1、1铸件成形理论单相合金的凝固单相合金的凝固第一节第一节 凝固过程溶质再分配凝固过程溶质再分配第二节第二节 合金凝固界面前沿的合金凝固界面前沿的“成分过冷成分过冷”第三节第三节“成分过冷成分过冷”对合金单相固溶对合金单相固溶体体 结晶形态的影响结晶形态的影响3一、平衡凝固一、平衡凝固二、液相充分混合均匀二、液相充分混合均匀三、液相只有有限扩散三、液相只有有限扩散四、液相中部分混合四、液相中部分混合(有对流作用有对流作用)以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。述四种凝固条件下，铸件凝固过程
2、中溶质的分布变化。45 平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分扩散均匀扩散均匀。开始（开始（T=TL）时：）时：CS=K0C0 CL=C0凝固过程凝固过程(T=T*)中，固中，固-液界面上成分为：液界面上成分为：sCCSLLCC 固、液相质量分数固、液相质量分数 fs、fL与固液相成分间关系式：与固液相成分间关系式：1)(0LSLLSffCfCfCSSSfKCKC)1(1000 凝固终了时，固相成分均匀地为凝固终了时，固相成分均匀地为:CS=C0
3、6该情况下溶质在固相中没有扩散，而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在液相中充分混合均匀。起始凝固时与平衡凝固时相同：起始凝固时与平衡凝固时相同：C S=K 0C 0，C L=C 0)1(000)1(KSSfCKC)1(00KLLfCC凝固过程中固液界面上的成凝固过程中固液界面上的成分为（分为（Scheil公式公式）：LssSLCdfdfCC)1()(*因因接着凝固时由于固相中无扩散，接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由成分沿斜线由K0C0逐渐上升。逐渐上升。7l随着固相分数（随着固相分数（fS）增加，凝固）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均界面上固、液相中的溶质含量
4、均增加，因此已经凝固固相的平均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。成分比平衡的要低。l当温度达到平衡的固相线时，势当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相（杠杆原必仍保留一定的液相（杠杆原理），甚至达到共晶温度理），甚至达到共晶温度TE时仍时仍有液相存在。这些保留下来的液有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。成部分共晶组织。8911000 xeKKCCLDRL凝固凝固稳定状态稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：凝固过程分为三个阶段：凝固过程分为三个阶段：最初过渡区最
5、初过渡区(初始瞬态初始瞬态)稳定态区稳定态区 最后过渡区最后过渡区(终止瞬态终止瞬态)当当 时，时，CL(x)C0降到降到:称为溶质富集层的称为溶质富集层的“特征距离特征距离”。RDxLeKC1)11(00X 特征距离特征距离10曲线的形状受凝固速度曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数、溶质在液相中的扩散系数DL、分配常数、分配常数K0影响，影响，R越大，越大，DL越小，越小，K0越小，越小，则在固则在固-液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。另外，最初过渡区的长度取决于另外，最初过渡区的长度取决于K0、R、DL的值，的值，K0越大、越大、R越大
6、或越大或DL越小，则最初过渡区越短；最后越小，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，与溶质富集层过渡区长度比最初过渡区的要小得多，与溶质富集层的的“特征距离特征距离”的数量级相同。的数量级相同。1112 在部分混合情况下，固在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界液界面处的液相中存在一扩散边界层，在层，在边界层内只靠扩散传质边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在（静止无对流），在边界层以外边界层以外的液相因有对流作用的液相因有对流作用成分得以保持均一成分得以保持均一。液相充分大时边界层宽度液相充分大时边界层宽度 N 内任意一点内任意一点x液相成分液相成分：当液相不
7、是充分大当液相不是充分大 时：时：NLLDRXDRLLeeCCCC11100NLDRXDRLLLLeeCCCC111液相部分混合达稳态时液相部分混合达稳态时C*s及及C*L值：值：NLDRLeKKCC)1(000NLDRSeKKKCC)1(000013令令 为有效分配系数，为有效分配系数，KE 与平衡分配系数与平衡分配系数 K0 的关系：的关系：0CCKSENLDREeKKKK)1(000 KE=K0：发生在：发生在 1 时（见式时（见式4-6），即慢生长速度和最大的），即慢生长速度和最大的搅动对流，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。很小时，这相当于前面讨论的液相完全
8、混合的情况。KE=1：发生在：发生在 1 时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，时，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。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：相当于液相部分混合(有对流有对流)的情况，工程中常在该范围。的情况，工程中常在该范围。四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。LNDRLNDR141516171819202122一、一、“成分过冷成分过冷”条件和判据条件和判据二、二、“成分过冷成分过冷”的过冷度的过冷度2324252627l “成分过冷成分过冷”的形成条
9、件分析的形成条件分析 （K01 情况下情况下)：界面前沿形成溶质富集层界面前沿形成溶质富集层 液相线温度液相线温度TL(x)随随x增大上升增大上升 当当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）（界面前沿液相的实际温度梯度）小小于液相线的斜率时，即于液相线的斜率时，即:出现出现“成分过冷成分过冷”。a)C%CL*=C0/k0CS=C0mLTSTMCL(X)b)XXC0CL*CS*Ti界面界面c)C%T成分过冷 区T2实 际T1实 际TL(X)0)(xLLxxTG00011)(xDRLmLLeKKCmTxT2829l液相中只有有限扩散时形成液相中只有有限扩散时形成“成分过冷成分过冷”的判的判据据l液相部
10、分混合时形成液相部分混合时形成“成分过冷成分过冷”的判据的判据 000L)1(RG KKDCmLLNLDRLLLeKKDCm00L11RG 30 由判据由判据 可见，下列条件有助于形可见，下列条件有助于形成成“成分过冷成分过冷”：l 液相中温度梯度小（液相中温度梯度小（G L小）；小）；l 晶体生长速度快，晶体生长速度快，R大；大；l m L大，即陡的液相线斜率；大，即陡的液相线斜率；l 原始成分浓度高，原始成分浓度高，C 0大；大；l 液相中溶质扩散系数液相中溶质扩散系数 D L低；低；l K 01 时，时，K 0 小；小；K 01 时，时，K 0 大大000L)1(RG KKDCmLL工艺
11、因素工艺因素材料因素材料因素31 以液相只有扩散的情况为例：以液相只有扩散的情况为例：l“成分过冷成分过冷”区的最大过冷度：区的最大过冷度：l“成分过冷成分过冷”出现的区域宽度：出现的区域宽度：)1(ln1)1(000000maxKDGKCmRRDGKKCmTLLLLLL20020)1(22XRkCmGDkRDLLL3233一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响二、二、“成分过冷成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规对合金固溶体晶体形貌的影响规律律三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌四、较宽成分过冷作用下
12、的枝晶生长四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长五、自由树枝晶的生长五、自由树枝晶的生长六、枝晶间距六、枝晶间距343536l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常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度Tm，过冷度，过冷度Tk 提供凝固所必须的动力学驱动力，称为提供凝固所必须的动力学驱动力，称为“动力学过冷动力学过冷”。TkTm界 面LSGLGS 37l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T k 的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造
13、成的过的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过冷，习惯上称为冷，习惯上称为“热过冷热过冷”。纯金属在负温度梯度下可发展。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。为树枝晶。界面 T m-T kLSGLGS 38l随随“成分过冷成分过冷”程度增大，程度增大，固溶体生长方式：固溶体生长方式：平面晶平面晶 胞状晶胞状晶 胞状树枝晶胞状树枝晶(柱状树枝晶柱状树枝晶)内部等轴晶内部等轴晶(自由树枝晶自由树枝晶)39l随随“成分过冷成分过冷”程度增大，程度增大，固溶体生长方式：固溶体生长方式：平面晶平面晶 胞状晶胞状晶 胞状树枝晶胞状树枝晶(柱状树枝晶柱状树枝晶)内部等轴晶内部等轴晶(自由树枝晶自由树枝
14、晶)GL是液相在界面处的浓度梯度4041l胞状界面的成分过冷区的宽度约在胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一一0.1cm之间，随着之间，随着成分过冷的增大，发生：成分过冷的增大，发生：沟沟 槽槽不规则的胞状界面不规则的胞状界面狭长的胞状界面狭长的胞状界面规则胞状态规则胞状态胞状晶的生长方向垂直于固胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构胞状晶可认为是一种亚结构。42 43 44 45 随界面前成分过冷区逐渐加宽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晶凸起伸向熔体更远处胞状晶择优方向生长胞状晶择
15、优方向生长胞状晶的横断面出现凸缘胞状晶的横断面出现凸缘短小的锯齿状短小的锯齿状“二次枝晶二次枝晶”（胞状树枝晶）（胞状树枝晶）在成分过冷区足够大时，二次枝晶在成分过冷区足够大时，二次枝晶上长出上长出“三次枝晶三次枝晶”（动画）（动画）46471、自由树枝晶形成条件自由树枝晶形成条件2、为什么成为树枝晶的形态、为什么成为树枝晶的形态3、“外生生长外生生长”与与“内生生长内生生长”的概念的概念48l界面前成分过冷的极大值大于界面前成分过冷的极大值大于熔体中非均质形核所需的过冷熔体中非均质形核所需的过冷度时，度时，在柱状枝晶生长的同时，在柱状枝晶生长的同时，前方前方熔体内发生非均质形核熔体内发生非均
16、质形核过过程，并在过冷熔体中的自由生程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了方向各异的等轴晶长，形成了方向各异的等轴晶（自由树枝晶）自由树枝晶）。l 等轴枝晶的存在阻止了柱等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程向液体内部推进的过程。49l晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的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，长成晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度
17、较快，长成等轴树枝晶。等轴树枝晶。l方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有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，其平衡态近乎球形态近乎球形。50l晶体自型壁生核，然后由外向晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为内单向延伸的生长方式，称为“外生生长外生生长”。l平面生长、胞状生长和柱状枝平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。晶生长皆属于外生生长。l等轴枝晶在熔体内部自由生长等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为的方式则称为“内生生长内生生长”。51l枝晶间距枝晶间距：指相
18、邻同次枝晶间的垂直距离。指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是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法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶(柱状晶主干柱状晶主干)间距间距d1、和二次分枝间距、和二次分枝间距 d2 两种。两种。材料性能好材料性能好热裂纹倾向小热裂纹倾向小且分散且分散显微缩松、夹杂物细小显微缩松、夹杂物细小成分趋于均匀化成分趋于均匀化细晶强化效果显著细晶强化效果显著枝晶间距小枝晶间距小52 枝晶间距的预测枝晶间距的预测l一次臂间距一次臂间距d1的表达式：的表达式：l二次臂枝晶间距二次
19、臂枝晶间距d2的表达式：的表达式：210001)1(RGDKCmadLLL2141)1(6401LLLGRCKDmd冈本平冈本平 Hunt J.D R与与GL的乘积相当于冷却速度（的乘积相当于冷却速度（oC/sec）。）。冷却速度大，二次臂枝晶间距冷却速度大，二次臂枝晶间距d2越小越小。微量变质元素（如稀土）影响合金微量变质元素（如稀土）影响合金CL、k0、slsl，也可使二次臂枝晶间距，也可使二次臂枝晶间距d2减小。减小。31)(2LSGRTAdTS 非平衡凝固的温度区间，A 与合金性质相关的常数提问与解答环节Questions And Answers谢谢聆听 学习就是为了达到一定目的而努力去干,是为一个目标去战胜各种困难的过程,这个过程会充满压力、痛苦和挫折Learning Is To Achieve A Certain Goal And Work Hard,Is A Process To Overcome Various Difficulties For A Goal
