金属凝固

第一章

1金属的熔化并不是原子间结合键的全部破坏，液态金属内原子的局域分布仍具有一定的规律性。

原因：金属熔化时典型的体积变化∆V V m /(多为增大）为3%~5%,金属熔化潜热m H ∆比其汽化潜热b H ∆小得多，为汽化潜热的1/15~1/30。

2粘度：定义：作用于液体表面的应力τ大小与垂直于该平面方向上的速度梯度dy dv x /的比例系数。dy dv x ητ= 相关数学表达式：)exp(203T k U T k B B τδη= 0τ为原子在平衡位置的振动周期（对液态金属约为s 1310-） 粘度随原子间距δ增大而降低，以3δ成反比。

3运动粘度为动力粘度除以密度，即ρην/=粘度的影响因素：①金属液的粘度η随结合能U 按指数关系增加；②粘度随原子间距δ增大而降低；③η与温度T 的关系受两方面共同制约，但总的趋势随温度T 而下降。

4粘度在材料成型中的意义：①粘度对层流的影响远比对湍流的影响大。在层流情况下的液体流动要比湍流时消耗的能量大。当2300>e R 时，为湍流，当2300

雷诺数Re=ηρ

νDv Dv =（D 为直接，v 为速度，v 为运动粘度）

ρνη速层D R f 32e 32== 2.02

.00.2092.0e 092.0）

速（湍ρνηD R f == 5流动阻力越大，管道中运输相同体积的液体所消耗的能量就越大，或者所所需压力差也就越大，由此可知，在层流情况下的液体流动要比湍流时消耗的能量大。

6夹杂物和气泡的上浮速度与液体的粘度成反比η

ρρ2

)(92r g v B m -=（m ρ为液体合金密度，B ρ为夹杂物或气泡密度） 下沉m B ρρ-(即杂—液）。

7.压力差：对一般曲面σ)11(2

1r r p +=∆（σ表面张力） 对圆柱形（2r =∞）则p ∆=r

σ（式中1r r =）

对球形（如液滴）（21r r =）则r

p σ2=∆（式中21r r r ==） 9附加压力的意义：铸造过程金属液是否侵入砂型毛细管而形成粘砂，与表面张力σ引起的p ∆有关，金属液与砂型不湿润，有利于防止金属侵入砂型毛细管而形成粘砂，但毛细管直径D 及金属液静压头H 越大，越容易产生粘砂。gH D c ρσ4= 12液态金属停止流动机理： 1纯金属、共晶成分合金及温度范围很窄的合金，（在金属的过热过量未散失尽以前为纯液态流动，为第一区。金属继续流动，冷的前端在型壁上凝固结壳，而后的金属液是在被加热了的管道中流动，冷却强度下降，为第二区。第三区是未被完全融化而保留下来的一部分固相区，在该区的终点金属液耗尽了过热过量，第四区液相和固相具有相同的温度——结晶温度） 2结晶温度范围很宽的合金，在过热过量未散失尽以前，金属液也可以纯液态流动。温度下降到液相线以下时，液流中析出晶体，顺流前进，并不断长大。液流前端不断与冷的型壁接触，冷却很快，晶粒数量最多，使金属液的粘度增加，流速减慢。当晶粒数量达到某一临界数量时，便结成一个连续的网络。当液流的压力不能克服此网络的阻力时，即发生堵塞而停止流动。

13影响充型能力的因素：1金属性质方面的因素，（对应着纯金属、共晶成分和金属间化合物之处流动性最好，当液流前端的枝晶数量达到某一临界值时15%~20%，金属液就停止流动）2铸型性质方面的因素（金属型的蓄热系数b2是砂型的十倍或数十倍以上），3浇注条件方面的因素，(浇注温度越高、充型压头越大，则液态金属的充型能力越好）4铸件结构方面的因素，（即使在铸件材质、铸件性质及浇注条件相同的情况下，同体积的折算厚度越大，由于与铸型接触的表面积小，散热较缓慢，因而液态金属的充型能力越好)

14提高充型能力：1正确选择合金成分。（调整成分到共晶成分附近，或结晶温度范围小的合金，或者对合金进行变质处理，细化晶粒，改变枝晶形态。

2合理的熔炼工艺（原材料去锈，去污，减少非金属夹杂物和气体。脱氧时先加锰铁，再加硅铁。高温出炉，低温浇注）

1不稳定温度场：不仅在空间上变化并且也随时间变化的温度场。

2热量传递基本方式：热传导、热对流、热辐射。

热传导：在连续介质内部或相互接触的物体之间不发生相对位移而仅依靠分 子、原子及自有电子等微观粒子的热运动而产生的热量传输称为热传导。 热对流：由流体各质点间的相对位移而引起的热量转移方式称为热对流。 热辐射：由于物体内部原子振动而发出的一种电磁波的能量传递。 3铸造过程中液态金属在充型时与铸件间的热量交换以对流为主。

4研究铸件温度场的方法有解析法、数值法、实测法。

5金属型铸型由于具有良好的导热性能，因此铸件的凝固、冷却速度变快。而砂型铸型的导热性能较差，在界面两侧形成了截然不同的温度分布形态。 6铸件的凝固时间：指从液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间。 7金属凝固的平方根定律22

K ξτ= K

R =τ（K 为凝固系数，ξ为大平板厚度的一半，R 为铸件的折算厚度也成为模数,t 为凝固时间）

8铸件凝固方式分类：逐层凝固、体积凝固、中间凝固。（低碳钢近于逐层凝固方式，中碳钢为中间凝固方式，而高碳钢近于体积凝固方式）

9铸件凝固方式的影响因素：1合金凝固温度区间的影响。在铸件断面温度梯度相近的情况下，固液两相区的宽度取决于铸件合金的凝固温度区间的大小。 2温度梯度和影响。当温度梯度较大时，固液两相区较窄，合金近于逐层凝固方式凝固；当温度梯度较为平坦时，固液两相区明显加宽，合金近于体积凝固方式。

第三章

1相变驱动力：根据热力学原理，相变是系统自由能由高到低变化的过程，新相与母相的体积自由能之差Gv ∆即为相变驱动力。 2Tm

T Hm Gv ∆∆-=∆（Hm ∆为熔化潜热Tm 平衡凝固点（过冷度T ∆越大，Gv ∆越大） 3溶质平衡分配系数K0定义：特定温度*T 下固相合金成分浓度*S C 与液相合金

成分浓度*L

C 达到平衡时的比值。 **=L S C C K 0 K0＜1时，K0越小，成分偏析越严重。K0＞1，K0越大，成分偏析越严重。 4均质形核：指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，亦称“自发形核”。

非均质形核：依靠外来质点或型壁界面提供的衬底进行生核过程。

3、5均质形核与非均质形核的形核功、形核半径、形核率的计算（熟记公式） 均质形核：①形核半径 ∆T

∆H T =∆-=m m S LS V S LS V G V r σσ22* ②形核功23*

)(316∆T ∆H T =∆m m S LS ho

V G σπ ③形核率 )exp()exp(*KT G KT G C A ∆-∆-=I 非均质形核：①形核半径 ∆T

∆H T =∆-=m m S LS V S LS he V G V r σσ22* ②形核功 *3*)cos cos 32(41ho he

G G ∆+-=∆θθ (临界晶核半径*r 与过冷度T ∆成反比，即T ∆越大（温度越高），则*r 越小） 6更具Jackson 提出的理论，从原子尺度看固—液界面的微观结构可分为两类粗糙界面，光滑界面。Jackson 因子a 可作为液—固微观界面结构的判据：凡a ≤2的物质，晶体表面有一半空缺位置时自由能最低，此时的固—液界面形态被称为粗糙界面，大部分金属属于此类，a>5的物质凝固时界面为光滑面。

7晶体生长方式：1连续生长，2台阶方式生长（①形成二维晶核，②螺型位错

③孪晶面

8晶核很少按二维晶核生长方式进行原因：在小的过冷度下具有光滑界面结构的物质，其生长方式按螺旋位错方式进行，而以二维晶核方式进行生长是不可能的；过冷度很大时，又易于按连续方式生长，这时二维晶核生长方式也是不可能的。