金属凝固原理(全)
金属凝固原理
2 研究对象：
研究液态金属或合金转变为固态金属或合金这一凝固过程 的理论和技术，定性地特别是定量地揭示其内在联系和规 律，发现新现象，探求未知参数，开拓新的凝固技术和工 艺。 凝固学是材料成形技术的基础，也是近代新型材料开拓和 制备的基础。
第一节 单向凝固工艺 第二节 单晶生长 第三节 柱状晶的生长 第四节 自生复合材料
第八章 快速凝固
第一节 快速凝固技术及其传热特点 第二节 快速凝固的热力学 第三节 快速凝固的动力学及界面形貌稳定性 第四节 快速凝固晶态合金的显微结构特征与 应用 第五节 快速凝固的非晶态合金
绪论
研究对象
1 凝固：
两个原子的相互作用势能 W(R) 的曲线如图 1-1b 所示。可 用下式计算相互作用力，当 R 增加 dR 时，力 F 就靠势能 W(R)减小作外功FdR。因此得到： 或 当R=R0 时，F(R0)=0，即 对应于能量的极小值，状态稳定。原子之间倾向于保持一 定的间距，这就是在一定条件下，金属中的原子具有一定 排列的原因。当R=R1时，吸引力最大，即
第二章 凝固热力学
第一节 液态金属结构 第二节 二元合金的稳定相平衡 第三节 溶质平衡分配系数 第四节 液－固相界面成分及界面溶质
分配系数
第三章 凝固动力学
第一节 自发形核 第二节 非自发形核 第三节 固－液相界面结构 第四节 晶体生长方式
第四章 单相合金的凝固
第一节 凝固过程的溶质再分配 第二节 金属凝固过程中的“成分过冷” 第三节 界面稳定性与晶体形态 第四节 胞晶组织与树枝晶 第五节 微观偏析 第六节 固－液界面非线性动力学理论
表1-1 一些金属的熔化潜热和汽化潜热的比较
金属凝固原理第5章单相合金的凝固
⑤ 凝固终了T T1 '时： S CSM C
（2） 稳定生长阶段，界面前沿液相中溶质分配 规律
在稳定生长阶段，设界面 以R速度向前推进，界面前 沿的液相浓度为CL(x)，在 距离x处，单位面积单位时 间内向液体内部排走了m1 个溶质原子，有：
(DL—溶质在液相中的扩散系数)
dC m1 DL dx
二、平衡凝固时的溶质再分配
平衡凝固指凝固速度极度缓慢，使液相和固相中的溶质 得以充分扩散均匀化。假设合金是从左向右进行单向凝固， 固-液界面前沿存在正温度梯度，以K0<1合金为例。 C* ① 开始凝固 时， CS K0C0 C0 ， L C0
TM T0
二、平衡凝固时的溶质再分配
② 凝固过程中任一温度（ T T '）时，固-液界面上成 C L C0 分为： K 0C0 CS C0
由于 CS CS C0 ，则 f L 0 ，还有液体须继续凝固
CS
C0
CL
C0
C L ；有 CS f S K0
C0
K0
f L C0 ,
三、近（准）平衡凝固时的溶质再分配
④ 接近凝固终了 时：C0 CS CSM C0 K0 C 状态图中的Cs为近平衡凝固时 C C 0
三、近（准）平衡凝固时的溶质再分配
② 凝固过程任一温度T T '时： S C0 ， L C L C0 C C 设固相内平均成分为 C S ，液相为 C L ，有 CS CS ,C L C L 则：C L f S C L f L C0
CS
三、近（准）平衡凝固时的溶质再分配 ③ 凝固到平衡固相线 T T1 时：
金属凝固原理（全）
金属凝固原理（全）《金属凝固理论》期末复习题一、是非判断题1 金属由固态变为液态时熵值的增加远远大于金属由室温加热至熔点时熵值的增加。
(错）2 格拉晓夫准则数大表明液态合金的对流强度较小。
(错）3 其它条件相同时，凹形基底的夹杂物不如凸形基底的夹杂物对促进形核有效。
(错）4 大的成分过冷及强形核能力的形核剂有利于等轴晶的形成。
（对）5 大多数非小平面-小平面共晶合金的共晶共生区呈现非对称型。
（对）6 根据相变动力学理论，液态原子变成固态原子必须克服界面能。
（对）7 具有糊状凝固方式的合金容易产生分散缩孔。
（对）8.金属熔体的黏度与金属的熔点相类似，本质都是反映质点间（原子间）结合力大小。
（对）9. 以熔体中某一参考原子作为坐标原点，径向分布函数表示距参考原子r处找到其他原子的几率。
(错）10. 液态金属中在3-4个原子直径的范围内呈一有序排列状态，但在更大范围内，原子间呈无序状态。
（对）11. 金属熔体的黏度越大，杂质留在铸件中的可能性就越大。
（对）12. 半固态金属在成型过程中遵循的流变特性，主要满足宾汉体的流变特性（对）13. 在砂型中，低碳钢的凝固方式是体积凝固。
(错）14. 铸型具有一定的发气能力，会导致型腔气体反压增大，充型能力下降。
（对）15. 晶体生长的驱动力是固液两相的体积自由能差值。
（对）16. 绝大多数金属或合金的生长是二维晶核生长机理。
(错）17. Fe-Fe3C共晶合金结晶的领先相是奥氏体。
(错）18. 铸件中的每一个晶粒都代表着一个独立的形核过程，而铸件结晶组织的形成则是这些晶核就地生长的结果。
(错）19. 型壁附近熔体内部的大量形核只是表面细晶粒区形成的必要条件，而抑制铸件形成稳定的凝固壳层则为其充分条件. （对）20.对于薄壁铸件，选择蓄热系数小的铸型有利于获得细等轴晶。
(错）21.处理温度越高，孕育衰退越快。
因此在保证孕育剂均匀溶解的前提下，应尽量降低处理温度。
（对）22. 铸铁中产生的石墨漂浮属于逆偏析。
金属凝固原理
作业：8, 12.
习题
第二章 液态金属的充型能力
2-1 液态金属充型能力的基本概念
1. 概念
充型能力：液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清 晰的铸件的能力。
2.充型能力的决定因素
（1）金属本身的流动性 液态金属的流动能力，金属的铸造性能之一，与金属的
成分、温度、杂质含量、及其物理性能有关。 流动性的作用：排出气体、杂质；补缩、防裂，获得优质
二、金属的加热膨胀
膨胀原因：
（1）原子间距增大： 势能曲线不对称性，图1-2
（2）空穴产生： 能量起伏
三、金属的熔化
1. 熔点附近：离位原子多 熔化始于晶界，晶界原子排列相对不规则，势能 高，离位原子多，空穴数目可达到原子总数10%。
2. 熔点：固态——液态状态突变 （1）外界能量足够大时——熔化潜热，原子间距 离大于R1，原子结合键破坏，固态——液态 （2）性质突变：体积突变；电阻、粘性突变。 3. 熔化实质：规则的原子排列突变为紊乱的非晶 质结构的过程。
第一章 液态金属的结构和性质
§1-1 金属的膨胀及熔化
一、晶体中的原子结合 1. 在一定条件下，金属中的原子具有一定排列， Why? （1）引力：异性电荷间的库仑引力； （2）斥力：同性电荷间的库仑斥力与泡利原理引 起的斥力之和。 2. 图1-1 3. 公式推导证明 特殊点：平衡点（合力为零，势能最小）、引 力最大点。
凝固学 研究从液态 ——固态转变过程的基本理论一门学科 （1）定性/定量揭示液—固转变规律、内在联系； （2）影响因素（金属性能、质量）
液态成形与凝固关系 液态成形过程就是凝固过程
凝固过程的研究对象
液-固相变过程 宏观：液态——固态转变的相变过程； 微观：激烈运动的液相原子——规则排列固相
金属凝固原理--第八章快速凝固
13
§6.1 引言 快速凝固：在极快的冷却速率下完成由液相到固相的相变过 程，从而获得常规凝固方法所无法得到的合金成分、相组成 和显微结构。
获得独特的微观组织、结构特征
所制备材料具有优异的使用性能 （如：力学、物理、化学性能等）
14
§6.1 引言 三. 本章学习内容
（1）
（2）
（3）
（4）
快
速
快速凝固 快速凝固 快速凝固
快速凝固
凝
原理、技术 热力学与 显微结构 晶态(微/纳米晶)
固
及 传热特点
动力学
特征
准晶/非晶 材料及应用
15
§6.2 快速凝固原理、技术及其传热特点—快速凝固原理
快速凝固的内涵
定义1：从液态到固态的冷却速度大于某一临界冷却速率的 凝固过程（103 K/s）。
定义2：由液相到固相的相变过程进行得非常快，从而获得 普通铸件和铸锭无法获得的成分、相结构和显微结构的凝固 过程。
27
§6.2 快速凝固原理、技术及其传热特点—快速凝固技术
02
急冷凝固技术—雾化技术—雾化法
基本原理：以水、气作为冷却介质（水雾化 /气雾化），冲击金属流，冷却速率可达104～ 107 K/s 。
特点：（1）可以大批量生产预合金粉末； （2）粉体可以通过各种不同的固结方法（粉 末冶金方法）加工成块体坯料或成形零件。
§6.6 非晶态合金
3
§6.1 引言
普通凝固过程存在的问题：
冷却速度慢 凝固速度小
常规工艺下金属的冷却速度一般不会超过102 ℃/S
大型砂型铸件及铸锭凝固时的冷却速度约为：10-6 ~10-3 ℃/S；中等铸件及铸锭约为10-3~100 ℃/S； 薄壁铸件、压铸件、普通雾化约为100~102 ℃/S
金属凝固原理ppt课件
可锻铸铁、球墨铸铁：战国时期已有白心、黑心可锻铸铁。 西汉时期此技术达成熟，成为铸作坊中的常规工艺。近年来 发现近十件石墨为球形的铸铁农具。
层叠铸造：王莽时代，一次铸184枚铜钱、河南温县窑出 土的2000年前叠箱浇注的铸件，一组18个马嚼子。
大型及特大型铸件：沧州铁狮子：公元953年：50吨；当 阳铁塔：公元1061年，50吨；正定铜佛：公元971年： 50吨；永乐大钟：公元1418年，46吨。
“王冠上的明珠” 航空发动机是航空航 天器的核心部件，其发展水平已成为一个国 家科技水平、军事实力和综合国力的重要标 志之一。人类航空史上航空动力技术的每一 次重大革命性进展，无不与凝固技术的突破 和进步相关。
“金融经济”、“网络经济”、“知识经济”等 意识的强烈冲击→传统的金属材料成形加工工业被 看成了“老气横秋”的“夕阳工业”。
1
AR 2
A
DL2
mls( )
3、Flemings等从工程的角度出发，进一步考 虑了SP两相区的液相流动效应，提出局部溶 质再分配方程等理论模型。
4、俄裔捷克铸造工程师Chvorinov通过对大量 冷却曲线的分析，巧妙地引入铸件模数的概 念，导出了著名的平方根定律，至今仍是铸 造工艺设计的理论依据2 之一。
例： 小尺寸铸件 金属型 快速凝固 凝固时间极短 （几秒） 溶质的扩散和对流的作用将不明显，导 热成为SP的控制环节。
金属凝固原理第3章形核
即：临界形核功ΔG*的大小为临界晶核表面能 的三分之一， 它是均质形核所必须克服的能量障 碍。形核功其中一部分由熔体中的“能量起伏” 提供，但不能保证形核。因此，必须在过冷条件 下克服这部分能量，才能克服能量障碍。因此， 均质形核的过程在过冷条件下借助 “能量起伏” 形成新相晶核的过程。
二、均质形核动力学（过程进行的速度）
1 2
3
3.1
凝固过程包括：形核过程和晶体长大过程。凝固后的宏观组织由晶粒和 晶界组成
§3-1 凝固的基本热力学条件 一、液-固相变驱动力 二、大量形核的过冷度（T ）
*
一、 液-固相变驱动力
• 从热力学推导系统由液体向固体转变的 相变驱动力ΔG
图3.2 液-固体积自由能的变化
当 T ＞Tm 时，有：ΔGV = Gs － GL＞ 0 液相稳定，不能结晶。当 T ＜ Tm 时，有： ΔGV = Gs － GL＜ 0 固相稳定，才能结晶。 即：固-液体积自由能之差为相变驱动力
GV A SL VS
0
GV 4 G r 3 4r 2 SL 3 VS
●
r＜ r*时，r↑→ΔG↑
r = r*处时，ΔG达到最大 值ΔG* ● r ＞r*时，r↑→ΔG↓
●
图3.4 液相中形成球形晶胚时自由能变化
• 令： G / r
|r r * 0
得临界晶核半径 r*：
r 2 SL V s Tm 2 SLV S GV H m T
形核功： G
VS Tm 16 3 SL 3 H m T
2
r* 与ΔT 成反比，即过冷度ΔT 越大，r* 越小； ΔG*与ΔT2成反比，过冷度ΔT 越大，ΔG* 越小。
金属凝固原理——形核
一、均质形核的热力学条件 二、均质形核动力学 三、均质形核的局限性
实用文档
一、均质形核的热力学条件（过程进行的条件
）
. 晶核（为球体）形成时
，
系统自由能变化由两部分
组成，即作为相变驱动力
的液-固体积自由能之差
（负）和阻碍相变的液-固
G 界面V能（V正GSV）：ASL
0
G3 4r3V G SV4r2SL
实用文档
§3-2 均质形核
• 均质形核 ：形核前液相金属或合金中无外来固相质点而 从液相自身发生形核的过程，所以也称“自发形核” （实际生产中均质形核是不太可能的，即使是在区域精 炼的条件下，每1cm3的液相中也有约106个边长为103个原 子的立方体的微小杂质颗粒）。
• 异质形核：依靠外来质点或型壁界面提供的衬底进行生 核过程，亦称“非均质形核”或“非自发形核”。
● r＜ r*时，r↑→ΔG↑
● r = r*处时，ΔG达到最大 图3.4 液相中形成球形晶胚时自由能变化 值ΔG*
● r ＞r*时，r↑→ΔG↓ 实用文档
• 令： G /r|r r*0
得临界晶核半径 r*：
r 2SLVS 2SL Vs Tm
GV
Hm T
形核功：G 136S 3L V H Sm T mT2
实用文档
二、均质形核动力学（过程进行的速度）
均质形核的速度一般用形核率来描述。
形核率I （ ）：是单位体积中、单位时间内形成的晶核数目。
ICex pGAe KT
x pK GT
I*
式中，ΔGA为扩散激活能 。
ΔG*→∞（ ΔT→0时），I* → 0 ;
ΔG* 下降（ ΔT 增大），I *上升。
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《金属凝固理论》期末复习题一、是非判断题1 金属由固态变为液态时熵值的增加远远大于金属由室温加热至熔点时熵值的增加。
(错）2 格拉晓夫准则数大表明液态合金的对流强度较小。
(错）3 其它条件相同时，凹形基底的夹杂物不如凸形基底的夹杂物对促进形核有效。
(错）4 大的成分过冷及强形核能力的形核剂有利于等轴晶的形成。
（对）5 大多数非小平面-小平面共晶合金的共晶共生区呈现非对称型。
（对）6 根据相变动力学理论，液态原子变成固态原子必须克服界面能。
（对）7 具有糊状凝固方式的合金容易产生分散缩孔。
（对）8.金属熔体的黏度与金属的熔点相类似，本质都是反映质点间（原子间）结合力大小。
（对）9. 以熔体中某一参考原子作为坐标原点，径向分布函数表示距参考原子r处找到其他原子的几率。
(错）10. 液态金属中在3-4个原子直径的范围内呈一有序排列状态，但在更大范围内，原子间呈无序状态。
（对）11. 金属熔体的黏度越大，杂质留在铸件中的可能性就越大。
（对）12. 半固态金属在成型过程中遵循的流变特性，主要满足宾汉体的流变特性（对）13. 在砂型中，低碳钢的凝固方式是体积凝固。
(错）14. 铸型具有一定的发气能力，会导致型腔气体反压增大，充型能力下降。
（对）15. 晶体生长的驱动力是固液两相的体积自由能差值。
（对）16. 绝大多数金属或合金的生长是二维晶核生长机理。
(错）17. Fe-Fe3C共晶合金结晶的领先相是奥氏体。
(错）18. 铸件中的每一个晶粒都代表着一个独立的形核过程，而铸件结晶组织的形成则是这些晶核就地生长的结果。
(错）19. 型壁附近熔体内部的大量形核只是表面细晶粒区形成的必要条件，而抑制铸件形成稳定的凝固壳层则为其充分条件. （对）20.对于薄壁铸件，选择蓄热系数小的铸型有利于获得细等轴晶。
(错）21.处理温度越高，孕育衰退越快。
因此在保证孕育剂均匀溶解的前提下，应尽量降低处理温度。
（对）22. 铸铁中产生的石墨漂浮属于逆偏析。
(错）23.湿型铸造的阀体铸件件皮下形成的内表面光滑的气孔，其形成原因主要是砂型的发气量大、透气性不足。
（对）二、名词解释1.黏度：是熔体在不同层面上存在相对运动时才表现出来的一种物理性能，其本质反映的是质点间的结合力大小。
2.金属遗传性：指在结构上，由原始炉料通过熔体阶段向铸造合金的信息传递，具体表现在原始炉料通过熔体阶段对合金零件凝固组织，力学性能及凝固缺陷的影响。
3.半固态铸造：指在金属的凝固过程中，对金属施加剧烈的搅拌或扰动、或改变金属的热状态、或加入晶粒细化剂、或进行快速凝固，即改变初生固相的形核和长大过程，得到的一种液态金属熔体中均匀地悬浮着一定球状初生固相的固液混合浆料，然后利用其进行成型的工艺。
4. 充型能力：液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清晰的铸件的能力5.非均质形核：指在不均匀的熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底进行形核的过程6. 临界形核半径：由金属学可知，只有大于临界半径的晶胚才可以作为晶核稳定存在，此时的晶胚为临界晶核，其大小为临界形核半径7.平衡分配系数：指在给定的温度T*下，平衡固相溶质浓度Cs*与液相溶质浓度C L*之比，其决定了固液界面两侧溶质成分分离的系统热力学特性8. 成分过冷：指由溶质再分配导致界面前方熔体成分及其凝固温度发生变化而引起的过冷9. 枝晶间距：指相邻同次分枝之间的垂直距离，实际上则用金相视野下测得的各相邻同次分枝之间距离的统计平均值来表示10. 领先相：指在熔体中率先析出，并且能为第二相提供有效衬底，使第二相在其表面上析出，从而确保共晶反应进行的那个相11.共生生长：指两相彼此合作地一起向前生长，是共生共晶的生长过程，形成了两相相互交迭、紧密掺和的共晶体12. 离异生长：指共晶转变中合金熔体不能进入共生区，共晶两相没有共同的生长界面，它们以不同的速度而独立生长，即两相的析出在空间和时间上都是彼此分离的，所形成的组织中没有共生共晶的组织特征，这种非共生共长的共晶结晶方式称为离异生长13. 结晶雨：指凝固初期在液面形成的晶粒或顶部凝固层脱落的分枝由于密度比液体大而下沉，并且在下沉的过程中也可能发生枝晶的熔断和增殖的现象14. 孕育处理:指向液态金属中添加少量物质以实现细化晶粒、改善组织的一种工艺方法15. 动态晶粒细化：指主要采用机械力或电磁力引起的固相发生相对运动，导致枝晶破碎或从型壁脱落，在液相中形成大量的晶核，以达到细化晶粒的目的16. 铸造应力：指铸件在凝固及冷却的过程中由于线收缩及固态相变会引起体积的收缩或膨胀，该变化往往受到外界的约束和铸件各部分之间的相互制约而不能自由的进行，而在产生变形的同时也产生的应力，这种应力即为铸造应力17.自然时效：指将具有残余应力的铸件放置在露天场地，经历较长时间，使应力慢慢的自然消失18. 形核率：指单位时间，单位体积液态金属中形成的晶核数，以N表示，其越高意味着单位体积中晶核数目越多，结晶结束后可获得更细小的凝固组织，提高力学性能19. 晕圈：指在共晶结晶过程中，第二相环绕领先相生长而形成的外围层20. 液态金属的热速处理：指在合金熔炼时将熔体过热到液相线以上一定温度（一般高于液相线250-350 ）然后迅速冷却到浇注温度进行浇注的工艺21. 模数：是铸体的体积V与表面积S的比值22.理想液态金属：指没有任何杂质及缺陷的纯金属熔体23.流动性:指液态金属本身的流动能力24.逆偏析：指铸件凝固后常常出现和正常偏析相反的溶质分布情况，当K0<1时表面或底部含溶质元素多，而中心部分或上部含溶质较少的现象25.密度偏析：即重力偏析，是熔体和固体共存或者不混合的液相之间存在着密度差时产生的化学成分不均匀现象，一般形成于金属凝固前或刚刚开始时26.变质处理：指向金属液体中加入一些细小的形核剂（又称为孕育剂或变质剂），使它在金属液中形成大量分散的人工制造的非自发晶核，从而获得细小的铸造晶粒，达到提高材料性能的目的27.热过冷：指仅由熔体实际温度分布所决定的过冷状态28.界面平衡假设：为了方便研究，可以近似地认为在传热、传质和界面反应这三个基本过程中，单相合金的晶体生长仅取决于热的传输和质的传递，而原子通过界面的阻力则小到可以忽略不计，界面处固液两相始终处于局部平衡状态，根据相变动力学理论，局部平衡过程可以采用热力学方法处理，可直接利用平衡相图来确定界面处固液相在任一瞬时的成分，即为界面平衡假设29.胞状生长：在窄成分过冷区的作用下，不稳定的平坦就破裂成一种稳定的由许多近似旋转抛物面的凸出圆胞和网络状的凹陷沟槽所构成的新的界面形态，此即胞状界面，而以胞状界面向前推进的生长方式为胞状生长30.规则共晶合金:指两相性质相近，其共生区成对称性型的共晶合金三、问答题1、液态金属的结构特点液态金属在较少的范围内呈现于固态相近的有序结构，而在较大的范围内则以无规则排列的形式存在，即短程有序，长程无序。
2、说明缩孔缩松的形成原因及预防措施。
铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出现孔洞，称为缩孔。
容积大而集中的孔洞称为集中缩孔，简称缩孔；细小而分散的孔洞成为分散性缩孔，简称为缩松。
预防措施：①在工艺方案设计方面首先根据合金凝固的特性采用顺序凝固或同时凝固的工艺原则，其次可结合冒口补铁和冷铁等工艺措施的应用②在浇注条件的控制上，一方面可以对浇注温度和浇注速度进行调整，以加强顺序凝固或同时凝固，另一方面采用诸如加压补缩等工艺，可防止显微缩松的产生3、说明共晶合金的生核生长特点，规则共晶和非规则共晶的区别。
特点：通过“搭桥“方式形核。
大多数共晶合金结晶时，后析出相依附于领先相表面而析出，形成具有两相共同生长界面的双相核心；然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，相互不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元而使两相彼此合作地向前生长的生长方式。
规则共晶，即非小面-非小面共晶多由金属-金属相组成，其两相的性质相似，共生区呈对称型，在结晶的过程中共晶两相均具有非小面生长的粗糙界面；非规则共晶，即非小面-小面共晶，多由金属-非金属相组成，其两相的性质差异较大，共生区往往偏向于高熔点的非金属组元一侧，在结晶过程中一个相的固液界面为非小界面生长的粗糙界面，另一相则为小面生长的平整界面。
4、说明结晶与凝固的区别及凝固组织对铸坯质量和性能的影响。
结晶时加进水分子以后形成的水合物，形成了新的物质，属于化学变化；凝固时物质由液态变为固态，没发生本质变化，是物理变化铸坯的质量和性能与其凝固组织密切相关。
就宏观组织而言，表面细晶粒区一般比较薄，并且其可变化范围很小，对铸坯的质量和性能影响相对较小。
铸坯的质量与性能主要取决于柱状晶区与等轴晶区的比例以及晶粒的大小。
5、说明如何获得等轴细晶组织。
通过强化非均匀形核和促进晶粒游离以抑制凝固过程中柱状晶区的形成和发展，就能获得细等轴晶组织。
具体方法有：（1）合理控制浇注工艺和浇注条件，加大冷却速度，提高过冷度，降低浇铸温度、提高铸型冷却能力、减小零件壁厚、强制冷却、内外“冷铁”。
（2）孕育处理和变质处理，加入晶粒细化剂和变质剂。
（3）动力学细化，铸型振动，超声波振动，液相电磁搅拌等促使型壁晶体的游离，枝晶臂断裂与游离。
6、何为凝固动态曲线？有何意义？根据凝固体断面各位置的温度与时间的关系曲线在位置与时间的坐标图上绘制出典型温度的连线称为凝固动态曲线。
意义：根据凝固动态曲线可以判断出铸件在凝固时不同时间的凝固区宽窄，而金属凝固区的宽展决定了凝固体的凝固方式8、凝固方式分为几种？影响铸件凝固方式的因素有那些？对铸件质量有何影响？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，热裂倾向小，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，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，介于前两者之间因素：有合金凝固的温度区间和铸件断面的温度梯度两方面9、解释临界晶核半径r*和形核功△G*的意义，以及为什么形核要有一定过冷度？临界晶核半径r*：只有那些略大于临界半径的晶核，才能作为稳定晶核而长大，所以金属凝固时，晶核必须要求等于或大于临界晶核。
临界晶核半径随过冷度的增加而减小。
形核功△G*：形核功△G*的大小为临界晶核表面能的1/3，它是均质形核所必须克服的能障，形核功由熔体中的提供，过冷熔体中形成的晶核是“结构起伏”及“能量起伏”的共同产物。