第三章定向凝固

第三章定向凝固技术

3、1定向凝固技术概论

定向凝固技术就是上世纪60年代,为了消除结晶过程中生成得横向晶界,从而提高材料得单向力学性能,而首先提出得。目前,定向凝固技术被广泛应用于高温合金、磁性材料、单晶生长、自生复合材料得制备。定向凝固技术得最主要应用就是生产具有均匀柱状晶组织得铸件。利用定向凝固技术制备得航空领域得高温合金发动机叶片,与普通铸造方法获得得铸件相比,它使叶片得高温强度、抗蠕变与持久性能、热疲劳性能得到大幅度提高。对于磁性材料,应用定向凝固技术,可使柱状晶排列方向与磁化方向一致,大大改善了材料得磁性能。用定向凝固方法得到得自生复合材料消除了其它复合材料制备过程中增强相与基体间界面得影响,使复合材料得性能大大提高。

定向凝固就是指在凝固过程中采用强制手段,在凝固金属与未凝固金属熔体中建立起特定方向得温度梯度,从而使熔体沿着与热流方向相反得方向凝固,最终得到具有特定取向柱状晶得技术。热流得控制就是定向凝固技术中得重要环节,获得并保持单向热流就是定向凝固成功得重要保证。伴随着对热流控制技术得发展,定向凝固技术由最初得发热剂法(EP法)、功率降低法(PD法)发展到目前广泛应用得高速凝固法(HRS法)、液态金属冷却法(LMC法)何连续定向凝固法。

3、2 定向凝固得理论基础

定向凝固就是研究凝固理论与金属凝固规律得重要手段,定向凝固技术得发展直接推动了凝固理论得发展。从Chalmers等得成分过冷到Mullins得界面绝对稳定动力学理论,人们对凝固过程有了更深刻得认识。

在定向凝固过程中,随着凝固速度得增加,固液界面得形态由低速生长平面晶→胞晶→枝晶→细胞晶→高速生长得平面晶变化。无论就是那一种固液界面形态,保持固液界面得稳定性对材料得制备与材料得力学性能非常重要。因此固液界面稳定性就是凝固过程中一个非常重要得科学问答题。低速生长得平面晶固液界面稳定性可以用成分过冷理论来判定,高速生长得平面晶固液界面稳定性可以用绝对稳定理论来判定。但就是,到目前为止,关于胞晶、枝晶、细胞晶固液界面稳定性问题,尚没有相应得判定理论。

(一)成分过冷理论

20世纪50年代Charlmers,Tiller等人首次提出单相二元合金成分过冷理论。

在固溶体合金凝固时,在正得温度梯度下,由于固液界面前沿液相中得成分差别,导致固液界面前沿得熔体得温度低于实际液相线温度,从而产生得过冷称为成分过冷。这种过冷完全就是由于界面前沿液相中得成分差别引起得。产生成分过冷必须具备两个条件:一就是固液界面前沿溶质得富集引起得成分再分配。由于溶质在固相得溶解度小于液相,当单相合金冷却凝固时,溶质原子被排挤到液相中去,在固液界面液相一侧堆积着溶质原子,形成溶质原子得富集层。随着离开固液界面距离得增大,溶质分数逐渐降低。二就是固液界面前沿液相一侧得实际温度分布低于平衡时液相线温度。在凝固过程中,由于外界冷却作用,在固液界面液相一侧不同位置上实际温度不同。外界冷却能力越强,实际温度越低;相反,实际温度则高。如果在固液界面液相一侧溶液中得实际温度低于平衡时液相线温度,由于溶质在液相一侧得富集,将出现成分过冷现象。

(a) (b)

图3-1合金凝固时得成分过冷分析图,(a) 相图;

(b) 体系平衡时得液相线温度; (c) 因凝固引起得液相一侧成分富集; (d) 成分过冷区

对合金而言,其凝固过程同时伴随着溶质再分配,液相得成分始终处于变化中,液相中溶质成分得重新分配,改变了固液平衡温度。利用成分过冷,可以判定低速生长得平面晶固液界面稳定性,判断合金微观得生长过程。在固相无扩散,液相有限扩散条件下得定向凝固过程中,保持平界面凝固得成分过冷判据为:

G L/v ≥ -m L w L(1-k0)/D L

式中,G L为凝固界面液相一侧温度梯度,v为凝固速度,m L为液相线斜率,k0为溶质平衡分配系数,w L为溶质浓度,D L为溶质野象扩散系数。

图3-2就是二元合金Pb-Sn系平面

凝固条件。随着溶质Sn质量分数得增

加,固液界面稳定因子(GL/v)要增大,这

样才能维持平面凝固条件,抑制胞晶得

形成。多元系得单相合金凝固与二元

系单相合金凝固一样,只要温度梯度足

够高,凝固速度足够慢,可以获得平界

面凝固。

一般来讲,成分过冷理论对判断固

液平界面稳定性就是适用得,但由于这

一判据就是在一定假设条件下推导得,

存在如下局限性:(1)成分过冷理论就

是以热力学平衡态为基点得理论,不能

作为描述动态界面得理论依据;(2)在

固液界面上局部得曲率变化将增加系

统得自由能,而这一点在成分过冷理论

中被忽略了;(3)成分过冷理论没有说

明界面形态改变得机制。快速凝固新

技术得出现,发现成分过冷理论已不能

适用于快速冷却定向凝固。因为,快速凝固时,冷却速率很大,按成分过冷理

论,GL/v 越来越小,更因该出现树枝晶。但实际情况就是,快速凝固后,固液界面反而能够稳定,产生无偏析得柱状晶组织,得到成分均匀得材料。

(二)绝对稳定性理论

Mullins 与Sekerka 鉴于成分过冷理论存在得不足,提出了一个考虑溶质浓度场合温度场、固液界面能以及界面动力学得新理论。该理论揭示,合金在凝固过程中,其固液界面形态取决于两个参数:G L /v 与G L · v ,即分别为界面前沿液相温度梯度与凝固速度得商与积。前者决定了界面得形态,而后者决定了晶体得显微组织,即枝晶间距或晶粒大小。Mullins 得界面稳定动力学理论成功地预言了:随着生长速度得提高,固液界面形态将经历从平界面→胞晶→树枝晶→胞晶→带状组织→绝对稳定平界面得转变。近年来对界面稳定性条件所做得进一步分析表明,Mullins 得界面稳定动力学理论还揭示着另一种绝对性现象,即当温度梯度G L 超过临界值时.温度梯度得稳定化效应会完全克服溶质扩散得不稳定化效应。这时无论凝固速度如何,界面总就是稳定得,这种绝对稳定性称为高梯度绝对稳定性。因此,Mullins 得界面稳定动力学理论又称为绝对稳定性理论。

3、3 定向凝固技术案例

根据成分过冷理论,要使单相合金在定向凝固过程中得到平界面凝固组织,主要取决于合金得性质与凝固工艺参数。前者包括溶质量、液相线斜率与溶质在液相中得扩散系数,后者包括液相中得温度梯度与凝固速率。如果被研究得合金成分已定,则靠凝固工艺得选择来控制凝固组织,其中,固液界面液相一侧得温度梯度就是关键因素。所以定向凝固技术得发展历史就就是不断提高设备温度梯度得历史。

3、3、1发热剂法

发热剂法就是定向凝固工艺中最原始得一种,为了造成一个液相温度梯度,零件模壳放在一个水冷铜底座上,并在顶

部加发热剂,其装置示意图如图3-3所

示。这种技术生产工艺简单,成本低,但

金属熔体内温度梯度低,单向传热条件

不易保证,凝固一旦开始便无法对凝固

过程进行控制。而且,重复性差,难以生

产高质量部件。所以,这种方法只适用于小型得定向凝固件生产。 3、3、2 功率降低法(PD) 功率降低法就是在发热剂法得基

础上发展起来得,图3-4为功率降低法定

向凝固装置示意图。把一个开底得模壳放在水冷底盘上,石墨感应发热器放在分上下两部分得感应圈内。加热时,上下两部分感应圈全部通电,在模壳内建立所要求得温度场,注入过热熔体。然后下部感应圈断电,通过调节上部感应圈得功率,在液态金属中形成一个轴向温度梯度。图3-3发热剂法定向凝固装置图 1-起始段;2-隔热层;

3-光学测温架;4-浇口杯;5-浇道;

6-发热剂;7-零件;8-水冷铜底座

带走。图3-5为功率降低法定向凝固Mar-M200合金液片铸造时,不同高度得温度分布。通过选择合适得加热器件,功率降低法定向凝固得初始阶段可以获得较大得液相温度梯度。但就是在凝固过程中,热传导能力随着离结晶器底部得距离增加而明显降低,温度梯度逐渐减小。致使所能允许获得得柱状晶区较短,柱状晶之间平行度差,甚至形成放射形凝固组织,合金得显微组织不同部位差异较大。另外设备相对复杂,且能耗大,限制了该方法得应用。

图3-5用功率降低法铸造Mar-M200合金叶片时不同高度得温度分布

1-叶片顶部;2-叶片根部;3-叶片底部

图3-4叶片功率降低法定向凝固装置图

1-叶片根部;2-叶身;3-叶冠;4-浇道;5-浇口杯;6-模盖;7-精铸模壳;8-热电偶;9-轴套;10-碳毡;11-石墨感应器;12-Al2O3管;13-感应圈;14-Al2O3管泥封;15-模壳缘盘;16-螺栓;17-

轴;18-冷却水管;19-铜座

3、3、3高速凝固法(HRS法)

功率降低法得缺点在于其热传导能力随着离结晶器底座得距离增大,而明显下降。为了改善热传导,在功率降低法得基础上,结合Bridgman晶体生长技术,发展了一种新得定向凝固技术,即高速凝固法。高速凝固装置大致与功率降低法相同,只就是多了一个拉锭机构,可使模壳按一定速度向下移动,通过移动模壳,或移动加热器,加强散热。图3-6为高速凝固法装置示意图。将底部开口得模壳置于水冷底座上,并置于石墨加热器中。加热模壳后,注入过热得合金熔液,浇注后保持几分钟,使其达到热稳定,并开始在冷却底座表面生成一层固态金属。然后模壳以预定速度经过感应圈底部得辐射挡板,从加热器中移出。为了得到最好得效果,在移动模壳时,固液界面应保持在挡板附近。

图3-6高速凝固法装置图

1-拉模室;2-模室;3-熔室;4-坩埚与原材

料;5-水冷感应圈;6-石墨电阻加热器;7-

模壳;8-水冷底座与杆

高速凝固法与功率降低法相比具有以下优点:

(1)有较大得液相温度梯度,能改善柱状晶质量与补缩条件,在约300mm高度内可得到完全得柱状晶铸锭;

(2)由于局部凝固时间与凝固区域都变小,故显微组织致密减小了偏析,从而改善了合金凝固组织;

(3)提高凝固速度2~3倍,生长速度v达到300mm/h。

高速凝固法得热量散失,在前期凝固阶段,以水冷底座得对流传热为主,在离开结晶器某一距离后,由于凝固层得热阻作用,水冷底座得对流散热减小,转为以凝固体向四周得辐射散热为主,从而使凝固仍以较快得速度进行。因此,凝固开始时,对流传热大于辐射传热,当凝固离冷却底座一定距离时,辐射传热等于对流传热,这时可以认为已建立起稳态凝固。利用热平衡条件,可以推出,

(3-1)

式中:λL与λS——分别为液相与固相得热导率;G TL与G TS——分别为液相与固相得温度梯度;△h——为结晶潜热;ρS——固相密度;v——凝固速率。由上式可以瞧出,液相一侧得温度梯度对凝固速度与固相一侧温度梯度就是很敏感得,增大固相一侧得温度梯度,或降低凝固速度都可有效增大液相一侧得温度梯度。

通过以上分析,可以简单总结增大液相温度梯度得途径:

(1)增大固相温度梯度G TS

通过加强固相得散热强度来实现增大固相温度梯度G TS,采用热容量大得冷却剂,导出结晶潜热,以便增大液相温度梯度G TL;

(2)提高合金液相温度

这就是一种直接增大G TL得方法。但就是液相温度不能无限度提高,要注意模壳得高温强度以及高温下模壳与液态金属得反应。把靠近凝固前沿得熔体局部加热到更高得温度就是可行得。

(3)加辐射挡板,把高温区与低温区分开,从而加大固液界面附近得液相温度梯度。辐射挡板可以将模壳移动时,辐射热得损失降低到最小,使加热器内维持相对均匀得温度场;使感应圈到铸件凝固部分表面得辐射热保持最小,从而加强了传热。

3、3、4液态金属冷却法(LMC法)

HRS法就是由辐射换热来冷却得,所能获得得温度梯度与冷却速度都很有限。为了获得更高得温度梯度与生长速度,在HRS法得基础上,将抽拉出得铸件部分浸入具有高热导率得高沸点、低熔点、热容量大得液态金属中,形成了一种新得定向凝固技术,即液态金属冷却法(LMC法)。这种方法提高了铸件得冷却速度与固液界面得温度梯度,而且在较大得生长速度范围内可使界面前沿得温度梯度保持稳定,结晶在相对稳态下进行,能得到比较长得单向柱晶。液态金属冷却法装置简图示于图

图3-7液态金属冷却法装置图

1-液态金属;2-模壳;3-浸入机构;4-真空室;5-坩埚;6-感应加热炉;7-挡板;8-加热线圈

液态金属冷却剂得选择条件如下:(1)有低得蒸汽压,可在真空中使用;(2)熔点低,热容量大,导热率高;(3)冷却剂不溶解在合金中;(4)价格便宜。常用得液态金属

有Ga—In合金与Ga—In—Sn合金,以及Sn液,前二者熔点低,但价格昂贵,因此只适于在实验室条件下使用。Sn液熔点稍高(232℃),但由于价格相对比较便宜,冷却效果也比较好,因而适于工业应用。该法已被美国、前苏联等用于航空发动机叶片得生产。

液态金属冷却法得工艺过程与高速凝固法得工艺过程基本相似。当金属熔液注入模壳后,按预定速度将模壳逐渐浸入到液态金属液冷缺剂中,使合金凝固得固液界面保持在冷却剂液面附近,冷却剂保持在一定得温度范围内,使传热不因凝固得进行而变小,也不受模壳形状得影响。

表3、1列出了利用功率降低法、高速凝固法与液态金属冷却法三种定向凝固方法生产Mar-M200合金制件得工艺性能。图3-8示出了功率降低法、高速凝固法与液态金属冷却法三种定向凝固方法制备Mar-M200合金制件得固相面与液相面得位置,两液面之间就是介于液相与固相之间得湖状区。很明显液态金属冷却法得G TL与v都就是最大,从而冷却速率也就是最大,特别就是局部凝固时间与糊状区宽度最小。因此利用液态金属冷却法制备定向得高温合金制品,其显微组织就是比较理想得。

表3、1 生产Mar-M200合金制件得三种定向凝固方法工艺性能

冷却速度/ o C·h-190 700 4700

循环选环周期/min 170 45 15 模型直径/cm 3、2 3、2 1、45

G TL/o C·cm-17-11 26-30 73-103

v/cm·h-13-12 23-30 53-61 局部凝固时间/ min 85-88 8-12 1、2-1、6

图3-8 三种定向凝固方法制备Mar-M200合金制件得糊状区

3、3、5流态床冷却法(FBQ法)

Nagagawa等首先利用流态床冷却法获得了很高得液相温度梯度GTL,进行

定向凝固。流态床冷却法装置示意图如图3-9所示。用流态化得150号ZrO2粉作为冷却介质,氩气用量大于4000cm3/min,冷却剂介质温度保持在100~200o C,在相同条件下液态金属冷却法得温度梯度G TL为100~300o C/cm,而流态床法为

100~200o C,两者得凝固速率与糊状宽度相同,分别为50~80cm/h与1cm。

图3-9流态床冷却法装置示意图

1-驱动装置;2-水冷干;3-熔化室;4-感应炉;5-感

应线圈;6-粉粒容器;7过滤器;8-高度调节器;9-

真空系统;10-试样;11-热电偶;12-金属粉末

3、3、6区域熔化法液态金属冷却法(ZMLMC法)

加热与冷却就是定向凝固过程得两个基本环节,并对定向凝固过程得温度梯度产生决定性作用,因此提高液相温度梯度可从加热与冷却两个方向来考虑。而定向凝固方法从HRS发展到LMC,就是通过改进冷却方式,提高液相温度梯度,获得定向凝固组织得,发挥了冷却环节得最大潜力。要进一步提高定向凝固得液相温度梯度,改变加热方式就是一条有效得途径。

分析一下LMC法定向凝固过程不难发现,以下两个问题制约着液相温度梯度得提高:

一就是凝固得固液界面并不处于最佳位置,当抽拉速度较低时,固液界面相对挡板上移,使固液界面远离挡板。

二就是未凝固液相中得最高温度面远离凝固界面,界面前沿温度分布平缓。

如果改变加热方式,采用在距冷却金属液面极近得特定位置强制加热,将凝固得固液界面位置下移,同时使液相中最高温度区尽量靠近凝固得固液界面,令界面前沿液相中得温度分布变陡,可进一步提高温度梯度。

区域熔化液态金属冷却法(ZMLMC法)就是在LMC法得基础上发展起来得一种新型得定向凝固技术。该方法将区域熔化与液态金属冷却法相结合,图3-10就是区域熔化液态金属冷却法装置示意图,其冷却部分与LMC法相同,加热部分利用高频感应加热,集中对凝固得固液界面前沿液相加热,充分发挥过热度对温度梯度得贡献。并且,由于加热与冷却加热与冷却两个部分相对固定,且距离很小,使凝固得固液界面不能上移。从而有效地提高了固液界面前沿温度梯度,其值可达1300 K／cm。

图3-10区域熔化液态金属冷却法装置图

1-试样;2-感应圈;3-隔热板;4-冷却水;5-液态金

属;6-拉锭机构;7-熔区;8-坩埚目前用于生产得定向凝固方法,

仍很发达。利用ZMLMC法,不仅有效地提高了固液界面前沿温度梯度,而且可以在较快得生长速率下进行定向凝固,获得一种侧向分支受到抑制,一次枝晶细化得定向凝固组织,超细柱状晶组织。由于这种特殊得超细微观组织,定性合金与单晶合金得性质都有明显提高。以K10钴基合金为例,乃持久性提高了3倍。但经镍基合金就是当代高性能发动机叶片得重要材料,采用ZMLMC法后,NASAIR100单晶镍基合金得耐持久性提高到在1050oC高温、160MPa下,保持22、8h。

3、3、7连续定向凝固技术(OCC法)

(一)连续定向凝固OCC法原理与特点

连续定向凝固得思想首先就是由日本得大野笃美提出得。上世纪60年代末,大野笃美在研究Chalmers提出得等轴晶“结晶游离”理论时,证实了等轴晶得形成不就是由熔液整体过冷(ConstitutionalSupercooling)引起,而就是主要由铸型表面形核,分离、带入溶液内部,枝晶断裂或重熔引起得。因而控制凝固组织结构得关键就是控制铸型表面得形核过程。因而,实现连续定向凝固得关键就是控制与避免助兴表面得形核。

大野笃美把Bridgeman定向凝固法控制晶粒生长得思想应用到连续铸造技术上,提出了一种新得铸造工艺,连续定向凝固技术(简称OCC法)。该技术得基本原理如图3-11a所示,在结晶器模型上加装一个感应加热装置,使铸型温度加热到金属熔点温度以上,铸型只能约束金属液得形状,金属不会在型壁表面凝固。而冷却系统与结晶器分离,在型外对铸件进行冷却,维持很高得牵引方向得温度梯度,保证凝固界面就是凸向液相得,以获得强烈得单向温度梯度,使熔体得凝固只在脱离结晶器得瞬间进行。随着铸锭不断离开结晶器,晶体得生长方向沿热流得反方向进行,获得定向结晶组织,甚至单晶组织。

图3-11 (a) OCC法连续定向凝固技术与(b)传统连铸技术凝固过程得比较

1-合金液;2-电加热器;3-热铸型;4-铸锭;5-冷却水;6冷铸型

OCC法与传统连铸技术得根本区别在于其铸型就是加热得,而不就是冷却得,如图3-11所示。传统得连铸过程,金属或合金液首先在铸型得急冷作用下凝固,并逐渐向中心生长。因此,在最后得凝固中心易产生气孔、缩松、缩孔及低熔点合金元素与杂质元素得偏析。而OCC法连铸过程中铸型温度高于金属得凝固温度,铸型只能约束金属液得形状,而不会在其表面发生凝固。凝固界面通常就是凸向液相得,有利于获得定向或单晶组织。

OCC法技术得核心就是避免凝固界面附近得侧向散热,维持很强得轴向热流,保证凝固界面时凸向液相得。维持这样得导热条件需要在离开凝固界面得一定位置进行强制冷却。由于OCC法依赖于固相得导热,适用于具有较大热导率铝合金及铜合金。同时由于随着铸锭尺寸得增大,固相导热得热阻增大,维持某单一方向散热变得更加困难。因此,OCC技术对铸锭得尺寸有一定限制,只适用于小尺寸得铸锭。

连续定向凝固技术OCC法将高效得连铸技术与先进得定向凝固技术相结合,综合了二者得优点,就是一种新型得近成品形状加工技术,具有以下特点:

(1)铸型出口端与冷却区有悬殊得温差与高得温度梯度,铸型内金属液得热流主要沿拉铸方向单向传输,满足定向凝固得条件,可以得到完全单方向得凝固得无限长柱状组织。对其工艺进行优化控制使其有利于晶粒得淘汰生长,则可实现单晶得连续铸造。

(2) OCC 法固相与铸型之间始终有液相隔离,摩擦力小,所需牵引力也小,利

于进行任意复杂形状界面型材得连铸。同时,铸锭表面得自由凝固使其呈镜面状态。因此OCC法就是一种近终形连铸生产得技术,可用于那些通过塑性加工难于成型得硬脆合金及金属间化合物等线材、板材及复杂管材得连铸。

(3)凝固过程中固液界面始终凸向液相,有利于凝固过程析出得气体及夹杂进入液相。因此,气孔、夹渣等缺陷较少;同时,铸锭中心先于表面凝固,不存在注定中心补缩困难得问题。可得到无缩孔、缩松等缺陷,组织致密得铸锭。

(4)铸锭中缺陷少,组织致密,消除了横向晶界;因而,连续定向凝固铸坯塑性加工性能好,具有优异得延展性,有利于后续得冷加工,就是生产超细、超薄精细产品

得理想坯料。抗腐蚀及抗疲劳性能均得到大幅度改善,导电性能优异,就是高保真电缆得优质材料。

(二)连续定向凝固装置及其工艺参数控制

最初得OCC技术采用简单得下引方式见图3-12a,仅拉出长度50mm左右形状不规整得镜面铸锭,直到1980年,才开发出三种方法,即下引法、上引法与水平法见图3-12b-d。

下引法排气排渣容易,冷却措施也容易实现,只要控制下引法得合金液不发生泄漏,这种方法所得得铸坯质量就是最好得。将供液管设计成虹吸管式,见图3-12b,可解决拉漏问题。但虹吸式方法得设备得制作及操作非常困难,所以没能发展起来。上引法,见图3-12c,不会产生拉漏现象,有利于成形,但排气、排渣与冷却水得密封困难,此法在实际实验中仍有采用;水平法,见图3-12d,得优点介于前二者之间,其设备简单,容易实现连续单向凝固,但就是凝固时排气排渣较困难,它适于生产细线、棒材、直径较小得管材及薄壁板类型材,该法就是目前应用最多、最为成功得技术。

图3-12 四种OCC连铸方法装置原理示意图

(a) 普通下引法,(b) 虹吸管下引法,(c) 上引法,(d) 水平引锭法

1-合金液;2-热铸型;3-电加热器;4-冷却水;5-铸锭; 6-冷却水;7-牵引轮;8-导向装置

无论采用哪种定向连铸方式,要保证定向凝固连铸过程得成功,必须满足以下两个条件:

(1)保证形成沿着铸坯方向一维或者基本一维得稳定正温度梯度,即在拉坯过程中,铸坯与熔体之间得固液分解面不能深入到结晶器内,至少不能伸入过多,只有这样才能保证不在结晶器内壁上产生形核而破坏晶体得单向生长性;

(2)保证在拉坯过程中不会出现金属液拉漏或者铸坯拉断现象,这样才能获得连续长度得铸坯。

可见无论采用何种定向凝固连铸设备,实现定向凝固连续铸造得关键在于控制好晶体生长过程中液固界面得位置。对于纯金属材料或共晶合金来说,必须准确得控制在铸模出口处1~2mm范围内(由熔体得表面张力与熔体得密度决定)。这样既保证不在结晶器内发生形核而破坏定向凝固得条件,也不发生型外金属液由于自重与附加压头得重量超过表面张力而拉漏。对于具有结晶区间得合金,液

固两相区可以稍伸入结晶器内。

固液界面形状就是选择定向组织得决定因素。凸向液相得固液界面就是形成单晶得必要条件,平直固液界面就是形成定向柱状晶与纤维状自生复合材料得必要条件,凹向固相得固液界面则易于形成正常得穿晶组织。

定向凝固连铸机连铸过程中,金属液固界面位置可通过以下几个参数来控制:拉坯速度、冷却距离(结晶器出口与喷水上表面之间得距离)、结晶器及加热温度、熔体内容体温度、冷却水流量、液面压头高度与冷却水温度等。

3、3、8电磁约束成形定向凝固(EMCS法)

20世纪90年代初期,傅恒志等在ZMLMC法得基础上,利用电磁感应加热直接熔化感应器内得金属材料,利用在金属熔体表层部分产生得电磁压力来约束已熔化得金属熔体成形。这就是一种无坩埚熔炼、无铸型、无污染得定向凝固成形技术.可得到具有柱状晶组织得铸件,同时还可实现复杂形状零件得近终成形。

电磁约束成形定向凝固技术就是利用感应线圈代替传统得结晶器,依靠电磁力与金属熔体得表面张力约束成形得无模连续铸造技术,由于金属熔体与铸模几乎无任何物理接触,在保持自由表面状态下逐渐凝固,从而大大改善了铸坯得表面质量,提高了成材率。同时,由于电磁约束成形定向凝固取消了粗厚、导热性能差得陶瓷模壳。实现无接触铸造,使冷却介质可以直接作用于金属铸件上,可获得更大得温度梯度,用于生产无(少)偏析、组织超细化、无污染得高纯难熔金属及合金。

但对某些密度大、电导率小得金属.实现完全无接触约束时,约束力小,不容易实现稳定得连续得凝固。对简单、对称截面得试件.感应线圈得设计相对容易,而对于复杂截面得试件,如何设计线圈,使电磁场分布合理,以得到尺寸精度合乎要

求得近终形试件,比较困难。

针对以上得难点.有人进一步提出了液态金属电磁软接触成形定向凝固工艺。与电磁自约束定向凝固技术相比.该工艺继承了其加热密度高、冷却强度大、温度梯度高、有利于形成细密柱状晶得特点。同时又吸取了定向凝固技术截面形状可控、尺寸精度高得优点。但与电磁约束定向凝固相比,由于结晶器与熔体接触,试样得二次污染有所增加。

3、3、9深过冷定向凝固技术(SDS)

过冷熔体中得定向凝固首先由Lux B等在1981年提出。其原理如图3-13所示,在坩埚中装入试样,装在高频悬浮熔炼线圈中循环过热,使异质核心通过蒸发

与分解方式去除,或装有净化剂,通过净化剂得吸附作用消除与钝化合金得异质核心,以此获得深过冷得合金熔体。再将坩埚得底部激冷,金属液内建立起一个自下而上得温度梯度。冷却过程中温度最低得底部先形核,晶体自下而上生长,形成定向排列得树枝晶骨架,其间就是残余得金属液。在随后得冷却过程中,这些金属液依靠向外界散热而向已有得枝晶骨架上凝固,最终获得了定向凝固组织。由于熔体获得很大热力学过冷,处于深过冷这种亚稳态时,一旦形核,生长速率很快,基本上不受外界散热条件得影响。所以金属体积对深过冷定向凝固得影响不大。

深过冷与一般得定向凝固技术相比,可以免除复杂得抽拉装置,凝固速度快,

时间短可大幅度提高生产效率。但深过冷定向凝固技术能否成为一种实用得凝固技术(或工艺)还需解决两个问题:一就是研究不同过冷度条件下过冷熔体激发形

核后晶体生长方式与组织形成规律;确定适用于形成枝晶阵列微观组织得试验条件与工艺因素。其次就是在上述研究结果得基础上最终解决大体积深过冷熔体激发快速定向凝固技术。

图3-13深过冷定向凝固装置示意图

纯金属的凝固习题与答案

纯金属的凝固习题与答案 1 说明下列基本概念凝固、结晶、过冷、过冷度、结构起伏、能量起伏、均匀形核、非均匀形核、临界晶核半径、临界晶核形核功、形核率、生长线速度、光滑界面、粗糙界面、动态过冷度、柱状晶、等轴晶、树枝状晶、单晶、非晶态、微晶、液晶。 2 当球状晶核在液相中形成时，系统自由能的变化为σππ233 44r G r G V +?=?，(1)求临界晶核半径c r ；(2)证明V V c c G A G c ?- ==?2 31 σ(c V 为临界晶核体积)；(3)说明上式的物理意义。 3 试比较均匀形核与非均匀形核的异同点，说明为什么非均匀形核往往比均匀形核更容易进行。 4 何谓动态过冷度?说明动态过冷度与晶体生长的关系。在单晶制备时控制动态过冷度的意义？ 5 分析在负温度梯度下，液态金属结晶出树枝晶的过程。 6 在同样的负温度梯下，为什么Pb 结晶出树枝状晶而Si 的结晶界面却是平整的? 7 实际生产中怎样控制铸件的晶粒大小?试举例说明。 8 何谓非晶态金属?简述几种制备非晶态金属的方法。非晶态金属与晶态金属的结构和性能有什么不同。 9 何谓急冷凝固技术?在急冷条件下会得到哪些不同于一般晶体的组织、结构?能获得何种新材料? . 计算当压力增加到500×105Pa 时锡的熔点的变化，已知在105Pa 下,锡的熔点为505K ，熔化热7196J/mol ，摩尔质量为118.8× 10-3kg/mol ，固体锡的体积质量7.30×103kg/m 3，熔化时的体积变化为+2.7%。 2. 考虑在一个大气压下液态铝的凝固，对于不同程度的过冷度，即：ΔT=1，10，100和200℃，计算： (a)临界晶核尺寸；(b)半径为r*的团簇个数； (c)从液态转变到固态时，单位体积的自由能变化ΔGv ； (d)从液态转变到固态时，临界尺寸r*处的自由能的变化 ΔGv 。铝的熔点T m =993K ，单位体积熔化热ΔH f =1.836×109J/m 3，固液界面自由能γsc =93J/m 2 ，原子体积V 0=1.66 ×10-29m 3。 3. (a)已知液态纯镍在1.1013×105Pa(1个大气压)，过冷度为319℃时发生均匀形核。设临界晶核半径为1nm ，纯镍的熔点为

材料成形原理课后习题解答汇总

材料成型原理第一章（第二章的内容）第一部分：液态金属凝固学 1.1 答：（1）纯金属的液态结构是由原子集团、游离原子、空穴或裂纹组成。原子集团的空穴或裂纹内分布着排列无规则的游离的原子，这样的结构处于瞬息万变的状态，液体内部存在着能量起伏。（2）实际的液态合金是由各种成分的原子集团、游离原子、空穴、裂纹、杂质气泡组成的鱼目混珠的“混浊”液体，也就是说，实际的液态合金除了存在能量起伏外，还存在结构起伏。 1.2答：液态金属的表面张力是界面张力的一个特例。表面张力对应于液－气的交界面，而界面张力对应于固－液、液－气、固－固、固－气、液－液、气－气的交界面。表面张力σ和界面张力ρ的关系如（1）ρ＝2σ/r,因表面张力而长生的曲面为球面时，r为球面的半径；（2）ρ＝σ（1/r1+1/r2）,式中r1、r2分别为曲面的曲率半径。附加压力是因为液面弯曲后由表面张力引起的。 1.3答：液态金属的流动性和冲型能力都是影响成形产品质量的因素；不同点：流动性是确定条件下的冲型能力，它是液态金属本身的流动能力，由液态合金的成分、温度、杂质含量决定，与外界因素无关。而冲型能力首先取决于流动性，同时又与铸件结构、浇注条件及铸型等条件有关。提高液态金属的冲型能力的措施：（1）金属性质方面：①改善合金成分；②结晶潜热L要大；③比热、密度、导热系大; ④粘度、表面张力大。（2）铸型性质方面：①蓄热系数大；②适当提高铸型温度；③提高透气性。（3）浇注条件方面：①提高浇注温度；②提高浇注压力。（4）铸件结构方面：①在保证质量的前提下尽可能减小铸件厚度； ②降低结构复杂程度。 1.4 解：浇注模型如下：

金属凝固原理复习资料

金属凝固原理复习题部分参考答案（杨连锋2009年1月） 2004年二写出界面稳定性动力学理论的判别式，并结合该式说明界面能，温度梯度，浓度梯度对界面稳定性的影响。答：判别式, 2 01()()2 (1)m c v D s g m v D g G T k ωωωω * *??- ??? =-Γ- ++?? -- ??? ，()s ω的正负决定着干扰振幅是增长还是衰减，从而决定固液界面稳定性。第一项是由界面能决定的，界面能不可能是负值，所以第一项始终为负值，界面能的增加有利于固液界面的稳定。第二项是由温度梯度决定的，温度梯度为正，界面稳定，温度梯度为负，界面不稳定。第三项恒为正，表明该项总使界面不稳定，固液界面前沿形成的浓度梯度不利于界面稳定，溶质沿界面扩散也不利于界面稳定。三写出溶质有效分配系数E k 的表达式，并说明液相中的对流及晶体生长速度对E k 的影响。若不考虑初始过渡区，什么样的条件下才可能有0s C C * = 答：0 00 (1)N L s v E D C k k C k k e δ*- = = +- 可以看出，搅拌对流愈强时，扩散层厚度N δ愈小，故s C * 愈小。生长速度愈大时，s C * 愈向0C 接近。（1）慢的生长速度和最大的对流时，N L v D δ《1，0E k k = ；（2）大的生长速度或者液相中没有任何对流而只有扩散时，N L v D δ》1，E k =1 （3）液相中有对流，但属于部分混合情况时，0 1E k k <<。1E k =时，0 s C C * = ，即在大的生长速度或者液相中没有任何对流而只有扩散时。四写出宏观偏析的判别式，指出产生正偏析，负偏析，和不产生偏析的生长条件。答：0 1s q q C k C k = -+，s C 是溶质的平均浓度，0C 是液相的原始成分，q 是枝晶内溶质分布的决定因素，它是合金凝固收缩率β，凝固速度u 和流动速度v 的函数， (1)(1)v q u β=-- 。0s C C =，即 1p u v β β =- -时，q=1，无宏观偏析。0s C C >时，对于01k <的合金来说，为正偏析，此时 1p u v β β >- -。0s C C <时，对于01k <的合金来说，为负偏析，此时 1p u v β β <- -。五解：用2m m m m r m m k r T V T V T H H σσ?=- ?=- ? ??计算

(完整word版)第三章__纯金属的凝固答案

第三章纯金属的凝固本章主要内容：液态金属的结构；金属结晶过程：金属结晶的条件，过冷，热力学分析，结构条件晶核的形成：均匀形核：能量分析，临界晶核，形核功，形核率，非均匀形核：形核功，形核率晶体的长大：动态过冷度（晶体长大的条件），固液界面微观结构，晶体长大机制，晶体长大形态：温度梯度，平面长大，树枝状长大、结晶理论的应用实例：铸锭晶粒度的控制，单晶制备，定向凝固，非晶态金属一、填空 1..在液态金属中进行均质形核时，需要__结构_起伏和____能量起伏。 1.金属凝固的必要条件是__________过冷度和能量起伏_____________。 2.细化铸锭晶粒的基本方法是：（1）___控制过冷度_，（2）___变质处理__，（3）____振动、搅拌等____。 5、形成临界晶核时体积自由能的减小只能补偿新增表面能的____2/3____。 6、液态金属均质形核时，体系自由能的变化包括（体积自由能）和（表面自由能）两部分，其中__表面_____ 自由能是形核的阻力，____体积___自由能是形核的动力；临界晶核半径r K与过冷度△T呈__反比_ T L T r m m ? - = σ2 _ 关系，临界形核功△G K等于____ ()2 2 3 3 16 T L T G m m k? ? = ? σ π 表面能的1/3___。 7 动态过冷度是______晶核长大时固液界面（前沿）的过冷度___。 8 在工厂生产条件下，过冷度增大，则临界晶核半径__减小___，金属结晶冷却速度越快，N/G比值___越大_____，晶粒越细_小。 9 制备单晶的基本原理是__保证一个晶核形成并长大__，主要方法有____尖端成核法和___垂直提拉法。 10. 获得非晶合金的基本方法是_____快速冷却___________。 11 铸锭典型的三层组织是______细晶粒区________, ___柱状晶区____, _____等轴晶区____。 12 纯金属凝固时，其临界晶核半径的大小、晶粒大小主要决定于_______过冷度_______________。 14 液态金属凝固时，异质形核需要的过冷度比均质形核小，这是因为_异质形核时固相质点可作为晶核长大，其临界形核功较小。 15、液态金属凝固过程中晶体长大的方式有（垂直长大方式）和（横向长大方式），其中大多数金属采用（垂直长大方式）方式长大。二、名词解释过冷度，临界晶核，临界晶核半径，自发形核，结构起伏、能量起伏，形核功，形核率，变质处理，异质形核，非晶态金属、光滑界面、粗糙界面、温度梯度、三、判断 1 纯金属中含有少量杂质在热力学上是稳定的。（√） 2 临界半径r K大小仅与过冷度有关。（×）

材料科学基础试题及答案

第一章原子排列与晶体结构 1. fcc 结构的密排方向是，密排面是，密排面的堆垛顺序是，致密度为，配位数是 ,晶胞中原子数为，把原子视为刚性球时，原子的半径r 与点阵常数a 的关系是；bcc 结构的密排方向是，密排面是 ,致密度为 ,配位数是 ,晶胞中原子数为，原子的半径r 与点阵常数a 的关系是；hcp 结构的密排方向是，密排面是，密排面的堆垛顺序是，致密度为，配位数是 ,，晶胞中原子数为，原子的半径r 与点阵常数a 的关系是。 2. Al 的点阵常数为0.4049nm ，其结构原子体积是，每个晶胞中八面体间隙数为，四面体间隙数为。 3. 纯铁冷却时在912ε 发生同素异晶转变是从结构转变为结构，配位数，致密度降低，晶体体积，原子半径发生。 4. 在面心立方晶胞中画出）（211晶面和]211[晶向，指出﹤110﹥中位于（111）平面上的方向。在hcp 晶胞的（0001）面上标出）（0121晶面和]0121[晶向。 5. 求]111[和]120[两晶向所决定的晶面。 6 在铅的（100）平面上，1mm 2有多少原子？已知铅为fcc 面心立方结构，其原子半径R=0.175×10-6mm 。第二章合金相结构一、填空 1）随着溶质浓度的增大，单相固溶体合金的强度，塑性，导电性，形成间隙固溶体时，固溶体的点阵常数。 2）影响置换固溶体溶解度大小的主要因素是（1）；（2）；（3）；（4）和环境因素。 3）置换式固溶体的不均匀性主要表现为和。 4）按照溶质原子进入溶剂点阵的位置区分，固溶体可分为和。 5）无序固溶体转变为有序固溶体时，合金性能变化的一般规律是强度和硬度，塑性，导电性。 6）间隙固溶体是，间隙化合物是。二、问答 1、分析氢，氮，碳，硼在?-Fe 和?-Fe 中形成固溶体的类型，进入点阵中的位置和固溶度大小。已知元素的原子半径如下：氢：0.046nm ，氮：0.071nm ，碳：0.077nm ，硼：0.091nm ，?-Fe ：0.124nm ，?-Fe ：0.126nm 。 2、简述形成有序固溶体的必要条件。第三章纯金属的凝固 1. 填空 1. 在液态纯金属中进行均质形核时，需要起伏和起伏。 2 液态金属均质形核时，体系自由能的变化包括两部分，其中自由能

第三章-钛合金及合金化原理

第三章钛合金及合金化原理 3.1钛合金相图类型及合金元素分类 1.钛合金的二元相图（1）第一种类型与α和β均形成连续互溶的相图。只有2个即Ti-Zr和Ti-Hf 系。钛、锆、铪是同族元素，其原子外层电子构造一样，点阵类型相同，原子半径相近。这两元素在α钛和β钛中溶解能力相同，对α相和β相的稳定性能影响不大。温度高时，锆的强化作用较强，因此锆常作为热强钛合金的组元。（2）第二种类型β是连续固溶体，α是有限固溶体。有4个：Ti-V Ti-Nb Ti-Ta Ti-Mo系。V、Nb、Ta、Mo四种金属只有一种一种体心立方，所以它们与具有相同晶型的β-Ti形成连续固溶体，而与密排六方点阵的α-Ti形成有限固溶体。 V属于稳定β相的元素，并且随着浓度的提高，它急剧降低钛的同素异晶转变温度。V含量大于15%时，通过淬火可将β相固定到室温。对于工业钛合金来说，V在α钛中有较大的浓度（>3%），这样可以得到将单相α合金的优点（良好的焊接性）和两相合金的有点（能热处理强化，比α合金的工艺塑性好）结合在一起的合金。Ti-V系中无共析反应和金属化合物。 Nb在α钛中溶解度大致和V相同（约4%），但作为β稳定剂的效应低很多。Nb含量大于37%时，可淬火成全β组织。 Mo在α钛中的溶解度不超过1%，而β稳定化效应最大。Mo含量大于1%时，可淬火成全β组织.Mo的添加有效地提高了室温和高温的强度。Mo室温一个缺点是熔点高，与钛不易形成均匀的合金。加入Mo时，一般是以Mo-Al中间合金形式（通过钼氧化物的铝热还原过程制得）加入。（3）第三种类型与α、β均有限溶解，并且有包析反应的相图。Ti-Al、Ti-Sn、Ti-Ca、Ti-B、Ti-C、Ti-N、Ti-O等。5%～25% Al浓度范围内的相区范围内存在有序化的α2（Ti3X）相,它会使合金的性能下降。铝当量Al*=Al% +1/3Sn%+ 1/6Zr% + 1/2Ga% + 10[O]% ≤ 8%～9% 。只要铝当量低于8%～9%，就不会出现α2相。Sn是相当弱的强化剂，但能显著提高热强性，以锡合金化时，其室温塑性不降低而热强性增加。微量的B可细化钛及其合金的大晶粒，Ga可以与钛良好溶合，并显著提高钛合金的热强性。氧是较“软”的强化剂，在含量允许的范围内时，不仅可保证所需的强度水平，而且可以保证足够高的塑性。（4）第四种类型与α、β均有限溶解，并且有共析分解的相图，有Ti-Cr、Ti-Mn、Ti-Fe、Ti-Co、Ti-Ni、Ti-Cu、Ti-Si、Ti-Bi、Ti-W、Ti-H。 Ti-Cr系中，形成的Ti2Cr化合物有两种同素异晶形式，其固溶体以δ和γ表示。Cr属于β稳定元素，在α钛中的溶解度不超过0.5%。Cr含量大于9%时，通过淬火可将β相固定到室温。Cr可以使钛合金有好的室温塑性并有高的强度，同时可保证有高的热处理强化效应。 Ti-W系中,会产生偏析转变：β′ ? α + β′′。偏析反应温度较高，Ti-W系的热稳定性比Ti-Cr合金高的多。W在α钛中的溶解度不高。W含量大于25%时，通过淬火可将β相固定到室温。氢降低钛的同素异晶转变温度，形成共析反应，从而使β固溶体分解而形成α相和钛的氢化物，在共析温度下氢在α钛中的溶解度为0.18%。氢组成间隙型固溶体，属于有害杂质，会引起钛合金的氢脆。在非合金化钛和以α组织为基的单相钛合金中，氢脆的主要原因是脆性氢化物相的析出，急剧降低断裂强度。在两相合金中，不形成氢化物，但形成氢的过饱和固溶体区，在低速变形时引起脆性断裂。在β相含量小的合金中，这两种产生联合作用。纯钛和近α

纯金属的凝固

第三章纯金属的凝固 1名词解释过冷度，临界晶核，临界晶核半径，自发形核，能量起伏，形核功，形核率，变质处理，柱状晶带，等轴晶，异质形核，非晶态金属 2判断 1 纯金属中含有少量杂质在热力学上是稳定的。（） 2 临界半径r K 大小仅与过冷度有关。（） 3 液态金属凝固时，临界晶核半径与过冷度成反比。（） 4 在液态金属中形成临界晶核时，体系自由能的变化为零。（） 5 任何温度下液态金属中出现最大结构起伏是晶胚。（） 6 任何过冷度下液态金属中出现的最大结构起伏却是晶核。（） 7 湿润角θ =180e时，异质形核最容易进行。（） 8 枝臂间距是指相邻两树枝晶一次轴之间的距离。（） 9 为了细化晶粒，工艺上采用增大过冷度的方法，这只对小件或薄件有效，而对较大厚壁铸件并不适用。（） 10 从非均匀形核计算公式：A 非均匀=A 均匀（2-3cosθ+cos3θ）/4看出当θ=00时固相杂质相当于现成的大晶核。（） 11 理论凝固温度与固/液界面处温度之差，称为动态过冷度。（） 12 动态过冷度是指结晶过程中实际液相温度熔点之差。（） 13 液态金属结晶时，其临界晶粒半径rK是不变的恒定值。（） 14液态金属结晶时，其理论结晶温度与固/液界面处温度之差称为临界过冷度。（） 3问答 1 根据凝固理论，试述细化晶粒的基本途径。 2 试根据凝固理论，分析通常铸锭组织的特点。 3 试说明在铸锭中获得细等轴晶组织可以采取的措施。 4 回答液态金属凝固时均质形核的有关问题：（1）写出临界晶核半径γ k 的表达式；（2）画出γ k 与过冷度?T的关系曲线示意图；（3）写出形核功?G k 与临界晶核界面能的关系式；

材料成型原理课后题答案

第三章： 8：实际金属液态合金结构与理想纯金属液态结构有何不同答：纯金属的液态结构是由原子集团、游离原子、空穴或裂纹组成的，是近程有序的。液态中存在着很大的能量起伏。而实际金属中存在大量的杂质原子，形成夹杂物，除了存在结构起伏和能量起伏外还存在浓度起伏。 12：简述液态金属的表面张力的实质及其影响因数。答：实质：表面张力是表面能的物理表现，是是由原子间的作用力及其在表面和内部间排列状态的差别引起的。影响因数：熔点、温度和溶质元素。 13：简述界面现象对液态成形过程的影响。答：表面张力会产生一个附加压力，当固液相互润湿时，附加压力有助于液体的充填。液态成形所用的铸型或涂料材料与液态合金应是不润湿的，使铸件的表面得以光洁。凝固后期，表面张力对铸件凝固过程的补索状况，及是否出现热裂缺陷有重大影响。 15：简述过冷度与液态金属凝固的关系。答：过冷度就是凝固的驱动力，过冷度越大，凝固的驱动力也越大；过冷度为零时，驱动力不存在。液态金属不会在没有过冷度的情况下凝固。 16：用动力学理论阐述液态金属完成凝固的过程。答：高能态的液态原子变成低能态的固态原子，必须越过高能态的界面，界面具有界面能。生核或晶粒的长大是液态原子不断地向固体晶粒堆积的过程，是固液界面不断向前推进的过程。只有液态金属中那些具有高能态的原子才能越过更高能态的界面成为固体中的原子，从而完成凝固过程。 17：简述异质形核与均质形核的区别。答：均质形核是依靠液态金属内部自身的结构自发形核，异质形核是依靠外来夹杂物所提供的异质界面非自发的形核。异质形核与固体杂质接触，减少了表面自由能的增加。异质形核形核功小，形核所需的结构起伏和能量起伏就小，形核容易，所需过冷度小。 18:什么条件下晶体以平面的方式生长什么条件下晶体以树枝晶方式生长答：①平面方式长大：固液界面前方的液体正温度梯度分布，固液界面前方的过冷区域及过冷度极小，晶体生长时凝固潜热析出的方向与晶体的生长方向相反。 ②树枝晶方式生长：固液界面前方的液体负温度梯度分布，固液界面前方的过冷区域较大，且距离固液界面越远过冷度越大，晶体生长时凝固潜热析出的方向与晶体生长的方向相同。 19：简述晶体的微观长大方式及长大速率。答：①连续生长机理--粗糙界面的生长：动力学过冷度小，生长速率快。②二维生长机理--光滑界面生长：过冷度影响大，生长速度慢。③从缺陷处生长机理--非完整界面生长：所需过冷度较大，生长速度位于以上二者之间。 20：为生么要研究液态金属凝固过程中的溶质再分配它受那些因素的影响答：液态金属在凝固过程中的各组元会按一定的规律分配，它决定着凝固组织的成分分布和组织结构，液态合金凝固过程中溶质的传输，使溶质在固液界面两侧的固相和液相中进行再分配。掌握凝固过程中的溶质再分配的规律，是控制晶体生长行为的重要因素，也是在生产实践中控制各种凝固偏析的基础。凝固过程中溶质的再分配是合金热力和动力学共同作用的结果，不同的凝固

第二章纯金属结晶作业答案

第二章纯金属的结晶 (一) 填空题 1．金属结晶两个密切联系的基本过程是形核和长大。 2 在金属学中，通常把金属从液态向固态的转变称为结晶，通常把金属从一种结构的固态向另一种结构的固态的转变称为相变。 3．当对金属液体进行变质处理时，变质剂的作用是增加非均质形核的形核率来细化晶粒 4．液态金属结晶时，获得细晶粒组织的主要方法是控制过冷度、加入结构类型相同的形核剂、振动、搅动 5．金属冷却时的结晶过程是一个放热过程。 6．液态金属的结构特点为长程无序，短程有序。 7．如果其他条件相同，则金属模浇注的铸件晶粒比砂模浇注的细小，高温浇注的铸件晶粒比低温浇注的粗大，采用振动浇注的铸件晶粒比不采用振动的细小，薄铸件的晶粒比厚铸件细小。 8．过冷度是金属相变过程中冷却到相变点以下某个温度后发生转变，即平衡相变温度与该实际转变温度之差。一般金属结晶时，过冷度越大，则晶粒越细小。 9、固态相变的驱动力是新、旧两相间的自由能差。 10、金属结晶的热力学条件为金属液必须过冷。 11、金属结晶的结构条件为在过冷金属液中具有尺寸较大的相起伏，即晶坯。 12、铸锭的宏观组织包括外表面细晶区、中间等轴晶区和心部等轴晶区。 (二) 判断题 1 凡是由液态金属冷却结晶的过程都可分为两个阶段。即先形核，形核停止以后，便发生长大，使晶粒充满整个容积。( ×) 2．凡是由液体凝固成固体的过程都是结晶过程。( ×) 3．近代研究表明：液态金属的结构与固态金属比较接近，而与气态相差较远。( √) 4．金属由液态转变成固态的过程，是由近程有序排列向远程有序排列转变的过程。( √) 5．当纯金属结晶时，形核率随过冷度的增加而不断增加。( ×) P41+7 6．在结晶过程中，当晶核成长时，晶核的长大速度随过冷度的增大而增大，但当过冷度很大时，晶核的长大速度则很快减小。( √) P53 图2-33 7．金属结晶时，冷却速度愈大，则其结晶后的晶粒愈细。( √) P53-12 8．所有相变的基本过程都是形核和核长大的过程。( √) 9．在其它条件相同时，金属模浇注的铸件晶粒比砂模浇注的铸件晶粒更细(√) 10．在其它条件相同时，高温浇注的铸件晶粒比低温浇注的铸件晶粒更细。( ×) 11．在其它条件相同时，铸成薄件的晶粒比铸成厚件的晶粒更细。( √) 12. 金属的理论结晶温度总是高于实际结晶温度。( √) 14．在实际生产条件下，金属凝固时的过冷度都很小(<20℃)，其主要原因是由于非均匀形核的结果。(√) 15．过冷是结晶的必要条件，无论过冷度大小，均能保证结晶过程得以进行。

第三章定向凝固

第三章定向凝固技术 3、1定向凝固技术概论定向凝固技术就是上世纪60年代,为了消除结晶过程中生成得横向晶界,从而提高材料得单向力学性能,而首先提出得。目前,定向凝固技术被广泛应用于高温合金、磁性材料、单晶生长、自生复合材料得制备。定向凝固技术得最主要应用就是生产具有均匀柱状晶组织得铸件。利用定向凝固技术制备得航空领域得高温合金发动机叶片,与普通铸造方法获得得铸件相比,它使叶片得高温强度、抗蠕变与持久性能、热疲劳性能得到大幅度提高。对于磁性材料,应用定向凝固技术,可使柱状晶排列方向与磁化方向一致,大大改善了材料得磁性能。用定向凝固方法得到得自生复合材料消除了其它复合材料制备过程中增强相与基体间界面得影响,使复合材料得性能大大提高。定向凝固就是指在凝固过程中采用强制手段,在凝固金属与未凝固金属熔体中建立起特定方向得温度梯度,从而使熔体沿着与热流方向相反得方向凝固,最终得到具有特定取向柱状晶得技术。热流得控制就是定向凝固技术中得重要环节,获得并保持单向热流就是定向凝固成功得重要保证。伴随着对热流控制技术得发展,定向凝固技术由最初得发热剂法(EP法)、功率降低法(PD法)发展到目前广泛应用得高速凝固法(HRS法)、液态金属冷却法(LMC法)何连续定向凝固法。 3、2 定向凝固得理论基础定向凝固就是研究凝固理论与金属凝固规律得重要手段,定向凝固技术得发展直接推动了凝固理论得发展。从Chalmers等得成分过冷到Mullins得界面绝对稳定动力学理论,人们对凝固过程有了更深刻得认识。在定向凝固过程中,随着凝固速度得增加,固液界面得形态由低速生长平面晶→胞晶→枝晶→细胞晶→高速生长得平面晶变化。无论就是那一种固液界面形态,保持固液界面得稳定性对材料得制备与材料得力学性能非常重要。因此固液界面稳定性就是凝固过程中一个非常重要得科学问答题。低速生长得平面晶固液界面稳定性可以用成分过冷理论来判定,高速生长得平面晶固液界面稳定性可以用绝对稳定理论来判定。但就是,到目前为止,关于胞晶、枝晶、细胞晶固液界面稳定性问题,尚没有相应得判定理论。 (一)成分过冷理论 20世纪50年代Charlmers,Tiller等人首次提出单相二元合金成分过冷理论。在固溶体合金凝固时,在正得温度梯度下,由于固液界面前沿液相中得成分差别,导致固液界面前沿得熔体得温度低于实际液相线温度,从而产生得过冷称为成分过冷。这种过冷完全就是由于界面前沿液相中得成分差别引起得。产生成分过冷必须具备两个条件:一就是固液界面前沿溶质得富集引起得成分再分配。由于溶质在固相得溶解度小于液相,当单相合金冷却凝固时,溶质原子被排挤到液相中去,在固液界面液相一侧堆积着溶质原子,形成溶质原子得富集层。随着离开固液界面距离得增大,溶质分数逐渐降低。二就是固液界面前沿液相一侧得实际温度分布低于平衡时液相线温度。在凝固过程中,由于外界冷却作用,在固液界面液相一侧不同位置上实际温度不同。外界冷却能力越强,实际温度越低;相反,实际温度则高。如果在固液界面液相一侧溶液中得实际温度低于平衡时液相线温度,由于溶质在液相一侧得富集,将出现成分过冷现象。

纯金属凝固部分课后习题

习题 6-1 计算当压力增加到500×105Pa时锡的熔点变化，已知在105Pa下，锡的熔点为505K，熔化热为7196J/mol，摩尔质量为118.8×10-3kg/mol，固体锡的密度为7.30×103kg/m3，熔化时的体积变化为+2.7%。 6-2 根据下列条件建立单元系相图： ①组元A在固态有两种结构A 1和A 2 ，且密度A 2 ＞A 1 ＞液体； ②A 1转变到A 2 的温度随压力增加而降低； ③A 1 相在低温是稳定相； ④固体在其本身的蒸气压1333Pa(10mmHg)下的熔点是8.2℃； ⑤在1.013×105Pa(1个大气压)下沸点是90℃； ⑥A 1，A 2 和液体在1.013×106Pa(10个大气压)下及40℃时三相共存(假设升温相变△H＜0)。 6-3 考虑在1个大气压下液态铝的凝固，对于不同程度的过冷度，即△T=1，10，100和200℃，计算： ①临界晶核尺寸； ②半径为r*的晶核个数； ③从液态转变到固态时，单位体积的自由能变化△G V ； ④从液态转变到固态时，临界尺寸r*处的自由能的变化△G r *(形核功)。铝的熔点T m =993K，单位体积熔化热L m =1.836×109J/m3，固液界面比表面能 δ=93×10-3J/m2，原子体积V0=1.66×10-29m3。 6-4 ①已知液态纯镍在1.013×105Pa(1个大气压)，过冷度为319℃时发生均匀形核。设临界晶核半径为1nm，纯镍的熔点为1726K，熔化热 L m =18075J/mol，摩尔体积V=6.6cm3/mol，计算纯镍的液一固界面能和临界形核功。 ②若要在2045K发生均匀形核，须将大气压增加到多少?已知凝固时体积变化△V=-0.26cm3/mol(1J=9.87×106cm3·Pa)。 6-5 纯金属的均匀形核率可用下式表示：式中，A≈1035；；△G*为临界形核功；k为玻尔兹曼常数，其值为1.38×10-23J/K。 ①假设过冷度△T分别为20℃和200℃，界面能σ=2×10-5/cm2，熔化热 △H m =12600J/mol，熔点T m =1000K，摩尔体积V=6cm3/mol，计算均匀形核率N。 ②若为非均匀形核，晶核与杂质的接触角θ=60°，则如何变化?△T为多少? ③导出r*与△T的关系式，计算r*=1nm时的。 6-6 试证明：在同样过冷度下均匀形核时，球形晶核较立方晶核更易形成。 6-7 证明：任意形状晶核的临界晶核形核功△G*与临界晶核体积V*的关系：

金属凝固理论答案

1.凝固速度对铸件凝固组织、性能与凝固缺陷的产生有重要影响。试分析可以通过哪些工艺措施来改变或控制凝固速度？答：① 改变铸件的浇注温度、浇铸方式与浇铸速度； ② 选用适当的铸型材料和起始（预热）温度； ③ 在铸型中适当布置冷铁、冒口与浇口； ④ 在铸型型腔内表面涂敷适当厚度与性能的涂料。 2. 影响铸件凝固方式的因素有哪些？答：①合金凝固温度区间；②铸件断面的温度梯度。 3. 何为凝固动态曲线？有何意义？答：凝固动态曲线：在凝固体的断面上，不同时间、不同位置达到同一温度点（液相温度、固相温度）连接起来的曲线。意义：判断金属在凝固过程中两相去的宽窄由两相区的宽窄判断凝固断面的凝固方式。 4. 凝固方式分为几种？对铸件质量有何影响？答：①逐层凝固方式，对铸件质量的影响：流动性能好，容易获得健全的铸件。液体补缩好，铸件的组织致密，形成集中缩孔的倾向大（形成缩松的倾向小，可以采用一定的工艺措施消除集中缩孔）。热裂倾向小（因为热裂是在凝固区形成的，凝固区域窄，晶间不易出现裂纹，即使出现也可以焊合）。气孔倾向小，应力大，宏观偏析严重。 ②体积凝固方式，对铸件质量的影响：流动性能不好，不容易获得健全的铸件。液体补缩不好，铸件的组织不致密，热裂形成集中缩孔的倾向小。热裂倾向大（因为热裂是在凝固区形成的，凝固区域宽，晶间易出现裂纹），气孔倾向大，应力小，宏观偏析不严重。 ③中间凝固方式，对铸件质量的影响：可大幅改善铸件的组织和降低铸件的中心缺陷，介于前两者之间。 5．凝固时间“平方根定律”与“折算厚度法则”有何区别？答：“平方根定律”是对于大平板，球体和长圆柱体铸件比较准确，对于短而粗的杆和矩形；“折算厚度法则”考虑了铸件形状，由于边角效应的影响，计算结果一般比实际凝固时间长10%~20%。“折算定律”考虑了铸件形状影响因素，接近实际，是对“平方根定律”的修正。它们形式一样但意义不一样。 6. 比较同样体积大小的球状、块状、板状及杆状铸件凝固时间的长？。答：一般在体积相同的情况下上述物体的表面积大小依次为：A 球t 块>t 板>t 杆。 5. 在砂型中浇铸尺寸为300?300?20 mm 的纯铝板。设铸型的初始温度为20℃，浇注后瞬间铸件-铸型界面温度立即升至纯铝熔点660℃，且在铸件凝固期间保持不变。浇铸温度为纯铝 212 1200 2700 6.5?10-5 3.9?105 砂型 0.739 1840 1600 2.5?10-7 试求：（1）根据平方根定律计算不同时刻铸件凝固层厚度s,并作出曲线；（2）分别用“平方根定律”及“折算厚度法则”计算铸件的完全凝固时间，并分析差别。解：(1) 代入相关已知数解得： 2222ρλc b ==1475 ，