金属凝固理论

第十一章 液态金属的结构和性质

液态金属的结构和性质

1)原子间仍保持较强的结合能2）近程有序排列3）所有原子集团在不停顿地游动4）存在游动“空穴”5）能量起伏 实际金属的液态结构

实际金属在微观上是由成分和结构不同的游动原子集团、空穴和许多固态、气态或液态的化合物组成，它是一种\混浊\的液体;而从化学键上看，除了基体金属与其合金元素组成的金属键之外，还存在其它多种类型的化学键。总之都要结合具体对象进行分析. 液态金属的遗传性

液态金属的遗传性是炉料的某些特性，经过熔化浇铸后，所得铸件中也具有这种特性，他主要是指铸件的组织和气孔等缺陷与炉料的组织和缺陷有关。随着液态金属的遗传性研究的广泛和深入，它的概念主要体现在以下几个方面:炉料的组织和缺陷对凝固后铸件或毛坯的组织和缺陷有影响、在液态合金中加入合金元素后，改变了合金中元素与元素之间的相互作用，进而影响凝固后铸件或毛坯的组织、液态金属或合金的结构 (如过冷度、净化程度等)不同对凝固后铸件或毛坯的组织有影响，这些影响液态金属或合金熔体结构进而影响凝固后铸件或毛坯的组织与性能称液态金属或合金的遗传性。

第十二章 液态金属的充型能力 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，称为液态金属充填铸型的能力，简称液态金属的充型能力。

流动性：液态金属本身的流动能力，称为“流动性”

区别：固定条件下所测得的合金流动性表示合金的充型能力。因此，可以认为合金的流动性是在确定条件下的充型能力。 影响充型能力的因素 第一类因素

金属性质方面的因素

1）金属的密度ρ1； 2）金属的比热容c1； 3）金属的导热系数λ1； 4）金属的结晶潜热 L ； 5）金属的粘度η； 6）金属的表面张力σ； 7）金属的结晶特点 第二类因素

3）铸型的比热容 c2； 4）铸型的导热系数λ2； 5）铸型的温度； 6）铸型的涂料层； 7）铸型的发气性和透气性。

第三类因素——浇注条件方面的因素：1）液态金属的浇注温度t浇； 2）液态金属的静压头 H； 3）浇注系统中压头损失总和； 4）外力场（压力、真空、离心、振动等）。 第四类因素——铸件结构方面的因素: 1）铸件的折算厚度 R

? V（铸件的体积）F(铸件的断面积)?R?或R=? ?S(铸件的散热表面积)P（断面的周长）??

2）由铸件结构所确定的型腔的复杂程度引起的压头损失

应该指出，任何铸件的形成过程都是将具有一定成分的液态金属浇入铸型，在

铸件性质方面的因素1）铸型的蓄热系数； 2）铸型的密度ρ2 ；

铸型中凝固冷却而获得合格铸件的过程，和试样的形成过程的实质是相同的。 提高充型能力的措施

在金属方面可采取以下措施：

1）正确选择合金的成分2）合理的熔炼工艺

铸型性质方面的因素1)调整其蓄热系数2)预热铸型3)减小铸型中气体反压力 浇注条件方面的因素1）选择合适浇注温度2）增加金属液静压头3) 简化浇注系统的结构

铸件结构方面的因素

1）如果铸件的体积相同，在同样的浇注条件下，选择折算厚度大的铸件 2）尽量简化铸件结构复杂程度

第十三章 铸件的凝固

合金从液态转变为固态的状态变化，称为一次结晶或凝固。 铸件和铸型的温度场分布特点

绝热铸型中铸件和铸型的温度分布 以界面热阻为主的温度分布 厚壁金属型凝固的温度分布 水冷金属型中凝固的温度分布

1）铸件在绝热铸型中凝固

在这种情况下，铸件和铸型的温度分布如图所示。因此可以认为，在整个传热过程中，铸件断面的温度分布是均匀的，铸件内表面温度接近铸件的温度。如果铸型足够厚，由于铸型的导热性很差，铸型的外表面温度仍然保持为 t20 。所以，绝热铸型本身的热物理性质是决定整个系统传热过程的主要因素。 2）金属—铸型界面热阻为主的金属型中凝固

较薄的铸件在工作表面涂有涂料的金属型中铸造时，就属于这种情况。金属—铸型界面处的热阻较铸件和铸型中的热阻大得多，这时，凝固金属和铸型中的温度梯度可忽略不计，即认为温度分布是均匀的，传热过程取决于涂料层的热物理性质。若金属无过热浇注，则界面处铸件的温度等于凝固温度（tF＝tC），铸型的温度保持为t20，如图所示。

3）厚壁金属型中的凝固

当金属型的涂料层很薄时，厚壁金属型中凝固金属和铸型的热阻都不可忽略，因而都存在明显的温度梯度。由于此时金属--铸型界面的热阻相对很小，可忽略不计，则铸型内表面和铸件表面温度相同。可以认为，厚壁金属型中的

凝固传热为两个相连接的半无限大物体的传热，整个系统的传热过程取决于铸件和铸型的热物理性质，其温度分布如图所示。

4）水冷金属型中的凝固

在水冷金属型中，是通过控制冷却水温度和流量使铸型温度保持近似恒定（t2F＝t20），在不考虑金属-铸型界面热阻的情况下，凝固金属表面温度等于铸型温度（t1F＝t20）。在这种情况下，凝固传热的主要热阻是凝固金属的热阻，铸件中有较大的温度梯度。系统的温度分布如图所示。

铸件的凝固方式及其影响因素

一般将铸件的凝固方式分为三种类型:逐层凝固方式、体积凝固方式（或称糊状凝固方式）和中间凝固方式。铸件的凝固方式取决于凝固区域的宽度 恒温下结晶的金属，在凝固过程中其铸件断面上的凝固区域宽度等于零。断面上的固体和液体由一条界线(凝固前沿)清楚地分开。随着温度的下降，固体层不断加厚，逐步到达铸件中心。这种情况为“逐层凝固方式”。

如果合金的结晶温度范围很小，或断面温度梯度很大时。铸件断面的凝固区域则很窄，也属于逐层凝固方式

如果因铸件断面温度场较平坦，或合金的结晶温度范围很宽，铸件凝固的某一段时间内，其凝固区域在某时刻贯穿整个铸件断面时，则在凝固区域里既有已结晶的晶体也有未凝固的液体，这种情况为“体积凝固方式”，或称“糊状凝固方式”。 如果合金的结晶温度范围较窄，或者铸件断面的温度梯度较大，铸件断面上的凝固区域宽度介于前二者之间时，则属于“中间凝固方式”。 铸件断面凝固区域的宽度是由合金的结晶温度范围和温度梯度两个量决定的。 碳质量分数增加，碳钢的结晶温度范围扩大，铸件断面的凝固区域随之加宽。低碳钢在砂型中的凝固近于逐层凝固方式；中碳钢为中间凝固方式；高碳钢近于体积凝固方式。

梯度很大的温度场，可以使宽结晶温度范围的合金按中间凝固方式凝固(如高碳钢在金属型中凝固)，甚至按逐层凝固方式凝固。很平坦的温度场，可以使窄结晶温度范围的合金按体积凝固方式凝固。所以，温度梯度是凝固方式的重要调节因素。

金属的凝固方式与铸件质量的关系

铸件的致密性和健全性与合金的凝固方式密切相关。由上节所述可知，在铸件断面温度场相近的情况下，无论何种合金，它们的结晶温度范围的大小对凝固方式的影响有共同的规律性。根据结晶温度范围将合金分为窄结晶温度范围合金、宽结晶温度范围合金和中等结晶温度范围合金三种类型。下面将分别讨论它们的凝固方式与铸件质量的关系。 1）纯金属和共晶成分合金

这类合金铸件断面上没有液-固共存的凝固区域，是以逐层方式凝固的，液态纯金属浇入铸型后，首先在型壁处形成一薄层激冷晶，方向有利的晶体沿垂直于型壁的方向生长为紧密排列着的柱状晶。随温度下降，平滑的凝固前沿逐步向中心发展。

2）窄结晶温度范围的合金

这类合金在凝固过程中，铸件断面上的凝固区域很窄，也是逐层凝固方式。它与纯金属的不同之处是凝固前沿不平滑，而为锯齿形。

由于纯金属、共晶成分合金和窄结品温度范围的合金在一般的铸造条件下

是以逐层方式凝固的，其凝固前沿直接与液态金属接触。当液态凝固成为固体而发生体积收缩时，可以不断地得到液体的补充，所以产生分散性缩松的倾向性小，而是在铸件最后凝固的部位留下集中的缩孔。由于集中缩孔容易消除(如设置冒口)，一般认为这类合金的补缩性良好。在板状和棒状铸件上会出现中心线缩孔。

这类合金铸件在凝固过程中，当收缩受阻而产生晶间裂纹时，也容易得到金属液的充填，使裂纹愈合，所以铸件的热裂倾向性小。

如果这类合金在充型过程中发生凝固时，也具有较好的充型能力 3 ) 宽结晶温度范围的合金

这类合金铸件的凝固区域宽，液态金属的过冷很小，容易发展成为树枝发达的粗大等轴晶组织。当粗大的等轴晶相互连接以后(固相约占70%)，便将尚未凝固的液态金属分割为一个个互不沟通的熔池，最后在铸件中形成分散性的缩孔即缩松，如图13-29所示。对于这类合金铸件采用普通冒口消除其缩松是很困难的，而往往必须采取其它措施，如增加冒口的补缩压力，加速铸件冷却等方法，以增加铸件的致密性。

由于粗大的等轴晶比较早地连成晶体骨架，在铸件中产生热裂的倾向性很大。这是因为，等轴晶越粗大，高温强度就越低；此外，当晶间出现裂纹时，也得不到液态金属的充填使之愈合。

如果这类合金在充填过程中发生凝固时，其充型性能也很差。

4 ) 中等结晶温度范围的合金

这类合金在工业上常用的有中碳钢，高锰钢，一部分特种黄铜和白口铸铁等，凝固区域为中等宽度。它们的补缩特性(图13-31)、热裂倾向性和充型性能介于窄结晶温度范围和宽结晶温度范围合金之间。

第十四章 液态金属结晶的基本原理

界面前方过冷状态对结晶过程的影响 （1）热过冷对纯金属结晶过程的影响 1）界面前方无热过冷下的平面生长

当 GL＞0 时，纯金属晶体界面前方不存在热过冷。这时界面能最低的宏观平坦的界面形态是稳定的。界面上偶然产生的任何突起必将伸入过热熔体中而被熔化，界面最终仍保持其平坦状态。只有当固相不断散热而使界面前沿熔体温度进一步降低时，晶体才能得以生长，而界面本身则始终处于（T0－△TC）的等温状态之下。这种界面生长方式称为平面生长。生长中，每个晶体逆着热流平行向内伸展成一个个柱状晶。如果开始只有一个晶粒，则可获得理想的单晶体。

2）热过冷作用下的枝晶生长

当 GL＜0 时，界面前方存在着一个大的热过冷区。这时一旦界面上偶然产生一个凸起，它必将与过冷度更大的熔体接触而很快地向前生长，形成一个伸向熔体的主杆。主杆侧面析出结晶潜热使温度升高，远处仍为过冷熔体，也会使侧面面临新的热过冷，从而生长出二次分枝。同样，在二次分枝上还可能长出三次分枝，从而形成树枝晶。这种界面生长方式称为枝晶生长。在枝晶生长过程中，分枝迅速伸展所导致的体积自由能的降低足以抵消因此而引起的界面自由能的升高。因此，仍然是一个导致系统自由能进一步降低的自发过程。如果在结晶过程中把未凝固的液体迅速倾出（倾液法），就可以清楚地看到枝晶生长的界面形态。如果 GL＜0 的情况产生于单向生长过程中，得到的将是柱

状枝晶；如果GL＜0 发生在晶体的自由生长过程中，则将形成等轴枝晶。 必须指出，这里所说的界面形态是相对于晶体（或晶粒）的大小而言。凸起的尺寸一般为 10－3～10－4cm 数量级，因此界面形态的问题并不涉及界面的微观结构。任何一种界面形态既可能具有粗糙界面结构，也可能具有平整界面结构。

图14-26 热过冷对纯金属结晶过程的影响

a）平面生长（ GL＞0 ） b）枝晶生长（ GL＜0 ） （2）成分过冷对一般单相合金结晶过程的影响

成分过冷对一般单相合金结晶过程的影响与热过冷对纯金属的影响本质相同。但由于同时存在着传质过程的制约。因此情况更为复杂：在无成分过冷的情况下，界面也以平面生长方式长大；但随着成分过冷的出现和增大，界面生长方式将逐步转变为胞状生长方式，然后再过渡到枝晶生长方式。当成分过冷进一步发展时，生长着的界面前的熔体内相继出现新的晶核并不断长大，则合金的宏观结晶状态还会发生由柱状枝晶的外生生长到等轴枝晶的内生生长的转变。下面将对此逐一进行分析。

2.1铸件结晶中的晶粒游离 （1）液态金属流动的作用

在铸件形成过程中，存在着多种形式的液态金属流动。其中与晶粒游离过程有关的是液态金属在浇注过程中的流动以及液态金属在凝固期间的对流。后者分为自然对流和强迫对流。自然对流主要指的是热对流。它是由于铸型和液面的散热作用，使其附近液体温度降低，密度变大而下沉，中心部分液体则由于温度较高，密度较小而上浮所形成的一种对流。此外，由于结晶过程中的溶质再分配而引起界面前沿液体成分和密度的变化，以及由于游离晶体和液态金属之间密度差异而引起的运动，也将导致自然对流的产生，但其程度远比前者小。强迫对流一般是由于浇注过程中的注入动量（mv）在低粘度系数的液态金属中长时间作用的结果，或是由外加的电磁搅拌或机械搅拌作用所形成。 研究表明，液态金属流动对铸件结晶中晶粒游离过程的作用主要是通过影响其传热和传质过程而实现的。此外，流动本身对凝固层的机械冲刷作用也有一定程度的影响。

在传热方面，液态金属流动的宏观作用在于加速其过热热量的散失，从而使全部液态金属几乎在浇注后的瞬间(小于30s)很快地从浇注温度下降到凝固温度。这样就使得游离晶在液态金属内部漂移过程中得以残存而不致被熔化掉。在微观作用方面，由于液态金属的流动基本上是以紊流的形式出现的，因此伴随着流动的进行，在液态金属内部还会引起强烈的温度波动。温度波动的大小与对流的强弱密切相关。当改变工艺条件而使液态金属内部的对流加强时，相应的温度波动也随之加大。正如下面将要指出的那样，这种温度波动对已凝固层晶体的脱落、分枝的熔断以及晶体的增殖等晶粒游离现象具有极大的影响。 在传质方面，液态金属流动的最大作用就在于导致游离晶粒的漂移和堆积，并使各种晶粒游离现象得以不断进行。同时，流动也能改变界面前沿的溶质分布状态。加速流体宏观成分的均化，但却导致流体内部微观成分的波动。

第十五章铸件结晶组织的形成和控制

（2）铸件结晶中的晶粒游离

在铸件结晶过程中可能存在有下列几种形式的晶粒游离：

应该从元素的氧化难易、含量多少、结膜温度和逸出气体几个方面来综合考虑合金成分对二次氧化夹杂物的影响。 减少和排除夹杂物的途径

1）正确地选择合金成分，严格控制易氧化元素的含量。（2）加熔剂 金属液表面覆盖一层熔剂，能吸收上浮的夹杂物（如铝合金精炼时加氯盐、氟盐），或向金属液中加入熔剂，使之与夹杂物形成密度更小的液态夹杂物。如向球铁液中加入冰晶石，可降低夹杂物熔点，便于聚合和上浮。3）采用复合脱氧剂 采用单一脱氧剂，由于脱氧产物熔点高（表18-2），易成为夹杂物残存在铸件中（4）采用真空或在保护气氛下熔炼和浇注。 5）应避免金属液在浇注和充型时发生飞溅和涡流，尽可能保证充型平稳。（6）过滤法 金属液通过过滤器，再注入型腔，也可达到去除夹杂物的目的。7）为减少铸型的氧化气氛，除严格控制铸型水分外，还可在型砂中添加附加物，

第十九章 铸件的收缩

任何一种液态金属注入铸型以后，从浇注温度冷却到常温都要经历三个互相联系的收缩阶段（图19-1）：1）液态收缩阶段（Ⅰ）； 2）凝固收缩阶段（Ⅱ）；3）固态收缩阶段（Ⅲ）。 （1）液态收缩

充满铸型瞬间，液态金属所具有的温度 t浇 冷却至开始凝固的液相线温度 tL 的体收缩为液态收缩。因此在此阶段中，金属处于液态，体积的缩小仅表现为型腔内的液面的降低

（2）凝固收缩

对于纯金属和共晶合金，凝固期间的体收缩只是由于状态的改变，而与温度无关，故具有一定的数值（见表11-4）。

具有一定结晶温度范围的合金由液态转变为固态时，收缩率既与状态改变时的体积变化有关，又与结晶温度范围有关

（3）固态收缩

在固态收缩阶段，铸件各个方向上都表现出线尺寸的缩小。因此，这个阶段对铸件的形状和尺寸的精度影响最大

缩孔 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，或简称为缩孔。

缩松 细小而分散的孔洞称为分散性缩孔，简称为缩松。 第二十章 铸件的热裂

热裂形成的机理主要有液膜理论和强度理论

（1）液膜理论

合金的热裂倾向性与合金结晶末期晶体周围的液体性质及其分布有关。铸件冷却到固相线附近时，晶体周围还有少量末凝固的液体，构成液膜。温度越接近固相线，液体数量越少，铸件全部凝固时液膜即消失。如果铸件收缩受到某种阻碍，变形主要集中在液膜上，晶体周围的液膜被拉长。当应力足够大时，液膜开裂，形成晶间裂纹。

因此，液膜理论认为，热裂纹的形成是由于铸件在凝固末期晶间存在液膜和铸件在凝固过程中受拉应力共同作用的结果。液膜是产生热裂纹的根本原因，而铸件收缩受阻是产生热裂纹的必要条件。 （2）强度理论

铸件在凝固后期，固相骨架已经形成并开始线收缩，由于收缩受阻，铸件中产生应力和变形。当应力或变形超过合金在该温度下的强度极限或变形能力时，铸件便产生热裂纹。对合金高温力学性能的研究表明，在固相线附近合金的强度和断裂应变都很低，合金呈脆性断裂。

第二十一章铸造应力、变形及冷裂 铸造应力

铸件在凝固和以后的冷却过程中，发生线收缩，有些合金还发生固态相变，也会引起体积的膨胀或收缩。这种变化往往受到外界的约束或铸件各部分之间的相互制约而不能自由地进行，于是在产生变形的同时还产生应力，这种应力统称为铸造应力

铸造应力按其产生原因分为三种：热应力、相变应力和机械阻碍应力 热应力：铸件在凝固和其后的冷却过程中，由于铸件各部分冷却速度不同，造成同一时刻收缩量的不一致，铸件各部分彼此相互制约，因而产生应力。这种应力称为热应力。

相变应力：固态发生相变的合金，由于铸件各部分冷却条件不同，它们到达相变温度的时刻不同，且相变的程度也不同，由此而产生的应力称为相变应力。

机械阻碍应力：铸件的收缩受到诸如铸型、型芯、箱档和芯骨等机械阻碍而产生的应力称为机械阻碍应力。

铸件的冷裂

冷裂是铸件中应力超出合金的强度极限而产生的。冷裂往往出现在铸件受拉伸的部位，特别是有应力集中的地方。影响冷裂的因素与影响铸造应力的因素基本是一致的。

冷裂外形呈连续直线状或圆滑曲线状，常常穿过晶粒，断口有金属光泽或呈轻微的氧化色。

形状复杂的大型铸件容易产生冷裂。有些冷裂纹在打箱清理后即能发现，有些在水爆清砂后发现，有些则是因铸件内部有很大的残余应力，在清理和搬运时受到震击形成的。

防止铸件产生变形和冷裂的途径

铸件产生冷裂和变形的原因是冷却过程中铸件各部分冷却速度不一致。因此，前节所述防止铸件产生铸造应力的方法都可用于防止铸件产生变形和冷裂。 此外，从工艺上防止变形还可以采取以下措施：

1）提高铸型刚度，加大压铁重量可以减小铸件的挠曲变形量。

2）控制铸件打箱时间。过早打箱，铸件温度高，在空气中冷却会加大内外温差，以致引起变形和开裂。适当延长打箱时间，可避免开裂和减小变形，但对于某些结构复杂的铸件，因铸型或型芯溃散性差，会引起冷裂。对易变形的重要铸件，可采用早打箱，并立即放入炉内保温缓冷的工艺。

3）采取反变形措施。在模样上做出与铸件残余变形量相等、方向相反的预变形量，按该模样生产铸件，铸件经冷却变形后，尺寸和形状刚好符合要求。 4）设置防变形筋。防变形筋能承受一部分应力，可防止变形。待铸件热处理后再将防变形筋去除。

5）改变铸件的结构，采用弯形轮幅代替直轮幅，减小阻力，防止变形。

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