三(1)金属液态成型概要

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1、1,第五章 金属液态成型,“铸锭”的含义。 加工材料用合金，其组织多以单相固溶体为主。 （ 加工材料用合金的组织一般是什么？） 单相合金在凝固过程中发生的一些重要现象，如溶质再分布、成分过冷等，在多相合金的凝固过程中也同样存在。 所以，研究、学习单相合金的凝固特点和规律，具有较普遍的实际意义。,第三篇 金属材料成型、加工及热处理,2,5.1 溶质再分布（晶体的成分不均匀性）,凝固过程中出现溶质再分布，是合金的凝固不同于纯金属的一个重要特征，也是合金凝固过程中一种较普遍的传质现象。 溶质再分布合金在非平衡凝固时，铸件成分偏离原始成分、随凝固过程和条件不同，先后凝固部分的成分不均匀、不一致的现象。

2、 铸锭成分的均匀性、晶粒组织形态大小及热裂等的形成，都与溶质再分布有关。,3,衡量溶质再分布状况的主要参数是平衡分布系数k。它表示同一温度下固相成分CS与其相平衡的液相成分CL之比值，即： k=CS/CL (5.1) 当合金的液相线和固相线向下倾斜时，CSCL，k1；反之，CSCL，则k1。 多数合金元素及杂质在基体金属中k1，所以在以后的讨论中，将以k1的合金为主。,4,实际生产条件下，铸锭的凝固都是非平衡凝固，故这里讨论的都是非平衡凝固时的溶质再分布。,5,非平衡凝固： 固相内溶质成分不能通过扩散均匀化。 液相内溶质成分可以不同程度的均匀化。 平衡凝固时是怎样的？ （成分、温度、相变严格遵

3、照相图，是理想和缓慢过程的结果，固相和液相成分随温度均匀、统一变化。）,6,5.1.1 液相完全混合均匀的溶质再分布,液相完全混合均匀：液相内成分均匀（由于液相中的溶质扩散系数大、强烈搅拌等因素所导致）。 如：DS为10-8数量级，比液相的DL10-5数量级小得多。 液相内成分一致，凝固界面与远端成分相同。 液相完全混合均匀可能吗？,7,相图、凝固过程、铸件成分的关系,8,通过推导可得： CS*=kC0 (1-fS)(k-1) (5.1) CL*=CL=C0fL(k-1) (5.2) 式(5.1)和5.2中，fs和fL分别为固相和液相的重量百分数。 上述二分式分别表示凝固过程中某一温度T*时的

4、固相和液相的成分，称为非平衡凝固的杠杆定律，即Scheil方程，是凝固过程中溶质再分布的基本关系式。,9,在这一情况下的溶质再分布，会导致铸锭成分分布不均匀，在凝固后期，液相成分远高于C0，甚至可达到共晶体分成CE(见图5-1(C)，使单相合金铸锭中出现共晶组织。 利用该方法可以提纯金属，怎么做？ （区域熔炼）,10,5.1.2液相部分混合均匀的溶质再分布,液相完全是混合均匀需要极强烈的搅拌，这在生产条件下是难以满足的。 多数情况是液相中有扩散和对流存在而使液相成分部分混合均匀。,11,5.1.2.1 液相中仅有扩散,开始凝固时： 固相成分也为kC0。k1时，固相在固液界面上排出多余的溶质。由

5、于液相只能通过溶质扩散而部分混合均匀，因此在界面前沿出现一富溶质层。,12,稳定态的出现和建立： 随着凝固的继续进行，富溶质液体中溶质含量逐渐增加。当温度下降至固相线温度TS时，固相成分就是合金的原始成分C0（稳定态时固相的成分不变且与原始成分相同），而固液界面处的液相成分为C0/k。此时，凝固将在TS温度下进行，且因固相凝固排出的溶质量等于扩散至液相的溶质量，凝固过程处于稳定态。（参见相图， C0/k - TS 关系）,13,凝固即将结束时，仅残留极少量液体，界面上溶质向液体中的扩散受到限制，致使界面上的液相成分显著增高，因而在最后凝固的固相中产生严重的偏析，也会出现非平衡的共晶组织。,14

6、,5.1.2.2 液相中有对流,凝固过程中不论对流如何强烈，在固液界面前沿总有一薄层液体，其流速等于零，溶质仅能通过扩散来实现均匀分布，通常称其为扩散层。 （对流情况下的界面薄扩散层液体） 扩散层就是溶质富集区(k1时），其宽度与对流强度有关。对流强烈，减小，液相成分均匀性提高。,15,达到稳定时，固态成分稳定，但小于原始成分，提高对流强度和凝固速度，会使减小，液相均匀性提高，溶质偏析现象加剧。,16,此时的稳定态成分、温度如何？,17,总之，非平衡条件下单相合金凝固时，液-固界面上液态溶质成分富集，获得的凝固组织，先凝固部分的溶质成分总是小于（或等于）原始成分，最后凝固部分的溶质含量较高，甚

7、至会有共晶组织出现。 成分的不均匀性。,18,作业,1、什么叫溶质再分布？ 2、为什么在非平衡凝固条件下，单相合金凝固 铸件中会出现共晶体？ (9h),19,5.2 成分过冷,5.2.1 成分过冷的形成及其过冷度 溶质再分布的结果，使溶质在固/液界面前沿发生偏析。k1的合金，界面前沿熔体中的溶质富集；k1的合金，界面前沿熔体中的溶质贫化。,20,k1的合金，界面前沿液体的平衡液相线温度TL降低。 （为什么？） 与此同时，如果界面前沿液体的实际温度T实低于TL，则这部分液体处于过冷状态。这一现象称为成分过冷。 成分过冷对晶体形态有重要影响。,21,液-固界面前沿成分-凝固温度-实际温度-成分过冷

8、关系,mL-液相线斜率，GL-实际温度梯度 (a)相图，(b)界面前沿液体成分分布，(c)GL与TL曲线在界面处相切，不出现成分过冷，(d)出现成分过冷,22,由此可见： 液相（固相）成分由实际条件而定，液相成分确定后，与其匹配的固相成分、凝固温度依然依然可以从相图上确定。,23,GL愈大、R（冷却速度）愈小，愈不易出现成分过冷。反之，GL小、R大或者C0、mL、|1-k|、(TLTS)、DL小，则易出现成分过冷。 （相关内容参见参考书籍） 生产实际中，合金一定时，主要是通过调整工艺参数，来控制GL/R，进而改变产生成分过冷的条件，达到控制凝固过程的目的。,24,GL小则 GL线平缓， GL大

9、则 GL线陡峭。 GL线越平缓，则出现成分过冷的趋势越强。 凝固速度R越大，则溶质偏析越严重，成分过冷的趋势越强。 凝固速度R越小，则溶质偏析越小，成分过冷的趋势越弱。 通过控制GL/R控制成分过冷、最终控制铸件的形态。 GL/R小，则 GL/R大，则,25,5.2.3 成分过冷对晶体生长方式的影响,随着成分过冷由弱到强，单相合金的固/液界面生长方式依次成为平面状、胞状、胞状-树枝状四种形式，得到的晶体相应为平面状晶、胞状晶、胞状枝晶以及柱状枝晶和自由枝晶。 晶体形貌还与晶体学因素有关。在此，主要介绍成分过冷与生长方式的关系，这对于控制结晶过程有着重要的意义。 一些微量元素细化晶粒的作用，往往

10、与它们引起成分过冷（从扩散、K、成分等方面影响）有关。,26,5.2.3.1 平面柱状晶,GL/R很大时不出现成分过冷。此时界面以平面状生长。 由于GL大，界面某处偶然有个别晶体凸出生长，便伸入到过热的液体（与成分-熔点有关）中，会立即被熔化，使界面仍保持为平面。在这种情况下，只能随着热经凝壳向外导出，界面才能继续向前推进。 这要求GL值很大或R值很小。在铸锭的实际生产中是难以满足的。,27,5.2.3.2 胞状晶,若出现成分过冷，固/液界面便不能保持平面状，凝固将在界面过冷度较大的地方优先进行，即在溶质偏析度较小的地方优先进行。 胞晶状的生长方向垂直于固/液面，并与晶体因素无关。 它是在成分

11、过冷较弱，或GL较大、R较小的条件下形成的。在铸锭的实际生产中，一般也难以获得胞状晶。 胞状晶的形成见下图。,28,29,5.2.3.3 胞状枝晶与柱状枝晶,随着凝固速度R的增大，成分过冷增强，胞状晶将沿着优先生长方向加速生长，其横断面也受晶体学因素的影响而出现凸缘结构；凝固速度进一步增大，该凸缘会长成锯齿状，即形成二次枝晶。 这种带二次枝晶的胞状晶称为胞状枝晶。,30,31,胞状晶转变成枝状晶的机理，迄今仍是一个未满意解决的问题，其关键是二次枝晶的形成。 定性分析认为，二次枝晶的形成是晶体学因素和成分过冷共同作用的结果。其中，成分过冷使胞状晶端部的近乎抛物状界面变得不稳定，在溶质偏析少的地方

12、形成晶凸，溶质偏析多的地方形成凹坑，进一步发展便成图5-7(c)所示的凸缘结构，即形成二次枝晶。,32,5.2.3.4 自由枝晶,如前所述，出现成分过冷时，固/液界面处过冷度最小，界面前沿过冷度较大，一旦界面前沿出现晶核时就会自由长大而形成自由枝晶，其形成条件是要有较强的成分过冷或较小的G1/R值。成分过冷越强，界面处成分过冷度越小，在界面前沿液体中越易于形成自由枝晶。 （等轴晶）,33,形成自由枝晶的结晶潜热，向周围过冷液体散失，受模壁影响较小，故枝晶在各个方向生长较均匀，无明显单向生长的分枝，晶体最终呈粒状或棒锤，内部显示出各向等轴的枝晶组织，因此枝晶又称为等轴晶。,34,作业,1、什么叫

13、成分过冷？ 2、成分过冷是怎样影响铸件组织的形态的？,35,铸锭组织包括晶粒形貌、尺寸、取向、完整性等以及各种缺陷。 本章主要讨论铸锭晶粒组织形成的基本规律及控制铸锭晶粒组织的基本途径。 （建立微观组织的概念）,5.3 铸锭晶粒组织及其细化,36,5.3.1 铸锭正常晶粒组织,铁模铸锭的组织由三个区域组成：表面细等轴晶区(又称激冷晶区)，柱状晶区和中心等轴晶区。,37,并非所有铸锭晶粒组织都是由上述三个晶区组成的。 在不锈钢铸锭中，往往全部是柱状晶没有中心等晶区，而经细化处理的铝合金铸锭中，往往全部为等轴晶，没有柱状晶区。 即使铸锭具有上述三种晶区，但各自的宽窄也会因合金、铸锭方法及工艺的不同

14、而不同。 在同一铸锭条件下，纯金属多形成柱状晶，合金则常形成粗等轴晶。 对于同一合金，用冷却强度大的方法，易于形成细长柱状晶，用铁模铸锭时可得到粗等轴晶或柱状晶。,38,表面细等轴晶区的形成,传统理论认为，当过热金属浇入锭模时，与模壁接触的一层注体受到强烈激冷，产生极大过冷，并由于模壁的形核作用，因而在模壁附近的过冷液体中大量生核，并同时生长成枝状细等轴晶。 这些细等轴晶在形成过程中，放出的结晶潜热既能由模壁导走，也能向过冷区中散失，因此受模壁散热方向的影响较小，故其一次轴有的与模壁垂直，有的则倾斜，晶粒呈乱方向生长。 （散热方向的影响）,39,进一步研究证明，液体金属的对流对表面细等轴晶区的

15、形成有着决定性的影响。 浇柱时流柱引起的动量对流，液体内外温差引起的热对流，以及由对流引起的温度起伏，均可促使模上形成的晶粒脱落或游离，增加凝固区内的晶核数目，因而形成了表面细等轴晶区。 如果无对流，即使有强烈的激冷，也不一定形成表面细等轴晶区。例如，把A1-0.1%Ti合金于750浇入用冰水激冷的薄壁不锈钢模中静置冷却时，铸锭外部为柱状晶。这一实验结果表明，激冷而无对流，模壁上迅速形成稳定的凝壳，晶粒难于脱离模壁，无晶核增殖作用，故不形成表面细等轴晶区。,40,柱状晶区的形成,在表面细等轴晶区内，生长方向(立方金属为)与散热方向（热梯度方向）平行的晶粒优先长大，而与散热方向不平行的晶粒则被压

16、抑。这种竞争生长的结果，使愈往铸锭内部晶粒数目愈少，优先生长的晶粒最后单向生长并互相接触而形成柱状晶区 。 可见，柱状晶区是在单向导热顺序凝固条件下形成的。,41,42,如前所述，对流的冲刷作用以及对流造成温度起伏，会促使晶体脱落及游离，利于等轴轴晶的形成。 反之，如能抑制金属液内的对流，则可促进柱状晶形成。实验证明，施加不太强的稳定磁场或沿一个方向恒速旋转锭模，会显著削弱甚至抑制金属液内部的对流，因而阻止晶体的游离，易得到柱状晶。 为获得较完整的柱状晶组织，最好采用定向凝固法。其关键是保证单向导热，保持较大的温度梯度和较小的凝固速度。,43,柱状晶组织对铸锭性能影响很大。 在柱状晶区交接处，往往存在着低熔点共晶组织和失杂物、气孔和缩松，还可能出现晶间裂纹，是铸锭脆弱的地方。铸锭承受冷热加工时，易于沿此处开裂。 （成分不均匀，原因是什么？）,44,柱状晶本身方向性也降低铸锭的机械性能和加工性能。因此，用于加工变形的铸锭，希望柱状晶区尽可能小，等轴晶区尽可能宽，尤其要求不要出现粗大的