鑄件形成理論重要知識點2

1、鑄件形成理論重要學問點第一章液態(tài)金屬的結構和性質1.金屬的加熱膨脹：原子間距離將隨溫度的上升而增加，即產生熱膨脹；由于能量起伏，一些 原子就可能越過勢壘跑到原子之間的間隙中或金屬表面，原子離開點陣后，留 下了自由點陣 空穴 ；原子間距增大，空穴的產生是物體膨脹的緣由之一； 2.金屬的熔化：把金屬加熱到熔點鄰近時，離位原子數大為增加；在外力的作用下，這些原子作定向運動，造成晶粒間的相對流淌，稱為晶界粘滯流淌；晶粒內部，也有相當數量的原子頻頻跳動、離位，空穴數大為增加；接近熔點時，晶界上的原子就可能脫離原晶粒表面，向鄰近晶粒跳動，晶粒逐步失去固定外形；3.抱負金屬的液態(tài)結構特點金屬熔化后， 以及在

2、熔點以上不高的溫度范疇內，液體狀態(tài)的結構有以下特點：1、原子排列在較小距離內仍具有肯定規(guī)律性，且其平均原子間距增加不大；2、金屬液體由很多原子集團所組成，在原子集團內保持固體的排列特點，而在原子集團之間的結合處就受到很大破壞（近程有序排列）；3、原子集團存在能量起伏和結構起伏； 4、原子集團間距較大，比較松散，如同存在空穴； 5、原子集團的平均尺寸、游動速度都與溫度有關，溫度越高，就原子集團的平均尺寸越小，游動速度越快；概括起來 ：接近熔點的液態(tài)金屬由很多游動的原子集團和空穴組成，原子集團中原子呈規(guī)章排列，結構與原固體相像，但存在能量起伏和結構起伏；4.實際金屬的液態(tài)結構實際液態(tài)金屬在微觀上是

3、由存在能量起伏、結構起伏和成分起伏的游動原子集團、空穴和很多固態(tài)、氣態(tài)或液態(tài)的化合物組成的混濁液體；從化學鍵上看，除了基體金屬與其合金元素組成的金屬鍵之外，仍存在其他多種類型的化學鍵； 5.影響粘度的因素1 溫度：溫度不太高時，t 上升， 值下降；溫度很高時，t 上升， 值上升；2 化學成分：表面活性元素使液體粘度降低，非表面活性雜質的存在使粘度提高； 3非金屬夾雜物：非金屬夾雜物使粘度增加；6.粘度對鑄坯質量的影響1對液態(tài)金屬流淌狀態(tài)的影響：粘度對鑄件輪廓的清晰程度有影響，為降低液體的粘度應適當提高過熱度或者加入表面活性物質等；2對液態(tài)金屬對流的影響：運動粘度越大，對流強度越小；鑄坯的宏觀偏

4、析主要受對流的影響；3對液態(tài)金屬凈化的影響：粘度越大，夾雜物上浮速度越小，越簡潔滯留在鑄坯中形成夾雜、氣孔； 7.影響表面張力的因素1 ）熔點：高熔點的物質，其原子間結合力大，其表面張力也大；2 ）溫度：大多數金屬和合金，溫度上升，表面張力降低；3）溶質：系統(tǒng)中加入減弱原子間結合力的組元，會使表面內能和表面張力降低；8.表面張力對鑄坯質量的影響1）界面張力與潤濕角：液態(tài)金屬凝固時析出的固相與液相的界面能越小，形核率越高；液態(tài)雜質與金屬晶體之間的潤濕性將影響雜質外形；2）表面張力引起的附加壓力：附加壓力提高金屬液中氣體析出的阻力，易產憤怒孔；影響金屬液與鑄型的相互作用；附加壓力為正值時（不潤濕）

5、，鑄坯表面光滑，但充型才能較差，必需附加一個靜壓頭；附加壓力為負值時（潤濕），金屬液能很好地布滿鑄型型腔，但是簡潔與鑄型粘結（粘砂），阻礙收縮，甚至產生裂紋；9. 概念能量起伏 ：金屬晶體結構中每個原子的振動能量不是均等 的，一些原子的能量超過原子的平均能量，有些原子的能量就遠小于平均能量，這種能量的不勻稱性稱為 “能量起伏 ”結構起伏 ：液態(tài)金屬中的原子集團處于瞬息萬變的狀態(tài)，時而長大時而變小，時而產生時而消逝，此起彼落，如同在不停頓地游動；這種結構的瞬息變化 稱為結構起伏；近程有序排列 ：金屬液體就由很多原子集團所組成，在原子集團內保持固定的排列特點，而在原子集團之間的結合處就受到很大破壞

6、；濃度起伏 ：不同原子間結合力存在差別，在金屬液原子團簇之間存在著成分差異；這種成分的不勻稱性稱為濃度起伏；粘滯性 ：在流體力學中有兩個概念，一個是動力粘度，另一個是運動粘度；表面張力 ：液態(tài)金屬表面層的質點受到一個指向液體內部的力，物體傾向于減小其表面積，這相當于在液態(tài)金屬表面有一個平行于表面且各向大小相等的張力，這個張力就是表面張力；10.充型才能與流淌性的聯(lián)系與區(qū)分：充型才能 ：液態(tài)金屬布滿鑄型型腔，獲得外形完整、輪廓清晰的鑄件的才能；即液態(tài)金屬充填鑄型的才能；流淌性 ：液態(tài)金屬本身流淌的才能；流淌性與金屬的成分、溫度、雜質含量及其物理性質有關；充型才能與流淌性的關系：充型才能是外因（鑄

7、型性質、澆注條件、鑄件結構）和內因（流淌性）的共同結果；外因肯定時，流淌性就是充型才能；充型才能弱，就可能產生澆不足、冷隔、砂眼、鐵豆、抬箱，以及卷入性氣孔、夾砂等缺陷；11. 液態(tài)金屬的停止流淌機理純金屬、共晶合金、窄結晶溫度范疇合金：型壁處凝固結殼，柱狀晶相接觸，通道中心合并，流淌停止；合金的結晶溫度范疇越寬，枝晶就更加達，液流前端顯現(xiàn)較少的固相量，通道堵塞，亦即在相對較短的時間內，液態(tài)金屬便停止流淌；純金屬、共晶合金或窄結晶溫度范疇合金有良好的流淌性，降低了凝固成形中冷隔、熱裂、縮松等缺陷的產生；反之，寬結晶溫度范疇合金由于流淌性差，往往會有較多的缺陷產生；12. 影響液態(tài)金屬充型才能因

8、素和提高措施：影響充型才能的因素是通過兩個途徑發(fā)生作用的：影響金屬與鑄型之間熱交換條件，而轉變金屬液的流淌時間；影響金屬液在鑄型中的水力學條件，而轉變金屬液的流速；（一）金屬性質方面的因素這類因素是內因，打算了金屬本身的流淌才能流淌性；鑄型阻力影響金屬液的充填速度；鑄型與金屬的熱交換條件影響金屬液保持流淌的時間；1 、合金成分合金的流淌性與化學成分之間存在著肯定的規(guī)律性；在流淌性曲線上，對應著純金屬、共晶成分和金屬間化合物的地方顯現(xiàn)最大值，而有結晶溫度范疇的地方流淌性下降，且在最大結晶溫度范疇鄰近顯現(xiàn)最小值；合金成分對流淌性的影響，主要是成分不同時，合金的結晶特點不同造成的；降低合金熔點的元素

9、簡潔提高金屬過熱度，從而提高合金流淌時間，提高流淌性；合金凈化后流淌性提高，合金成分中凡能形成高熔點夾雜物的元素均會降低合金的流淌性；2、結晶潛熱結晶潛熱越高，凝固進行得越緩慢，流淌性越好；3、金屬的比熱容、密度和導熱系數金屬的比熱容、密度較大的合金，流淌性好；導熱系數小的合金，熱量散失慢，保持流淌時間長；金屬中加入合金元素后，一般會降低導熱系數；4、液態(tài)金屬的粘度合金液的粘度，在充型過程前期（屬紊流）對流淌性的影響較小，而在充型過程后期凝固中（屬層流）對流淌性影響較大；5、表面張力表面張力影響金屬液與鑄型的相互作用；表面張力對薄壁鑄件、鑄件的細薄部分和棱角的成形有影響，型腔越細薄、棱角的曲率

10、半徑越小，表面張力的影響越大；為克服由表面張力引起的附加壓力，必需附加一個靜壓頭；綜上所述， 為了提高液態(tài)金屬的充型才能，在金屬方面可實行以下措施：1、正確挑選合金的成分選用結晶溫度范疇小的合金； 對某些合金進行變質處理使晶粒細化，也有利于提高充型才能；2、合理的熔煉工藝挑選清潔的原材料；削減與有害氣體的接觸；充分脫氧精煉去氣，削減氣體、夾雜；高溫出爐，低溫澆注；（二）鑄型性質方面1、鑄型的蓄熱系數：鑄型的蓄熱系數越大，充型才能下降；2、鑄型溫度：預熱鑄型3、鑄型中的氣體：減小鑄型中氣體反壓力（三）澆注條件方面1、澆注溫度澆注溫度越高，充型才能強；但超過某一溫度界限，氧化吸氣嚴峻，充型才能提高

11、不明顯；2、充型壓頭液態(tài)金屬在流淌方向上所受的壓力稱為充型壓力；充型壓力越大, 充型才能越強；3、澆注系統(tǒng)的結構澆注系統(tǒng)的結構越復雜，就流淌阻力越大，充型才能越差；（四）鑄件結構方面衡量鑄件結構特點的因素是鑄件的折算厚度和復雜程度；1、折算厚度：折算厚度也叫當量厚度或模數, 是鑄件體積與鑄件表面積之比；折算厚度越大，熱量散失越慢，充型才能就越好；鑄件壁厚相同時，垂直壁比水平壁更容 易充填；大平面鑄件不易成形；對薄壁鑄件應正確挑選澆注位置；2、復雜程度：鑄件結構越復雜，厚薄部分過渡面多，就型腔結構復雜，流淌阻力就越大，鑄型的充填就越困難；1、逐層凝固 （純金屬或共晶成分合金的凝固方式）恒溫下結晶

12、的金屬，在凝固過程中其鑄件斷面上的凝固區(qū)域寬度等于零，斷面上的固體和液體由一條界線清晰地分開，隨著溫度的下降，固體層不斷加厚，逐步到達鑄件中心，此為“逐層凝固方式” ；逐層凝固方式特點：無凝固區(qū)或凝固區(qū)很窄a ） 恒溫下結晶的純金屬或共晶成分合金b ）結晶溫度范疇很窄或斷面溫度梯度很大 2、體積凝固 （鑄件斷面溫度場較平整或結晶范疇較寬的合金）假如合金的結晶溫度范疇很寬，或因鑄件斷面溫度場較平整，鑄件凝固的某一段時間內，其凝固區(qū)域很寬，甚至貫穿整個鑄件斷面，而表面溫度高于固相溫度，這種情形為“體積凝固方式” ，或稱為“糊狀凝固方式” ；體積凝固方式（糊狀凝固方式）特點：凝固動態(tài)曲線上的兩相邊界

13、的縱向間距很小或是無條件重合；a、鑄件斷面溫度平整b、結晶溫度范疇很寬凝固動態(tài)曲線上的兩相邊界縱向間距很大3、中間凝固（ 結晶范疇較窄或鑄件斷面溫度梯度較大的合金）假如合金的結晶范疇較窄，或因鑄件斷面的溫度梯度較大，鑄件斷面上的凝固區(qū)域介于前兩者之間時，屬于“中間凝固方式”；中間凝固方式特點：a 、 結晶溫度范疇較窄b、鑄件斷面的溫度梯度較大特點：凝固初期似逐層凝固凝固動態(tài)曲線上的兩相邊界縱向距較小凝固后期似糊狀凝固其次章凝固溫度場（重點）1. 討論鑄件溫度場的方法：數學解析法、數值模擬法和實測法等；2. 凝固：合金從液態(tài)轉變成固態(tài)的過程，稱為一次結晶或凝固；3. 討論溫度場的意義：依據鑄件溫

14、度場隨時間的變化，能夠估計鑄件凝固過程中其斷面上各個時刻的凝固區(qū)域大小及變化，凝固前沿向中心的推動速度，縮 孔和縮松的位置，凝固時間等重要問題，為正確設計澆注系統(tǒng)、設置冒口、冷 鐵，以及實行其他工藝措施供應牢靠依據，對于排除鑄造缺陷，獲得健全鑄件，改善鑄件組織和性能有重要意義；4. 凝固方式及其影響因素一般將金屬的凝固方式分為三種類型：逐層凝固方式、體積凝固方式（或稱糊狀凝固方式 ） 和中間凝固方式；在凝固過程中鑄件斷面上的凝固區(qū)域寬度為零，固體和液體由一條界線（凝固前沿）清晰地分開；隨著溫度的下降，固體層不斷加厚，逐步達到鑄件中心； 這種情形為 逐層凝固方式 ；鑄件凝固的某一段時間內，其凝固

15、區(qū)域幾乎貫穿整個鑄件斷面時，就在凝固區(qū)域里既有已結晶的晶體，也有未凝固的液體，這種情形 為體積凝固方式或稱糊狀凝固方式；鑄件斷面上的凝固區(qū)域寬度介于前兩者之間 時，稱 中間凝固方式；凝固方式取決于凝固區(qū)域的寬度，而凝固區(qū)域的寬度取決于合金的結晶溫度 范疇和冷卻強度（溫度梯度）；結晶溫度范疇越寬，溫度梯度越小，越傾向于體積凝固方式；5.金屬凝固方式與鑄件質量的關系逐層方式凝固， 凝固前沿直接與液態(tài)金屬接觸； 當液態(tài)凝固成為固體而發(fā)生體積收縮時， 可以不斷地得到液體的補充， 所以產生分散性縮松的傾向性很小，而是在鑄件最終凝固的部位留下集中縮孔；由于集中縮孔簡潔排除，一般認為這類合金的補縮性良好；在

16、板狀或棒狀鑄件會顯現(xiàn)中心線縮孔；這類鑄件在凝固過程中，當收縮受阻而產生晶間裂紋時，也簡潔得到金屬液的填充，使裂紋愈合；體積凝固方式 ：凝固區(qū)域寬，簡潔進展成為樹枝晶發(fā)達的粗大等軸枝晶組織；當粗大的等軸枝晶相互連接以后固相約為 70 ，將使凝固的液態(tài)金屬分割為一個個互不溝通的溶池，最終在鑄件中形成分散性的縮孔，即縮松；對于這類 鑄件采納一般冒口排除其縮松是很難的，而往往需要實行其它幫助措施，以增 加鑄件的致密性；由于粗大的等軸晶比較早的連成骨架，在鑄件中產生熱裂的傾向性很大；這是由于，等軸晶越粗大，高溫強度就越低；此外當晶間顯現(xiàn)裂紋時，也得不到液態(tài)金屬的充填使之愈合；假如這類合金在充填過程中發(fā)生

17、凝固時，其充型性能也很差；6. 鑄件的凝固時間的運算方法：解析法： 解析方法是直接應用現(xiàn)有的數學理論和定律去推導和演繹數學方程（或模型），得到用函數形式表示的解，也就是解析解；數值方法： 數值方法又叫數值分析法，是用運算機程序來求解數學模型的近似解，又稱為數值模擬或運算機模擬；主要有差分法、有限元法；體會運算法： 平方根定律運算法和折算厚度法（或模數法）；第三章晶體形核與生長（重點）1.液態(tài)金屬結晶 （液 -固相變）驅動力： 兩相自由能的差值 gv 為結晶的驅動力；tgvl 1 t0lt ，對于給定金屬， l 與 t0 均為定值， gv 僅與t 有關；t0因此，液態(tài)金屬結晶的驅動力是由過冷度供

18、應的；過冷度越大，結晶的驅動力也就越大，過冷度為零時，驅動力就不復存在；所以液態(tài)金屬在沒有過冷度的情形下不會結晶；2. 液態(tài)金屬結晶過程：第一，系統(tǒng)通過起伏作用在某些微觀小區(qū)域內克服能量障礙而形成穩(wěn)固的新相晶核；新相一旦形成，系統(tǒng)內將顯現(xiàn)自由能較高的新舊 兩相之間的過渡區(qū)；為使系統(tǒng)自由能盡可能地降低，過渡區(qū)必需減薄到最小原 子尺度，這樣就形成了新舊兩相的界面；然后，依靠界面逐步向液相內推移而 使晶核長大；直到全部的液態(tài)金屬都全部轉變成金屬晶體，整個結晶過程也就 在顯現(xiàn)最少量的中間過渡結構中完成；由此可見，為了克服能量障礙以防止系 統(tǒng)自由能過度增大，液態(tài)金屬的結晶過程是通過形核 和生長 的方式進

19、行的；3. 形核： 亞穩(wěn)固的液態(tài)金屬通過起伏作用在某些微觀小區(qū)域內形成穩(wěn)固存在的晶態(tài)小質點的過程稱為形核；形核條件：第一 ，系統(tǒng)必需處于亞穩(wěn)態(tài)以供應相變驅動力；其次，需要通過起伏作用克服能障才能形成穩(wěn)固存在的晶核并確保其進一步生長；由于新相和界面相伴而生，因此界面自由能這一熱力學能障就成為形核過程中的主要阻力；依據 構成能障 的界面情形的不同，可能顯現(xiàn)兩種不同的形核方式：均質生核和非均質生核 ；均質生核： 在沒有任何外來界面的勻稱熔體中的生核過程；非均質生核： 在不勻稱熔體中依靠外來雜質或型壁界面供應的襯底進行生核的過程；4. 均質生核機制必需具備以下條件：1) 過冷液體中存在相起伏，以供應固

20、相晶核的晶胚；2) 生核導致體積自由能降低，界面自由能提高；為此，晶胚需要體積達到肯定尺寸才能穩(wěn)固存在；3) 過冷液體中存在能量起伏和溫度起伏，以供應臨界生核功；4) 為維護生核功，需要肯定的過冷度；5.臨界晶核半徑 而言，非均質形核臨界半徑r 非*與均質形核臨界半徑r均* 的表達式完全相同；非均質生核的臨界形核功 g非與均質生核的臨界形核功g均之 間也僅相差一個因子f ；0°<< 180°，0 < f < 1，故 v 冠 < v 球，g非* < g均* ，因而襯底都具有促進形核的作用，非均質生核比均質生核更簡潔進行；6. 生核劑： 一種

21、好的生核劑第一應能保證結晶相在襯底物質上形成盡可能小的潤濕角 ，其次生核劑仍應當在液態(tài)金屬中盡可能地保持穩(wěn)固，并且具有最大的表面積和正確的表面特性；7.晶體的生長主要受以下幾個彼此相關的過程所制約： 界面生長動力學過程；傳熱過程；傳質過程；8.固液界面的微觀結構從微觀尺度考慮，固液界面可劃分為 粗糙界面與平整界面，或非小平面界面及小平面界面；粗糙界面（非小平面界面） ：界面固相一側的幾個原子層點陣位置只有50%左右為固相原子所占據； 這幾個原子層的粗糙區(qū)實際上就是液固之間的過渡區(qū)；平整界面（小平面界面） ：界面固相一側的點陣幾乎全部被固相原子占據，只留下少數空位；或在布滿固相原子的界面上存在少

22、數不穩(wěn)固的、孤立的固相原子，從而從整體上看是平整光滑的；對于不同的值，對應不同的界面微觀結構，稱為jackson判據 ；當2時，界面的平穩(wěn)結構應有50% 左右的點陣位置為固相原子所占據，因此粗糙界面是穩(wěn)固的；當>2時，界面的平穩(wěn)結構或是只有少數點陣位置被占據，或是絕大部分位置被占據后而僅留下少量空位；因此，這時平整界面是穩(wěn)固的；越大，界面 越平整；絕大多數金屬的熔化熵均小于2 ，在其結晶過程中，固液界面是粗糙界面；多數非金屬和化合物的值大于2，這類物質結晶時，其固液界面為由基本完整的晶面所組成的平整界面；鉍、銦、鍺、硅等亞金屬的情形就介于兩者 之間，這類物質結晶時，其固液界面往往具有混合

23、結構；9. 界面的生長機理和生長速度1、連續(xù)生長機制 粗糙界面的生長；較高的生長速度；2、二維生核生長機制 完整平整界面的生長； 生長速度也比連續(xù)生長低；3、從缺陷處生長機制 非完整界面的生長；1螺旋位錯生長； 2旋轉孿晶生長；反射孿晶生長；生長速度比二維形核生長快，仍比連續(xù)生長慢；第四章單相合金凝固1.溶質再安排和平穩(wěn)安排系數單相合金的結晶過程一般是在一個固液兩相共存的溫度區(qū)間內完成的；在 區(qū)間內的任一點，共存兩相都具有不同的成分；因此結晶過程必定要導致界面 處固、液兩相成分的分別；同時，由于界面處兩相成分隨著溫度的降低而變化， 故晶體生長與傳質過程必定相伴而生；這樣，從生核開頭直到凝固終止

24、，在整個結晶過程中，固、液兩相內部將不斷進行著溶質元素重新分布的過程；稱此為合金結晶過程中 溶質再安排 ；衡固相中溶質濃度與平穩(wěn)液相溶質濃度的比值稱為平穩(wěn)安排系數；2.平穩(wěn)結晶中的溶質再安排規(guī)律：c *c0k0ss1f * 1c *c0k0 llk0f* 1k0 3. 固相無擴散，液相勻稱混合 scheil公式c*sk0c0 1fk0 1cs*lc0 flk0 14.固相無擴散，液相只有有限擴散：初期過渡階段：在結晶初期，生長的結果導致溶質原子在界面前沿進一步富集；溶質的富集降低了界面處的液相線溫度，只有溫度進一步降低時界面才能連續(xù)生長；這一時期的結晶特點為：隨著固液界面對前推動，固、液兩相平

25、穩(wěn)濃度 c* s 與 c* l 連續(xù)上升，界面溫度不斷下降；穩(wěn)固生長階段：界面上排出的溶質量與擴散走的溶質量相等，晶體便進入穩(wěn)固生長階段； cs*=c0，界面前方cl xc01+1-k 0kr xedl；0后過渡階段：到生長接近終止，富集的溶質集中在殘余液相中無法向外擴散，于是界面前沿溶質富集又進一步加劇，界面處固、液兩相的平穩(wěn)濃度復又進一步上升，形成了晶體生長的最終過渡階段；5. 液相中部分混合（有對流作用） 熱過冷和成分過冷僅由熔體實際溫度分布所打算的過冷狀態(tài)稱為熱過冷 ；由溶質再安排導致界面前方熔體成分及其凝固溫度發(fā)生變化而引起的過冷稱為成分過冷；gl成分過冷判據：mc0 1k0 rd

26、lk015.固液界面前沿金屬液過冷狀態(tài)對結晶過程的影響1、熱過冷對結晶過程的影響(1) 界面前方無熱過冷下的平面生長：界面能最低的宏觀平整的界面外形是穩(wěn)固的；界面上偶然產生的任何突起必將伸入過熱熔體中而被熔化，界面最終仍保持其平整狀態(tài)；這種界面生長方式稱為平面生長；生長中，每個晶體逆著熱流平行向內舒展成一個個柱狀晶；(2) 熱過冷作用下的枝晶生長：界面前方存在著一個大的熱過冷區(qū)；宏觀平整的界面外形是不穩(wěn)固的；一旦界面上偶然產生一個凸起，它必將與過冷度更大的熔體接觸而很快地向前生長，形成一個伸向熔體的主桿；主桿側面析出的結晶潛熱使溫度上升，遠處仍為過冷熔體，也會使側面面臨新的熱過冷，從而生長出二

27、次分枝；同樣，在二次分枝上仍可能生長出三次分枝，從而形成樹枝晶；這種界面生長方式稱為枝晶生長；假如gl <0 的情形產生于單向生長過程中，得到的將是柱狀枝晶；假如gl <0 發(fā)生在晶體的自由生長過程中，就將形成等軸枝晶；2、成分過冷對結晶過程的影響(1) 界面前方無成分過冷的平面生長：當一般單相合金晶體生長符合條件glmc0 1k0 rd lk0時，界面前方不存在過冷；因此界面將以平面生長方式長大；(2) 窄成分過冷區(qū)作用下的胞狀生長當一般單相合金晶體生長符合條件glmc0 1k0 rd lk0時，界面前方存在著一個狹窄的成分過冷區(qū)；在窄成分過冷區(qū)的作用下，不穩(wěn)固的平整界面就破裂成

28、一種穩(wěn)固的、由很多近似于旋轉拋物面的凸出圓胞和網格狀的凹陷溝槽構成的新的界面外形，稱為胞狀界面；以胞狀界面對前推動的生長方式稱為胞狀生長，其生長結果形成胞狀晶；每個胞狀晶的橫向成分很不勻稱， k0 <1 的合金，晶胞中心溶質含量最低，向四周逐步增高；(3) 寬成分過冷區(qū)作用下的枝晶生長柱狀枝晶生長隨著界面前方的成分過冷區(qū)逐步加寬，晶胞凸起伸向熔體更遠，凸起前端逐步變得不穩(wěn)固，胞狀生長就轉變?yōu)橹鶢钪L；假如成分過冷區(qū)足夠大，二次枝晶在隨后的生長中又會在其前端分裂出三次分枝；這樣不斷分枝的結果，在成分過冷區(qū)內快速形成了樹枝晶的骨架；單相合金柱狀晶生長是一種熱量通過固相散失的約束生長；在生

29、長過程中主干彼此平行地向著熱流相反的方向延長，相鄰主干的高次分枝往往相互連接，排列成方格網狀，構成柱狀枝晶特有的板狀排列，從而使材料的各項性能表現(xiàn)出劇烈的各項異性；等軸枝晶生長*當界面前方成分過冷區(qū)進一步加寬時，成分過冷的極大值tcm 將大于熔體中非均質生核最有效襯底大量生核所需的過冷t非，于是在柱狀晶生長的同時，界面前方這部分熔體也將發(fā)生新的生核過程，并且導致了晶體在過冷熔體（gl<0）的自由生長，從而形成了方向各異的等軸枝晶；等軸枝晶的存在阻擋了柱狀晶區(qū)的單向延長，此后的結晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體內部推動的過程；由此可見，就合金的宏觀結晶狀態(tài)而言，平面生長，胞狀生長和柱狀枝晶生長

30、皆屬于一種晶體自型壁生核，由外向內單向延長的生長方式，稱為外生生長；等軸枝晶在熔體內部自由生長的方式稱為內生生長；可見成分過冷區(qū)的進一步加大促使了外生生長向內生生長的轉變；明顯，這個轉變是由成分過冷的大小和外來質點非均質生核的才能這兩個因素所打算的；大的成分過冷和強生核才能的外來質點都有利于內生生長和等軸枝晶的形成； 16共晶合金的共生生長大多數共晶合金在一般情形下是按共生生長的方式進行結晶的；結晶時，后析出相依附于領先相表面析出，形成具有兩相共同生長界面的雙相核心；然后依靠溶質原子在界面前沿兩相間的橫向擴散，相互不斷地為相鄰的另一相供應生長所需的組元而使兩相彼此合作地一起向前生長，稱為 共生

31、生長 ；共生生長應當滿意兩個基本條件：其一是共晶兩相應有相近的析出才能，并且后析出相易于在領先相的表面形核，從而形成具有共生界面的雙相核心； 其二是界面前沿溶質原子的橫向擴散應能保證共晶兩相的等速生長，使共生生 長得以進行；17共晶合金的離異生長和離異共晶共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各以不同的速度獨立生長，兩相的析出在時間上和空間上都是彼此分別的，因而在形成的組織上沒有共生共晶的特點；這種非共生生長的共晶結晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱為離異共晶；在下述情形下，共晶合金將以離異生長的方式進行結晶，并形成幾種外形不同的離異共晶組織； 因以下兩種緣由造成一相大量析出，另一相尚未開頭結晶時，

32、 將形成晶間偏析型離異共晶組織；a）由系統(tǒng)本身的緣由所造成：當合金成分偏離共晶點很遠，初晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜分布于枝晶之間；當共晶轉變時， 一相就在初晶相的枝晶上連續(xù)長出，而把另一相單獨留在枝晶間；b）由另一相的形核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長得較大；如 果另一相不能以初生相為襯底形核，或因液體過冷傾向大而使該相析出受阻時，初生相就連續(xù)長大而把另一相留在枝晶間；合金成分偏離共晶成分越遠、共晶反應所需的過冷度越大，就越簡潔形成上述的離異共晶； 當領先相為另一相的“暈圈”所封閉時將形成領先相呈球團狀結構的離異共晶組織；在共晶結晶過程中，有時其次相圍繞領先相生長

33、而形成一種鑲邊外 圍層， 此外圍層稱為“暈圈”；一般認為， 暈圈的形成是因兩相在形核才能和生長速度上的差別所致；在兩相性質差別較大的非小面小面共晶合金中更簡潔出 現(xiàn)這種暈圈組織；一、凝固過程中的溶質再安排1、平穩(wěn)凝固條件下的溶質再安排2、固相無擴散而液相充分混合勻稱的溶質再安排3、固相中無擴散而液相中只有有限擴散的溶質再安排4、液相中部分混合（有對流作用）的溶質再安排由判據可見，以下條件有助于形成“成分過冷”：g lmlc01k 0 液相中溫度梯度?。╣ l ?。痪w生長速r度快，r 大；dlk 0 m l 肯定值越大，即陡的液相線斜率；原始成分濃度高，c 0 大； 液相中溶質擴散系數d l

34、 低；k 0 1 時， k 0??； k 0 1 時， k 0大2、為什么成為樹枝晶的外形？晶體的表面總是由界面能較小的晶面組成，寬而平的面是界面能小的晶面，而棱與角的狹面為界面能大的晶面；界面能大的晶面（垂直）生長速度較快，長成等軸樹枝晶；晶體自型壁生核，然后由外向內單向延長的生長方式，稱為“外生生長” ；平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于外生生長；等軸枝晶在熔體內部自由生長的方式就稱為“內生生長” ；枝晶間距：指相鄰同次枝晶間的垂直距離；它是樹枝晶組織細化程度的表征；第五章多相合金凝固（簡答）第六章鑄件凝固組織的形成和掌握（重點）1. 典型的鑄件結晶組織依據結晶條件的不同，鑄坯可以有不同

35、的晶粒組織；幾種典型的鑄坯晶粒組織為： 表面細等軸晶區(qū) ：緊靠型壁的外殼層，由紊亂排列的細小等軸晶組成，僅幾個晶粒厚度；柱狀晶區(qū)： 由自外向內沿著熱流的方向彼此平行排列的柱狀晶組成；內部等軸晶區(qū)： 由紊亂排列的粗大等軸晶所組成；2. 鑄件宏觀結晶組織的形成機理表面激冷軸晶區(qū)：液態(tài)金屬澆入溫度較低的鑄型中時，型壁鄰近熔體受到劇烈的激冷作用，產生很大的過冷度而大量非均質生核，從而形成了無方向性的表面細等軸晶組織；柱狀晶區(qū)： 柱狀晶區(qū)開頭于穩(wěn)固凝固殼層的產生，而終止于內部等軸晶區(qū)的形成；穩(wěn)固的凝固殼層 一旦形成，由于固 -液界面處單向的散熱條件，處在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的單向熱流的作用下，

36、便轉而以枝晶狀單向延長生 長，進展成由外向內生長的柱狀晶區(qū)；內部等軸晶區(qū) :熔體內部晶核自由生長的結果；（一）“成分過冷”理論：隨著凝固層向內推移，固相散熱才能逐步減弱，內部溫度梯度趨于平緩，且液相中的溶質原子越來越富集，從而使界面前方成分過冷逐步增大；當成分過冷大到足以發(fā)生非均質生核時，便導致內部等軸晶的形成；（二）激冷等軸晶型壁脫落與游離理論 ：在澆注的過程中，由于澆注系統(tǒng)和鑄型型壁處的吸熱產生大的過冷，促使大量晶核形成，產生大量的細小等軸晶，這些小等軸晶從型壁脫落并隨著澆注液流而分布于整個鑄件；（三）枝晶熔斷及結晶雨理論：生長著的柱狀枝晶在凝固界面前方的熔斷、游離和增殖導致了內部等軸晶晶

37、核的形成，稱為“枝晶熔斷”理論；3.等軸晶組織的獲得和細化通過強化非均質生核和促進晶粒游離以抑制凝固過程中柱狀晶區(qū)的形成和進展，就能獲得等軸晶組織；非均質晶核數量越多，晶粒的游離作用越強，熔體內部越有利于游離晶的殘存，就形成的晶粒就越細；詳細方法：1 、合理掌握熱學條件1）低溫澆注和采納合理的澆注工藝采納低溫澆注工藝、 強化液流對型壁的沖刷作用；2）合理掌握冷卻條件薄壁件采納冷卻才能高的金屬型，厚壁、導熱性差的鑄件采納砂型； 2、孕育處理與變質處理孕育處理和變質處理都是在金屬液中加入少量物質；孕育處理 主要是通過促進液體內部的形核，達到細化晶粒的目的；變質處理 主要通過轉變晶體的生長方式，從而

38、轉變晶體的形貌和生長速度，達到細化晶粒的作用； 1）生核劑的確定孕育和變質作用的原理可歸納為以下三類：a) 外加晶核：在澆注時向金屬液流中加入與欲細化相具有界面共格對應的高熔點物質或同類金屬的碎粒，使之在液體中作為有效質點促進非自發(fā)生核；b) 加入生核劑：加入的物質本身不肯定能作為晶核，但通過它們與液體金屬中某些元素的相互作用，能產生晶核或有效質點，促進非自發(fā)生核；這種生核劑可分為兩類：一是少量元素能與液體中某元素（最好是細化相原子）組成較穩(wěn)固的化合物，此化合物與欲細化相具有界面共格對應關系，就能促進非自發(fā)生核；二是少量元素能在液體中造成很大的微區(qū)富集，迫使結晶相提前彌散析出；c) 采納強成分

39、過冷元素：這些元素的特點是熔點低，能顯著降低合金的液相線溫度，在合金中固溶量很小k 1；這類元素在晶體產生時，富集在相界面上，既能阻礙已有晶體生長，又能形成較大的成分過冷促進生核，同時又使 晶體的分枝形成新的縮頸，易于熔斷脫落，形成新的晶核； 2）合理確定孕育工藝為防止孕育衰退，采納：低溫澆注；瞬時孕育；挑選合理的孕育劑粒度；3、動態(tài)晶粒細化在逐步凝固過程中，采納振動（機械振動、電磁振動、超聲波振動等）、攪拌（機械攪拌、電磁攪拌、氣泡攪拌等）、旋轉等各種方法，均能有效地縮小和排除柱狀晶區(qū)，細化等軸晶組織；其作用機理包括：動力生核作用、促進晶粒游離；4、等軸晶枝晶間距的掌握討論說明，鑄件機械性能

40、除了與等軸晶的晶粒大小有關外，等軸晶二次枝晶間距的影響更為明顯；二次枝晶間距越小，鑄件機械性能越好；細化枝晶間距的主要措施有：1） 薄壁鑄件的快速冷卻；2） 具有顯微激冷作用的懸浮鑄造；3） 強成分過冷孕育劑和稀土孕育劑的應用4） 低溫澆注；單向凝固和柱狀晶及單晶組織的獲得單向凝固的目的是為了使鑄件或鑄錠獲得按肯定方向生長的柱狀晶或單晶組織；要得到單向凝固組織需要滿意以下條件：第一 ，要在開頭凝固的部位形成穩(wěn)固的凝固殼；凝固殼的形成阻擋了該部位的型壁晶粒游離，并為柱狀晶供應了生長基礎；該條件可通過各種激冷措施達到； 其次 ，要確保凝固殼中的晶粒按既定方向通過擇優(yōu)生長而進展成平行排列的柱狀晶組織

41、；同時，為使柱狀晶縱向生長不受限制，并且在其組織中不夾 雜有異向晶粒，固 -液界面前方不應存在生核和晶粒游離現(xiàn)象；這個條件可通過下述措施來滿意：1）嚴格的單向散熱； 要使凝固系統(tǒng)始終處于柱狀晶生長方向的正溫度梯度作用下，并且要肯定阻擋側向散熱以防止界面前方型壁及其鄰近的生核和長大； 2）要有足夠大的gl /r，以使成分過冷限制在答應的范疇以內；同時要減少熔體的非均質生核才能，這樣就能防止界面前方的生核現(xiàn)象；3）要防止液態(tài)金屬的對流、攪拌和振動，從而阻擋界面前方的晶粒游離；第七章特別條件下的凝固快速凝固 ：液態(tài)金屬在凝固過程中，凝固速率特別快，從而獲得傳統(tǒng)鑄件或鑄錠無法獲得的成分、相結構和顯微結

42、構的過程；利用快速凝固原理進行的材料制備統(tǒng)稱為快速凝固技術；超細組織過飽和固溶體亞穩(wěn)相或新的結晶相微晶、納米晶或金屬玻璃獲得優(yōu)異的 強度、塑性、耐磨性、耐腐蝕性等；快速凝固材料的組織特點表現(xiàn)在：偏析形成傾向減小形成新的非平穩(wěn)相細化凝固組織形成非晶；gl/r 掌握晶體長大外形的重要判據對簡潔固溶體合金，1 式是得到平界面生長的定向凝固組織的必要條件；隨 gl/r 的削減，凝固組織外形的變化為：平面狀胞狀枝狀等軸晶保證獲得高質量定向組織的基本條件是：保持界面前沿的高溫度梯度；取向分散度或發(fā)散度：柱狀晶生長過程中，晶體生長方向偏離軸向的程度；可用柱狀晶生長方向和軸向之間的夾角表示；第八章 凝固金屬與

43、氣相和渣相的相互作用熔渣： 指鐵礦石或人為加入的合金成分經過冶金化學反應以后，包覆在熔融金屬表面的玻璃質非金屬物；轉爐煉鋼過程中的熔渣是由冶金原料的氧化物或冶金過程中生成的氧化物組成的熔體；對鑄造、合金熔煉過程起著積極作用 ：1. 機械愛護作用2.冶金處理作用3.改善成形工藝性能作用熔渣也有 不利的作用 ：（ 1）腐蝕和沖刷爐襯 ,如強氧化性熔渣可以使液態(tài)金屬增氧，可以腐蝕爐襯；（ 2）缺失鋼液，降低回收率，形成熔渣時會帶走熱量，增加冶煉能耗；（ 3）密度大或熔點與金屬接近的熔渣易殘留在金屬中形成夾渣；沉淀脫氧是指溶解于液態(tài)金屬中的脫氧劑直接和熔池中的feo 起作用，使其轉化為不溶于液態(tài)金屬的氧化物，并脫溶沉淀轉入熔渣中的一種脫氧方式；實現(xiàn)沉淀脫氧應具備三個條件： 對氧親和力較大的元素；脫氧產物應不溶于金屬而成為獨立液相轉入熔渣； 熔渣的酸堿性質應與脫氧產物的性質相反，以利于熔渣吸取脫氧產物；鑄造中鐵液大多采納氣動脫硫法，即向鐵液中吹氮氣，使脫硫劑與鐵液充分混合、接觸，或脫硫劑隨氮氣吹入鐵液中，以提高脫硫成效；第九章鑄件的偏析（偏析分