铸件成形原理作者祖方遒第4章　单相合金凝固课件.pptxVIP

铸件成形原理第4章　单相合金凝固第3章所讨论的液-固相变及其形核与生长的内容多以纯金属为对象，但在金属铸造生产及材料凝固研究中，涉及对象大多为合金。对于合金凝固而言，液-固转变的平衡温度不再是固定温度Tm(除了二元合金的特殊成分点，如共晶点、包晶点的情况仍为固定温度外)，而是发生在平衡相图上由液相线及固相线所确定的某一温度区间。合金开始结晶的平衡温度则为对应成分的液相线温度TL，且随着凝固的进行由于液相成分的变化，TL也在发生改变。第4章　单相合金凝固另一方面，合金凝固大多为多相组织(除了组元间无限互溶的匀晶合金以及端际固溶体合金以外)，这比纯金属的单相组织凝固要复杂。当然，多相合金的凝固通常是从单相固溶体开始的，故单相固溶体凝固的内容对多相合金也十分重要。本章将介绍单相固溶体凝固，共晶以及包晶多相合金的凝固内容将在第5章介绍。第4章　单相合金凝固4.1　凝固过程中的溶质再分配4.2　合金凝固界面前沿的成分过冷4.3　成分过冷对合金单相固溶体结晶形态的影响4.1　凝固过程中的溶质再分配4.1.1　溶质平衡分配系数4.1.2　平衡凝固条件下的溶质再分配4.1.3　固相无扩散而液相充分混合均匀的溶质再分配4.1.4　固相中无扩散而液相中只有有限扩散的溶质再分配4.1.5　液相中部分混合(有对流作用)的溶质再分配4.1.1　溶质平衡分配系数1.K0的定义及其意义2.液-固界面局部平衡假设1.K0的定义及其意义图4-1　平衡分配系数2.液-固界面局部平衡假设在实际凝固过程中，溶质原子在固、液两相中的扩散速度有限，在界面两侧两相大范围内的成分不可能达到均匀。因此，随着温度下降，C*S及C*L也不可能按平衡相图的液相线及固相线变化，故凝固过程的实际溶质分配系数与K0有较大差别。而且，凝固速度随着冷却速率的增大而增大，这种差别也会随之更显著。尽管如此，凝固理论认为，在通常凝固条件下(在冷却速率处于103℃/s范围内的非“快速凝固”情况［1］)，界面处液、固两相的成分始终处于局部平衡状态，也就是说，对于给定合金，无论界面前沿溶质富集的程度如何，两侧的C*S及C*L值仍符合相应平衡相图，且C*S及C*L的比值在任一瞬时仍等于溶质平衡分配系数K0，此即凝固界面的“局部平衡假设”。这一假设是本节讨论溶质再分配的前提，也是以后一系列常规凝固过程研究工作及其理论计算的基础。4.1.2　平衡凝固条件下的溶质再分配图4-2　平衡凝固条件下的溶质再分配a)开始凝固　b)温度时的凝固　c)凝固完毕　d)相图4.1.3　固相无扩散而液相充分混合均匀的溶质再分配图4-3　液相充分混合均匀凝固条件下的溶质再分配a)开始凝固　b)温度时的凝固　c)凝固完毕　d)相图4.1.4　固相中无扩散而液相中只有有限扩散的溶质再分配(1)最初过渡区　根据图4-4d所示，T=TL时，析出固相成分为C*=K0C0，多余溶质排向液相。(2)稳定状态区　当固相凝固排出的溶质原子等于液相中扩散离开界面的原子数量时，即进入稳定状态。(3)最后过渡区　到了凝固后期剩下液体的体积有限，界面上溶质原子向液体扩散受到限制，于是界面处及其前方液相的溶质浓度又再上升，C*不再保持不变，而逐渐变得比C0/K0要高得多，固相C*也随之急剧上升而大大高于C0，直至凝固结束。4.1.4　固相中无扩散而液相中只有有限扩散的溶质再分配图4-4　液相只有有限扩散凝固条件下的溶质再分配a)稳定阶段　b)凝固的三个阶段　c)凝固过程中的固相及液相成分　d)相图(3)最后过渡区　图4-5　最初过渡区阶段及变化示意图(3)最后过渡区　图4-6　稳定状态时固相及液相的溶质再分配(3)最后过渡区　图4-7　稳定凝固阶段界面前沿的特征距离与溶质分布参(3)最后过渡区　图4-8　R、、对稳定生长阶段(x′)-x′曲线的影响(3)最后过渡区　图4-9　凝固速度R发生变化时固相成分的改变4.1.5　液相中部分混合(有对流作用)的溶质再分配(1)KE=K0(KE最小)　发生在＜＜1时［见式(4-13a)］，即慢生长速度和最大的搅动或对流，这时δN很小，相当于前面讨论的液相充分混合均匀的情况。(2)KE=1(KE最大)　发生在＞＞1时，即快生长速度凝固或没有任何对流、δN很大的情况，这相当于液相只有有限扩散的情况。(3)K0＜KE＜1　相当于液相部分混合(对流)的情况，实际工程中常在这一范围。4.1.5　液相中部分混合(有对流作用)的溶质再分配图4-10　液相有对流的溶质再分配4.2　合金凝固界面前沿的成分过冷4.2.1　成分过冷的形成及其条件4.2.2　成分过冷形成的判据4.2.3　成分过冷的程度4.2.1　成分过冷的形成及其条件图4-11　成分过冷的形成条4.2.2　成分过冷形成的判据1.液相只有有限扩散条件下的成分