单相合金的凝固课件.ppt

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1、第五章 单相合金的凝固,5.1 溶质再分布5.2 成分过冷5.3 枝晶粗化与枝晶臂间距,溶质再分布,凝固过程中出现溶质再分布，是合金的凝固不同于纯金属的一个重要特征，也是合金凝固过程中一种较普遍的传质现象。铸锭成分的均匀性、晶粒组织及热裂等的形成，都与溶质再分布有关。衡量溶质再分布状况的主要参数是平衡分布系数K。它表示同一温度下固相成分Cs与相平衡的液相成分CL之比值，即：,2,溶质再分布,当合金的液相线和固相线向下倾斜时，CsCL，k1；CsCL，k1。因为大多数合金元素及杂质在基体金属中的k1，所以在以后的讨论中，将以k1的合金为主，但所得到的结果也适于k1的合金。,3,液相完全混合均匀的

2、溶质再分布,4,液相完全混合均匀的溶质再分布,5,液相完全混合均匀的溶质再分布,6,液相完全混合均匀的溶质再分布,7,液相完全混合均匀的溶质再分布,非平衡凝固的杠杆定律（Scheil方程）上述二式分别表示凝固过程中某一温度了T*的固相和液相的成分，称为非平衡凝固的杠杆定律，即Scheil方程，是研究疑固过程中溶质再分布的基本关系式。在这一情况下的溶质再分布，会导致铸锭成分分布不均匀，在凝固后期，液相成分远高于C0，甚至可达到共晶成分CE，使单相合金铸锭中出现共晶组织。,8,液相部分混合均匀的溶质再分布,液相中仅有扩散：开始凝固的固相成分也为kC0。k1时，固相在固液界面上排出多余的溶质。由于液

3、相只能通过溶质扩散而部分混合均匀，因此在界面前沿出现一富溶质层。随着凝固的继续进行，富溶质层中溶质含量逐渐增加。当温度下降至固相线温度Ts时，固相成分就是合金的原始成分C0，而固液界面处的液相成分为C0/k。此时，凝固将在Ts温度下进行，且固相中排出的溶质量等于扩散至液相中的溶质量，凝固过程处于稳定态。,9,液相部分混合均匀的溶质再分布,在稳定态，液相成分不随时间变化。Jacken等人研究过稳定态下溶质再分布的规律，并在凝固速度R和溶质在液相中的扩散系数DL为定数条件下，建立了液相中溶质分布的微分方程：,10,液相部分混合均匀的溶质再分布,该式左边第一项表示扩散引起的液相成分变化，第二项表示固

4、/液界面向前推进引起的成分变化(凝固时固相中排出的溶质量）。该式的边界条件为：,11,液相部分混合均匀的溶质再分布,12,上式表示凝固过程处于稳定态时，液相成分CL随x而变化的规律，适用于溶质k1的合金。,液相部分混合均匀的溶质再分布,13,液相部分混合均匀的溶质再分布,液相中有对流：凝固过程中不管对流如何强烈，在固液界面前沿总有一薄层液体，其流速等于零，溶质仅能通过扩效来实现均匀分布，通常称其为扩散层，宽度用表示。,14,液相部分混合均匀的溶质再分布,15,液相部分混合均匀的溶质再分布,16,(5.7),液相部分混合均匀的溶质再分布,17,液相部分混合均匀的溶质再分布,18,凝固达到稳定态时

5、，将其代入式（5.7）得：,上式表明，当合金成分C0、k及DL一定时，Cs*仅取决于R和，当R和也一定时，Cs*值恒定，但小于C0；加速对流，促进液相成分均匀，使减小，CL*降低，故Cs*也降低，但只要R保持恒定，Cs*也保持恒定；加大R，可增大Cs*值，R愈大，Cs*愈接近C0；减小R，可降低Cs*值。,（5.8）,液相部分混合均匀的溶质再分布,令，则由式（5.8)得：,19,Ke称为溶质得有效分布系数。,液相部分混合均匀的溶质再分布,20,成分过冷,成分过冷的形成及其过冷度 溶质再分布的结果，使溶质在固/液界面前沿发生偏析。kl的合金，界面前沿溶质富集；k1的合金，界面前沿溶质贫化。前者使

6、界面前沿液体的平衡液相线温度TL降低。与此同时，如果界面前沿液体的实际温度T实低于TL，则这部分液体处于过冷状态。这一现象称为成分过冷。,21,成分过冷,22,成分过冷,23,成分过冷,25,成分过冷,26,成分过冷,27,成分过冷,28,成分过冷的判据,不出现成分过冷的条件，是实际温度梯度Gl等于或大于TL曲线在固/液界面处的斜率。,29,由（5-13)可知：,成分过冷的判据,因此，不出现成分过冷的条件是：,30,它仅适用于液相线为直线(ML不变)、液相中仅有扩散而溶质部分混合均匀、忽略固相中扩散、凝固过程处于稳定态的情况，并要求凝固速度R保持恒定、DL为定数。,(5.20),成分过冷的判据

7、,合金一定时，式（5.20)右端为常数，改变Gl和R，使二者比值小于这一常数，即：则Gl与TL曲线相交，界面前沿就出现成分过冷。,31,成分过冷的判据,对于液相中有对流而溶质部分混合均匀的凝固过程，达到稳定态时，界面前沿液体中，不出现成分过冷的条件亦为：,32,成分过冷的判据,33,成分过冷的判据,将式（5.6)在x0处求导得：,34,成分过冷的判据,35,成分过冷对晶体生长方式的影响,随着成分过冷由弱到强，单相合金的固/液界面生长方式依次成为平面状、胞状、胞状树枝状和树枝状四种形式，得到的晶体相应为平面柱状晶、胞状晶、胞状枝晶以及柱状枝晶和自由枝晶。必须指出晶体形貌还与晶体学因素有关。在此，

8、主要介绍成分过冷与晶体生长方式的关系，这对于控制结晶过程有着重要的意义。一些微量元素细化晶粒的作用，住住与它们引起成分过冷有关。,36,平面柱状晶,37,胞状晶,38,胞状晶,39,胞状晶,41,胞状枝晶与柱状枝晶,随着凝固速度的增大，成分过冷增强，胞状晶将沿着优先生长方向(见表51)加速生长，其横断面也受晶体学因素的影响而出现凸缘结构；若凝固速度进一步增大，该凸线会长成锯齿状，即形成二次枝晶。这种带二次枝晶的胞状晶称为胞状枝晶，其形成过程如图57所示。,42,胞状枝晶与柱状枝晶,43,胞状枝晶与柱状枝晶,44,自由枝晶,出现成分过冷时，固/液界面处过冷度最小，界面前沿过冷度较大，一旦界面前沿

9、出现晶核时就会自由长大而形成自由枝晶。形成条件是要有较强的成分过冷或较小的Gl/R值。成分过冷越强，界面处成分过冷度越小，在界面前沿液体中越易于形成自由枝晶。,45,枝晶粗化与枝晶臂间距,枝晶粗化过程铸锭在凝固过程中，由于温度起伏等因素的影响，一些小的枝晶可能被重熔而消失，一些大的枝晶变粗，且枝晶臂间距增大，这一过程称为枝晶粗化过程。,46,枝晶等温粗化过程,模型1表明，当枝晶粗细不匀时，由于曲率半径对熔点的影响，那些曲率半径较小的枝晶，熔点要低于曲率半径较大的枝晶，在凝固过程中可能被熔化，而曲率半径大的枝晶变粗。设枝晶为单曲率的圆拄体，Flemings得出其液相线温度TL下降度数Tr与曲率半径r的关系为：,47,枝晶等温粗化过程,48,枝晶等温粗化过程,49,枝晶臂间距,枝晶的粗化程度常用枝晶臂间距d来衡量。研究表明，d随铸锭冷却速度v增大而减小，铸锭的机械性能和加工性能得到改善。因此，测定d值已成为定量研究铸锭质量与工艺参数之间关系的重要方法。,50,枝晶臂间距,51,