鑄件成形原理第3章所討論的液-固相變及其形核與生長(zhǎng)的內(nèi)容多以純金屬為對(duì)象，但在金屬鑄造生產(chǎn)及材料凝固研究中，涉及對(duì)象大多為合金。對(duì)于合金凝固而言，液-固轉(zhuǎn)變的平衡溫度不再是固定溫度Tm(除了二元合金的特殊成分點(diǎn)，如共晶點(diǎn)、包晶點(diǎn)的情況仍為固定溫度外)，而是發(fā)生在平衡相圖上由液相線及固相線所確定的某一溫度區(qū)間。合金開始結(jié)晶的平衡溫度則為對(duì)應(yīng)成分的液相線溫度TL，且隨著凝固的進(jìn)行由于液相成分的變化，TL也在發(fā)生改變。第4章單相合金凝固另一方面，合金凝固大多為多相組織(除了組元間無(wú)限互溶的勻晶合金以及端際固溶體合金以外)，這比純金屬的單相組織凝固要復(fù)雜。當(dāng)然，多相合金的凝固通常是從單相固溶體開始的，故單相固溶體凝固的內(nèi)容對(duì)多相合金也十分重要。本章將介紹單相固溶體凝固，共晶以及包晶多相合金的凝固內(nèi)容將在第5章介紹。第4章單相合金凝固4.1凝固過(guò)程中的溶質(zhì)再分配

4.2合金凝固界面前沿的成分過(guò)冷

4.3成分過(guò)冷對(duì)合金單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響第4章單相合金凝固4.1凝固過(guò)程中的溶質(zhì)再分配4.1.1溶質(zhì)平衡分配系數(shù)

4.1.2平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配

4.1.3固相無(wú)擴(kuò)散而液相充分混合均勻的溶質(zhì)再分配

4.1.4固相中無(wú)擴(kuò)散而液相中只有有限擴(kuò)散的溶質(zhì)再分配

4.1.5液相中部分混合(有對(duì)流作用)的溶質(zhì)再分配4.1.1溶質(zhì)平衡分配系數(shù)1.K0的定義及其意義

2.液-固界面局部平衡假設(shè)1.K0的定義及其意義圖4-1平衡分配系數(shù)2.液-固界面局部平衡假設(shè)在實(shí)際凝固過(guò)程中，溶質(zhì)原子在固、液兩相中的擴(kuò)散速度有限，在界面兩側(cè)兩相大范圍內(nèi)的成分不可能達(dá)到均勻。因此，隨著溫度下降，C*S及C*L也不可能按平衡相圖的液相線及固相線變化，故凝固過(guò)程的實(shí)際溶質(zhì)分配系數(shù)與K0有較大差別。而且，凝固速度隨著冷卻速率的增大而增大，這種差別也會(huì)隨之更顯著。盡管如此，凝固理論認(rèn)為，在通常凝固條件下(在冷卻速率處于103℃/s范圍內(nèi)的非“快速凝固”情況［1］)，界面處液、固兩相的成分始終處于局部平衡狀態(tài)，也就是說(shuō)，對(duì)于給定合金，無(wú)論界面前沿溶質(zhì)富集的程度如何，兩側(cè)的C*S及C*L值仍符合相應(yīng)平衡相圖，且C*S及C*L的比值在任一瞬時(shí)仍等于溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0，此即凝固界面的“局部平衡假設(shè)”。這一假設(shè)是本節(jié)討論溶質(zhì)再分配的前提，也是以后一系列常規(guī)凝固過(guò)程研究工作及其理論計(jì)算的基礎(chǔ)。4.1.2平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配圖4-2平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配

a)開始凝固b)溫度時(shí)的凝固c)凝固完畢d)相圖4.1.3固相無(wú)擴(kuò)散而液相充分混合均勻的溶質(zhì)再分配圖4-3液相充分混合均勻凝固條件下的溶質(zhì)再分配

a)開始凝固b)溫度時(shí)的凝固c)凝固完畢d)相圖4.1.4固相中無(wú)擴(kuò)散而液相中只有有限擴(kuò)散的溶質(zhì)再分配(1)最初過(guò)渡區(qū)根據(jù)圖4-4d所示，T=TL時(shí)，析出固相成分為C*=K0C0，多余溶質(zhì)排向液相。

(2)穩(wěn)定狀態(tài)區(qū)當(dāng)固相凝固排出的溶質(zhì)原子等于液相中擴(kuò)散離開界面的原子數(shù)量時(shí)，即進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)。

(3)最后過(guò)渡區(qū)到了凝固后期剩下液體的體積有限，界面上溶質(zhì)原子向液體擴(kuò)散受到限制，于是界面處及其前方液相的溶質(zhì)濃度又再上升，C*不再保持不變，而逐漸變得比C0/K0要高得多，固相C*也隨之急劇上升而大大高于C0，直至凝固結(jié)束。圖4-4液相只有有限擴(kuò)散凝固條件下的溶質(zhì)再分配

a)穩(wěn)定階段b)凝固的三個(gè)階段c)凝固過(guò)程中的

固相及液相成分d)相圖4.1.4固相中無(wú)擴(kuò)散而液相中只有有限擴(kuò)散的溶質(zhì)再分配(3)最后過(guò)渡區(qū)圖4-5最初過(guò)渡區(qū)階段及

變化示意圖(3)最后過(guò)渡區(qū)圖4-6穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)固相及液相的溶質(zhì)再分配(3)最后過(guò)渡區(qū)圖4-7穩(wěn)定凝固階段界面前沿的特征距離

與溶質(zhì)分布參(3)最后過(guò)渡區(qū)圖4-8R、、對(duì)穩(wěn)定生長(zhǎng)階段(x′)-x′曲線的影響(3)最后過(guò)渡區(qū)圖4-9凝固速度R發(fā)生變化時(shí)固相成分的改變4.1.5液相中部分混合(有對(duì)流作用)的溶質(zhì)再分配(1)KE=K0(KE最小)發(fā)生在＜＜1時(shí)［見(jiàn)式(4-13a)］，即慢生長(zhǎng)速度和最大的攪動(dòng)或?qū)α?，這時(shí)δN很小，相當(dāng)于前面討論的液相充分混合均勻的情況。

(2)KE=1(KE最大)發(fā)生在＞＞1時(shí)，即快生長(zhǎng)速度凝固或沒(méi)有任何對(duì)流、δN很大的情況，這相當(dāng)于液相只有有限擴(kuò)散的情況。

(3)K0＜KE＜1相當(dāng)于液相部分混合(對(duì)流)的情況，實(shí)際工程中常在這一范圍。4.1.5液相中部分混合(有對(duì)流作用)的溶質(zhì)再分配圖4-10液相有對(duì)流的溶質(zhì)再分配4.2合金凝固界面前沿的成分過(guò)冷4.2.1成分過(guò)冷的形成及其條件

4.2.2成分過(guò)冷形成的判據(jù)

4.2.3成分過(guò)冷的程度4.2.1成分過(guò)冷的形成及其條件圖4-11成分過(guò)冷的形成條4.2.2成分過(guò)冷形成的判據(jù)1.液相只有有限擴(kuò)散條件下的成分過(guò)冷判據(jù)

2.液相部分混合(有對(duì)流)條件下的成分過(guò)冷判據(jù)1.液相只有有限擴(kuò)散條件下的成分過(guò)冷判據(jù)

2.液相部分混合(有對(duì)流)條件下的成分過(guò)冷判據(jù)

4.2.3成分過(guò)冷的程度

4.3成分過(guò)冷對(duì)合金單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響4.3.1熱過(guò)冷對(duì)純物質(zhì)液-固界面形態(tài)的影響

4.3.2成分過(guò)冷對(duì)合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律

4.3.3窄成分過(guò)冷作用下胞狀組織的形成及其形貌

4.3.4較寬成分過(guò)冷作用下的枝晶生長(zhǎng)

4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)

4.5.1胞狀晶及柱狀樹枝晶的一次間距

4.5.2柱狀樹枝晶及等軸樹枝晶的二次間距4.3.1熱過(guò)冷對(duì)純物質(zhì)液-固界面形態(tài)的影響圖4-12純物質(zhì)液相正溫度梯度4.3.1熱過(guò)冷對(duì)純物質(zhì)液-固界面形態(tài)的影響圖4-13純物質(zhì)在正溫度梯度下維持平面生長(zhǎng)4.3.1熱過(guò)冷對(duì)純物質(zhì)液-固界面形態(tài)的影響圖4-14純物質(zhì)液相負(fù)溫度梯度4.3.1熱過(guò)冷對(duì)純物質(zhì)液-固界面形態(tài)的影響圖4-15純物質(zhì)在負(fù)溫度梯度下凝固界面變得不穩(wěn)定

a)胞狀晶發(fā)展(示意圖)b)側(cè)向分枝(實(shí)際樹枝晶形貌)4.3.2成分過(guò)冷對(duì)合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律圖4-16過(guò)冷度與晶體形貌

a)不同過(guò)冷度情況b)平面生長(zhǎng)

c)胞狀生長(zhǎng)d)樹枝狀生長(zhǎng)e)內(nèi)生生長(zhǎng)4.3.2成分過(guò)冷對(duì)合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律圖4-17、R、對(duì)晶體形貌的綜合影響示意圖4.3.2成分過(guò)冷對(duì)合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律圖4-18R變化引起不同成分過(guò)冷條件下的鎳基超合金CMSX4定向凝固組織形貌(=5℃/mm)

a)R=5mm/hb)R=50mm/hc)R=180mm/h

(注：高溫鎳基超合金CMSX4的成分為：61.7%,=9.0%,=6.5%,=6.5%,=6.0%,=5.6%,=3.0%,=1.0%,=0.6%)4.3.3窄成分過(guò)冷作用下胞狀組織的形成及其形貌圖4-19胞狀晶組織形態(tài)

a)四溴化碳胞狀晶的縱截面b)規(guī)則胞狀晶的橫截面4.3.3窄成分過(guò)冷作用下胞狀組織的形成及其形貌圖4-20=0.006%的錫合金不同成分過(guò)冷(由小變大)胞狀晶界面的演變

a)“痘點(diǎn)”狀界面b)狹長(zhǎng)的胞狀晶界面c)不規(guī)則胞狀晶界面d)規(guī)則胞狀晶界面

(傾液法實(shí)驗(yàn)觀察，G/R由2000℃·c·s到350°C·c·s)4.3.4較寬成分過(guò)冷作用下的枝晶生長(zhǎng)圖4-21胞狀晶向柱狀樹枝晶生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變

(圖示<100>為立方晶體的擇優(yōu)生長(zhǎng)方向)4.3.4較寬成分過(guò)冷作用下的枝晶生長(zhǎng)圖4-22不純鉛合金胞狀晶分枝4.3.4較寬成分過(guò)冷作用下的枝晶生長(zhǎng)圖4-23Al-20%Cu樹枝晶

(=48K/mm,R=25m/s)4.3.4較寬成分過(guò)冷作用下的枝晶生長(zhǎng)圖4-24各向異性對(duì)晶體生長(zhǎng)方式的作用［CB-8%C(摩爾分?jǐn)?shù))合金］

a)R＞20，(001)面與玻璃板平行b)R=(5~50)，(111)面與玻璃板平行4.3.4較寬成分過(guò)冷作用下的枝晶生長(zhǎng)圖4-25Al-Mg合金等軸晶的海藻狀生

a)相場(chǎng)模擬的生長(zhǎng)方式b)AZ91D的實(shí)際凝固組織4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)圖4-26非小平面晶體的等軸樹枝晶

a)八面體微晶發(fā)展為樹枝晶干的過(guò)程示意圖b)流場(chǎng)對(duì)等軸晶形貌的影

c)亞共晶Sn-Bi合金初生相等軸樹枝晶實(shí)際形貌4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)圖4-27小平面晶體等軸晶生長(zhǎng)形貌

a)、b)形貌發(fā)展過(guò)程示意圖c)過(guò)共晶Sn-Bi合金凝固組織中鉍晶體(此時(shí)為小平面相)的實(shí)際形貌4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)表4-1不同生長(zhǎng)條件下純金屬及合金的界面形貌總結(jié)表4-2界面穩(wěn)定的最小溫度梯度與原始成分及分配系數(shù)的關(guān)系4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)圖4-28干擾因素作用下的固-液界面擾動(dòng)4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)圖4-29界面穩(wěn)定性與干擾波長(zhǎng)的關(guān)4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)圖4-30柱狀樹枝晶與根部及端部的4.3.5等軸晶的形成與內(nèi)生生長(zhǎng)圖4-31環(huán)己烷等軸樹枝晶不同時(shí)刻的二次枝晶間距

a)初始凝固的狀態(tài)b)比晚20min的的狀態(tài)4.5.1胞狀晶及柱狀樹枝晶的一次間距1.一次間距λ1與枝晶端部半徑r的關(guān)系

2.生長(zhǎng)速度R及溫度梯度G對(duì)λ1的影響

3.一次枝晶間距的調(diào)整方式1.一次間距λ1與枝晶端部半徑r的關(guān)系圖4-32定向凝固過(guò)程的一次間距2.生長(zhǎng)速度R及溫度梯度G對(duì)λ1的影響圖4-33界面溫度及形態(tài)與

凝固速率的關(guān)2.生長(zhǎng)速度R及溫度梯度G對(duì)λ1的影響圖4-34定向生長(zhǎng)中枝晶端部半徑r及一次

間距與凝固速率的關(guān)3.一次枝晶間距的調(diào)整方式圖4-35凝固速率及溫度梯度對(duì)

Al-1%Ti合金定向凝固組織的作用

a)、b)R=8.30mm/s、G=2.20K/mm

c)、d)R=8.30mm/s、G=5.28K/mm

e)、f)R=498.6mm/s、G=5.28K/mm3.一次枝晶間距的調(diào)整方式圖4-36不同G時(shí)琥珀腈-丙酮

合金新樹枝晶的產(chǎn)生

(枝晶主干以<001>晶向與熱流平行)

a)G=1.06K/mmb)G=1.81K/mm

c)G=3.25K/mm3.一次枝晶間距的調(diào)整方式圖4-37鎳基超合金CMSX4

枝晶的擇優(yōu)生3.一次枝晶間距的調(diào)整方式圖4-38琥珀腈-水楊酸苯酯合金定向

凝固過(guò)程中的調(diào)4.5.2柱狀樹枝晶及等軸樹枝晶的二次間距胞狀晶及柱狀樹枝晶在生長(zhǎng)過(guò)程中，一旦一次枝晶間距確立，只要生長(zhǎng)條件不變，則λ1在凝固過(guò)程中將不會(huì)發(fā)生改變。但是，柱狀樹枝晶及等軸樹枝晶的二次枝晶則在生長(zhǎng)中經(jīng)歷熟化過(guò)程，其二次枝晶