《材料成形原理》课件（共十四章）

材料成形原理（第3版）

机械工业出版社第一篇液态成形理论基础第一章

液态成形理论基础第二章

液态成形中的流动和传热第三章

液态金属的凝固形核及生长方式第四章

单相合金与多相合金的凝固第五章

铸件凝固组织的形成与控制第六章

特殊条件下的凝固第一章液体金属的结构和性质

（StructureandPropertyofLiquidMetal)凝固：物质从液态转变成固态的相变过程。主要研究对象——液体金属液态金属凝固学就是研究液态金属转变成固态金属这一过程的理论和技术。包括定性和定量地研究其内在联系和规律；研究新的凝固技术和工艺以提高金属材料的性能或开发新的金属材料成型工艺。凝固现象的广泛性：自然界的物质通常存在三种状态，即气态、液态和固态。在一定的条件下，物质可以在三种状态之间转变。物质从液态转变成固态的过程就是凝固。这是从宏观上的定义。从微观上看，可以定义为物质原子或分子从较为激烈运动的状态转变为规则排列的状态的过程。水凝结成雪花晶体*SchematicofthermoplasticInjectionmoldingmachine塑料注射成形后的凝固液体金属（钢水）浇注后凝固成固体金属主要研究（学习）内容（1）液体金属的性质（2）晶体的生核和长大——凝固热力学及动力学（3）凝固过程中的“三传”（4）具体合金的结晶方式——单相结晶、共晶（5）零件的组织控制、缺陷防止

（气孔、夹杂、缩孔、缩松）理论基础

物理化学、金属学、传热学、传质学和动量传输学。研究内容液态金属的结构和性质、晶体的生核和长大、宏观组织及其控制、凝固缺陷的成因及防止方法.影响液态金属凝固过程的最主要因素是化学成分。第二个主要的因素是凝固速度。这是一个重要的外在的工艺因素。液态金属的结构和性质、冶金处理（如孕育、球化、变质等）、外力（如电磁力、离心力、重力等）也能对凝固过程产生重大的影响。凝固技术发展历程最古老的艺术、技术之一——

冶铸技术合金配制、凝固控制、组织控制我国在夏朝已进入青铜器时代。商朝青铜器铸造已很发达。司母戊方鼎是当时最大的青铜器。图案、文字俱全,铸造相当精美。

曾候乙青铜器编钟，是距今2400多年前战国初期铸造的。战国时期的《考工记》记载：“金有六齐：六分其金，而锡居其一，谓之钟鼎之齐；五分其金，而锡居其一，谓之斧斤之齐；四分其金，而锡居其一，谓这戈戟之齐；三分其金，而锡居其一，谓之大刃之齐；五分其金，而锡居其二，谓之削杀矢之齐；金，锡半，谓之鉴燧之齐”。是世界上最早的合金配比规律。

20世纪60年代后，研究的重点在经典理论的应用，出现了快速凝固、定向凝固、等离子熔化技术、激光表面重熔技术、半固态铸造、扩散铸造。调压铸造等凝固技术和材料成型方法。其后，对凝固过程的认识逐渐从经验主义中摆脱出来。大野笃美提出了晶粒游离和晶粒增殖的理论。通过计算机定量地描述液态金属的凝固过程，对凝固组织和凝固缺陷进行预测，在此基础上，出现了许多新的凝固理论和模型。它们将温度场、应力场、流动场耦合起来进行研究，其结果更接近于实际。国际国内已出现了许多商品化的凝固模拟软件，它们在科研和生产中发挥着重要作用。凝固学与材料成型液态成型：凝固过程对铸件的质量起着关键的作用。

连接成型：焊接的质量在很大程度上由焊缝的凝固特性来决定，研究焊缝的凝固规律已成为重要的理论课题。塑性成型与液态金属凝固无直接关系，但有重要的间接关系。凝固组织，特别是凝固过程中形成的夹杂、裂纹、偏析等对塑性成形会造成严重的后果。金属切削成型所用的坯料，都是熔化和凝固后的产品。

粉末成型是冶金学的一个分支，粉末是经熔化和凝固而成的。13§1-1固体金属的加热、熔化物质的常规“三态”转变及相转变14铁的压力－温度相图

有3个三相点。主要原因是铁有三种不同的固相（同素异构体）：（

）Fe，（

）Fe和（

）Fe。

铁和

铁具有BCC（体心立方）晶体结构，而

铁是FCC（面心立方）结构固态金属按原子聚集形态分为晶体与非晶体。晶体凡是原子在空间呈规则的周期性重复排列的物质称为晶体。单晶体在晶体中所有原子排列位向相同者称为单晶体多晶体大多数金属通常是由位向不同的小单晶（晶粒）组成，属于多晶体。

在固体中原子被束缚在晶格结点上，其振动频率约为1013次/s。液态金属

液态金属中的原子和固态时一样，均不能自由运动，围绕着平衡结点位置进行振动，但振动的能量和频率要比固态原子高几百万倍。液态金属宏观上呈正电性，具有良好导电、导热和流动性。

固体可以是非晶体也可以是晶体，而液态金属则几乎总是非晶体。液态金属的热物理性质1.体积变化金属熔化，由固体变成液体时，比容仅增加3-5%。即原子间距平均只增大1～1.5％这说明原子间仍有较大的结合能。液态原子的结构仍有一定的规律性。2．潜热熔化潜热一般只有升华热的3-7%，即熔化时原子间的结合能仅减小了百分之几。见表1-1表1-1一些金属在熔化和汽化时的热物性质变化这就可以认为金属由固态变成液态时，原子结合键只破坏一个很小的百分数，只不过它的熔化熵相对于固态时的熵值有较多的增加，表明液态中原子热运动的混乱程度，与固态相比有所增大。§2-2液态金属的结构与分析

金属由熔点温度的固态变为同温度的液态比其从室温加热至熔点的熵变要小。熵值变化是系统结构紊乱性变化的量度。金属由固态变为液态熵值增加不大，说明原子在固态时的规则排列熔化后紊乱程度不大。这也间接说明液态金属的结构应接近固体金属而远离气态金属。原子之间仍然具有很高的结合能。X射线衍射分析图1-5是由X射线衍射结果整理而得的原子密度分布曲线。横坐标为观测点至某一任意选定的原子（参考中心）的距离，对于三维空间，它相当于以所选原子为球心的一系列球体的半径。纵坐标表示当半径增减一个单位长度时，球体（球壳）内原子个数的变化值，其中

（r）称为密度函数。图1-5700℃时液态Al中原子分布曲线对于固态金属而言，原子在某一平衡位置热振动，因此衍射结果得到的原子密度分布曲线是一组相距一定距离（点阵常数）的垂线，每一条垂线都有确定的位置r和峰值。但对于液态金属而言，原子密度分布曲线是一条呈波浪形的连续曲线。这是由于液态中的金属原子是处在瞬息万变的热振动和热运动的状态之中，而且原子跃迁频率很高，以致没有固定的位置，而其峰值所对应的位置（r）只是表示衍射过程中相邻原子之间最大几率的原子间距。其第一峰值与固态时的衍射线（第一条垂线）极为接近，其配位数与固态时相当。第二峰值虽仍较明显，但与固态时的峰值偏离增大，而且随着r的增大，峰值与固态时的偏离也越来越大。当它与所选原子相距太远的距离时，原子排列进入无序状态。表明，液态金属中的原子在几个原子间距的近程范围内，与其固态时的有序排列相近，只不过由于原子间距的增大和空穴的增多，原子配位数稍有变化。表1－3x射线衍射所得液态和固态金属结构参数液态金属的结构特征１）组成：液态金属是由游动的原子团、空穴或裂纹构成。２）特征：“近程有序”、“远程无序”

原子间能量不均匀性，存在能量起伏。

原子团是时聚时散，存在结构起伏。

同一种元素在不同原子团中的分布量，存在成分起伏。液态金属结构示意图

金属由液态转变为固态的凝结过程，实质上就是原子由近程有序状态过渡为长程有序状态的过程，从这个意义上理解，金属从一种原子排列状态（晶态或非晶态）过渡为另一种原子规则排列状态（晶态）的转变均属于结晶过程。金属从液态过渡为固体晶态的转变称为一次结晶；金属从一种固态过渡为另一种固体晶态的转变称为二次结晶。§１-3液态金属的性质V0YF或Pa.s1、粘度（一）粘度的实质及影响因素当外力F（X）作用于液态表面时，其速度分布如图所示。层与层之间存在内摩擦力。影响粘度的因素（1）金属液的化学成分（2）温度（3）非金属夹杂物Fe-C合金的等粘度线Al-Si合金的等粘度线（二）粘度在材料成形过程中的意义1．对液态金属净化的影响液态金属中存在各种夹杂物及气泡等，必须尽量除去。杂质及气泡与金属液的密度不同。根据司托克斯原理，半径0.1cm以下的球形杂质的上浮速度：2．对液态合金流动阻力的影响根据流体力学，Re＞2300为紊流，Re＜2300为层流。Re的数学式为

设f为流体流动时的阻力系数，则有当液体以层流方式流动时，阻力系数大，流动阻力大。金属液体的流动成型，以紊流方式流动最好，由于流动阻力小，液态金属能顺利地充填型腔，故金属液在浇注系统和型腔中的流动一般为紊流。但在充型的后期或夹窄的枝晶间的补缩流和细薄铸件中，则呈现为层流。64642、表面张力——液体的物性参数（一）表面张力是质点（分子、原子等）间作用力不平衡引起的。这就是液珠存在的原因。当外界所做的功仅用来抵抗表面张力而使系统表面积增大时，该功的大小则等于系统自由能的增量。=0o=180oAbsolutewettingNowetting润湿现象

>90o<90o（二）影响界面张力的因素影响液态金属界面张力的因素主要有熔点、温度和溶质元素。

1．熔点界面张力的实质是质点间的作用力，故原子间结合力大的物质，其熔点、沸点高，则表面张力往往就大。

2．温度大多数金属和合金，如Al、Mg、Zn等，其表面张力随着温度的升高而降低。因温度升高而使液体质点间的结合力减弱所至。但对于铸铁、碳钢、铜及其合金则相反，即温度升高表面张力反而增加。其原因尚不清楚。

3．溶质元素溶质元素对液态金属表面张力的影响分二大类。使表面张力降低的溶质元素叫表面活性元素，如钢液和铸铁液中的S即为表面活性元素，也称正吸附元素。提高表面张力的元素叫非表面活性元素，其表面的含量少于内部含量，称负吸附元素。金属液的表面张力可以改变铝液中加入第二元素镁液中加入第二元素P、S、Si对铸铁熔液表面张力的影响拉普拉斯—扬方程式

当曲面是球面一部分时，r1=r2，则得到附加压力与曲率半径的关系式

rr表面张力与毛细现象：<90o，液体润湿管壁>90o，液体不润湿管壁毛细现象39半固态——指合金在液相线和固相线之间的状态；或者说：既有液相也有部分固相的状态。

液相固相半固态区液相+固相温度TabcAlSiAl-Si合金的相图ab——液相线acb——固相线§1-4半固态金属的流变性及表观粘度40稳定态下的速度梯度称为剪切速率(shearrate)41幂定律图1－17剪切速率对表观粘度的影响图1－18冷却速度对表观粘度的影响

表观粘度：表征半固态浆料的粘性，以区别服从牛顿粘性定律液体的动力粘度。42

流变铸造是金属或合金在凝固温度区间给予强烈的搅拌，使晶体的生长形态发生变化，由本来是静止状态的树枝晶转变为梅花状或接近于球形的晶粒，然后再施加压力予以成形（如压铸、挤压）的一种方法。（包含了制浆及成形）图1－15流变铸造成形工艺示意图(a)半固态制浆（b）移送至压室内(c)压铸或挤压成形第二章液态成形中的流动与传热机械工业出版社“流动性”——液体金属本身的流动能力由液态金属本身的成分、温度、杂质含量等决定，与外界因素无关。流动性测试方法：螺旋线成长度法等充型能力充型能力与流动性、铸件结构、浇注条件及铸型等诸多条件有关。§2-1流动性及充型能力一、液态金属流动性及充型能力的基本概念“流动性”是液态金属本身的流动能力，由液态金属的成分、温度、杂质含量等决定的，而与外界因素无关。液态金属的充型能力首先取决于液态金属本身的流动能力，同时又与外界条件密切相关，是各种因素的综合反应。流动性是确定条件下的充型能力。液态合金的流动性好，其充型能力强；反之其充型能力差。但这可通过外界条件来提高充型能力。液态合金的流动性可用试验的方法，即浇注螺旋流动性试样或真空流动性试样来衡量。二、液态金属停止流动的机理

以纯铝和A1—5％Sn两种金属浇注流动性试样。A1—5％Sn合金的结晶温度范围约为430℃。纯金属流动性试样的宏观组织是柱状晶，试样的末端有缩孔，这说明液态金属停止流动时，其末端仍保持有热的金属液。停止流动的原因，是末端之前的某个部位从型壁向中心生长的柱状晶相接触，金属的流动通道被堵塞。

A1—5％Sn合金流动性试样的宏观组织是等轴晶，离入口处越远，晶粒越细，试样前端向外突出。由此可以判断，液态金属的温度是沿程下降的，液流前端冷却最快，首先结晶，当晶体达到一定数量时，便结成一个连续的网络，发生堵塞，停止流动。

合金的结晶温度范围越宽，枝晶就越发达，液流前端析出少量固相，即在较短的时间，液态金属便停止流动。在液态金属的前端析出15～20％的固相量时，流动就停止。充型能力的计算充型过程：液体金属的非稳定的流动过程l=vt主要是计算流动时间t充型能力示意图流动时间t＝t1+t2(1)t1过热温度流动段(2)t2凝固开始到停止流动时间段充型能力——流动长度l=vt影响充型能力的因素及提高充型能力的措施第一类因素——金属性质方面：

1，c1,1,L,,,T(结晶特点)第二类因素——铸型性质方面：

2，c2,2,T型，涂料层，透气性第三类因素——浇注条件方面：T浇，H(压头)，外力场第四类因素——铸件结构方面：铸件厚度，结构复杂程度(型腔)

三.影响充型能力的因素分析

1．

金属性质方面的因素

1）

合金成分合金的流动性与其成分之间存在着一定的规律性。在流动性曲线上，对应着纯金属、共晶成分和金属间化合物的地方出现最大值，而有结晶温度范围的地方流动性下降，且在最大结晶温度范围附近出现最小值。合金成分对流动性的影响，主要是成分不同时，合金的结晶特点不同造成的。这是铸造合金多选用共晶合金或凝固温度范围小的合金的根本原因。图2-5Pb-Sn合金流动性与成分之间的关系图图2-6Al-Si合金流动性与成分及过热温度的关系（2）结晶潜热L越大，充型能力越好3）金属的比热、密度和导热系数比热和密度较大的合金，因其本身含有较多的热量，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

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.金属液在浇注系统或试样中的流速,一般都是紊流运动.粘度的影响是不明显的.在充型的最后很短的时间内,由于通道面积缩小,或由于液流中出现液固混合物时,而此时因温度下降粘度显著增加，粘度对流动性才表现出较大的影响.

5）表面张力造型材料一般不被液态金属润湿，即润湿角θ＞90’。故液态金属在铸型细薄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、铸件的细薄部分和棱角的成形有影响。型腔越细薄，棱角的曲率半径超小，表面张力的影响则越大。2．铸型性质方面的因素铸型的阻力影响金属液的充型速度；铸型与金属的热交换强度影响金属液保持流动的时间。可通过调整铸型性质来改善金属的充型能力。

1）铸型的蓄热系数铸型的蓄热系数表示铸型从金属吸取并储存热量在本身中的能力。铸型吸取较多的热量而本身的温升较小，使金属与铸型之间在较长时间内保持较大的温差。经常采用涂料调整铸型的蓄热系数和导热系数.2）铸型的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。

3）铸型中的气体铸型具有一定的发气能力，能在金属液与铸型之间形成气膜，可减小流动摩擦阻力，有利于充型3．浇注条件方面的因素

1）浇注温度浇注温度对液态金属的充型能力有决定性的影响，在一定温度范围内，充型能力随浇注温度的提高而直线上升。2）充型压头液态金属在流动方向上所受的压力越大，充型能力就越好。在生产中，用增加金属液的静压头的方法提高充型能力，也是经常采取的工艺措施。其他方式外加压力，例如压铸、低压铸造、真空吸铸等，也都能提高金属液的充型能力。

3）浇注系统的结构浇注系统的结构越复杂，流动阻力越大，在静压头相同的情况下，充型能力就越降低。

59§2-2

凝固过程中的液体流动浇注和凝固过程中液体的流动：液体的流动可归纳为以下三种：

1．浇注时液体在充填铸型过程中的流动——受迫流动。

受迫：在重力或外部压力作用下！

流动规律及分析——流体力学课程中！2．型腔内液体中的自然对流——充型完成后的。内部温度起伏可达±1～5K。3．由于凝固收缩、液体收缩及重力等引起液体在枝晶间及其分枝间的流动（小范围、微小的流动）。这种流动对微观缩孔的形成及成分的偏析有影响。

60（2）非稳态温度场下的温差对流和溶质浓度差对流1、液相区的液体流动（1）稳态温度场下的温差对流和溶质浓度差对流(附面层概念）控制方程：Φ=y/l无量纲距离αT膨胀系数凝固过程中：自然对流;强迫对流：612.凝固过程中液体金属在枝晶间的流动

液体在枝晶间的流动驱动力来自三个方面，即：凝固时的收缩，由于液体成分变化引起的密度改变，以及液体和固体冷却时各自收缩所产生的力。

枝晶间液体的流动可作为多孔性介质中的流动处理。流体通过多孔性介质的速度v一般用达西(Darcy)定律来表示。K为多孔介质的透过率，K与液体的体积分数有关。3.对流对凝固组织的影响：偏析，晶粒繁殖，改变晶粒形态（第六章）62§2－3

凝固过程中的热量传输1、凝固传热的控制方程以热传导为主：温度T=f（x，y，z，t）；t—时间

63（2）传热分析方法◎解析法：假设条件通解2、铸件凝固温度场对铸件：边界条件x=0,TM=Ti;A=Tix=

,T=TP;

B=TP-Ti对铸型：边界条件初始条件（1）传热过程及凝固过程结构简化为半无限大（平板）：一维传热64◎测温法a.温度场测量b.凝固动态曲线测温结果处理无限长圆棒试样零件的温度场c.铸件的两种凝固方式图4－3合金成分和温度梯度对凝固方式的影响a)、b)为层状凝固，c)、d)为体积凝固影响因素:(1）化学成分（液－固相线距离）（2）温度梯度内因外因66层状凝固过程层状凝固缩孔特点：集中缩孔体积凝固过程体积凝固的缩孔特点：分散缩松673、铸件凝固时间计算

——与铸件厚度及温度场（凝固速度）相关（1）理论计算（以无限大平板为例）铸型吸收的热量＝铸件放出的热量由傅立叶导热定律,得通过铸型界面的热流密度q2上式积分得0～t时间段内流过铸型表面积A的热量Q2

68同一时间内铸件放出的热量（——包括凝固潜热）Q1=Q2

（2）数值模拟法

温度场的数值模拟主要包括材料参数、初始条件、边界条件和结晶潜热的处理方法，各种数值算法的具体实现等。铸件的凝固过程计算包含温度场分布、凝固百分比、冷却速率、固相率分布及缩孔/缩松预测等多种数据的计算。

可以很容易地、较精确地、方便地计算出凝固时间！69举例：某摩托车轮毂凝固过程数值模拟结果示意图。铝合金轮毂的轮辋宽为110mm，直径为490mm，壁厚约为7mm~10mm。

(a)刚开始凝固(b)凝固体积20%

数值模拟条件为：铸件材料:ZL101A铝合金，合金的固相线为555℃(828K)；铝液浇注温度:685℃；金属型模具温度为450℃，模具冷却水温为50℃。机械工业出版社第三章液态金属的凝固形核

及生长方式§3-1凝固热力学（均质生核）1、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3-1液态金属结晶的动力是由过冷提供的,不会在没有过冷度的情况下结晶阻力:新界面的形成热力学能障由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生—动力学能障它由金属原子穿越界面过程所引起--原则上与驱动力大小无关而仅取决于界面结构与性质--激活自由能--晶体生长在相变驱动力的驱使下，借助于起伏作用来克服能量障碍液相与固相体积自由能之差--相变的驱动力由于出现了固/液界面而使系统增加了界面能--相变的阻力§3-2均匀形核与异质形核当r很小时，第二项起支配作用，体系自由能总的倾向是增加的，此时形核过程不能发生；只有当r增大到一定值r*后，第一项才能起主导作用，使体系自由能降低，形核过程才能发生，

3-3临界形核半径临界形核功临界形核功等于表面能的1/3。由液态金属中的能量起伏提供3-3式中A*为形成临界晶核的表面积。可见，临界晶核生成功相当于临界晶核表面所引起的能量障碍的1/3，这也是生核时要求有较大过冷的原因。液态金属在一定的过冷度下，临界核心由相起伏和结构起伏提供，临界生核功由能量起伏提供。3、均质形核速率形核率为单位时间、单位体积生成固相核心的数目.临界尺寸r*的晶核处于介稳定状态。当r＞r*时才能成为稳定核心,即在r*的原子集团上附加一个或一个以上的原子即成为稳定核心。其成核率I为:此式由两项组成：

1）；由于生核功随过冷度增大而减小，它反比于ΔT2。故随过冷度的增大，此项迅速增大，即生核速度迅速增大；

2）；由于过冷增大时原子热运动减弱，故生核速度相应减小；

上述两个矛盾因素的综合作用，使生核速度I随过冷度ΔT变化的曲线上出现一个极大值。过冷度开始增大时，前一项的贡献大于后一项，故这时生核速度随过冷度而增大；但当过冷度过大时，液体的粘度迅速增大，原子的活动能力迅速降低，后一项的影响大于前者，故生核速度逐渐下降。

4、均质形核理论的局限性均质形核的过冷度很大,约为0.2Tm，如纯液态铁的ΔT=1590×0.2＝318℃。实际上金属结晶时的过冷度一般为几分之一度到几十摄氏度。这说明了均质形核理论的局限性。实际的液态金属（合金），都会含有多种夹杂物。同时其中还含有同质的原子集团。某些夹杂物和这些同质的原子集团即可作为凝固核心。固体夹杂物和固体原子集团对于液态金属而言为异质，因此，实际的液态金属（合金）在凝固过程中多为异质形核。虽然实际生产中几乎不存在均质形核，但其原理仍是液态金属（合金）凝固过程中形核理论的基础。其他的形核理论也是在它的基础上发展起来的。因此必须学习和掌握它。

非均质形核(异质形核)--形核依赖于液相中的固相质点表面发生液相中的原子集团依赖于已有的异质固相表面并在界面张力的作用下，形成球冠

“非”均质、非自发2.异质形核速率由上式可知：1）

由于ΔG异*总是小于ΔG*，所以有I异＞I*。如前图2）

当新相与衬底存在良好共格对应关系时，θ角小，f（θ）也小，I增大，即在较小的过冷度下也能获得较大的生核速度。3）

过冷度增大，生核速度迅速增大。4）当过冷度太大时，原子热运动减弱，生核速度减小，但对金属一般达不到极大值。Al-Si合金中初晶Si以AlP为核心3.影响因素（1）过冷度（2）形核基底的性质点阵畸变，可用点阵错配度δ来衡量

当δ≤0.05时，称完全共格界面，其界面能σCS较低，衬底促进非均匀形核的能力很强。当0.05<δ<0.25时，通过点阵畸变过渡和位错网络调节，可以实现部分共格界面。图3－10不同形状界面下的非均匀形核

（3）形核基底的形状（4）形核基底的数量——受过热度及持续时间的影响§3-3纯金属晶体长大一、晶体宏观长大方式1、平面方式生长S/L前沿为正的温度梯度：GL=dT/dx>0;改错：图3－112、树枝晶方式生长S/L前沿为负的温度梯度：GL=dT/dx<0可见固一液界面前液体过冷区域较大，距界面愈远的液体其过冷度愈大。界面上凸起的晶体将快速伸入过冷液体中，成为树枝晶生长方式。由平面到胞状的转变树枝晶二、晶体微观长大方式1、Jackson因子x=NA/N界面原子的占据率图3-15界面自由能变化与界面上原子所占位置分数的关系

<2的金属：

>2的金属：2、固液界面的微观结构（1）粗糙界面（2）平整界面1．

粗糙界面当α≤2，x=0.5时，界面为最稳定的结构，这时界面上有一半位置被原子占据，而一半位置则空着，其微观上是粗糙的，高低不平，称为粗糙界面。大多数的金属界面属于这种结构。2．

光滑或平整界面当a＞2，x＜0.05和x＞0.95时，界面为最稳定的热力学结构，这时界面上的位置几乎全被原子占满，或者说几乎全是空位，其微观上是光滑平整的，称为平整界面。非金属及化合物大多数属于这种结构。3、晶体微观长大方式和长大速率（1）粗糙界面——粗糙界面的生长特点：1）动力学过冷度很小，ΔTK＝0.01~0.05K2）生长速度很快，V1=K1ΔTK3）连续生长的结果晶体的表面是光滑的。“微观上粗糙，宏观上光滑（长大后)”（2）侧向生长（二维生长）——平整界面的生长台阶侧面堆砌生长特点：1）过冷度影响大2）生长速度慢，ΔTK2＝1~2K要求大V2=K2exp(-B/ΔTK)3）小平面生长成多面体晶体，棱角发明。如前面的Si.“微观上光滑，宏观上粗糙（长大后)”（3）从缺陷处生长位错、挛晶处——天然的台阶1）螺旋位错（3）从缺陷处生长2）旋转挛晶生长(a)(b)

图通过孪晶生长机制

(a)石墨的旋转孪晶及其生长台阶(b)面心立方晶体反射孪晶及其凹角边界

3）反射挛晶生长（4）生长速度比较

连续生长的速度最快，因粗糙界面上相当于有大量的台阶。其次是螺旋生长。当ΔT很大时，三者的生长速度趋于一致。也就是说当过冷度很大时，平整界面上会产生大量的二维核心，或产生大量的螺旋位错台阶，使平整界面变成粗糙界面。第4章单相合金与多相合金的凝固机械工业出版社97

凝固过程中的传质基本原理传质控制方程：菲克第二定律：（非稳态、无总体流动、无化学反应）菲克第一定律：jA—体系中A物质的质量通量密度，kg/(m2.s)JA--体系中A物质的摩尔通量密度，mol/(m2.s)一维稳态分子扩散：98§4-1

单相合金的凝固一、凝固过程中的溶质再分配1、起因：同一温度下的固相与液相溶质的溶解度不同。溶质分配系数：C0C099二平衡凝固时溶质的再分配

固相与液相中溶质扩散充分进行。平衡凝固时溶质浓度：凝固方向100图4-31、固相无扩散，液相均匀混合三、近平衡凝固时的溶质再分配(b)凝固开始，(c)T*、fs时，(d)凝固末期最后凝固的部分——共晶体固相内成分不均匀——晶内偏析1012、固相无扩散，液相只有有限扩散而无对流起始瞬态稳定态终止瞬态张承甫等，凝固理论与凝固技术，1985102凝固进入稳定状态时，式中为离开界面的距离，DL为溶质在液相中的扩散系数，R为界面推进速度。结合边界条件有通解和特解分别为：（4-15）称作“特性距离”1033、固相无扩散，液相有对流(a)液相容积足够大；(b)液相容积有限对流存在的物理意义？δ104如果液相容积很大，则扩散层以外液相中的溶质浓度接近合金原始。扩散层δ内溶质扩散场可用下式描述:将边界条件（？）代入，得到：δ物理意义：扩散层减小，由理论上的；且受对流强度的影响！105上式两边同减C0，得到界面前液相内溶质浓度分布方程δ(4-16)当时，得（4－15式）106

如果液相容积有限，则溶质富集层δ以外的液相成分，在凝固过程中将不再维持原始合金成分C0值不变而是逐渐提高。用表示溶质富集层δ以外的液相平均溶质浓度，则

(4-17)107

搅拌对流愈强：

δ越小，越小，即固相的溶质越少生长速度愈大：R越大，越接近于C0，*对流使枝晶向玫瑰形、球形转变——半固态组织演变。我们的研究成果（发表在国际权威刊物：ActaMaterialia,52(2004)3519–3524)改变晶粒形态！举例：（§

6-2）

对流对凝固组织的影响及半固态金属的凝固*半固态组织演变——对流使枝晶向玫瑰形、球形转变图4-30Al-7%Si半固态无搅拌图4-31Al-7%Si半固态搅拌浆料的淬火组织浆料的淬火组织半固态晶粒生长过程

a.搅拌因素b.冷却因素3)/(/gSgSiRRVVf==)10(<<if晶粒形状因子fi晶粒形态方程

LgsdCCdadfdf=固相无扩散，液相有对流——本章第1节内容vRief2-=dLDRief-=vDL2=dR为晶粒生长速度（取决于冷却条件）V为液体对流速度（取决于搅拌速度）vRief2-=R为晶粒生长速度（取决于冷却条件）V为液体对流速度（取决于搅拌速度）115四、

成分过冷1、溶质富集引起界面前液体凝固温度（熔点、液相线温度）变化合金原始成分C0，平衡结晶温度T0，液相线斜率mLTL(x)TL(x)CL(x)TS116CL(x)随距离x变化，固相无扩散、液相中只有扩散时：x=0时，x=∞时，或TiTS1172、成分过冷的形成——内因＋外因（冷却速度，G）成分过冷度：（动力学过冷度ΔTK很小，可忽略时）GL为外界冷却引起的温度梯度(实际温度直线的斜率)Ti溶质再分配成分变化引起理论熔点降低+在一定的过冷条件下形成“成分过冷”118成分过冷的条件：即需要冷却温度线与理论熔点温度线相割！119影响成分过冷区宽度和过冷度大小的因素：工艺因素：GL,R合金本身的因素：DL,mL,k,C0(注意：上式未考虑对流的影响——推导前已假设！）120五、成分过冷对单相合金凝固过程的影响1、无成分过冷的平面生长平面生长的条件：无成分过冷GL的位置对吗？

图界面前方无成分过冷时平面生长

a）局部不稳定界面

b）最终稳定界面121稳定界面的推进速率即晶体的生长速率R可由界面上热平衡方程导出

：所以：式中λS，λL—固、液两相的导热系数；

ρ，L—合金的密度和结晶潜热。单相合金晶体生长中同时受到传热和传质过程的影响，要保持平界面生长方式，温度梯度要高，而生长速度要低。合金的性质也有影响，C0和

愈大，k偏离1愈远，DL愈大，界面愈趋向于平面生长。

纯金属在正温度梯度下,为平面生长方式,在负温度梯度下为枝晶生长方式.对合金,在正温度梯度下且无成分过冷时，同纯金属一样，界面为平界面形态；在负温度梯度下，也与纯金属一样,为树枝状。但合金的树枝状生长还与溶质再分配有关。但合金在正的温度梯度时，合金晶体的生长方式还会由于溶质再分配而产生多样性：当稍有成分过冷时为胞状生长，随着成分过冷的增大（即温度梯度的减小），晶体由胞状晶变为柱状晶、柱状枝晶和自由树枝晶（等轴枝晶）。

1232、窄成分过冷区的胞状生长图a）窄成分过冷区的形成

b）平界面在成分过冷作用下失去稳定

c）稳定的胞状界面形态的形成对宏观平坦的界面，产生的任何凸起，都必将面临较大的过冷，而以更快的速度向前长大。同时不断向周围的熔体中排出多余的溶质，凹陷区域溶质浓度增加得更快，因凹陷区域的溶质向熔体扩散比凸起部分更困难。凸起部分快速生长的结果，导致凹陷部分溶质进一步浓集。

溶质富集降低了凹陷区熔体的过冷度，从而抑制凸起晶体的横向生长。凸起晶体前端的生长受成分过冷区宽度的限制，不能自由地向前伸展。当由于溶质的富集，而使界面各处的液相成分达到相应温度下的平衡温度时，界面形态趋于稳定。在窄成分过冷区的作用下，不稳定的宏观平坦界面就转变成一种稳定的、由许多近似于旋转抛物面的凸出圆胞和网络状凹陷的沟槽所构成的新的界面形态，这种形态称为胞状晶。以胞状向前推进的生长方式，称为胞状晶生长方式。3、较宽成分过冷区的柱状树枝晶生长图柱状枝晶生长过程随着界面前方成分过冷区加宽，凸起晶胞将向熔体伸展更远；原来胞晶抛物状界面逐渐变得不稳定。晶胞生长方向开始转向优先的结晶生长方向，胞晶的横向也将受晶体学因素的影响而出现凸缘结构，当成分过冷加强时，凸缘上又会出现锯齿结构即二次枝晶.胞状生长向枝晶生长的转变将出现二次枝晶的胞晶称为胞状树枝晶，或柱状树枝晶。如果成分过冷区足够宽，二次枝晶在随后的生长中又会在其前端分裂出三次枝晶。4、宽成分过冷区的自由树枝晶生长图从柱状枝晶的外生生长转变为

等轴枝晶的内生生长枝状晶＋自由树枝晶（等轴晶）当固一液界面前方液体中成分过冷的最大值大于液体中非均质生核所需要的过冷度ΔT异时,在柱状枝晶生长的同时，界面前方这部分液体将发生新的形核过程，导致晶体在过冷的液体中自由成核生长，并长成树枝晶，这称为自由树枝晶。树枝晶形态：在液体内部自由形核生长，从自由能的角度看应该是球体。但为什么又成为树枝晶的形态呢？在近平衡状态下,多面体的棱角前沿液相中的溶质浓度梯度较大,其扩散速度较快；而大平面前沿液相中溶质梯度较小,其扩散速度较慢；这样棱角处晶体长大速度大,平面处较小,近于球形的多面体逐渐长成星形,从星形再生出分枝而成树枝状。

宏观上，平面生长、胞状生长和柱状树枝晶生长都属于晶体自形壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为外生生长。而等轴晶是液体内部自由生长的，称为内生生长。5、树枝晶的生长方向和枝晶间距（1）立方晶系<100>晶向生长密排六方为（1010）方向生长体心立方为<110>晶向图立方晶系枝晶的生长方向a）小平面生长b）非小平面生长对于小平面生长的枝晶结构，其生长表面均为慢速生长的密排面；对于非小平面生长的粗糙界面的非晶体学性质与其枝晶生长中的鲜明的晶体学特征尚无完善的理论解释（2）枝晶间距取决于潜热的散热条件，即冷却速度一次枝晶间距：二次枝晶间距：或枝晶间距指的是相邻同次枝晶之间的垂直距离。主轴间距为d1，二次分枝间距为d2，三次分枝间距为d3。在树枝晶的分枝之间，充填着溶质含量高的晶体，产生溶质偏析，导致材质或形成产品的性能降低。图5-9C0、GL/R对单相合金晶体形貌的影响R各种晶体形貌间的关系如图所示。平面晶是溶质浓度C0=0的特殊情况。溶质浓度一定时，随着GL的减小和R的增大；或GL和R一定时，随着C0的增大，晶体形貌由平面晶依次转变成胞状晶、胞状树枝晶、柱状树枝晶和等轴树枝晶。§４－２

共晶合金的凝固共晶合金可以由两个纯组元（A—B）构成，也可以由一个纯组元和一个化合物（A—AmBn）或两个化合物构成。共晶合金的特点是液态无限互溶，固态局部互溶（有时固溶度非常小）；溶质元素在另一个相中的分配系数k＜1；共晶点大多偏向低熔点组元一边；在共晶转变时，从液体中同时析出两个固相，对成分偏离共晶成分的合金，则出现初生相。

一．共晶合金液态结构的特点

对固溶体单相合金：接近熔点时，在液态下主要存在一种A游动原子集团，溶质原子B则分布于A原子集团内及集团之间的空穴中。溶有B的A原子集团内的原子排列方式与固溶体相似，因此可以由原子集团生长为固溶体的晶核。共晶合金结晶时，液体中能同时析出两种固相，有理由推测它在液体时必然存在两种排列方式类似两个共晶相的原子集团。这种设想已为液态共晶品合金的X射线衍射所证实。

在1600℃下对纯Fe一C合金进行X线及中子衍射，发现：当碳量低于1.8％时，随着碳量的增加，Fe原子间距从纯铁的2.60A逐渐增加到2.67A，类似于固溶的效果。当碳量高于1.8％时，再增加碳量，Fe原子间距不再增大。这相当于碳量超过E点，合金由固溶体型转为共晶型后，Fe原子集团中溶碳量不再明显增加，多余的碳除在空穴中外，便以另一相的原子集团存在。由于Fe—C合金中高碳相有两种，多余碳的存在方式有类似石墨的C原子集团及类似Fe3C的富C原子集团，这是Fe—C合金的特点。

二．共晶转变共晶成分的合金结晶时，两相趋向同时析出，但总是有先有后，通常先析出一个相，再在其表面析出另一相，形成共同的生长界面，然后共同生长。共同生长的界面称为共生界面。形成共生界面的过程，是共晶合金的生核过程。两相共同生长称为共生生长。三、共晶组织特点与共晶共生区1、二元共晶凝固组织特点（1）生长方式不同，可将共晶分为规则共晶和非规则共晶。（2）规则共晶中两个共晶相以层片状或棒状生长，形成规则结构。金属相－金属相，金属－金属间化合物，

（非小平面－非小平面相）（粗糙界面）非规则共晶：金属－非金属（非小平面－小平面）相非金属－非金属（小平面－小平面）相小平面相生长的各相异性，导致共晶晶体的形状不规则根据凝固条件

又可分为自由共晶和定向共晶两种

定向共晶是组成共晶的两相沿特定的方向耦合生长形成的一维共晶组织。

自由共晶与等轴晶凝固相似，耦合地向四周生长形成共晶团。Al-Si共晶（非定向凝固）2、近平衡状态下的共晶共生区非共晶成分而获得的共晶组织为伪共晶组织。原因：冷却速度、过冷度对称型共晶的条件：组元熔点、液相线形状、两相性质等。实验发现共生区只是液相线延长区内的一部分，把共生区分为两大类；对称和不对称。观察发现，在共生区外，一相的生长速度快得多，故出现初生相；在共生区内两相以同样的速度生长；共生区内两相共生生长的基本方式是靠原子在界面前沿的短距离扩散，故共生生长时两相的生长速度快，超过各相独自生长的速度；在所有情况下，过冷度增大，则共生区变宽。共生区的对称与否可能与相的析出倾向及生长速度有关。

图6-3非小平面－非小平面共晶共生区实际共晶共生区*合金只要过冷在共生区内结晶，两个相便能共生生长，所得组织为共生共晶，其特点为两相交途紧密掺合。*

共晶成分的剩余液体也可能不采取共生生长的方式结晶，而是两相各自独立生长，所得的组织中没有共生共晶的特征。这种两相不是以共同的界面生长的方式称为离异生长，所得的组织称为离异共晶。

几种常见离异共晶的形态*为参考内容*离异共晶的产生有以下几种情况：1．当合金成分偏离共晶很远，初生相长得很大，共晶转变时残留液体很少，类似薄膜状分布于枝晶向，共晶转变时一相就在初生相枝晶上继续长出，而把另一相单独留在枝晶间（如图B）。2．合金偏离共晶成分，初生相长得较大，而另一相又难于析出时，如果此相不能以先析出相为衬底进行生核，或冷却速度很大而析出受阻时，初生相便继续长大而把另一相留在分枝间(图A)。3．当初生相上能形成完整的“晕”时。初生相上形成另一相“晕”的情况有两种。

*一种是由于在先析出相上生核困难，只有在过饱和度更大时才能析出并以很快速度生长形成“晕”，但由于两相之间缺乏良好共格对应关系，“晕”并不是完整的壳，初生相仍能穿过晕的间隙长入液体中进行共生生长，不形成离异共晶。如灰铸铁中的石墨和奥氏体共晶。

*另一种是先析出相表面都能作为第二相生核的良好衬底，因而在共晶转变时，先析出相周围另一组元的富集，使另一相很快在析出相的表面生核并侧向生长成完整的壳。这时第二相的壳完全把先析出相与液体隔离，两相与液体间没有共同的生长界面，只有一相与液体接触，所以先析出相的生长只能依靠原子通过壳的扩散，其典型例子是球墨铸铁的共晶转变。四、规则共晶凝固1、层片状共晶的生长球形共晶的形核与长大（自由共晶时——共晶团）两相交替生长，并不意味着每一片都要单独形核！——搭桥式长大！

搭桥式长大，使相同的相增殖，最终形成共晶团！图共晶生长的J-H模型b）α和β共生生长c）共晶生长界面前的溶质B的分布

d）共晶生长界面过冷度分布

e）共晶生长界面简化模型与坐标系——为因曲率半径作用而引起的过冷

——层片间距

T，R，间的关系！层片间距：层片间距与凝固速率的平方成反比！2、棒状共晶

－共晶若的体积分数f

<(1/)0.32，棒状0.32<f

<0.5，片状r——六边形等面积圆的半径，代替间距

五、非规则共晶凝固1、Fe-Fe3C非规则共晶：金属－非金属相（非小平面－小平面）非金属－非金属相（小平面－小平面）渗碳体－奥氏体共晶生长模型(1)渗碳体－奥氏体板状共晶(2)渗碳体树枝晶的侧向生长导致杆状共晶图6-10石墨的生长示意图a)密排六方晶体结构b)[1010]方向上以旋转挛晶台阶生长c)[0001]方向以螺旋位错生长石墨与奥氏体的共晶体图6－12片墨类型3、第三组元的影响＋Mg等

球状石墨的放射状多晶结构（20～30个锥体状单晶体组成，外表面由(0001)面覆盖§4-3

偏晶合金和包晶合金的凝固§4-3

SolidificationofMonotecticAlloyandPeritecticAlloy偏晶相图一、偏晶凝固图4-27(a)(b)(c)L2在表面形核，并排长大。L2不能在表面形核，孤立长大。L2与完全润湿。交替分层。这种合金的特点是：①在一定温度以上两组元在液态无限互溶；②在固态有限互溶，各组元的k＜1；③在一定的成分和温度范围内出现两个互不溶解的液体Ll和L2；偏晶成分Cm的液体在Tm温度时液体L1中能分解出两个相：固相α和新的液相L2，即

L1=α＋L2此转变与共晶转变非常相似，但共晶转变是从液体中同时析出两个固相而偏品转变时只析出一个固相，另一个则为液相L2，故称为偏晶。随着温度的下降，L2中会不断析出a，最后残余的液体L2在一定温度时还会产生其它转变，如共晶、包晶等。

L2的分布和形状与两个因素有关：1．

L2与a是否湿润；2．

L2的密度。如果L2能与a湿润，L2便在a表面生核。如果L2与a完全湿润，L2可能把a完全包围，使a的生长受阻，L1的继续分解只能靠a的重新生核，直到a与L2间达到杠杆定律的比值。温度再降低时，L2中继续析出a，残余的L2则分布于a枝晶间。如果残余的L2很少，则在枝晶间是薄膜状分布。如果L2与a之间湿润不好，密度又相差很大，L2可能上浮或下沉成为与Ll分离的液体层，或悬浮在液体中成为独立的液滴。当L2析出时a枝晶非常发达，L2不易上浮或下沉则可能悬浮于a分枝间。

图定向包晶凝固过程

WC0—

合金原始成分WP

—

包晶反应液相成分二、包晶凝固图4-28若扩散不充分，中心残留，成多相组织。但是，碳钢的包晶反应较彻底。第5章铸件凝固组织的形成与控制机械工业出版社§5-1铸件宏观凝固组织的特征及形成机理铸件的宏观凝固组织三个晶区：表面细晶粒区：紧靠型壁的外壳层，由紊乱排列的细小等轴晶所组成，仅几个晶粒厚柱状晶区：由自外向内沿着热流方向彼此平行排列的柱状晶所组成内部等轴晶区：由紊乱排列的粗大等轴晶所组成晶区数目以及柱状晶区和等轴晶区的相对宽度随合金性质和具体凝固条件而变化，在一定条件下，可获得完全由柱状晶或等轴晶所组成的宏观结晶组织：完全柱状晶完全等轴晶

1、表面细晶粒区的形成二、铸件宏观凝固组织的形成机理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”。细化程度取决于△型壁散热条件所决定的过冷度和凝固区域的宽度。△型壁附近熔体内大量的非均匀形核△各种形式的晶粒游离前提：抑制铸件形成稳定的凝固壳层凝固壳层→界面处晶粒单向散热→晶粒逆热流方向择优生长而形成柱状晶

返回目录稳定凝固壳层产生→→柱状晶区开始内部等轴晶区形成→→柱状晶区结束柱状晶区的宽度及存在取决于上述两个因素综合作用结果。生长方式：择优生长

2、柱状晶区的形成柱状晶择优生长返回目录各枝晶主干方向互不相同，主干与热流方向相平行的枝晶生长迅速，优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长。逐渐淘汰掉取向不利的晶体过程中发展成柱状晶组织。竞争淘汰离开型壁的距离越远，取向不利的晶体被淘汰得就越多，柱状晶的方向就越集中，同时晶粒的平均尺寸也就越大。3、内部等轴晶区的形成

－－熔体内部晶核自由生长的结果

等轴晶晶核来源（1）过冷熔体直接形核理论：溶质原子富集而使界面前方成分过冷增大发生非均匀形核（2）激冷晶游离理论：浇注期间和凝固初期的激冷晶游离随着液流漂移到铸件心部，通过增殖，长大形成内部等轴晶（3）型壁晶粒脱落和枝晶熔断、游离理论：（4）“结晶雨”游离理论液面晶粒沉降。（2）激冷晶游离理论因浇温低，浇注中形成的激冷游离晶凝固初期形成的激冷游离晶非均质形核的激冷游离晶（3）型壁晶粒脱落和枝晶熔断、游离理论图型壁晶粒脱落示意图型壁晶体或柱状枝晶在凝固界面前方的熔断、游离和增殖——理论基点为溶质再分配。图枝晶分枝“缩颈”的形成b)c)为二、三次分枝时缩颈形成过程示意图。V为生长方向。d)环乙烷的枝晶，可见分枝缩颈溶质浓度再分配→界面前沿液态金属凝固点降低→实际过冷度减小。溶质偏析程度越大，实际过冷度就越小，其生长速度就越缓慢。晶体根部紧靠型壁，溶质在液体中扩散均化的条件最差，偏析程度最为严重，生长受到强烈抑制。远离根部，界面前方的溶质易于通过扩散和对流而均匀化，面临较大的过冷，其生长速度要快得多。故在晶体生长过程中将产生根部“缩颈”现象，生成头大根小的晶粒。熔点最低而又最脆弱的缩颈极易断开，晶粒自型壁脱落而导致晶粒游离枝干生长侧面溶质偏析层阻碍侧面的生长，偶然产生的凸出部分突破此层，进入较大的成分过冷区内，长出较粗大的分枝，从而在分枝根部留下缩颈。晶粒增殖:处于自由状态下的游离晶一般具有树枝晶结构，在液流中漂移时不断通过不同的温度区域和浓度区域，受到温度波动和浓度波动的冲击→表面反复局部熔化和反复生长→分枝根部缩颈可能断开而破碎成几部分→在低温下各自生长为新的游离晶。游离晶增殖示意图液态金属流动的作用：液态金属流动对铸件结晶中晶粒游离过程的作用主要是通过影响其传热和传质过程而实现的：

（1）传热方面：液态金属的流动加速其过热热量的散失，使全部液态金属在浇注后的瞬间（小于30s）从浇注温度下降到凝固温度。（2）传质方面：液态金属流动的最大作用在于导致游离晶粒的漂移和堆积，并使各种晶粒游离现象得以不断进行。同时改变界面前沿的溶质分布状态，加速流体宏观成分的均匀化。（4）“结晶雨”游离理论液面处形成的晶粒+顶部凝固层脱落的分枝→→密度比液体大→下沉→产生晶粒游离。多发生在大型铸锭的凝固过程中铸件中三晶区的形成相互联系、彼此制约稳定凝固壳层的产生决定着表面细晶粒区向柱状晶区的过渡，而阻止柱状晶区进一步发展的关键则是中心等轴晶区的形成。晶区的形成和转变是过冷熔体独立形核能力和各种形式晶粒游离、漂移与沉积的程度这两个基本条件综合作用的结果。决定了铸件中各晶区的相对大小和晶粒的粗细。返回目录§5-2铸件宏观凝固组织的控制1、铸件结晶组织对铸件质量和性能的影响

表面细晶粒区薄，对铸件的质量和性能影响不大。铸件的质量与性能主要取决于柱状晶区与等轴晶区的比例以及晶粒的大小。

（1）柱状晶：生长过程中凝固区域窄，横向生长受到相邻晶体的阻碍，枝晶不能充分发展，分枝少，结晶后显微缩松等晶间杂质少，组织致密。但柱状晶比较粗大，晶界面积小，排列位向一致，其性能具有明显的方向性：纵向好、横向差。凝固界面前方常汇集有较多的第二相杂质气体，将导致铸件热裂。

（2）等轴晶：晶界面积大，杂质和缺陷分布比较分散，且各晶粒之间位向也各不相同，故性能均匀而稳定，没有方向性。枝晶比较发达，显微缩松较多，凝固后组织不够致密。细化能使杂质和缺陷分布更加分散，从而在一定程度上提高各项性能。晶粒越细综合性能越好。对塑性较好的有色金属或奥氏体不锈钢锭，希望得到较多的柱状晶，增加其致密度；对一般钢铁材料和塑性较差的有色金属铸锭，希望获得较多的甚至是全部细小的等轴晶组织；对于高温下工作的零件，通过单向结晶消除横向晶界，防止晶界降低蠕变抗力。等轴晶组织的获得和细化强化非均匀形核促进晶粒游离抑制柱状晶区2、铸件宏观组织的控制途径和措施（1）加入强生核剂——孕育处理孕育——向液态金属中添加少量物质以达到增加晶核数、细化晶粒、改善组织之目的的一种方法。Inoculation

A.形核剂：a）直接作为外加晶核

b）通过与液态金属的相互作用而产生非均匀晶核－能与液相中某些元素组成较稳定的化合物

－通过在液相中造成大的微区富集而使结晶相提前弥散析出表5-1常用合金的生核剂（孕育剂）合金种类晶粒细化元素加入量（质量分数）（%）加入方法铝、Al-CuAl-MnAl-SiTi、Zr、Ti+BTi:0.15、Zr:0.2Ti+B:0.01Ti、0.05B中间合金过共晶Al-SiP＞0.02Cu-P或Al-P合金铸铁Ca、Sr、Ba通常与Si-Fe制成复合生核剂中间合金Si-Fe0.1~1.0中间合金碳钢及合金钢V0.06~0.30中间合金Ti0.1~0.2中间合金B0.005~0.01中间合金铜合金Zr、Zr+B0.02~0.04纯金属或合金B.强成分过冷元素：通过在生长界面前沿的富集而使晶粒根部和树枝晶分枝根部产生细弱缩颈，从而促进晶粒的游离。强化熔体内部的非均匀形核，孕育剂富集抑制晶体生长时间效应

:

孕育期孕育衰退

（2）控制浇注条件①低的浇注温度。熔体的过热度较小，与浇道内壁接触就能产生大量的游离晶粒。有助于已形成的游离晶粒的残存，这对等轴晶的形成和细化有利。②合适的浇注工艺。强化液流冲刷型壁能扩大并细化等轴晶区。(a)中心顶注法（b)靠近型壁（6孔）顶注法

图不同浇注工艺铸锭的宏观组织（3）铸型性质和铸件结构薄壁铸件：激冷使整个断面同时产生较大的过冷，容易获得细等轴晶。型壁较厚或导热性较差的铸件，等轴晶区的形成主要依靠各种形式的晶粒游离。

a.铸型激冷能力的影响：如金属型、石墨型b.铸型表面的粗糙度（4）动态晶粒细化熔体在凝固过程中存在长时间、激烈的对流。（晶粒或枝晶脱落、破碎、游离、增殖）

振动－－机械振动、电磁振动、音频或超声波振动

搅拌－－机械、电磁搅拌

旋转振荡－周期性地改变铸型的旋转方向和旋转速度振动对晶粒大小的影响（lin=2.54cm）图利用旋转磁场控制晶粒组织柱状晶区（未加磁场）细等轴晶区（加磁场）§5-3气孔与夹杂1、析出性气孔在冷却及凝固过程中，因气体溶解度下降，析出气体，来不及从液面排出而形成气孔。含氢量2、反应性气孔金属液－铸型之间、金属液内部发生化学反应所产生的气孔一、气孔铸件中气孔的形成示意图溶质分布方程：

液相中气体浓度超过某饱和气体浓度SL时，才析出气泡。（2）长大条件：气体内部各气体分压总和>外界压力内部压力

P气=PH2+PN2+PO2+PH2O…外界压力

Pn=Pa+PM+PσPa—为大气压

PM—金属静压力

H

Pσ—表面压力的附加压力Pσ=2σ/r

即：P气>Pa+

H＋2σ/r

r↓Pσ↑难长大异质形核r↑Pσ↓利于长大（3）上浮条件：气泡脱离现成表面而上浮取决于液、气、固三者间的表面张力θ—气泡与现成表面的润湿角(a)θ<90°容易脱离(b)θ>90°长大到颈缩后才能脱离

动力学条件：取决于：上浮速度Ve与凝固速度R

当Ve<

R时气泡残留于金属中

Ve=2(ρL-ρg)gr2/9ηR↑气孔↑η↑Ve↓气孔↑△ρ(实际上为ρL)↑Ve↑气孔↓－－轻金属易产生气孔（铝、镁）（4）从铸型侵入型气孔的形成机理与此相似P气>Pa+

H＋2σ/r2、反应性气孔形成机理（1）金属液与铸型（芯）反应性气孔（皮下气孔）原因：铸型水分高、透气性低；合金中有易氧化成分；熔点较高的合金（钢、铁。铜）一定中等壁厚范围内。机理：氢气说氮气说——有树脂粘结剂时

CO说1）渣气孔例钢中CO不溶，但氧或氧化物与碳反应形成CO（FeO）+[C]=CO+[Fe]（MnO）+[C]=CO+[Mn]（SiO2）+2[C]=2CO+[Si]（Cu2O）+2[H]=2[Cu]+H2O(气)（2）金属液内反应性气孔2）金属液中元素间反应性气孔＃碳氧反应气孔＃水蒸气反应气孔＃碳氢反应气孔1、危害有效工作断面↓→σb↓δ↓

应力集中→裂纹疏松→δ↓气密性↓耐蚀性↓2、防止措施针对形成原因

3．析出性气孔的防止以下主要因素影响析出性气孔的形成：①金属液原始含气量C0C0含量愈高，CL、Δx和Δt都将增大，C0高时，凝固前沿的液相能较早析出气泡。C0不高时，就依附缩孔较迟析出。②冷却速度冷却速度愈快，凝固区域就愈小，枝晶不易封闭液相，凝固速度V愈大，则Δx和Δt愈小，气体来不及扩散，因而气孔不易形成。③合金成分影响原始含气量C0，决定分配系数k和扩散系数DL以及合金收缩大小及凝固区域。④气体性质

氢比氮的扩散速度快可从以下途径来防止或减少它的产生。1．减少金属液的原始含气量C0①减少金属液的吸气量

尽量减少或防止气体进入金属内。②对金属液采取除气处理

（a）浮游去气，即向金属液中吹入不溶于金属的气体，使溶解的气体进入气泡而排除；（b）采用真空去气；（c）氧化去气，对能溶解氧的金属液（如铜液），可先吹氧去氢，然后再脱氧；（d）冷凝除气法，即缓慢冷到凝固温度，然后迅速加热至浇注温度。

2．阻止气体析出阻止浇入铸型内的金属液析出气体的方法有：①提高铸件冷却速度

对易产生析出性气孔的铝合金尽量采用金属型铸造。②提高铸件凝固时的外压

这可以有效阻止气体的析出。如将浇注的铝合金铸型放在通入4～6大气压的压缩空气的压力宝中凝固,可有效地减少或消除铝合金铸件中的气孔。

二夹杂物1、来源：

内生夹杂：熔化与凝固过程冶金反应产物脱OPS产物

N2、O2、P溶解偏析形成第二相

外来夹杂：熔炉耐火材料、造型材料按形成时间先后：初生夹杂物次生夹杂物二次氧化夹杂物决定于夹杂物的成分、性能、形状、大小、数量、分布=>硬脆→δαk

球形→影响↓；针状、尖角影响↑↑（应力集中）事物的另一方面：

高熔点、细小颗粒→好的作用非自发形核核心→细化沉淀强化—N化物弥散

新学科的产生→