铸造应力的目的的一种工艺方法。13悬浮浇注法的特点1显著细化铸件组织，提高力学性能，改善铸件厚大断面力学性能均匀性；2减小凝固收缩，使冒口减小1535；3减少缩松，提高铸件致密性；4减小铸造应力，减小铸件热裂倾向；5改善宏观偏析；6提高凝固速度，改善铸型受热状况；7可以实现浇注过程合金化。14技术原理通过加入金属颗粒与金属液的物理化学、晶体学和热作用，强制金属液生核，并改变铸型中金属液的温度分布，从而改变金属凝固方式。适用范围各种铸钢件、铸铁件、及有色合金件。不需要特殊设备，仅要求简单辅助工装。15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物质以达到细化晶粒、改善宏观组织目的的一种工艺方法。孕育INOCULATION主要是影响生核过程和促进晶粒游离以细化晶粒；而变质（MODIFICATION）则是改变晶体的生长机理，从而影响晶体形貌。变质在改变共晶合金的非金属相的结晶形貌上有着重要的应用，而在等轴晶组织的获得和细化中采用的则是孕育方法。16孕育剂作用机理的两类观点孕育主要起非自发形核作用孕育剂含有直接作为非自发生核的物质孕育剂能与液相中某些元素反应生成较稳定的化合物而产生非自发生核在液相中造成很大的微区富集而迫使结晶相提前弥散析出而生核17孕育衰退（孕育效果逐渐减弱）几乎所有的孕育剂都有在孕育处理后一段时间出现孕育衰退现象，因此孕育效果不仅取决于孕育剂的本身，而且也与孕育处理工艺密切相关。一般处理温度越高，孕育衰退越快，在保证孕育剂均匀散开的前提下，应尽量降低处理温度。孕育剂的粒度也要根据处理温度、被处理合金液量和具体的处理方法来选择。18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。离心铸造时若周期改变旋转方向可获得细小等轴晶，说明液相和固相发生相对运动所起的细化晶粒作用。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“晶雨”的形成19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。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。20流变铸造这种细小圆整的半固态金属浆液由于具有较好的流动性而容易成形。因为它的温度远低于液相线温度，所以对于黑色金属的压铸件来说，能大大减轻金属对模具的热冲击，提高压铸模具的寿命，扩大黑色金属压铸的应用范围21熔池凝固条件体积小、冷速快由于冷却快，温度梯度大，致使焊缝中柱状晶得到充分发展。这也是造成高碳、高合金钢以及铸铁材料焊接性差的主要原因之一温差大、过热度高熔池金属中不同区域因加热与冷却速度很快，熔池中心和边缘存在较大的温度梯度，例如，对于电弧焊接低碳钢或低合金钢，熔池中心温度高达21002300，而熔池后部表面温度只有1600左右，熔池平均温度为1700100。由于过热温度高，非自发形核的原始质点数大为减少，这也促使焊缝柱状晶的发展。动态凝固过程处于热源移动方向前端的母材不断熔化，连同过渡到熔池中的熔融的焊接材料一起在电弧吹力作用下，对流至熔池后部。随着热源的离去，熔池后部的液态金属立即开始凝固。因此，凝固过程是连续进行并随熔池前进。液态金属对流激烈熔池中存在许多复杂的作用力，如电弧的机械力、气流吹力、电磁力，以及液态金属中密度差，使熔池金属产生强烈的搅拌和对流，在熔池上部其方向一般从熔池头部向尾部流动，而在熔池底部的流动方向与之正好相反，这一点有利于熔池金属成分分布的均匀化与纯净化。22熔池结晶特征联生结晶在熔池中存在两种现成固相表面一种是合金元素或杂质的悬浮质点（在正常情况下所起作用不大）；另一种就是熔池边界未熔母材晶粒表面，非自发形核就依附在这个表面，在较小的过冷度下以柱状晶的形态向焊缝中心生长，称为联生结晶也称外延生长。柱状晶生长方向与速度的变化典型的焊接熔池形状像不标准的半椭球。熔池的形状和大小，受母材的热物理性质、尺寸和焊接方法以及工艺参数等因素的影响。焊接速度增大,L增加,BMAX减小熔池凝固组织形态的多样性随着成分过冷的进一步加大，树枝晶生长的方式逐渐占主导地位，在到达熔池尾端结束凝固时，成分过冷度最大，有可能形成等轴树枝晶区。23熔池结晶组织的细化通过提高形核率和抑制晶粒长大两个方面1变质处理通过焊接材料向熔池加入一定量的合金元素如B、MO、V、TI、NB等,作为熔池中非自发晶核的质点,从而使焊缝晶粒细化。2振动结晶采用振动的方法来打断正在成长的柱状晶，增大晶粒游离倾向，达到细化晶粒的目的。振动方式主要有机械振动、超声振动和电磁搅拌。3焊接工艺采用恰当的焊接工艺措施，也可改善熔池凝固结晶。主要方法是小线能量、多层焊和锤击焊道表面等第七章1、焊接或熔炼过程中，液态金属会与各种气体发生相互作用，从而对焊件或铸件的性能产生影响。深入了解气体的来源及其与金属的相互作用机制，对于控制金属中气体的含量，提高铸件或焊件的质量至关重要。2、焊条药皮、焊剂、焊芯的造气剂高价氧化物及有机物的分解气体母材坡口的油污、油漆、铁锈、水分空气中的气体、水分保护气体及其杂质气体3、有机物的分解和燃烧酸性焊条药皮中有机物的含量较高焊条药皮中的淀粉、纤维素、糊精等有机物（造气、粘接、增塑剂）4、碱性焊条药皮中碳酸盐的含量较高。5、碱性焊条焊接时，气相中H2和H2O的含量很少，故称“低氢型”；酸性焊条焊接时氢含量均较高，其中纤维素型焊条的最大。6、材料的蒸发焊接过程中，除了焊接材料和母材表面的水分发生蒸发外，金属元素和熔渣的各种成分在电弧高温作用下也会发生蒸发，形成相当多的蒸气。（1）金属材料中ZN、MG、PB、MN（2）氟化物中ALF3、KF、LIF、NAF极易蒸发后果合金元素的损失；产生焊接缺陷；增加焊接烟尘，污染环境，影响焊工身体健康。7、气体的分解简单气体（指N2、H2、O2、F2等双原子气体）的分解；复杂气体（指CO2和H2O等）的分解，分解产物在高温下还可进一步分解和电离。8、铸造过程中的气体来源铸造时的气体主要来源于熔炼过程、浇注过程和铸型。（1）熔炼过程气体主要来自各种炉料、炉气、炉衬、工具（2）浇注过程浇包未烘干，铸型浇注系统设计不当，铸型透气性差，浇注速度控制不当，型腔内的气体不能及时排除等，都会使气体进入液态金属。（3）铸型来自铸型中的气体主要是型砂中的水分。即使烘干的铸型在浇注前也会吸收水分，并且粘土在液态金属的热作用下其结晶水还会分解。此外，有机物（粘结剂等）的燃烧也会产生大量气体。9、气相平衡与铸型内气体的成分铸型内气体的成分随造型材料、温度、浇注后的时间而变化。一般铸型内气体的成分为H2、CO、CO2、O2，在含氮的树脂砂铸型中还有少量的N2。粘结剂为有机物的铸型，浇注后型内O2迅速降低，H2的相对含量增加；浇注温度高，铸型内自由碳含量高，有助于形成还原性气氛；反之，N2和氧化性气体O2、CO2含量较高。10、气体的溶解过程原子或离子状态直接溶入液态金属；分子状态的气体先分解为原子或离子之后再溶解到液态金属中。双原子气体溶入金属液的两种方式吸附分解溶入分解吸附溶入11、气体的溶解度溶解度在一定温度和压力条件下，气体溶入金属的饱和浓度。12、溶解度S的影响因素温度与压力气体种类合金成分13、温度和压力的影响金属吸收气体为吸热反应，溶解度随温度的升高而增加；金属吸收气体为放热反应，溶解度随温度的上升而降低。金属发生相变时，由于金属组织结构的变化，气体的溶解度将发生突变。液相比固相更有利于气体的溶解。当金属由液相转变为固相时，溶解度的突然下降将对铸件和焊件中气孔的形成产生直接的影响。14、氮和氢在金属或合金中的溶解反应类型及形成化合物倾向15、氮、氢在铁中的溶解度16、液态金属中加入能提高气体含量的合金元素，可提高气体的溶解度；若加入的合金元素能与气体形成稳定的化合物（即氮、氢、氧化合物），则降低气体的溶解度。17、金属氧化还原方向的判据在一个由金属、金属氧化物和氧化性气体组成的系统中，采用金属氧化物的分解压PO2作为金属是否被氧化的判据。2MEO2MEO2若氧在金属氧氧化物系统中的实际分压为PO2，则PO2PO2时，金属被氧化；PO2PO2时，处于平衡状态；PO2KMN，显然对于过热度很高的熔滴，（SIO2）的氧化性可以超过（MNO）。29间接氧化过程是铁元素先被氧化生成氧化亚铁，而后氧化亚铁再将合金元素氧化间接氧化实质上是置换氧化的逆反应，反应实际进行的方向与平衡时各相的含量主要取决于温度。和熔焊过程相比，钢铁熔炼时液态金属的过热度不高，间接氧化可以进行得比较充分。30碱性焊条药皮中一般不加入含FEO的物质。并要求焊接时严格清除焊件表面上的氧化皮和铁锈31焊缝的空间位置有平焊、横焊、立焊、和仰焊液态成形91净化的顺序2常用脱氧方法先期脱氧使气相的氧化性减弱，起到先期脱氧的作用。沉淀脱氧脱氧速度快，脱氧彻底扩散脱氧真空脱氧3钢液中氧化亚铁的残留量与脱氧元素的残留量成反比，脱氧元素的残留量愈高，则氧化亚铁的残留量愈低，即钢液的脱氧程度愈彻底。4当使用几种脱氧剂进行脱氧时，应按照脱氧能力的顺序由小到大依次使用。铸造和焊接中最常用的脱氧剂是锰、硅、钛和铝。5进行沉淀脱氧应考虑的三个要点对氧亲和力较大的元素；脱氧产物应不溶于金属而成为独立液相转入熔渣；熔渣的酸碱性质应与脱氧产物的性质相反，以利于熔渣吸收脱氧产物。6焊条药皮成分中，常采用锰铁、硅铁和钛铁作为脱氧元素，请说明它们分别适用于哪种药皮类型酸性焊条常采用锰铁作为脱氧元素；碱性焊条常采用锰铁和硅铁（或钛铁）联合脱氧7为什么碱性焊条不单独采用硅铁作为脱氧元素硅的脱氧能力比锰大，但生成的SIO2熔点高，通常认为处于固态，不易聚合为大的质点；同时SIO2与钢液的界面张力小，润湿性好，不易从钢液中分离，易造成夹杂。因此，碱性焊条一般不单独用硅脱氧。8碱性焊条需采用锰铁和硅铁（或钛铁）联合脱氧9焊接熔池中的扩散脱氧碱性渣中（FEO）活度大，其扩散脱氧的能力比酸性渣差；增加熔渣中的脱氧剂含量可促进FEO向熔渣中扩散。在焊接熔池凝固过程中，由于液态熔池存在时间短，FEO的扩散速度慢，因此扩散脱氧进行得很不充分。10钢铁熔炼中的扩散脱氧钢铁熔炼时的扩散脱氧通常是将脱氧剂加在熔渣中，使脱氧元素与（FEO）反应。当熔渣中的氧化铁含量降低时，FEO就向熔渣中扩散。这样就间接地达到了脱去钢液中FEO的目的。扩散脱氧的优点是脱氧产物留在熔渣中，液态金属不会因脱氧而造成夹杂。11为使扩散脱氧过程顺利进行，需要采取下列措施1）还原性炉气2）高的炉温3）低粘度炉渣12液态金属的脱碳反应在冲天炉熔炼过程中，铁液的脱碳主要是通过炉气中的O2和CO2成分对铁液的直接脱碳以及炉气通过FEO对铁液的间接脱碳。而在炼钢生产中，一般是通过向钢液中吹氧或加矿石进行脱碳反应的。脱碳反应的产物是一氧化碳。一氧化碳不溶解于钢液，因而形成了大量的气泡。气泡在与钢液脱离和上浮过程中，使钢液受到强烈的搅动，使得钢液温度和化学成分均匀，并能有效地清除钢液中的气体和非金属夹杂物。13焊材中的碳含量低于母材14为了冶炼纯净度高的低碳钢液，比较有效的方法是在真空下进行脱碳。15沉淀脱硫沉淀脱硫和沉淀脱氧一样，是将脱硫合金元素直接加入液态金属中进行脱硫。常用的脱硫元素有锰、镁、钠、钙、稀土等。这些元素与硫的亲和力大于铁，与硫形成熔点高，不溶于液态钢铁的稳定硫化物，上浮进入渣相而进行脱硫的方法16锰和镁对钢水几乎无脱硫作用。17熔渣脱硫是目前铸造和焊接冶金中主要的脱硫方法。它是利用熔渣中的CAO、CAC2、MNO、MGO等进行脱硫，脱硫的原理与扩散脱氧相似。液态钢铁中的硫以硫化铁的形态存在，硫化铁能够在熔渣和液态金属中互相转移，当达到动态平衡时，熔渣中的硫化铁的含