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1、1,铸件成形理论,单相合金的凝固,第一节 凝固过程溶质再分配 第二节 合金凝固界面前沿的“成分过冷”,第三节 “成分过冷”对合金单相固溶体 结晶形态的影响,3,第一节 凝固过程溶质再分配,一、平衡凝固 二、液相充分混合均匀 三、液相只有有限扩散 四、液相中部分混合(有对流作用),以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。,4,5,一、平衡凝固条件下的溶质再分配,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扩散均匀。,开始（ T=TL）时： CS = K0C0 CL= C0,凝固终了时，固相
2、成分均匀地为: CS = C0,6,二、液相充分混合均匀时的溶质再分配,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。,起始凝固时与平衡凝固时相同： C S = K 0C 0 ，C L = C 0,凝固过程中固液界面上的成分为（Scheil公式 ）：,因,接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由K0C0逐渐上升。,7,随着固相分数（fS）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。 当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相（杠杆原理），甚至达到共晶温度TE时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。,8,9,
3、凝固稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：,三、液相只有有限扩散时的溶质再分配,凝固过程分为三个阶段： 最初过渡区(初始瞬态) 稳定态区 最后过渡区(终止瞬态),当 时， CL(x)C0降到: 称为溶质富集层的“特征距离”。,10,曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数DL、分配常数K0影响，R越大，DL越小，K0越小，则在固-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K0、R、DL的值，K0越大、R越大或DL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，与溶质富集层的“特征距离”的数量级相同。,11,12,四、液相中部分混合时的溶质
4、再分配,在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界层，在边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在边界层以外的液相因有对流作用成分得以保持均一。,液相充分大时边界层宽度 N 内任意一点x液相成分 ： 当液相不是充分大 时：,液相部分混合达稳态时C*s及C*L值：,13,令 为有效分配系数， KE 与平衡分配系数 K0 的关系：,KE = K0 ：发生在 1 时（见式4-6），即慢生长速度和最大的搅动对流，N 很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。 KE =1：发生在 1 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。 K0KE1：相当于液相部
5、分混合(有对流)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。,14,15,16,17,18,19,20,21,22,第二节 合金凝固界面前沿的成分过冷,一、“成分过冷”条件和判据 二、“成分过冷”的过冷度,23,24,25,26,27,“成分过冷”的形成条件分析 （K01 情况下) ： 界面前沿形成溶质富集层 液相线温度TL(x)随x增大上升 当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）小于液相线的斜率时，即: 出现“成分过冷” 。,28,29,液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据 液相部分混合时形成“成分过冷”的判据,30,由判据 可见，下列条件有助于形成“成分过冷”：
6、 液相中温度梯度小（G L小）； 晶体生长速度快，R大； m L大，即陡的液相线斜率； 原始成分浓度高，C 0大； 液相中溶质扩散系数 D L低； K 01 时，K 0 小；K 01 时，K 0 大,工艺因素,材料因素,31,二、“成分过冷”的过冷度,以液相只有扩散的情况为例： “成分过冷”区的最大过冷度： “成分过冷”出现的区域宽度：,32,33,第三节 “成分过冷”对合金单相固溶体结晶形态的影响,一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响 二、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律 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的枝晶生长 五、自由树枝晶的生长 六、枝
7、晶间距,34,一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响,35,一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响,36,一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响,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Tm，过冷度Tk 提供凝固所必须的动力学驱动力，称为“动力学过冷” 。,37,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成的过冷，习惯上称为“热过冷” 。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。,38,二、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律,随“成分过冷”程度增大，固溶体生长方式： 平面晶 胞状晶
8、 胞状树枝晶(柱状树枝晶) 内部等轴晶(自由树枝晶),39,二、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律,随“成分过冷”程度增大，固溶体生长方式： 平面晶 胞状晶 胞状树枝晶(柱状树枝晶) 内部等轴晶(自由树枝晶),GL是液相在界面处的浓度梯度,40,41,三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌,胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一0.1cm之间，随着成分过冷的增大，发生：,沟 槽,不规则的胞状界面,狭长的胞状界面,规则胞状态,胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构。,42,三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌,43,三、成分过
9、冷作用下的胞状组织的形成及其形貌,44,三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌,45,四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长,随界面前成分过冷区逐渐加宽 胞晶凸起伸向熔体更远处 胞状晶择优方向生长 胞状晶的横断面出现凸缘 短小的锯齿状“二次枝晶” （胞状树枝晶） 在成分过冷区足够大时，二次枝晶 上长出“三次枝晶” （动画）,46,四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长,47,五、宽城分过冷区的自由树枝晶的生长,1、自由树枝晶形成条件 2、为什么成为树枝晶的形态 3、“外生生长”与“内生生长”的概念,48,1、自由树枝晶形成条件,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度时，在柱状枝晶生长的
10、同时，前方熔体内发生非均质形核过程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了方向各异的等轴晶（自由树枝晶）。,等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。,49,2、为什么成为树枝晶的形态,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晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝晶。 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，其平衡态近乎球形 。,50,3、“外生生长”与“内生生长”的概念,晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为“外生生长”。
11、 平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。 等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长”。,51,六、枝晶间距,枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是树枝晶组织细化程度的表征。实际中，枝晶间距采用金相法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶(柱状晶主干)间距d1、和二次分枝间距 d2 两种。,材料性能好,枝晶间距小,52,枝晶间距的预测 一次臂间距d1的表达式： 二次臂枝晶间距d2的表达式：,冈本平 Hunt J.D,R与GL的乘积相当于冷却速度（oC/sec）。冷却速度大，二次臂枝晶间距d2越小。 微量变质元素（如稀土）影响合金CL、k0、sl，也可使二次臂枝晶间距d2减小。,TS 非平衡凝固的温度区间，A 与合金性质相关的常数,53,结束,
