金属凝固及控制PPT

1、 具有一般液体的特征，如:良好的流动性、无确定的形状、在一定条件下变成固体。主要参数：表面张力：sh = 72达因； Al 530达因粘度： sh 110-3PaS； Al 1.5910-3PaS金属的凝固类型二种凝固类型：晶体和非晶体1)内部因素：a)粘度大易形成非晶体，粘度小易形成晶体；b)具有简单分子结构易形成晶体，具有复杂分子结构易形成非晶体；2)外部因素：冷却速度大易形成非晶体。液体的特征： 具有良好的流动性，无确定的形状，原子间距稍大于固体，配位数稍小于固体，存在近程有序状态。（图13） 图1-3 液体金属的球体模型 固体金属由晶体组成，每个晶体具有相同的排列次序，而晶体间的接合部

2、晶界的原子排列紊乱。如果取一个晶体中的单胞来研究，按其点阵排列状况可分为：立方晶系、六方晶系、三斜晶系、单斜晶系、正交晶系、四方晶系、三角晶系。常见的有立方晶系和六方晶系，如：面心立方、体心立方、密排六方晶胞等。1）典型金属的晶体结构a）面心立方晶格（图110）晶胞中的原子数：N 81/8+61/2 4原子半径：致密度： 晶胞中原子的体积 / 晶胞体积 配位数：是任一原子周围最邻近的等距离的原子数，面心立方晶胞的配位数为12。（图111）图1-10 面心立方晶胞中的原子数图1-11 面心立方晶格的配位数b）密排六方晶格（图113）晶胞中的原子数：N 121/6+21/2+3 6致密度： 晶胞中

3、原子的体积 / 晶胞体积 配位数：12图1-13 密集六方晶胞的原子数c）体心立方晶格（图119）晶胞中的原子数：N 81/8+1 2致密度： 晶胞中原子的体积/晶胞体积 配位数：8图1-19 体心立方晶胞的原子数d）构成晶胞的原子堆积方式（图115）(1)ACAC (2)ABAB (3)ABCABC (4)ACBACB如：密排六方的原子堆积方式ACACAC或者ABABAB 面心立方的原子堆积方式ABCABCABC图1-15 密集排列的原子面，从中可见有B和C两种凹穴位置，其上可放置第二层原子e）晶面和晶向的表示方法立方晶系的晶面指数（图121）（1）建立坐标系（原点不要处于待确定的平面上）（

4、2）求出晶面在三个坐标轴上的截距（3）取晶面截距的倒数（4）按比例化为最小整数hkl（5）将最小整数放在圆括号内，即为晶面指数。图1-21 立方晶系晶面指数的表示法立方晶系的晶向指数（图123）（1）建立坐标系（把原点放在待确定的晶向上）（2）求得原点外直线上任一点的坐标值（3）用同一比例化简成最小整数（4）将最小整数UVW放在方括号内，即为晶向指数。图1-23 在立方晶系中晶向指数的表示法 作业习题：1、绘出fcc晶胞中的（111）面，标出此面上各原子的坐标及 、 、 和 方向；计算fcc和bcc晶胞中（111）、（110）和（100）面的面原子密度，并比较它们的大小。11001111221

5、1a)开始阶段 b)结束阶段图2-1 氯化铵的结晶过程 第二章 形核 过冷：通常把金属的实际开始凝固温度Tn总是低于理论凝固温度Tm的这种现象称为过冷。 过冷度：把理论凝固温度与实际凝固温度之差称为过冷度，即Tm Tn T 。过冷度是结晶的驱动力。图2-2 对纯金属进行分析得到的典型的温度-时间曲线。从中可见，在固相形核前有一大的过冷度式中：G自由能； H焓；T绝对温度；S熵 （图24） 在压力P为常数时 ，各相态的自由能随温度而变化；熵是表征系统中原子排列有序度的参数，恒为正值。因温度升高，原子的活动能力增加，故其排列的有序度降低，即熵值增加，所以各相的自由能随温度的升高而降低。 图2-4

6、纯金属液体和固体的自由能G随温度而变化的示意图 对于形成一个半径为r的球形晶胚而言，其总的自由能改变为G，则 式中：LC单位表面自由能；G 单位体积自由能的改变值对上式求导：求得临界半径 临界形核功： S*临界半径晶核 表面积上式表明临界形核功恰好等于临界晶核表面能的1/3。图2-5 在液体中，由于形成不同半径的球形晶胚（或晶核）所引起的自由能变化的示意图。图中还表示了临界晶核半径r* 及临界晶核的形成功G*图2-6 临界晶核半径r* 随着过冷度T而变化的示意图非均质形核：依靠母相中不均匀结构而形核的过程称为非均质形核。由稳定状态下诸力的平衡（图215） 图2-15 非均质形核的模型之一（接触

7、角理论）a)沿触媒基底上形成球盖状晶核 b)通过球盖状晶核的截面c)在晶核-液体-基底交界处的能量平衡用类似于均质形核对总的自由能变化的分析方法可得：通过 G对 r 求微分，并令 ，得： 临界半径基本上由 T 决定通过运算： 与均质形核所需的 G* 相比，他们的差别仅在于非均质形核时式中多了一个因素对上式进行分析： 当0 180时，非均质形核比均质形核有利。要使0，这就要求底基的某一晶面与晶核的一个晶面相似。有关非均质形核的理论有：（1）点阵类型相似，点阵常数相当；（2）静电作用理论等。（图217）图2-17 非均质形核的点阵类型相似、点阵常数相当理论的界面模型a) (应变)相互密合的界面 b

8、) 半相互密合的界面 金属的凝固是通过形核和晶核长大二个过程而完成的，而影响这二个过程的因素都将对金属的组织、性能产生影响。光滑界面（小平面）：是指固相界面上的原子排列成平整的原子平面，即晶体学的某一晶面。（图31）粗糙界面：是指固相界面上的原子排列高高低低粗糙不平，不显示晶体学的任何晶面特征。（图32）表面自由能相对改变值： （图33） 表面位置被占据的分数： x 当特征值 2 时，在x = 1/2处曲线出现一个极小值，说明这类物质以粗糙界面形式长大（金属型界面）。当特征值 5 时，在x = 0、1处，曲线出现极小值，说明这类物质以光滑面形式长大（非金属型界面）。（图34） 图3-4 在金属

9、系统中，固-液界面结构的实例a) 在银-铜亚共晶合金中，银的非小平面枝晶（ 300）b) 在富锡基体上-SnSb化合物的小平面的立方体（1）垂直长大机构 在固液界面的所有位置上原子可以连续地、无序地和垂直地向晶面添加，使界面向液相迅速推进。（图35）特点：T是影响长大速度的主要因素（1常数，约为1厘米 / 秒.K）（2）通过表面形核而长大支持该长大机构的试验证据非常少。（3）沿晶体缺陷长大a) 沿螺旋位错露头所形成的台阶添加原子（图36）特点：原子进入台阶所需要的能量小，长大速度很低。图3-6 在晶体表面上一个螺旋位错露头所形成的台阶的示意图。螺旋位错与晶体上表面正交，使该表面呈螺旋斜面。原子

10、可直接在台阶上添加，而螺旋面不会消失b) 沿孪晶界面长大（图38）特点：添加原子所需能量小，长大速度很低。图3-8 孪晶面与固-液界面相交，形成一个内凹角沟槽而提供的长大位置晶体在长大期间会产生多种晶体缺陷。如：空穴、位错、小角度晶界、大角度晶界、孪晶界等。 图4-6 在平衡相图中不同相区间边界的命名法 相图中的所有线条都是代表发生相转变的温度和平衡相的成分。合金在加热或冷却过程中，每碰到1条线都将发生某种相转变，并且相成分随温度的改变也是沿着这些线条变化的。1）二元相图中的相区有单相区、二相区、和三相区三种。2）单相区代表一种具有独特结构和性质的相成分和温度范围。3）二相区的二个相就是二边相

11、邻的二个单相区的相。4）三相区为一水平线，表示等温反应，三个单相区分别交于水平线上的三个点。5）相图中二个毗邻相区的相数差总是为1。图12-6 Fe-C，Fe-Fe3C状态图分析： 1）等温线 图中有三种等温反应： 包晶反应（1495）（A为奥氏体） 共晶反应（1148）莱氏体 共析反应（727）珠光体 2）成分线 在液相线固相线间 （固熔体） 在区间 （奥氏体） 在区间 （铁素体） 在固态溶解度线以下 （渗碳体）3CELAFe C3SPAFFe CLBHJLAAAF3FFe C1）温度梯度对长大方式的影响过冷度为界面向液相方向的推进提供动力，影响结晶速度的大小。如： 液相的温度梯度影响晶粒的

12、长大方式，在一般情况下大温度梯度易获得柱状晶，小温度梯度易获得等轴晶。图5-1 在固-液界面上二种散热条件的示意图a) 正的温度梯度 b) 负的温度梯度a）在正的温度梯度下长大特点：（1）微观上界面为非小平面 （2）宏观上界面为平面 （3）界面等温过冷，其长大速度与过冷度有关。图5-2a) 与界面邻接的固相和液相区域的温度分布示意图：在固相和液相中温度梯度都是正的。由于固相具有更高的导热性，所以GsGlb) 说明任一不稳定的凸出部分由于凸出部分的末梢温度超过熔化温度而被熔化的顺序示意图b）在负温度梯度下长大特点：（1）微观上界面为非小平面 （2）宏观上界面分裂成一系列凸出部分，即为树枝晶长大。

13、立方晶系的枝晶主轴为100，外表面为（111）。图5-3a) 与界面邻接的固相和液相区域的温度分布示意图：在液相中具有负的温度梯度，而在固相中具有正的温度梯度b) 在界面上任一凸出部分当它的末梢突出到温度低于熔化温度的液相中时，其形态及稳定性变化的顺序示意图2）纯金属凝固后的组织a)在缓慢冷却下基本上得到较粗大的等轴晶。b)在快速冷却时，得到细小的树枝晶。c)无偏析。图5-8 纯银迅速凝固后的式样表面，从中可见枝晶形态和晶界特征（60）图5-9 纯铅式样表面，从中可见晶界的迁移（60）1）平衡凝固时由于液相和固相的浓度梯度可通过扩散消除，最后能获得具有均匀成分的固体合金。图5-10 匀晶平衡相

14、图2）非平衡凝固时由于液相和固相的浓度梯度不能通过扩散消失，最后获得有成分偏析的固体合金。图5-15 在含锆的锌基合金中球状晶内偏析（400）图5-17 在不纯的金属和单相合金中通常观察到的枝晶形态的显微组织，从中可见枝晶偏析、气孔和晶界（100）a)在液相中能完成扩散过程b)在液相和固相中都不能完成扩散过程图5-14 在液相中能完成扩散过程中的非平衡凝固过程的示意图图5-16 在固相和液相中都不能完成扩散过程的非平衡凝固的示意图1）分配系数在凝固中液相和固相在成分上的差异可用分配系数来衡量。a)平衡分配系数K0（由平衡相图来确定）K0 = CS/CI = 在温度T时固相中溶质的浓度/在同一温

15、度下液相中溶质的浓度当K0 1，CS CI；当K01，CSCI；它们都反映了固相线与液相线分离程度的大小图5-18 K01两类平衡相图的一角b)非平衡分配系数KE：反映在特定条件下非平衡凝固过程中固相成分和液相成分的差别。 KE = 瞬时形成的固相成分/在同一时间内液相的平均成分 图5-19 在K01的平衡相图中，C0合金在凝固初期成分的变化 根据平衡相图可知，最初凝固形成的固相成分为C0K0（含A原子高），因为K01，所以形成的固相溶质的浓度低于液相溶质浓度。在形成固相的同时必定要向液相中排出多余的B原子，引起固液界面前方小部分液相中溶质（B原子）含量的增加，在液相中形成浓度梯度，有再分配的

16、要求。 2）研究方法 为了研究在不同凝固条件下溶质在大范围体积内分布的规律通常采用定向凝固方法，制成“棒”或“小舟”，在本质上与大截面铸锭的凝固过程相当。为了把铸锭中复杂的溶质分布简化，假定为：（1）在固相中扩散可以忽略不计；（2）固液界面曲率的影响忽略不计；（3）在凝固期间固液区域内没有固相的运动。3）溶质在液相中仅通过扩散而分布 在这种情况下，扩散系数D起决定作用，他决定了溶质原子在液相和固相中的移动速率。研究表明：对于K01的单相合金，在稳定状态下界面前方液相中溶质的分布如图521所示，该曲线的数学表达式为： （52）式中：C液相中与界面距离为X处的溶质浓度；R长大速度；D扩散系数；C0

17、合金的原始成分；K0平衡分配系数。在x0的界面上液相的浓度为C0 / K0；而远离界面处（x=）液相的浓度不变（为C0），稳定状态下析出的固相成分为C0。图5-21 在仅通过扩散进行溶质再分布条件下，K01的C0合金在稳定状态下凝固时在界面前方液相中溶质分布曲线 长大参数R、D和K0对界面前方液相中溶质的分布有明显影响。在高的长大速度和低的溶质扩散系数时，产生短而陡的溶质堆积曲线。对于K01，当K0非常小时，在界面前方的液相中会出现严重的溶质堆积。 如果在一个凝固“小舟”中装满初始成分为C0熔体合金，在上述条件下被凝固成一根棒，则棒中溶质的分布如图524所示。a) K01图5-24 在液相中溶

18、质仅通过扩散而再分布条件下，在定向凝固棒中溶质浓度与距离的关系曲线4）溶质在液相中完全混合 如果通过对流或搅拌使溶质在液相内呈完全混合状态，但是随着凝固的进行液相中的成分是变化的，因此沉积的固相中所含的溶质也是变化。 该溶质分布形式可表达为： （53）式中：x凝固分数；Cs在x处的固相中溶质浓度。在液相中，由于溶质完全混合，所以在液相内没有浓度梯度。其平均成分为： 图5-25 在液相中溶质完全混合条件下，凝固棒中成分-距离关系曲线5）溶质在液相中部分混合 当在对流、扩散和搅拌的联合作用下，溶质在液相中出现部分混合的中间情况，这时在界面前方的液相中溶质分布如图526b所示。 分析表明：溶质层的厚

19、度随着混合程度的增加而减少，在强有力的搅拌下约为10-2mm；在自然对流情况下，约为1mm。图5-26b 部分混合对界面前方液相中溶质层性质的影响（K01的合金在稳定状态下凝固时，在界面前方液相中溶质浓度和相应的平衡凝固温度的变化 合金熔体刚浇铸后，在模壁前方的液相中有大的过冷度，随后由于凝固使溶质局部富集或贫化，如果凝固条件不变（G相同）则在液相中造成过冷度的下降（图534）。图5-34a)刚浇注后，在模壁前方液相中的过冷度（热过冷度） b) 液-固界面前方液相中溶质的富集或贫化而引起过冷度的降低2）出现成分过冷的条件 出现成分过冷区域的极限条件是温度梯度线与界面前方平衡凝固温度曲线在界面处

20、恰好相切，而在更大的温度梯度下则不会出现成分过冷。因此出现成分过冷的条件是： 利用式（56），可证明其条件为 （58）由上式可得出下列结论：（1）在液相中有小的温度梯度易出现成分过冷（G小）（2）高的长大速度易出现成分过冷（R大）（3）高的合金含量易出现成分过冷（C0大）（4）陡的液相线易出现成分过冷（m大）（5）小的扩散速度易出现成分过冷（D小）3）成分过冷的过冷度过冷度等于平衡凝固温度与实际温度之差，即通过T对x求微分，由 ，可求出出现最大过冷度的位置x和最大过冷度Tmax图5-35 在出现成分过冷时，界面前方液相的过冷度与距离的关系1）胞状组织 胞状组织的形成条件： （1）具有正的温度梯

21、度； （2）成分过冷区域仅为0.1 1mm； （3）溶质含量较低。胞状组织的形成： 在小的过冷条件下，宏观上为平面界面的某些小区域向液相推进一个小距离，则它们就生长到成分过冷区域中去。由于长大速率受液相中过冷度的制约，所以这些凸出部分具有更大的长大速率，其突出部分的最大距离与成分过冷区域的范围相当，这样宏观上的平面界面将锐化成一系列凸出部分。在凝固过程中应用移液技术，则可看到在界面上有类似胞状的结构，称为胞状组织。图5-36 胞状界面的形成和胞状组织a)和b)示意说明了胞状界面的形成过程c)在Pb-Sn合金的自由表面上观察到的胞状组织 图537表示了铅锡合金在不同凝固条件下界面形态的跃变。图5

22、-37 在Pb-Sn系中倾液面的观察，从中可见随着锡含量的增加，胞状形态逐渐发展的情况a)在界面上规则的“小结”图形 b) 小结连结直到形成拉长的（小结）胞状c) 拉长的（小结）胞状相互连结和晶内位错亚晶界 d) 胞状界面2）胞枝状组织胞枝状组织的形成条件：（1）具有较小的正温度梯度；（2）成分过冷区域大于1mm；（3）溶质含量较高。胞枝状组织的形成： 在小的温度梯度和高的溶质含量综合作用下，使界面前沿液相中出现的成分过冷范围较大，界面上凸出部分可以向液相推进相当大的距离，在向液相伸展的同时从测边产生凸出部分的分叉，形成细小的枝晶组织。图5-39 在Cu-10%Ni铸态合金中观察到的典型胞状枝

23、晶组织 工业上使用的许多重要合金都是多相合金，它们往往比单相合金具有更好的性能，而得到广泛的应用。 共晶合金具有良好的性能，特别是具有优异的铸造性能和高的强度，因此在工业上得到最广泛的应用。 共晶平衡相图有二个显著的特点： （1）二个组元在液相下完全互溶，而在固态下部分互溶或完全不溶； （2）而对固相线和液相线的平衡分配系数小于1。 从相图中可以看到，在略低于共晶温度（183）时，出现共晶反应： 同时析出二个固相，它们的成分分别为19.2%Sn和97.5%Sn。在共晶液体凝固时三相共存系统的自由度为零（F C P 1 2 3 1 0）图6-1 铅-锡合金系的平衡相图1）按组成相在它们自身熔体中

24、长大时的固液界面分类，可分为：(1)非小平面非小平面共晶；Sn-Cd、Cu-Ag、Zn-Sn等(2)非小平面小平面共晶； FeC 、AlSi等(3)小平面小平面共晶。 非金属非金属 2）非小平面非小平面型共晶 此类共晶是纯组元时，其显微组织多为片层状、纤维状、和带状。在一般凝固条件下固液界面是稳定的，每一组成相向固液相界面排出一定量的溶质原子，并通过横向扩散而离开该相的固液界面前方，且在另一正在长大的组成相上沉积，因此二个组成相在长大过程中具有相互依赖的关系。图6-6 典型的金属-金属型共晶的横截面的显微组织a) 层片状 b) 碎片状 c) 棒状图6-7 共晶固-液界面的理想状态及界面前方液相

25、中溶质的横向扩散（示意图） 在非常高的长大速度下凝固时，可以看到枝晶状的共晶形态。图6-8 在凝固非常快的Al-CuAl2合金中出现的枝晶状共晶形态（500）（1）形核和长大 在大多数非小平面非小平面共晶合金的过冷熔体中，其中某一组成相总是首先结晶出来，称为领先相，而第二组成相往往以它为底基相继析出，二相交替结晶，并以均匀速度向所有方向长大，而没有各相异性，得到球状的长大单元。图6-9 一个Al-CuAl2共晶团的横截面的显微组织，从中可见由中央的铝晶核辐射出的两相共晶混合物（500）晶核可通过“搭桥”机构使片层增殖，长成一个共晶团。6-12 在共晶团中层片形核和增殖的示意图a) 初生的-相晶

26、核和-相的非均质形核 b) 通过两相的“搭桥”和分叉使-相继续长大 c) 球状长大单元的长大，迫使频繁的层片增殖在层片的宽度范围内，层片表面具有不同的曲率。 一般地说，固液界面的过冷度是由三个单独的过冷度所组成，即：成分过冷TC，液固相表面曲率所造成的过冷度Tr和凝固动力学过程所需要的过冷度TK，而TK所占比例很小，因此固液界面的过冷度可表示为：（2）层片间距 对于给定的共晶合金而言，片层间距对合金机械性能有很大影响。片层间距是指组成相的单元层片宽度的平均值，它表示共晶合金中二个组成相的分散程度。测试研究发现： 上式表明，通过提高长大速度可减小层片间距，从而提高金属材料的强度。这是因为共晶合金

27、在凝固中二个组成相分别向液相排出二种原子，并在固液界面引起一对横向扩散。在某一给定长大速度下，对应某一片层间距所需要的二种原子的传输量；若增加长大速度，则向液相中排出的溶质将减少，横向扩散所能利用的时间也相应的减少，结果得到更加窄的层片，反之得到较宽的层片。 观察层片位向可以容易地识别不同的共晶团（在垂直截面内） 图6-16 定向长大的层片状共晶的两个共晶团（3）棒状枝晶在一般凝固条件下，非小平面非小平面共晶的显微组织大多是层片状的，当也可能是棒状的。棒状组织具有高强度，如何才能得到棒状组织？由于相间表面能是支配共晶组织形态的重要因素，因此共晶成长时可应用界面能的变化来进行判断。a)单位表面能

28、各向同性：共晶生长时应具有最低的界面能，由于棒状结构的总界面能随共晶中一相体积分数的增加而增加较快，而层片状结构变化较小，当共晶中一相的体积分数在30%以下时，形成棒状的总面积比形成层片状的小，故从界面能来看有利于形成棒状共晶；而当共晶中一相的体积分数达到30 50%时，则形成层片状的总界面积较棒状为小，因而有利于层片状共晶的形成。b) 单位表面能各向异性：如果二相界面能的各向异性较大时，由于层片状共晶中的二相可采取具有最低界面能的取向关系生长，以降低界面能。因此有些共晶合金虽然其中的一相的体积小于30%，也可获得层片状共晶。（4）杂质对非小平面非小平面共晶的影响杂质的存在将增大在固液界面前方

29、液相中溶质堆积的厚度，出现较大的成分过冷区域，使平面的固液界面不稳定，产生一系列凸出部分，获得胞状或胞枝状共晶组织，甚至形成球状共晶。3）小平面非小平面型共晶小平面非小平面共晶凝固特点：（1）这类共晶比非小平面非小平面共晶具有更复杂的组织形态和变化。小平面组成相在自身熔体中长大的主要特点支配了在共晶合金中该小平面组成相的长大形态；图6-27 Al-Si共晶合金的纤维组织；Si-相除可以二维的小平面的板片形态出现外，还常常显示出三维的“蜘蛛网”状组织（2）合金中具有小平面界面的相为领先相，并以各向异性形式长大，因此所得到的组织取决于小平面的各向异性长大；形核和长大特点：（1）小平面的晶体独立形核

30、，在一般凝固条件下领先相往往是小平面相，在凝固过程中固液界面在层片尺度范围内不一定是平面的，小平面相从界面位置突出来，呈板片状；图6-30 铁-石墨共晶团的示意图（2）在非常高的长大速度下凝固时，小平面相具有分叉的纤维状形态；图13-60b Al-Si共晶合金变质前后的扫描电镜照片 X500（3）小平面通过“小桥”相互连接图；6-12 在共晶团中层片形核和增殖的示意图a) 初生的-相晶核和-相的非均质形核 b) 通过两相的“搭桥”和分叉使-相继续长大 c) 球状长大单元的长大，迫使频繁的层片增殖（4）冷却速度对初晶相和共晶相有影响。如：铁碳系在共晶温度（含碳量2%）既可按铁石墨稳定系凝固，也可

31、按铁渗碳体亚稳定系凝固。在低于共晶温度时，取决于凝固温度可形成平衡的FeG（石墨）共晶或亚稳定的FeFe3C共晶（莱氏体）。如果过冷度较大使共晶凝固在显著低于亚稳定的共晶温度下进行，则由于莱氏体的长大速度比FeG共晶快得多，所以得到莱氏体组织；如果过冷度较小，共晶凝固在高于FeFe3C共晶线而低于FeG共晶线的温度范围内发生时，则不能形成莱氏体，而按FeG稳定系进行凝固。尽管影响共晶凝固温度的因素较多，当其中冷却速度是主要因素之一，在较低的冷却速度下有利于按FeG稳定系凝固。杂质对小平面非小平面共晶的影响：在小平面非小平面共晶合金中加入小量杂质元素可引起显微组织地改善，并导致合金机械性能大幅度

32、提高。（1）在AlSi合金中熔体中加入小量钠，可使合金的铸态显微组织显著改善，Si相从板片状变成纤维状形态（637）；（2）在铁石墨共晶中加入小量铈或镁个引起石墨长大方式地显著改变，得到具有球状石墨的铸铁，即球墨铸铁（图637、638）。图 6-37a) 在含有某些钠的Al-Si共晶合金中硅相呈粗板片形态和纤维状态过渡区的显微组织（X200）b) 在钠变质处理的Al-Si共晶合金中纤维状硅相形态的扫描电子显微照片（X6000）图6-38 在铸铁中增加镁含量，而引起石墨形态的变化a) 0.017重量%镁，石墨基本上还是片状的b) 0.026重量的镁，石墨趋于集结，部分呈球状c) 0.13%重量%

33、镁，石墨完全呈球状d) 在偏振光下单个石墨球的光学显微照片4）小平面小平面共晶该类型共晶通常是非金属非金属的共晶，二个组成相在长大中都具有小平面的固液界面。在共晶凝固时二个相不是相配合地和相邻接地长大，而是独立地长大。5）非平衡凝固根据共晶平衡相图可知，在平衡凝固条件下只有恰好是共晶成分的合金熔体在凝固后才能得到100的共晶组织。但是，试验表明：在非平衡凝固条件下一定成分范围内的合金也可以得到完全的共晶组织。这种从非共晶成分的合金得到完全的共晶组织称为伪共晶。研究表明，伪共晶区不一定是液相线延长所包围的区域，并且随过冷度的增加其伪共晶区域增大。图6-40 根据热力学考虑的伪共晶区图6-41 在

34、共晶合金中三种可能出现的伪共晶区的形状伪共晶区偏离的一般规律：（1）由高熔点、低结晶速度的组元与低熔点、高结晶速度的组元所组成的共晶系中，伪共晶区偏向高熔点组元一侧（图641a）；（2）由高熔点、高结晶速度的组元与低熔点低结晶速度的组元所形成的共晶系中，伪共晶区在共晶点附近呈大致对称的图形（图641b）；（3）而处在上述二种情况之间的共晶系，其伪共晶区域的形状偏向低熔点组元一侧（图641c）。引起伪共晶区偏离的主要原因：二个组成相长大速度随过冷度增大的速率不同而引起。6）共晶组织与性能的关系共晶合金的组织一般是由二相均匀混合物所组成的，具有较好的强度和韧性的配合。二相混合物组织的机械性能比每一

35、相单独存在时都要高。图6-49 Ag-Cu共晶合金、Ag和Cu的屈服强度与温度关系的比较（1）相间距（）与机械性能的关系共晶合金的机械性能与共晶混合物中组成相的形态和弥散度密切相关。对层片状或棒状共晶而言，其层片或棒间距越小，则强度越高，并有如下关系：式中：屈服强度；与晶体有关的常数；K常数在图650中表示了AgCu共晶合金的相间距（）与屈服强度的关系。因此为了提高共晶合金的机械性能，应减小相间距，而相间距又与长大速度平方根成反比（R-1/2），所以为了改善共晶合金的机械性能，在生产上可通过适当地增大冷却速度，提高长大速度，减小相间距，从而改善机械性能。图6-50 Ag-Cu共晶合金的与的关系

36、（2）共晶合金的孕育处理 孕育处理是工业生产上应用最广泛而有效的改善铸态组织和提高铸件机械性能的方法。它是在共晶合金熔体中加入少量的元素，并在合适的G/R条件下改变共晶混合物的长大方式。对于片层共晶，使共晶层片发生弯曲，固液界面呈弯曲的胞状形式，在胞的边缘出现棒状组织；对于棒状的共晶，在胞的边缘会出现层片状组织。如在FeG合金中加入少量铈或镁。（3）层片状棒状转变 通过改变二个组成相的体积分数、相间表面能、杂质元素和G/R等，获得所需要的组织和性能。（4）定向凝固 定向凝固是指合金熔体沿着温度梯度定向凝固造成在控制方向上的拄状晶长大。铂银、锡锑、铁碳、铜锌和铜锡等合金的平衡相图中含有胞晶反应。

37、1）平衡凝固在温度略低于包晶反应温度时，有： 只有在十分缓慢的冷却条件下，固相和液相都得到充分的扩散才能得到单相均匀的固熔体。图6-53 银-铂平衡相图2）非平衡凝固 在非平衡凝固中，大多数合金以枝晶形式凝固，由于在固相中扩散不完全，在凝固后不仅出现严重的显微偏析（图657），而且有明显的宏观偏析。 包晶合金材料可以做轴承材料和变质剂（AlTiB变质剂）。图6-57 铸态Pb-20%Bi合金显微组织的示意图 由于冶炼条件的限制，工业上所使用的金属材料中不可避免地含有一定的质点和夹杂物。夹杂物对金属材料机械性能的影响不仅取决于夹杂物的种类和数量，而且与夹杂物的大小、分布和形状有更加密切的关系。

38、1）夹杂物的分类 夹杂物的来源极为广泛，按其来源可分为二类： （1）外来夹杂物 （2）内在夹杂物（1）外来夹杂物由外部原因造成的夹杂物，如：浇包内衬、铸模内壁、熔炉内壁的耐火材料碎粒等。以熔融铝与炉衬耐火材料的作用为例：熔铝炉的炉衬为Al2O3、SiO2、MgO等耐火材料，在熔炼中有：（2）内在夹杂物 由正在凝固的金属内部发生反应形成的夹杂物，如：钢脱氧时脱氧剂（锰铁）与溶解的氧起反应，还与钢中的其它元素化合形成复杂的脱氧产物：MnSiO3、MnO2、SiO2等。 在铝的熔炼中加入Na2SiF6和Na3AlF6（冰晶石）净化剂，则有： 初生杂质：是指在主要凝固相形成前析出的杂质，如：在铝和铝合

39、金熔体中加入晶粒细化剂（AlTiB丝），则在熔体中形成Al3Ti化合物。 次生杂质：是指在主要凝固相形成期间和凝固后形成的夹杂物，如：在钢或铸铁的凝固后形成FeS。2）影响夹杂物形态和分布的因素（1）夹杂物与固液界面之间的相互作用：当杂质与主要凝固相的表面张力小于固相与液相的表面张力时（cos = （ rLS rCS ） / rLC），杂质起形核作用。（2）碰撞作用：通过碰撞使杂质聚集更大体积的杂质团粒。（3）相对表面能的作用：Al2O3与Na3AlF6的相对表面能小，相互浸润，容易聚集。减少杂质的有效方法：（1）造渣：通过金属熔体中加入造渣剂，使杂质从熔体中分离出来凝聚成渣而除之；（2）加强

40、过滤。 金属中的气体是影响铸件质量的重要因素之一，金属中不同种类和数量的气体对金属的影响是不同的。图6-88 含氧铜在还原性气氛中加热所引起的显微裂纹1）金属熔体中气体的产生在熔炼过程中，由于金属以熔融或半熔融状态暴露于炉气之中，与之作用的时间愈长易造成大量吸气，形成非金属夹杂。（图6-89）图6-89 氢在铝中的溶解度 金属与炉气的反应过程大致可分为三个阶段：吸气、扩散和溶解。炉子的类型、结构与炉气成分的关系2）铝液与各种气体的化学反应 在500 900间，纯铝表面易形成一层致密的Al2O3（ 晶体）膜，其表面疏松存在直径为50A0 100A0的小孔易吸附水气。 氢进入铝熔体中的主要途径是熔

41、融铝与水反应，而水蒸气的主要来源又是炉料、炉气、耐火材料、工具等带入的水分。3）气体在铝中的存在形式4）铝及铝合金熔体净化 由于熔体中存在气体、金属和非金属夹杂物等，影响熔体的纯洁度，使铸锭或铸轧带坯产生气泡、气孔、夹渣，使其强度、加工性能、抗腐蚀性能均受到严重影响。因此在工业生产中对铝熔体的净化提出下列要求：（1）主要指标氢含量 0.15cm3 / 100g （航空材料 0.1cm3 / 100g ）夹渣物尺寸 8m（个别情况达到8m）（2）净化措施a）炉内处理：吸附净化：1.浮游法：惰性气体吹洗、活性气体吹洗、混合气体吹洗、氯盐；2.溶剂法：覆盖剂、精炼剂（NaCl、冰晶石等）。B）炉外处

42、理：玻璃丝过滤、陶瓷管过滤、陶瓷泡沫过滤、SNIF法、Alpur法等。 合金的性能不仅取决于其凝固组织，而且还取决于合金中相的结构，因此必须进一步了解固态合金中基本相的结构和性能特点。 固溶体是溶质原子溶入固体溶剂中所形成的相，这种相往往产生晶格歪扭引起固溶强化。1）固溶体的类型置换固熔体：溶质原子置换溶剂原子并占据溶剂晶格的结点。间隙固溶体：溶质原子占据溶剂晶格中的间隙（八面间隙、四面间隙）。（1）置换固溶体的结构和性能置换固溶体在结构方面有下述二个特点：a)溶质原子置换溶剂原子，并占据溶剂晶格的结点位置；b)固熔体与溶剂的晶格类型相同。 溶质原子的溶入不引起晶格类型的变化，但是引起晶格的崎

43、变。当溶质原子比溶剂原子大时，溶质原子将排挤其周围的溶剂原子；反之，当溶质原子小于溶剂原子时，溶剂原子将向溶质原子靠拢。原子半径相差愈大，则晶格崎变愈大，硬度和强度增加。图7-3 溶入铜中的合金元素对硬度的影响（2）形成置换固溶体的条件 a) 组元的晶格类型：二组元之间的晶格类型相同是形成连续固熔体的必要条件图7-6 形成连续固溶体时，溶剂原子逐渐被溶质原子所替代的示意图b) 原子尺寸因素：组元间原子直径相差愈大，畸变能愈高，当崎变能超过一定数字后，溶剂的晶格变得不稳定，从而限制了溶质的溶入。因此原子直径相近是形成置换固溶体的条件之一；c) 电化学因素：溶质与溶剂二组元的电化学性质相近易形成连

44、续固溶体，电化学性质相差愈大，则形成化合物的倾向性愈大；d) 相对原子价的作用：在其他因素相同的情况下，较高价溶质在较低价溶剂中的溶解度比较低价溶质在较高价溶剂中的溶解度更大；e) 电子浓度的作用：合金中价电子数与原子数的比值e/为某一值时较有利。例如：以一价面心立方晶格的金属为溶剂的固溶体最大溶解度所对应的电子浓度约为1.40。（3）间隙固溶体 当溶质原子尺寸小到与溶剂原子之间的间隙相适应时，则出现间隙固溶体。研究表明：当组元原子半径比值为0.85 1.0时，形成置换固溶体；当比值小于0.59时，形成间隙固溶体；而当比值在0.59 0.85时，则对形成固溶体是不利的。 由于在立方晶胞中存在八

45、面体间隙、四面体间隙和扁八面体间隙，小直径的原子填充在晶胞的间隙中，并引起一定的晶格崎变，使金属材料的硬度和强度增加。图7-11 在面心立方晶格中最大空隙的位置图7-12 在体心立方晶格中空隙的位置a) 扁八面体中心位置的空隙b) 四面体中心位置的空隙7.2 中间相 在合金中，如果溶质元素超过基体金属的固态溶解度，则在形成固体时还会出现第二相，第二相往往是金属化合物，若以金属化合物为基体固溶其它元素则称为中间相。 中间相对合金的性能有重大影响，影响的性质和程度取决于基体和中间相的结构、数量、大小、形态和分布特点。如在钢中Fe3C使铁素体强化，而FeS使钢出现热脆性。 按照形成中间相的主导因素，

46、可分为三种类型：正常价化合物、电子化合物和尺寸因素化合物。1) 正常价化合物：这类化合物是由一强正电性的元素和另一强负电性元素所形成的化合物。例如：Mg2Si、Mg2Ge、ZnS和Mg2Sn等（具有粒子键、或共价键）。2) 电子化合物：形成这类中间相的主导因素是电子浓度，即它们处在一定的电子/原子比值的附近。例如：CuZn合金中的相、相和相分别处在电子浓度为21/14、21/13和21/12附近。 电子化合物虽然可用化学式表示，但是对其组元有一定溶解能力，形成以电子化合物为基的二次固溶体。3) 尺寸因素化合物：尺寸因素化合物可分为间隙相、间隙化合物、和置换式尺寸因素化合物等。图7-17 铜-锌

47、平衡相图，从中可见三个中间相、具有宽的成分（1）间隙相和间隙化合物 典型的间隙相是过渡金属的氢化物、碳化物、氮化物和硼化物，它们是合金中的重要强化相。 a) 间隙相：由过渡族金属与碳、氢、氮非金属元素组成的相，简单的分子式表达为：M4X、M2X、MX和MX2，其中M代表金属，X代表非金属。 在密集排列的晶格中，非金属原子可存在于四面体空隙和八面体空隙的位置中（见图720）。在八面体空隙中可容纳0.41r的非金属原子，四面体空隙只能容纳0.22r非金属原子。由于八面体空隙位置与晶格结点的数目相同，如果所有空隙被占据，便得到分子式为MX的间隙相（见图721b）；当被占据空隙数小于空隙总数，则得到M

48、2X和M4X成分的化合物（见图721c）。图7-20 两个密集排列的晶面图形，从中可见四面体空隙的位置（）和八面体空隙位置（）图7-21 由密集排列立方晶格所形成的间隙相b) 所有八面体空隙都被填充，NaCl型结构c) 所有四面体空隙都被充填，CaF2型结构 有些间隙相（TiC、VC）的空隙未被非金属原子所填充，有时晶格中应为金属原子所占据的结点未被占据，从而出现了空位，形成了以间隙相为基的溶解其组元元素的二次固溶体，称为缺位固溶体。 间隙相的特性是高熔点和高硬度（表78）。表7-8 一些间隙相的熔点和硬度WCMo2CTiCVC173029605034103023286014802850201

49、0ZrCTaCNbC380541501503770284015502050 b) 间隙化合物 过渡族金属和碳、氢、氮、硼等原子半径较小的非金属所组成的化合物，当组元间原子半径比率大于0.59时，则化合物具有复杂的结构，统称为间隙化合物。在钢中常见的间隙化合物有Fe3C、Cr23C6、Fe4W2C、Cr7C3、Fe2B等，由于间隙化合物中的金属原子和非金属原子可分别被其它金属原子和非金属原子所置换，所以往往形成复合间隙化合物。间隙化合物是钢铁的重要强化相。以上七章我们主要论述了二元合金的凝固，但是，工业合金中绝大多数为三元甚至多元合金（如铸铁、合金钢、复杂黄铜、青铜等等）。为了研究这些合金的成分

50、、凝固过程、凝固后的组织及性能之间的关系，正确地选择热加工工艺参数，只有二元合金相图的知识是不够的。因此，这里将介绍各种类型的典型的三元合金系相图及其规律，最后列举几个应用实例。XYQRYQRX%XRYQXY%YRXQXY%(100)RcZbYYXcYZY 或 %RbXbX%(100)RabYZZXaZZY 或 aLjnBBaLAiAmhfCCChCf fmfnCChihjCCLALBABTELABCCBALETrLABTELABCDALPp )(CALpE )(3DCALp)(123()xIIILALL 123T（I）（I）（IE ）T初晶+AD初晶DL二元共晶（C+D）L(E )三元共晶（

51、C+D+B）1()YIPPLALLA 1T（I）（ ）（PE ）T初晶+ADD+CL二元共晶（D+C）L(E )三元共晶（D+B+C）()()()()( )( )( )p Pd ae bPabcLL)()()()(cbaPTL)()()(1gcfbPPTL)()()(2hciaPPTL 铸件的性质主要取决于拄状晶区和等轴晶区的比例。由于具有等轴晶组织的金属材料塑性好、各方向的力学性能均匀，因此凡是需要进行塑性加工的铸件希望全部是细小的等轴晶组织；而对于高温合金（不进行塑性加工）则希望获得柱状晶甚至单晶组织。为了获得所要求的组织，主要有以下几个途径1）增加形核的几率通过提高液体金属的冷却速度、降

52、低溶化温度或在液体金属中加入少量的形核剂进行变质处理。2）控制晶体的长大通过在液体金属中加入少量的成长抑制剂进行变质处理或采取特殊措施等手段。3）使正在长大的晶体产生“颈缩”通过向液体金属中加入偏析系数值（|1K0 |）大的合金元素。4）促进颈缩的晶体脱离模壁或树枝晶的晶干应用物理方法加强液体金属的对流，如：进行机械搅拌、振动或振荡即动态晶粒细化。5）通过降低浇铸温度的方法使熔断脱离的晶体碎片（碎粒）不被重新溶化。 以上几种途径能促进等轴晶的形成，细化晶粒，起到抑制柱状晶的作用；相反的因素可以促进柱状晶的发展，抑制等轴晶的形成。 关于孕育剂的作用，至今还没有一个完整成熟的理论，还有待今后的研究

53、。目前比较有价值的理论有以下五种：1、界面能或接触角理论；2、点阵类型相似，点阵常数相当理论；3、静电作用理论；4、偏析系数理论；5、热电效应理论。 前三种理论已作了较详细介绍，现将偏析系数理论和热电效应理论进行介绍。（1）关于偏析系数理论 “颈缩”的程度与晶体在成长中所引起的固液界面附近熔体的偏析程度有关，偏析程度愈严重则成分过冷愈厉害，愈易造成“颈缩”现象。 可用|1K0|作为描述固液界面前沿液相的偏析程度参数，简称溶质偏析系数。|1K0|值愈大的元素，作为晶粒细化剂的效果愈好。（附图102）图10-2 铝的凝固组织与所添加的元素的偏析系数关系（ ）内的数字为偏析系数图10-2 铝的凝固组

54、织与所添加的元素的偏析系数关系（ ）内的数字为偏析系数图10-2 铝的凝固组织与所添加的元素的偏析系数关系（ ）内的数字为偏析系数（2）热电效应理论 作为非均质形核的底基物质与母相晶体之间存在热电效应关系。如果母相的电位是“负”的话，则底基的电位必须为“正”；如果母相的电位是“正”的话，则底基的电位必须为“负”。即基底与母相之间存在着热电值的关系（表103）。表10-3 非自发晶核与母相之间的热电值关系2）各种金属与合金的孕育剂 金属与合金的孕育剂可分为二类，一类叫“形核剂”，一类叫“长大抑制剂”。形核剂的作用是在金属或合金液体凝固时促进非均质形核；长大抑制剂的作用是阻碍晶体长大。3）通过铸型

55、处理来控制铸态组织 铸型处理是对于砂型和金属型表面涂覆所需要的孕育剂粉末，以达到细化晶粒的一种操作。4）动态下结晶 采用各种物理能场扰动（机械振动、电磁振动、超声波振动、机械搅拌、电磁搅拌等），使正在长大的树枝晶熔断脱离，或促使凝固初期的等轴晶从型壁以及能够产生它的表面脱离，造成晶核增殖，利于等轴晶发展。 铝是仅次于钢铁的基础金属材料，在国民经济和现代国防建设中占有十分重要的地位、发挥着不可替代的作用。铝带坯连续铸轧是近几十来逐渐发展起来的新技术和新工艺，具有工艺流程短、节能、投资少、见效快等突出优势，可直接由金属熔体获得近终形的板带产品，在铝加工中有广泛的发展和应用前景（附图111）。图11

56、-1 连续铸轧机但该工艺、技术目前尚存在下列一系列问题需要完善和突破：1、可铸轧的铝合金品种非常有限；2、用这种方法生产的铝板带其深拉性能尚不能满足深加工的要求；3、生产能力有限，每一台套产能仅为：800010000吨/年。4、必须添加适量的变质剂才能获得细晶粒组织，变质剂的加入易产生沉淀富集现象，加重带坯组织的成分偏析，而且对某些产品产生合金污染。 为了解决以上问题，提高铸轧板带的质量，扩大连续铸轧方法的优势，中南大学冶金机械研究所开展了“电磁场铸轧的研究。 本技术应用电磁感应原理和磁流体理论，在铸轧区中施加以行波磁场为主的组合磁场，由此产生的电磁感应力和磁流体行为改变凝固结晶条件，强化（结

57、晶破碎搅拌结晶）动态形核结晶过程，使粗大的柱状晶向细小的等轴晶转化；同时由于电磁感应力的搅拌作用可不断改变晶核在生长过程中的位向，使结晶取向分散，获得无织构取向的带坯组织，从而达到全面改善和提高铸轧板带力学性能的目的。1）铝带坯电磁场铸轧新工艺系统2）特殊磁场电磁感应器3）高能量聚集磁路引导装置4）复杂电磁场多参数多形态控制系统电磁场作用能量起伏、梯度瞬变、冲击增强，传热传质强化晶体切断，晶粒细化均匀，晶体微取向分散，固溶增强强度增加，深加工性能优化，铸轧速度提高温度场磁场PPww电磁场铸轧示意图电磁力对铝熔体凝固行为的作用电磁场作用下的高温塑变行为弯液面稳定技术核心：产生一个在铸轧区全方位随

58、机瞬变的电磁场技术核心：产生一个在铸轧区全方位随机瞬变的电磁场 2 2、工作频率工作频率 铸轧区最佳响应频率：铸轧区最佳响应频率：1216Hz组合电磁场行波脉振复 合 解决的难点3 3、磁场强度磁场强度 微观强扰动，宏观高稳定微观强扰动，宏观高稳定 液液固固临界状态金属形变临界状态金属形变 切应力：切应力：242Pa 实测电磁剪切力：实测电磁剪切力：284341Pa1 1、磁场形态、磁场形态 脉动磁场脉动磁场 行波磁场行波磁场 复合交变磁场复合交变磁场不可行不可行技术核心：特殊的导引结构与磁屏蔽环境，将磁场能技术核心：特殊的导引结构与磁屏蔽环境，将磁场能 量导引至铸轧结合区量导引至铸轧结合区磁

59、路导引装置解决的难点难点一：在密集的铁磁体机难点一：在密集的铁磁体机构群中寻找最短磁通道构群中寻找最短磁通道发明一种特殊双靴状磁路导发明一种特殊双靴状磁路导引结构与磁屏蔽环境引结构与磁屏蔽环境难点二：将磁力线最大可能难点二：将磁力线最大可能地约束到铸轧前沿地约束到铸轧前沿 线圈形状与高聚集性装配位置线圈形状与高聚集性装配位置 工作磁回路损耗磁回路11a解决的难点设计合理的1与a值，使工作磁回路最强，而耗损磁回路最弱难点一：将磁力线最大可难点一：将磁力线最大可能地约束到铸轧前沿能地约束到铸轧前沿 解决的难点技术核心：产生与调控一个具有多频率瞬态冲击特性的复杂交技术核心：产生与调控一个具有多频率瞬

60、态冲击特性的复杂交变电磁场；用小功率实现微观随机强冲击、宏观稳定变电磁场；用小功率实现微观随机强冲击、宏观稳定使电磁场产生复杂形态、使电磁场产生复杂形态、频率结构，形成脉冲冲击频率结构，形成脉冲冲击特性特性 电流波形电流波形调制调制行波方向行波方向瞬变瞬变EE区晶粒破碎，区晶粒破碎，形成众多细晶形成众多细晶难点二：难点二： 如何实现机械系统的近零响应如何实现机械系统的近零响应铝熔体最大响应铝熔体最大响应装备近零响应装备近零响应1）机电系统解耦设计）机电系统解耦设计 频率不在频率不在1216Hz及其倍频频段及其倍频频段 摸态摸态00面振幅最小面振幅最小2）随机切换频率）随机切换频率 主工作频率主