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1、本文格式为Word版，下载可任意编辑金属凝固理论 第十一章 液态金属的布局和性质 液态金属的布局和性质 1)原子间仍保持较强的结合能2）近程有序排列3）全体原子集团在不停顿地游动4）存在游动“空穴”5）能量起伏 实际金属的液态布局 实际金属在微观上是由成分和布局不同的游动原子集团、空穴和大量固态、气态或液态的化合物组成，它是一种混浊的液体;而从化学键上看，除了基体金属与其合金元素组成的金属键之外，还存在其它多种类型的化学键。总之都要结合概括对象举行分析. 液态金属的遗传性 液态金属的遗传性是炉料的某些特性，经过熔化浇铸后，所得铸件中也具有这种特性，他主要是指铸件的组织和气孔等缺陷与炉料的组织和
2、缺陷有关。随着液态金属的遗传性研究的广泛和深入，它的概念主要表达在以下几个方面:炉料的组织和缺陷对凝固后铸件或毛坯的组织和缺陷有影响、在液态合金中参与合金元素后，变更了合金中元素与元素之间的相互作用，进而影响凝固后铸件或毛坯的组织、液态金属或合金的布局 (如过冷度、净化程度等)不同对凝固后铸件或毛坯的组织有影响，这些影响液态金属或合金熔体布局进而影响凝固后铸件或毛坯的组织与性能称液态金属或合金的遗传性。 第十二章 液态金属的充型才能 充型才能：液态金属弥漫铸型型腔，获得外形完整、轮廓明显的铸件的才能，称为液态金属充填铸型的才能，简称液态金属的充型才能。 滚动性：液态金属本身的滚动才能，称为“滚
3、动性” 识别：固定条件下所测得的合金滚动性表示合金的充型才能。因此，可以认为合金的滚动性是在确定条件下的充型才能。 影响充型才能的因素 第一类因素 金属性质方面的因素 1）金属的密度1； 2）金属的比热容c1； 3）金属的导热系数1； 4）金属的结晶潜热 L ； 5）金属的粘度； 6）金属的外观张力； 7）金属的结晶特点 其次类因素 3）铸型的比热容 c2； 4）铸型的导热系数2； 5）铸型的温度； 6）铸型的涂料层； 7）铸型的发气性和透气性。 第三类因素浇注条件方面的因素：1）液态金属的浇注温度t浇； 2）液态金属的静压头 H； 3）浇注系统中压头损失总和； 4）外力场（压力、真空、离心、
4、振动等）。 第四类因素铸件布局方面的因素: 1）铸件的折算厚度 R ? V（铸件的体积）F(铸件的断面积)?R?或R=? ?S(铸件的散热外观积)P（断面的周长）? 2）由铸件布局所确定的型腔的繁杂程度引起的压头损失 理应指出，任何铸件的形成过程都是将具有确定成分的液态金属浇入铸型，在 铸件性质方面的因素1）铸型的蓄热系数； 2）铸型的密度2 ； 铸型中凝固冷却而获得合格铸件的过程，和试样的形成过程的实质是一致的。 提高充型才能的措施 在金属方面可采取以下措施： 1）正确选择合金的成分2）合理的熔炼工艺 铸型性质方面的因素1)调整其蓄热系数2)预热铸型3)减小铸型中气体反压力 浇注条件方面的因
5、素1）选择适合浇注温度2）增加金属液静压头3) 简化浇注系统的布局 铸件布局方面的因素 1）假设铸件的体积一致，在同样的浇注条件下，选择折算厚度大的铸件 2）尽量简化铸件布局繁杂程度 第十三章 铸件的凝固 合金从液态转变为固态的状态变化，称为一次结晶或凝固。 铸件和铸型的温度场分布特点 绝热铸型中铸件和铸型的温度分布 以界面热阻为主的温度分布 厚壁金属型凝固的温度分布 水冷金属型中凝固的温度分布 1）铸件在绝热铸型中凝固 在这种处境下，铸件和铸型的温度分布如下图。因此可以认为，在整个传热过程中，铸件断面的温度分布是平匀的，铸件内外观温度接近铸件的温度。假设铸型足够厚，由于铸型的导热性很差，铸型
6、的外外观温度依旧保持为 t20 。所以，绝热铸型本身的热物理性质是抉择整个系统传热过程的主要因素。 2）金属铸型界面热阻为主的金属型中凝固 较薄的铸件在工作外观涂有涂料的金属型中铸造时，就属于这种处境。金属铸型界面处的热阻较铸件和铸型中的热阻大得多，这时，凝固金属和铸型中的温度梯度可疏忽不计，即认为温度分布是平匀的，传热过程取决于涂料层的热物理性质。若金属无过热浇注，那么界面处铸件的温度等于凝固温度（tFtC），铸型的温度保持为t20，如下图。 3）厚壁金属型中的凝固 当金属型的涂料层很薄时，厚壁金属型中凝固金属和铸型的热阻都不成疏忽，因而都存在明显的温度梯度。由于此时金属-铸型界面的热阻相对
7、很小，可疏忽不计，那么铸型内外观和铸件外观温度一致。可以认为，厚壁金属型中的 凝固传热为两个相连接的半无限大物体的传热，整个系统的传热过程取决于铸件和铸型的热物理性质，其温度分布如下图。 4）水冷金属型中的凝固 在水冷金属型中，是通过操纵冷却水温度和流量使铸型温度保持近似恒定（t2Ft20），在不考虑金属-铸型界面热阻的处境下，凝固金属外观温度等于铸型温度（t1Ft20）。在这种处境下，凝固传热的主要热阻是凝固金属的热阻，铸件中有较大的温度梯度。系统的温度分布如下图。 铸件的凝固方式及其影响因素 一般将铸件的凝固方式分为三种类型:逐层凝固方式、体积凝固方式（或称糊状凝固方式）和中间凝固方式。铸
8、件的凝固方式取决于凝固区域的宽度 恒温下结晶的金属，在凝固过程中其铸件断面上的凝固区域宽度等于零。断面上的固体和液体由一条畛域(凝固前沿)领会地分开。随着温度的下降，固体层不断加厚，逐步到达铸件中心。这种处境为“逐层凝固方式”。 假设合金的结晶温度范围很小，或断面温度梯度很大时。铸件断面的凝固区域那么很窄，也属于逐层凝固方式 假设因铸件断面温度场较平坦，或合金的结晶温度范围很宽，铸件凝固的某一段时间内，其凝固区域在某时刻贯穿整个铸件断面时，那么在凝固区域里既有已结晶的晶体也有未凝固的液体，这种处境为“体积凝固方式”，或称“糊状凝固方式”。 假设合金的结晶温度范围较窄，或者铸件断面的温度梯度较大
9、，铸件断面上的凝固区域宽度介于前二者之间时，那么属于“中间凝固方式”。 铸件断面凝固区域的宽度是由合金的结晶温度范围和温度梯度两个量抉择的。 碳质量分数增加，碳钢的结晶温度范围扩大，铸件断面的凝固区域随之加宽。低碳钢在砂型中的凝固近于逐层凝固方式；中碳钢为中间凝固方式；高碳钢近于体积凝固方式。 梯度很大的温度场，可以使宽结晶温度范围的合金按中间凝固方式凝固(如高碳钢在金属型中凝固)，甚至按逐层凝固方式凝固。很平坦的温度场，可以使窄结晶温度范围的合金按体积凝固方式凝固。所以，温度梯度是凝固方式的重要调理因素。 金属的凝固方式与铸件质量的关系 铸件的致密性和健全性与合金的凝固方式紧密相关。由上节所
10、述可知，在铸件断面温度场相近的处境下，无论何种合金，它们的结晶温度范围的大小对凝固方式的影响有共同的规律性。根据结晶温度范围将合金分为窄结晶温度范围合金、宽结晶温度范围合金和中等结晶温度范围合金三种类型。下面将分别议论它们的凝固方式与铸件质量的关系。 1）纯金属和共晶成分合金 这类合金铸件断面上没有液-固共存的凝固区域，是以逐层方式凝固的，液态纯金属浇入铸型后，首先在型壁处形成一薄层激冷晶，方向有利的晶体沿垂直于型壁的方向生长为精细排列着的柱状晶。随温度下降，平滑的凝固前沿逐步向中心进展。 2）窄结晶温度范围的合金 这类合金在凝固过程中，铸件断面上的凝固区域很窄，也是逐层凝固方式。它与纯金属的
11、不同之处是凝固前沿不平滑，而为锯齿形。 由于纯金属、共晶成分合金和窄结品温度范围的合金在一般的铸造条件下 是以逐层方式凝固的，其凝固前沿直接与液态金属接触。当液态凝固成为固体而发生体积收缩时，可以不断地得到液体的补充，所以产生分散性缩松的倾向性小，而是在铸件结果凝固的部位留下集中的缩孔。由于集中缩孔轻易消释(如设置冒口)，一般认为这类合金的补缩性良好。在板状和棒状铸件上会展现中心线缩孔。 这类合金铸件在凝固过程中，当收缩受阻而产生晶间裂纹时，也轻易得到金属液的充填，使裂纹愈合，所以铸件的热裂倾向性小。 假设这类合金在充型过程中发生凝固时，也具有较好的充型才能 3 ) 宽结晶温度范围的合金 这类
12、合金铸件的凝固区域宽，液态金属的过冷很小，轻易进展成为树枝兴隆的粗大等轴晶组织。当粗大的等轴晶相互连接以后(固相约占70%)，便将尚未凝固的液态金属分割为一个个互不沟通的熔池，结果在铸件中形成分散性的缩孔即缩松，如图13-29所示。对于这类合金铸件采用普遍冒口消释其缩松是很困难的，而往往务必采取其它措施，如增加冒口的补缩压力，加速铸件冷却等方法，以增加铸件的致密性。 由于粗大的等轴晶对比早地连成晶体骨架，在铸件中产生热裂的倾向性很大。这是由于，等轴晶越粗大，高温强度就越低；此外，当晶间展现裂纹时，也得不到液态金属的充填使之愈合。 假设这类合金在充填过程中发生凝固时，其充型性能也很差。 4 )
13、中等结晶温度范围的合金 这类合金在工业上常用的有中碳钢，高锰钢，一片面特种黄铜和白口铸铁等，凝固区域为中等宽度。它们的补缩特性(图13-31)、热裂倾向性和充型性能介于窄结晶温度范围和宽结晶温度范围合金之间。 第十四章 液态金属结晶的根本原理 界面前方过冷状态对结晶过程的影响 （1）热过冷对纯金属结晶过程的影响 1）界面前方无热过冷下的平面生长 当 GL0 时，纯金属晶体界面前方不存在热过冷。这时界面能最低的宏观平坦的界面形态是稳定的。界面上偶然产生的任何突起必将伸入过热熔体中而被熔化，界面最终仍保持其平坦状态。只有当固相不断散热而使界面前沿熔体温度进一步降低时，晶体才能得以生长，而界面本身那
14、么始终处于（T0TC）的等温状态之下。这种界面生长方式称为平面生长。生长中，每个晶体逆着热流平行向内伸展成一个个柱状晶。假设开头只有一个晶粒，那么可获得梦想的单晶体。 2）热过冷作用下的枝晶生长 当 GL0 时，界面前方存在着一个大的热过冷区。这时一旦界面上偶然产生一个凸起，它必将与过冷度更大的熔体接触而很快地向前生长，形成一个伸向熔体的主杆。主杆侧面析出结晶潜热使温度升高，远处仍为过冷熔体，也会使侧面面临新的热过冷，从而生长出二次分枝。同样，在二次分枝上还可能长出三次分枝，从而形成树枝晶。这种界面生长方式称为枝晶生长。在枝晶生长过程中，分枝急速伸展所导致的体积自由能的降低足以抵消因此而引起的
15、界面自由能的升高。因此，依旧是一个导致系统自由能进一步降低的自发过程。假设在结晶过程中把未凝固的液体急速倾出（倾液法），就可以领会地看到枝晶生长的界面形态。假设 GL0 的处境产生于单向生长过程中，得到的将是柱 状枝晶；假设GL0 发生在晶体的自由生长过程中，那么将形成等轴枝晶。 务必指出，这里所说的界面形态是相对于晶体（或晶粒）的大小而言。凸起的尺寸一般为 103104cm 数量级，因此界面形态的问题并不涉及界面的微观布局。任何一种界面形态既可能具有粗糙界面布局，也可能具有平整界面布局。 图14-26 热过冷对纯金属结晶过程的影响 a）平面生长（ GL0 ） b）枝晶生长（ GL0 ） （2）成分过冷对一般单相合金结晶过程的影响 成
