材料科學(xué)基礎(chǔ)下第4章凝固

1、第四章 凝固Solidification東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院航空航天部件寶馬引擎東南大學(xué)材料學(xué)院怎樣控制凝固過(guò)程，得到需要的產(chǎn)品？液態(tài)固態(tài)凝固單晶多晶準(zhǔn)晶非晶東南大學(xué)材料學(xué)院內(nèi)容框架液態(tài)金屬 的結(jié)構(gòu)2. 凝固熱力學(xué)凝固的熱力學(xué)條件過(guò)冷度凝固驅(qū)動(dòng)力3. 純金屬凝固 （1）形核 均勻形核 非均勻形核 （2）長(zhǎng)大動(dòng)態(tài)過(guò)冷度長(zhǎng)大方式和形態(tài)4. 固溶體合金的凝固 平衡凝固 非平衡凝固 成分過(guò)冷6. 鑄錠組織和鑄造技術(shù) 鑄錠的三種鑄造組織 鑄造缺陷 凝固技術(shù)5. 共晶合金的凝固?hào)|南大學(xué)材料學(xué)院4.1 液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu) 微觀組織決定固態(tài)金屬材料的性能 液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)對(duì)結(jié)晶過(guò)程有重要影響表面張力潛熱

2、等形核及長(zhǎng)大擴(kuò)散表面張力粘度等液固界面偏析結(jié)構(gòu)性質(zhì)結(jié)晶微觀機(jī)制東南大學(xué)材料學(xué)院1.金屬的熔化潛熱大大低于其氣化潛熱液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì) 金屬由固態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)橐簯B(tài)，近鄰原子間的結(jié)合鍵破壞遠(yuǎn)非氣化時(shí)那樣大一些金屬的融化/氣化潛熱東南大學(xué)材料學(xué)院2. 熔化過(guò)程體積變化率小，僅35 熔化前后原子間距變化不大液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì) 液、固態(tài)的原子間結(jié)合力接近東南大學(xué)材料學(xué)院3. 金屬熔化時(shí)液、固態(tài)的熱容量變化不大，一般在10%以下 液態(tài)金屬中原子運(yùn)動(dòng)狀態(tài)與固態(tài)相近液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì)東南大學(xué)材料學(xué)院4. 金屬熔化時(shí)熵Sm（無(wú)序程度）相對(duì)于RTTm的熵變S明顯增加

3、 液態(tài)金屬中原子排列無(wú)序程度增加液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì)東南大學(xué)材料學(xué)院 5. XRD分析 液態(tài)金屬相對(duì)于固態(tài)金屬，原子配位數(shù)降低，或原子平均間距有限增大。徑向分布函數(shù)分析 液態(tài)金屬中存在短程有序，但不存在長(zhǎng)程有序液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì)東南大學(xué)材料學(xué)院金（液態(tài)）在1100下的X射線衍射圖譜液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì)東南大學(xué)材料學(xué)院所謂徑向分布函數(shù)，就是在任一參考原子周圍半徑為r處的原子密度(單位容積的原子數(shù))。 液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述基于物理性質(zhì)東南大學(xué)材料學(xué)院對(duì)非密排結(jié)構(gòu)的晶體如Sb、Bi、Ge、Ga等，液態(tài)時(shí)配位數(shù)反而增大，故熔化時(shí)體積略為收縮。 液態(tài)

4、金屬結(jié)構(gòu)的具體模型難以確立，上述的x射線衍射或中子衍射分析雖然得出了液態(tài)原子的徑向密度函數(shù)和配位數(shù)等重要數(shù)據(jù)，但不可能進(jìn)一步確定原子的幾何排列情況。液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)東南大學(xué)材料學(xué)院液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)的定性描述 Banker模型 準(zhǔn)晶結(jié)構(gòu)：短程有序，結(jié)構(gòu)起伏。Bernal模型非晶體：隨機(jī)密堆東南大學(xué)材料學(xué)院液態(tài)金屬的結(jié)構(gòu)宏觀上：金屬和合金的液態(tài)結(jié)構(gòu)是均勻、各向同性的 原子尺度上：金屬和合金的液態(tài)結(jié)構(gòu)不均勻長(zhǎng)程無(wú)序，但部分原子排列與固態(tài)相似，構(gòu)成短程 有序的晶態(tài)小集團(tuán)晶胚晶胚大小不等，時(shí)而產(chǎn)生，時(shí)而消失結(jié)構(gòu)起伏微觀區(qū)域能量在不斷變化能量起伏合金系統(tǒng)中，還存在成分起伏東南大學(xué)材料學(xué)院2. 凝固熱力學(xué)晶體凝

5、固的熱力學(xué)條件是過(guò)冷度大于零東南大學(xué)材料學(xué)院吉布斯自由能東南大學(xué)材料學(xué)院金屬的自由能G 東南大學(xué)材料學(xué)院固相自由能和液相自由能G 熔化潛熱熔點(diǎn)東南大學(xué)材料學(xué)院金屬凝固的條件自由能 東南大學(xué)材料學(xué)院金屬凝固的過(guò)冷現(xiàn)象純鐵的冷卻溫度曲線東南大學(xué)材料學(xué)院純金屬凝固的驅(qū)動(dòng)力東南大學(xué)材料學(xué)院3. 純金屬的凝固過(guò)程凝固過(guò)程形核長(zhǎng)大東南大學(xué)材料學(xué)院凝固過(guò)程：形核長(zhǎng)大東南大學(xué)材料學(xué)院形核均勻形核：液相內(nèi)各處同時(shí)形核，單位體 積內(nèi)形成的晶核數(shù)相同；非均勻形核：借助于模壁、雜質(zhì)、自由表 面等處形核；實(shí)際的形核過(guò)程都是非均勻形核 東南大學(xué)材料學(xué)院1、均勻形核1） 形核功和臨界晶核TTm時(shí) 液相內(nèi)的原子聚合成晶胚，

6、晶胚內(nèi)原子有序排列。此時(shí)系統(tǒng)自由焓發(fā)生兩方面變化：a. GSGL， 晶胚形成后系統(tǒng)體積自由能GV減小 VGV 0 （ GV0）b. 晶胚與液相之間形成界面， 由于界面能，系統(tǒng)自由能升高。東南大學(xué)材料學(xué)院均勻形核條件系統(tǒng)形核時(shí)自由能變化為A 是晶胚面積，是單位面積的界面能在Gr曲線上有一個(gè)拐點(diǎn)，在坐標(biāo)上對(duì)應(yīng)的值分別為r*和G*。東南大學(xué)材料學(xué)院臨界形核半徑和臨界形核功 r*為臨界半徑，G*為形核功東南大學(xué)材料學(xué)院臨界形核半徑和臨界形核功計(jì)算r*和G*:設(shè)晶胚為球狀，東南大學(xué)材料學(xué)院過(guò)冷度與臨界形核半徑、臨界形核功的關(guān)系由r* -2/ GV 可見(jiàn)：GV 越大，r* 越小 T 越大， r* 越小東南

7、大學(xué)材料學(xué)院形核功形核的能量來(lái)源體積自由能的降低只能補(bǔ)償表面自由能的三分之二，而另外三分之一由系統(tǒng)中存在的能量起伏來(lái)補(bǔ)償形核條件過(guò)冷度結(jié)構(gòu)起伏能量起伏東南大學(xué)材料學(xué)院形核率形核率N：?jiǎn)挝粫r(shí)間、單位體積內(nèi)形成的晶核數(shù)。當(dāng)晶胚長(zhǎng)成臨界r*，有兩種可能： A繼續(xù)長(zhǎng)大 B重溶消失從理論上講：臨界晶胚只要增加一個(gè)原子，就成為穩(wěn)定長(zhǎng)大的晶核；臨界晶胚失去一個(gè)原子，則重溶消失。東南大學(xué)材料學(xué)院影響形核率的兩個(gè)因素東南大學(xué)材料學(xué)院形核率與過(guò)冷度的關(guān)系當(dāng)過(guò)冷度較小時(shí)，形核率主要受N1項(xiàng)的控制，隨過(guò)冷度增大，形核率迅速增加；但當(dāng)過(guò)冷度很大時(shí)，由于原子活動(dòng)能力減小，此時(shí)形核率主要由N2項(xiàng)控制，隨過(guò)冷度增加，形核率迅

8、速減小。東南大學(xué)材料學(xué)院實(shí)際的均勻形核和有效過(guò)冷度在一定的過(guò)冷度下形核率隨過(guò)冷度的上升而增加，達(dá)到一定的過(guò)冷度時(shí)形核率猛增，這個(gè)過(guò)冷度稱之為有效過(guò)冷度DT*。未達(dá)上圖中的峰值結(jié)晶完畢。均勻形核所需過(guò)冷度很大，實(shí)驗(yàn)測(cè)得的有效過(guò)冷度約為0.2Tm，晶核的臨界半徑大，約為1nm，包含約200個(gè)原子，說(shuō)明均勻形核實(shí)際上非常困難。東南大學(xué)材料學(xué)院非均勻形核非均勻形核借助于模壁、雜質(zhì)、自由表面等處 形核，降低了形核功東南大學(xué)材料學(xué)院非均勻形核的形核功（ 晶核， L 液相， w 雜質(zhì)）東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院形核功與接觸角（潤(rùn)濕角）的關(guān)系當(dāng) 時(shí)，S1， G非*G均*，

9、不潤(rùn)濕; 0時(shí)，S=0， G非*=0, 雜質(zhì)即是晶核。一般情況下: 0， 0G非*G均* 越小，G非*越小，非均勻形核越容易。東南大學(xué)材料學(xué)院晶核大小與接觸角的關(guān)系晶核大小 R*=rsin 小，R*小，晶核越小東南大學(xué)材料學(xué)院基底對(duì)形核功的影響越小晶核與基底的晶體結(jié)構(gòu)相同，點(diǎn)陣常數(shù)接近，則w小，或這兩者之間有一定的位向關(guān)系，點(diǎn)陣匹配好，角小，易形核?；兹粲袑?dǎo)電性，界面能越小，則易形核w越小東南大學(xué)材料學(xué)院非均勻形核的形核率 與均勻形核的區(qū)別：（1）非均勻形核的Nmax對(duì)應(yīng)的T?。?）非均勻Nmax均勻 Nmax（形核位置量有限） 非均勻形核的形核率取決與形核位置的多少，一般的工業(yè)生產(chǎn)過(guò)程中人

10、為地加入形核劑，以提高形核率。東南大學(xué)材料學(xué)院晶體長(zhǎng)大長(zhǎng)大速度（液-固界面推進(jìn)速度）與界面處液相的過(guò)冷程度有關(guān)生長(zhǎng)方式取決于液-固界面的微觀結(jié)構(gòu)生長(zhǎng)形態(tài)取決于界面前沿的溫度分布東南大學(xué)材料學(xué)院長(zhǎng)大的動(dòng)力學(xué)條件液固相界面上的原子遷移東南大學(xué)材料學(xué)院長(zhǎng)大的動(dòng)力學(xué)條件液固相界面上的原子遷移東南大學(xué)材料學(xué)院長(zhǎng)大的動(dòng)力學(xué)條件DTK 動(dòng)態(tài)過(guò)冷度 ， 液固相界面上的過(guò)冷度。Ti為界面溫度 為晶體長(zhǎng)大的動(dòng)力學(xué)條件固液Tm DTKTTi東南大學(xué)材料學(xué)院液固相界面的微觀結(jié)構(gòu)光滑界面：宏觀上看為彎折小平面狀，微觀上液固界線分明，無(wú)過(guò)渡層粗糙界面：宏觀平滑，微觀上看存在幾個(gè)原子層厚的過(guò)渡層，高低不平東南大學(xué)材料學(xué)院粗

11、糙界面的微觀示意圖粗糙界面: 在液-固相界面處存在著幾個(gè)原子層厚度的過(guò)渡層，在過(guò)渡層中只有大約50的位置被固相原子分散地占據(jù)著。 東南大學(xué)材料學(xué)院Jackson判據(jù)Jackson認(rèn)為界面的平衡結(jié)構(gòu)是界面能最低的結(jié)構(gòu)。建立了界面自由能的相對(duì)變化GS與界面上固相原子所占位置的分?jǐn)?shù)P之間的關(guān)系：其中：N界面上的原子位置數(shù)； k 波爾茲曼常數(shù)； Tm 熔點(diǎn)溫度；P為界面上固相原子的百分?jǐn)?shù)；其中：Lm是熔化潛熱，Lm/Tm是熔化熵xh/n其中：h是界面原子的平均配位數(shù) n是晶體的配位數(shù)hn x1.東南大學(xué)材料學(xué)院.2時(shí)，在P0.5處界面能極小值，界面上約有一半的原子位置被固相原子占據(jù)著，形成粗糙界面。.

12、5時(shí)，在Pl和P0處，界面能極小，界面上絕大多數(shù)原子位置被固相原子占據(jù)或空著，為光滑界面。.對(duì)于25，情況比較復(fù)雜，往往形成以上兩種類型的混合界面。東南大學(xué)材料學(xué)院金屬和某些有機(jī)化合物的2， 故其液-固相界面為粗糙界面；多數(shù)無(wú)機(jī)非金屬，5，其 液-固相界面為光滑界面；某些亞金屬(Bi、Sb、Ga、Ge、 Si等)，在25之間，其界面 多為混合型。東南大學(xué)材料學(xué)院晶體長(zhǎng)大機(jī)制二維生長(zhǎng)螺旋生長(zhǎng)垂直生長(zhǎng)光滑界面粗糙界面東南大學(xué)材料學(xué)院晶核長(zhǎng)大速率實(shí)驗(yàn)表明：微觀粗糙界面 TK=0.01-0.05K 微觀光滑界面 TK=1-2K微觀粗糙界面所需的過(guò)冷度小，（因?yàn)?0的原子位置空著），所以微觀粗糙界面遷移

13、快。東南大學(xué)材料學(xué)院 1) 動(dòng)力學(xué)方程 定量描述結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)與時(shí)間之間關(guān)系的方程 凝固動(dòng)力學(xué)Johnson-Mehl方程，純晶體凝固的動(dòng)力學(xué)方程。N: 形核率vg :長(zhǎng)大速度 運(yùn)用此方程的前提是： 均勻形核； N及vg為常數(shù)； 孕育時(shí)間很短。 缺點(diǎn)：適用面窄，忽略了已形成晶核對(duì)后形核的影響東南大學(xué)材料學(xué)院稱之為Avrami方程，其中 n （n=14)為Avrami指數(shù)。n值的大小與相變機(jī)制有關(guān)。Avrami方程不僅可描述結(jié)晶過(guò)程（液固相變），還可描述固態(tài)相變。是相變的唯象動(dòng)力學(xué)方程。如果N與時(shí)間有關(guān)，Avrami推導(dǎo)出相應(yīng)的方程為：東南大學(xué)材料學(xué)院結(jié)晶動(dòng)力學(xué)曲線孕育期東南大學(xué)材料學(xué)院生長(zhǎng)形態(tài)

14、影響形態(tài)的因素：1、界面的微觀結(jié)構(gòu) 2、界面前沿液相中的溫度分布正梯度負(fù)梯度東南大學(xué)材料學(xué)院(1) 正梯度結(jié)晶時(shí)產(chǎn)生的熱量只能從固相散出，晶體生長(zhǎng)時(shí)界面宏觀上以平面的方式推進(jìn)。正梯度前方液相的溫度高，界面前沿有凸起時(shí)，過(guò)冷度減小，生長(zhǎng)速度減慢，所以整個(gè)界面是整體推進(jìn)。東南大學(xué)材料學(xué)院(2) 負(fù)梯度因?yàn)椋涸谪?fù)梯度的情況下界面前沿的液相的溫度比界面處低，界面上由于成分起伏，有一處向前凸起時(shí)，由于過(guò)冷度加大凸起的部分推進(jìn)速度加快，迅速向前生長(zhǎng)，成為主干（一次軸）。同樣主干上有凸起時(shí)，因前沿過(guò)冷度大，會(huì)形成枝干（二次軸）。粗糙界面：形成枝晶東南大學(xué)材料學(xué)院(2) 負(fù)梯度只有界面為微觀粗糙界面的單晶（金

15、屬）體會(huì)形成枝晶，界面為小平面狀的界面一般不會(huì)形成枝晶。枝晶軸的取向：fcc bcc hcp 東南大學(xué)材料學(xué)院凝固后晶粒大小及其控制在均勻形核的條件下，用Johnson方程可以推導(dǎo)出凝固后的晶粒數(shù)：可見(jiàn)：晶粒的數(shù)量與形核率及長(zhǎng)大速度有關(guān)。形核率高，晶粒越多（細(xì)）長(zhǎng)大速度越快，晶粒越少（粗）東南大學(xué)材料學(xué)院機(jī)械攪拌、電磁攪拌、超聲波振動(dòng)為了細(xì)化晶粒，必需提高形核率，降低長(zhǎng)大速度，主要的措施有：（1）增加過(guò)冷度 一般條件下，增加過(guò)冷度對(duì)提高形核率比降低長(zhǎng)大 速度更有效；（2）加入形核劑，促進(jìn)非均勻形核 對(duì)于不同的的金屬采用不同的形核劑（主要是盡可能小的接觸角），一般情況下，形核劑與凝固的金屬之間晶

16、體結(jié)構(gòu)相同，借助面上原子匹配好，則界面能小，形核效果好。但也不完全如此。（3）振動(dòng)促進(jìn)形核東南大學(xué)材料學(xué)院4. 固溶體合金的凝固合金凝固與其成分變化過(guò)程密切相關(guān)東南大學(xué)材料學(xué)院固溶體凝固方式的分類固溶體凝固平衡凝固固、液相原子充分?jǐn)U散不平衡凝固固相中無(wú)擴(kuò)散液相完全混合液相不完全混合液相完全不混合固相原子是否擴(kuò)散固溶體凝固液相原子是否充分?jǐn)U散正常凝固非正常凝固?hào)|南大學(xué)材料學(xué)院平衡分配系數(shù)假設(shè)液相和固相線為直線平衡分配系數(shù)：東南大學(xué)材料學(xué)院固溶體的平衡凝固Lt=t0B%C0Lt=t1B%C0Sk0C1C1 Lt=t1B%C1Sk0C1IIIBA液相和固相中的組元原子都能充分?jǐn)U散，凝固后固溶體成分均

17、勻東南大學(xué)材料學(xué)院k0C2固溶體的平衡凝固 Lt=t2B%C1Sk0C1IIC2IIIBA Lt=t2B%Sk0C2C2IVk0C3 Lt=t3B%C2Sk0C1C3IVBAVt=t3B%Sk0C3=C0固溶體的平衡凝固LSdZZLCSCLdCSdCL固溶體的平衡凝固溶質(zhì)分布LSdZZLCSCLdCSdCL東南大學(xué)材料學(xué)院固溶體的不平衡凝固1. 固相無(wú)擴(kuò)散，成分不均勻，液相完全混合（正常凝固），成分均勻東南大學(xué)材料學(xué)院溶質(zhì)分布東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院2. 固相無(wú)擴(kuò)散，成分不均勻，液相部分混合（非正常凝固）由于冷卻速度快，液相原子只能部分混合靠近液固界面處不發(fā)生對(duì)流，只有擴(kuò)散，形成邊界層

18、東南大學(xué)材料學(xué)院邊界層中溶質(zhì)原子“富集”，邊界層外液態(tài)濃度均勻，液固界面保持局部平衡經(jīng)過(guò)一段時(shí)間，邊界層中溶質(zhì)濃度與液相中溶質(zhì)濃度保持定值，直到凝固結(jié)束東南大學(xué)材料學(xué)院邊界層擴(kuò)散方程及有效分配系數(shù)對(duì)邊界層的擴(kuò)散方程求解可導(dǎo)出: 式中R為凝固速度,為邊界層厚度，D為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)。東南大學(xué)材料學(xué)院部分混合情況下固溶體不平衡凝固過(guò)程溶質(zhì)分布方程：液相完全混合液相完全不混合液相部分混合東南大學(xué)材料學(xué)院3. 固相無(wú)擴(kuò)散，成分不均勻，液相完全不混合（非正常凝固）冷卻速度非?？欤合嘣訜o(wú)擴(kuò)散邊界層溶質(zhì)原子迅速富集，固相中溶質(zhì)濃度迅速提高初始過(guò)渡區(qū)建立后，ke=1東南大學(xué)材料學(xué)院三種不平衡凝固的有效擴(kuò)散系數(shù)

19、東南大學(xué)材料學(xué)院液相完全混合液相完全不混合液相部分混合東南大學(xué)材料學(xué)院非正常凝固下的成分過(guò)冷及其對(duì)凝固組織的影響1、成分過(guò)冷區(qū)的形成純?cè)啬虝r(shí)過(guò)冷度取決于鑄錠內(nèi)部的溫度分布固溶體凝固時(shí)過(guò)冷度取決于：a. 溫度分布； b. 濃度分布，因?yàn)闈舛炔煌?，熔點(diǎn)不同。成分過(guò)冷(constitutional super-cooling)：由于邊界層中溶質(zhì)原子分布不均勻而引起的過(guò)冷度的變化。東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院影響成分過(guò)冷區(qū)大小的因素： 邊界區(qū)中溶質(zhì)原子的濃度分布； 相圖中液相線的斜率；（Tm） 鑄錠中的溫度分布東南大學(xué)材料學(xué)院成分過(guò)冷臨界條件的定性描述當(dāng)鑄型內(nèi)的溫度分布曲線的斜率（溫度梯度）大

20、于或等于邊界區(qū)熔點(diǎn)曲線切線時(shí)，鑄錠內(nèi)沒(méi)有成分過(guò)冷當(dāng)鑄型內(nèi)的溫度分布曲線的斜率一定，邊界區(qū)熔點(diǎn)曲線切線斜率越大，越容易出現(xiàn)成分過(guò)冷東南大學(xué)材料學(xué)院成分過(guò)冷臨界條件的定量描述根據(jù)推導(dǎo)ke過(guò)程中所得的通解：邊界條件：z=0, CL=C0/k0; z= , CL=C0可得P1=C0, P2 =C0(1-k0)/k0 得：等式兩邊同除以固溶體密度，則，邊界層成分a.完全不混合時(shí)邊界層成分和熔點(diǎn)的數(shù)學(xué)表達(dá)式東南大學(xué)材料學(xué)院東南大學(xué)材料學(xué)院假設(shè)設(shè)相圖中液相線和固相線均為直線，則：TLTA-mwL將wL代入，得：熔點(diǎn)分布東南大學(xué)材料學(xué)院b. 鑄型中溫度分布曲線的數(shù)學(xué)表達(dá)式設(shè)界面處的溫度為Ti, 邊界層中的溫度

21、梯度為G,則在距界面z處的溫度為： TTiGz對(duì)于完全不混合的情況，液固界面處的固相質(zhì)量分?jǐn)?shù)為w0,液相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為w0/k0, Ti為z0時(shí)的TL,于是可得：因此，東南大學(xué)材料學(xué)院c. 臨界條件從圖可知成分過(guò)冷的臨界條件為：對(duì)TL求導(dǎo)數(shù)，可得當(dāng)z0時(shí)，成分過(guò)冷的臨界條件因此要產(chǎn)生成分過(guò)冷必須有：東南大學(xué)材料學(xué)院影響成分過(guò)冷區(qū)大小的因數(shù) k0 ：(液固相線之間距），液固相線之間距越大，k0越小， 則成分過(guò)冷區(qū)越大； m：（液相線斜率），m越大，成分過(guò)冷區(qū)越大； D：（擴(kuò)散系數(shù)）， D越小，成分過(guò)冷區(qū)越大； G：鑄型中的溫度梯度越小，成分過(guò)冷區(qū)越大； R：凝固速度越高，界面移動(dòng)速度（R）越大,

22、成分過(guò)冷區(qū)越 大。注意： （1）以上是在ke=1條件下求得，若k0ke1，推導(dǎo)過(guò)程需修正，但基本規(guī)律相同；（2）ke=k0時(shí)，沒(méi)有成分過(guò)冷。東南大學(xué)材料學(xué)院成分過(guò)冷對(duì)晶體生長(zhǎng)形態(tài)的影響 成分過(guò)冷度很小或沒(méi)有成分過(guò)冷，平直界面； 成分過(guò)冷度較大時(shí)，胞狀晶； 成分過(guò)冷度很大時(shí)，樹(shù)枝晶。東南大學(xué)材料學(xué)院4.2 固溶體的凝固?hào)|南大學(xué)材料學(xué)院不同成分過(guò)冷形成的金相組織胞狀晶樹(shù)枝晶東南大學(xué)材料學(xué)院小結(jié)：2、成分過(guò)冷 成分過(guò)冷是指什么情況下形成的過(guò)冷？在單相固溶體凝固時(shí)成分過(guò)冷是怎樣形成的？形成成分過(guò)冷的臨界條件是什么？它與哪些因素有關(guān)？成分過(guò)冷如何決定單相固溶體中的晶粒的形貌？1、邊界層 什么是邊界層？什

23、么情況下會(huì)形成邊界層？如何根據(jù)邊界層區(qū)分正常凝固和非正常凝固？描述邊界層存在與否的參數(shù)（ 平衡分配系數(shù)k0和有效分配系數(shù)ke）是如何定義的？根據(jù)ke的大小不同可以將凝固過(guò)程分為哪三種典型情況？前面講述的是單相固溶體的凝固，重點(diǎn)是兩個(gè)基本概念和相關(guān)的內(nèi)容：東南大學(xué)材料學(xué)院5. 共晶合金的凝固?hào)|南大學(xué)材料學(xué)院典型的共晶組織共晶形貌多姿多彩，最常見(jiàn)的有片狀和棒狀。東南大學(xué)材料學(xué)院按界面結(jié)構(gòu)分類：1、金屬金屬型（粗糙粗糙界面）共晶 共晶兩相均為金屬，兩相的液固界面均為微觀粗糙界面， 兩組元均是金屬的共晶系屬這種類型；2、金屬非金屬型（粗糙光滑界面）共晶 共晶兩相中一相為金屬（或合金），另一相為非金屬

24、（或亞金屬） 金屬相的液固界面均為微觀粗糙界面，非金屬（或 亞金屬)相的液固界面均為微觀光滑界面;3、非金屬非金屬型（光滑光滑界面）共晶 共晶兩相均為非金屬，很少研究。東南大學(xué)材料學(xué)院1. 金屬金屬型共晶 1）形貌 主要是片狀或棒狀，影響形貌的主要因素有兩個(gè)： 兩相的相對(duì)體積分?jǐn)?shù) 計(jì)算表明當(dāng)兩相中的一相體積分?jǐn)?shù)小于27.6%時(shí)易形成棒狀 此時(shí)形成棒狀共晶的界面積小，反之形成片狀，計(jì)算方法詳 見(jiàn)上海交大教材p303;4.3 共晶凝固共晶組織分類及形成機(jī)理東南大學(xué)材料學(xué)院 兩相之間的界面能 若兩相之間有固定的位向（取向）關(guān)系，則形貌一般是片狀， 因?yàn)榇藭r(shí)界面上原子的匹配好，界面能低。 如在AlCu

25、Al2共晶中兩相之間有位向關(guān)系： 形成片狀共晶4.3 共晶凝固共晶組織分類及形成機(jī)理東南大學(xué)材料學(xué)院片狀共晶的形核選區(qū)電子衍射等微觀分析表明：一個(gè)共晶領(lǐng)域只包含一個(gè)相晶核和一個(gè)相晶核。 不是相和相反復(fù)形核而成 搭橋形核機(jī)制可能首先形成一種相的晶核，另一相晶核便在已有的晶核上形核，然后兩相以搭橋的方式聯(lián)成整體，構(gòu)成共晶東南大學(xué)材料學(xué)院片狀共晶長(zhǎng)大的一般過(guò)程共晶合金凝固過(guò)程是形核相界平衡短程擴(kuò)散破壞平衡長(zhǎng)大相界平衡，此過(guò)程在恒溫下重復(fù)進(jìn)行。 每個(gè)共晶晶核各自長(zhǎng)大成為一個(gè)共晶領(lǐng)域，直至熔液全部轉(zhuǎn)變?yōu)橛刹煌簿ьI(lǐng)域組成的共晶組織為止東南大學(xué)材料學(xué)院成分過(guò)冷對(duì)共晶界面穩(wěn)定性的影響兩種組元之間的短程擴(kuò)散不

26、利于在固液界面形成成分過(guò)冷，此時(shí)界面平面推進(jìn)；當(dāng)共晶合金中存在一些雜質(zhì)元素（少量的第三組元），凝固時(shí)兩相都排出這種組元，導(dǎo)致第三組元在固液界面富集，從而產(chǎn)生成分過(guò)冷，出現(xiàn)胞狀組織或樹(shù)枝狀組織東南大學(xué)材料學(xué)院2. 金屬非金屬型共晶Bi-Pb共晶Al-Si共晶 復(fù)雜形貌的形成機(jī)理： 共晶兩相結(jié)晶前沿（液固界面）過(guò)冷度不同 動(dòng)態(tài)過(guò)冷度；成分過(guò)冷東南大學(xué)材料學(xué)院6. 鑄錠組織和鑄造技術(shù)東南大學(xué)材料學(xué)院典型的鑄錠（件）宏觀組織1、表層細(xì)晶區(qū) 靠模壁，強(qiáng)烈過(guò)冷導(dǎo)致在模壁上的非均勻形核2、柱狀晶區(qū) 模型溫度升高，過(guò)冷度減小，形核受到局限，晶粒借助已有晶核沿溫度梯度方向擇優(yōu)生長(zhǎng)兩種形式：平直界面 純金屬樹(shù)枝晶

27、 固溶體東南大學(xué)材料學(xué)院3、中心等軸晶區(qū)：在鑄錠的心部形核或產(chǎn)生籽晶并長(zhǎng)大，形成粗大的等軸晶（并非球狀，但各個(gè)方向上的尺度在同一數(shù)量級(jí)上。形成原因：（1）成分過(guò)冷 隨柱狀晶向中心推進(jìn)，成分過(guò)冷區(qū)擴(kuò)展至鑄錠中心部位。由于過(guò)冷,中心部位大量形核；（2）熔液對(duì)流 金屬液注入鑄錠后，溫度分布不均勻，靠外壁部位溫度低，中心部位溫度高，形成對(duì)流，致使細(xì)晶被卷入；（3）枝晶局部被重熔產(chǎn)生籽晶 二次晶的根部細(xì),容易被熔掉致使枝晶落。 東南大學(xué)材料學(xué)院三層組織的性能表層細(xì)晶區(qū)：組織細(xì)密，力學(xué)性能好，但總量上，對(duì)整體性能影響小；柱狀晶區(qū)：比較致密，但性能有明顯的方向性，沿結(jié)晶方向力學(xué)性能好，但柱狀晶交界處強(qiáng)度、塑

28、性較低，容易開(kāi)裂；等軸晶區(qū)：組織較疏松，性能無(wú)明顯方向性；因此，控制鑄錠性能的關(guān)鍵是控制鑄錠中的柱狀晶和等軸晶比例東南大學(xué)材料學(xué)院影響鑄錠組織的因素 澆鑄速度：速度高有利于柱狀晶形成 鑄型的散熱條件：散熱快，冷卻速度高，有利于柱狀晶形成，定向散熱也有利于柱狀晶形成 熔液成分：純度高有利于柱狀晶形成柱狀晶過(guò)于發(fā)達(dá)時(shí)會(huì)形成穿晶，不利于后續(xù)加工。如何改變澆鑄條件獲得理想的鑄錠組織？東南大學(xué)材料學(xué)院鑄錠組織對(duì)性能的影響 柱狀晶區(qū)過(guò)大不利于后續(xù)的形變加工 柱狀晶會(huì)導(dǎo)致鑄錠或鑄件的各向異性，尤其是形成鑄造構(gòu)；東南大學(xué)材料學(xué)院鑄造缺陷1、縮孔 集中縮孔 分散縮孔 疏松 對(duì)鑄錠的性能有害東南大學(xué)材料學(xué)院縮孔的形式與凝固方式有關(guān)，殼狀凝固不易形成疏松，糊狀凝固容易形成疏松，固相線液相線之間距離越大，越易形成糊狀凝固，導(dǎo)致疏松。東南大學(xué)材料學(xué)院2、偏析偏析的分類 宏觀偏析：正常偏析、反偏析、比重偏析 顯微偏析：胞狀偏析、枝晶偏析、晶界偏析（1）宏觀偏析 正常偏析 按前面所述的凝固規(guī)律形成的偏析對(duì)于k01的情況，鑄錠心部溶質(zhì)濃度高提高冷卻速度有利于減輕正常偏析東南大學(xué)材料學(xué)院 反偏析 心部濃度比外部低（k01）不常見(jiàn)，機(jī)理也不是很清楚通常認(rèn)為反偏析的形