第十一章凝固理论基础 第十一章凝固理论基础 11.1引言 凝固是液态金属转变为固态金属的过程,凝固产品可以是铸件、铸锭。 从微观上看,凝固是金属原子由无序到有序的转变,从宏观上看,它是把液态金属 中贮藏的显热和凝固潜热传输到外界,使液态金属转变为有固定形状的固态。理论和实 践均表明,金属材料的性能一方面取决于金属的化学成份及纯净度,另一方面取决于其 组织结构。其中化学成份及纯净度,由冶炼过程控制,组织结构则取决于凝固过程的控 制,凝固所发过程所发生的物理化学变化将直接关系到金属铸件或锭、坯的质量,并进 一步影响到最终产品的质量和生产成本。 由于凝固控制的独特地位,所以一直受到冶金工作者的高度重视,加强凝固过程的控制 已成为金属材料制备的一个重要方面 11.2纯金属的凝固 纯金属是我们所研究的凝固过程最简单的情况。由于纯金属具有单一成份,因而不 论在秤和非平衡情况下都不会出现溶质的偏析 、纯金属凝固过程的温度变化 夜体 枝晶长大 01K 晶核 液相 界面 图 鼻)在晶核形成,在固-液界面前方液相中出现负的温度梯度的示意图 b)纯金属冷却幽线的典型形状,并将曲线分成图中所示的几个阶段 纯金属凝固过程的温度变化如图11所示。可以看出,凝固过程将由四个阶段组 (1)金属液体的冷却降温阶段。在这个阶段,过热的液态合金释放出液态的显热, 温度逐渐降低
第十一章 凝固理论基础 181 第十一章 凝固理论基础 11．1 引言 凝固是液态金属转变为固态金属的过程，凝固产品可以是铸件、铸锭。 从微观上看，凝固是金属原子由无序到有序的转变，从宏观上看，它是把液态金属 中贮藏的显热和凝固潜热传输到外界，使液态金属转变为有固定形状的固态。理论和实 践均表明，金属材料的性能一方面取决于金属的化学成份 及纯净度，另一方面取决于其 组织结构。其中化学成份及纯净度，由冶炼过程控制，组织结构则取决于凝固过程的控 制，凝固所发过程所发生的物理化学变化将直接关系到金属铸件或锭、坯的质量，并进 一步影响到最终产品的质量和生产成本。 由于凝固控制的独特地位，所以一直受到冶金工作者的高度重视，加强凝固过程的控制 已成为金属材料制备的一个重要方面。 11．2 纯金属的凝固 纯金属是我们所研究的凝固过程 最简单的情况。由于纯金属具有单一成份，因而不 论在秤和非平衡情况下都不会出现溶质的偏析。 一、 纯金属凝固过程的温度变化 图 11-1 纯金属凝固过程的温度变化 如图 11-1 所示。可以看出，凝固过程将由四个阶段组 成： （1） 金属液体的冷却降温阶段。在这个阶段，过热的液态合金释放出液态的显热， 温度逐渐降低。 181
第十一章凝固理论基础 (2)形核阶段。根据物理化学理论,凝固的形核过程要求有一定的过冷度。特别 是对均质形核,要求有较大的过冷度,因而温度将会降低到凝固温度以下; (3)晶核的长大。稳定的晶核形成以后,将会持续长大,不断释放出凝固潜热, 这时温度将会回复到凝固温度; (4)完全凝固后金属降温。高温固态金属逐步释放显热,向常温过渡。 温度梯度的影响 相图表示的凝固过程在是一个理想的平衡凝固过程,在凝固温度时,温度将保持不 变直到金属完全凝固。实际凝固过程是非平衡过程,在金属内部的热量要求向外传输的 过程中,要求有一定的温度梯度。晶体要长大,则界面温度必须低于凝固温度。界面上 的过冷度提供了使界面向液相方向推移的驱动力,使凝固得以持续进行。在界面的过冷 度越大,则晶体长大的驱动力越大。虽然长大速率仅仅取决于界面的过冷度,但实际警 惕的长大方式取决于在界面前方液体中的热量条件--温度梯度 按照温度梯度和凝固方向的一致与否,可将其分为正温度梯度和负温度梯度。如果 在液相中的温度随着离开界面的距离增加而增髙,则认为这种温度梯度为正温度梯度 反之,则认为是负温度梯度 (1)在正的温度梯度下长大 液相 液耜 G正i 界面~T 固相液相 相 固相液相 融將 界面的初始形状其有不稳 由不稳定形状的界面 形状的界 发展后出现的形态 图11-2 血)与界面邻接的固相和液相区域的度分布示意图:B)与界面邻接的固相和液相区城的温皮分布示意图 在圖相和液相中温度梯度都是正的。由于固相具有更高在液相中具有负的温度梯度,而在固相中具有正的温度 的导热性,所以Gx>G1b)说明任一不稳定的凸出梯度b)在界画上任一凸出都分当它的末梢突出到温 都分由于凸出部分的末棉逛度超过熔化温度而被熔化的度低于熔化温度的液相中时,其形态及稳定性变化的颗 顺序示意图 序示意图 当晶体在正的温度梯度下长大时,凝固过程如图11-2所示。在固液界面所产生的 凝固潜热必须通过固相而散失。通过固相使热量散失的速率控制着界面推移的速率,如 果界面的凝固潜热没有被排除,则界面上的温度将升髙,长大速率逐渐下降。最后,当 温度达到凝固温度TM时,晶体长大将停止下来。在正的温度梯度下长大时,如果界面
第十一章 凝固理论基础 182 （2） 形核阶段。根据物理化学理论，凝固的形核过程要求有一定的过冷度。特别 是对均质形核，要求有较大的过冷度，因而温度将会降低到凝固温度以下； （3） 晶核的长大。稳定的晶核形成以后，将会持续长大，不断释放出凝固潜热， 这时温度将会回复到凝固温度； （4） 完全凝固后金属降温。高温固态金属逐步释放显热，向常温过渡。 二、 温度梯度的影响 相图表示的凝固过程在是一个理想的平衡凝固过程，在凝固温度时，温度将保持不 变直到金属完全凝固。实际凝固过程是非平衡过程，在金属内部的热量要求向外传输的 过程中，要求有一定的温度梯度。晶体要长大，则界面温度必须低于凝固温度。界面上 的过冷度提供了使界面向液相方向推移的驱动力，使凝固得以持续进行。在界面的过冷 度越大，则晶体长大的驱动力越大。虽然长大速率仅仅取决于界面的过冷度，但实际警 惕的长大方式取决于在界面前方液体中的热量条件----温度梯度。 按照温度梯度和凝固方向的一致与否，可将其分为正温度梯度和负温度梯度。如果 在液相中的温度随着离开界面的距离增加而增高，则认为这种温度梯度为正温度梯度。 反之，则认为是负温度梯度。 （1） 在正的温度梯度下长大 当晶体在正的温度梯度下长大时，凝固过程如图 11-2 所示。在固-液界面所产生的 凝固潜热必须通过固相而散失。通过固相使热量散失的速率控制着界面推移的速率，如 果界面的凝固潜热没有被排除，则界面上的温度将升高，长大速率逐渐下降。最后，当 温度达到凝固温度 TM 时，晶体长大将停止下来。在正的温度梯度下长大时，如果界面 图 11-2 图 11-3 182
第十一章凝固理论基础 的某一部分向前推移并超出总的界面位置,由于界面上的动力学过冷度非常小(约为 00IK),这些突出部分就延伸到比熔化温度TM更高的区域,从而使这些突出部分熔化 因此,晶体在正的温度梯度下长大时,界面的推移必定是均匀的移动 (2)在负的温度梯度下长大 在凝固界面前方的液相中,当温度梯度为负时,凝固过程如图11-3所示。凝固潜热 不仅可以通过固相的热传导而且也可以通过液相的热传导和对流而散失。也就是说,在 这种情况下通过固相使潜热排除的过程不再是控制介面推移的唯一因素。而且,如果界 面的一部分突出并超过其余部分,碰到的液相的温度将比原来的温度更低,因此,将促 使突出部分向液相进一步推移。所以在负的温度梯度下长大时,在宏观上为平面的界面 是不稳定的,将被破坏并形成一系列凸出的或针状的部分,向液相延伸。当针状部分突 出到过冷的液相中时,每一个针状部分的长大速率并不是连续地增加,当在界面上释放 的凝固潜热等于散失的热量,即达到稳定状态时,这些针状部分就保持恒定的长大速率 突出部分就成为枝晶主轴。同理,从一次轴可以长出二次的或更高次的枝晶轴。通常把 这种长大方式称为枝晶长大 在大体积的液体金属凝固过程中,这种枝晶长大方式仅在形核初期到枝晶轴变粗阶 段之间才出现。在凝固开始前,液体金属通常过冷几度才出现非均质形核,而在凝固过 程中液固界面的过冷度仅为约001K,所以纯金属的凝固是这样进行的:首先在过冷几 度的液体金属中,在很小一部分液体体积中完成非均质形核过程。由于凝固潜热的释放, 晶核的温度很快升高并达到略低于TM,造成界面过冷度下降;尔后,出现热量从固、液 相的散失,在固-液界面前方的液相中出现负的温度梯度。在负的温度梯度下,晶核以枝 晶方式长大,直到液相的过冷度被耗尽为止;最后,枝晶轴变粗直至完全凝固,由它释 放出的潜热必须通过模壁的热传导而散失。 11.3合金的凝固 合金的凝固是一个很复杂的问题,为了便于分析,此处选择单相合金进行凝固过程 的分析,单相合金又称单一固溶体合金,它的凝固过程具有合金凝固过程的一般特点。 下面以具有匀晶平衡相图的合金为例,讨论单相合金的凝固。具有匀晶平衡相图的二元 合金有Au-Ag、Cu-Ni、Fe-Ni、Bi-Pb、CrMo等。 在合金平衡凝固的过程中,液相和固相的浓度梯度可以通过扩散而消除,从而,固 相和液相的成份是均匀的。而在一般凝固条件下,由于冷却很快,没有充分时间建立平 衡状态,此时平衡相图只能预示在不同温度下合金可能同时出现的相和它们近似的成份。 这是合金凝固过程和纯金属凝固过程的主要区别。 平衡凝固 现讨论在图11-4a中所示的匀晶平衡相图中C成份的合金的平衡凝固。设想合金在 个坩埚熔化,而后缓慢冷却。当合金冷却到温度T时,即冷却到与液相线相交所对 应的温度时,出现成份为C}的固相晶核。根据平衡相图可知,在温度T时与C}固相 平衡的液相成份为C或Co。精确地说,由于凝固出现的固相比液相含有较少的B组元, 所以即使形成极其微量的固相,也将在固-液界面邻近区域的液相中稍微地增加B组元的 含量。由于缓慢冷却,所以有足够时间使介面前方液相中增多的B组元扩散到大体积的
第十一章 凝固理论基础 183 的某一部分向前推移并超出总的界面位置，由于界面上的动力学过冷度非常小（约为 0.01K），这些突出部分就延伸到比熔化温度 TM更高的区域，从而使这些突出部分熔化。 因此，晶体在正的温度梯度下长大时，界面的推移必定是均匀的移动。 （2） 在负的温度梯度下长大 在凝固界面前方的液相中，当温度梯度为负时，凝固过程如图 11-3 所示。凝固潜热 不仅可以通过固相的热传导而且也可以通过液相的热传导和对流而散失。也就是说，在 这种情况下通过固相使潜热排除的过程不再是控制介面推移的唯一因素。而且，如果界 面的一部分突出并超过其余部分，碰到的液相的温度将比原来的温度更低，因此，将促 使突出部分向液相进一步推移。所以在负的温度梯度下长大时，在宏观上为平面的界面 是不稳定的，将被破坏并形成一系列凸出的或针状的部分，向液相延伸。当针状部分突 出到过冷的液相中时，每一个针状部分的长大速率并不是连续地增加，当在界面上释放 的凝固潜热等于散失的热量，即达到稳定状态时，这些针状部分就保持恒定的长大速率， 突出部分就成为枝晶主轴。同理，从一次轴可以长出二次的或更高次的枝晶轴。通常把 这种长大方式称为枝晶长大。 在大体积的液体金属凝固过程中，这种枝晶长大方式仅在形核初期到枝晶轴变粗阶 段之间才出现。在凝固开始前，液体金属通常过冷几度才出现非均质形核，而在凝固过 程中液-固界面的过冷度仅为约 0.01K，所以纯金属的凝固是这样进行的：首先在过冷几 度的液体金属中，在很小一部分液体体积中完成非均质形核过程。由于凝固潜热的释放， 晶核的温度很快升高并达到略低于 TM，造成界面过冷度下降；尔后，出现热量从固、液 相的散失，在固-液界面前方的液相中出现负的温度梯度。在负的温度梯度下，晶核以枝 晶方式长大，直到液相的过冷度被耗尽为止；最后，枝晶轴变粗直至完全凝固，由它释 放出的潜热必须通过模壁的热传导而散失。 11．3 合金的凝固 合金的凝固是一个很复杂的问题，为了便于分析，此处选择单相合金进行凝固过程 的分析，单相合金又称单一固溶体合金，它的凝固过程具有合金凝固过程的一般特点。 下面以具有匀晶平衡相图的合金为例，讨论单相合金的凝固。具有匀晶平衡相图的二元 合金有 Au-Ag、Cu-Ni、Fe-Ni、Bi-Pb、Cr-Mo 等。 在合金平衡凝固的过程中，液相和固相的浓度梯度可以通过扩散而消除，从而，固 相和液相的成份是均匀的。而在一般凝固条件下，由于冷却很快，没有充分时间建立平 衡状态，此时平衡相图只能预示在不同温度下合金可能同时出现的相和它们近似的成份。 这是合金凝固过程和纯金属凝固过程的主要区别。 一、 平衡凝固 现讨论在图 11-4a 中所示的匀晶平衡相图中 C0 成份的合金的平衡凝固。设想合金在 一个坩埚熔化，而后缓慢冷却。当合金冷却到温度 T1 时，即冷却到与液相线相交所对 应的温度时，出现成份为 的固相晶核。根据平衡相图可知，在温度 T1 时与 固相 S C1 S C1 平衡的液相成份为 或 C0。精确地说，由于凝固出现的固相比液相含有较少的 B 组元， l C1 所以即使形成极其微量的固相，也将在固-液界面邻近区域的液相中稍微地增加 B 组元的 含量。由于缓慢冷却，所以有足够时间使介面前方液相中增多的 B 组元扩散到大体积的 183
第十一章凝固理论基础 液相中去,并使液相具有均匀成份。如果温度继续降低,则凝固得到进一步发展,沉积 出的固相比先前形成的固相含有更多的B组元,同时液相也变得更富集B组元。例如 在温度T2时,固相遇有成份C3,而液相具有成份C2,其B组元含量分别高于C}和C1 的B组元含量。通过扩散,使开始形成的成份为C13的固相变成C2并使液相保持均匀的 成份C2。当温度降低到固相线T时,成份为T的液相凝固成成份为C3的固相,完成 了凝固过程。总之,在平衡凝固的条件下,由于液相和固相中的浓度梯度可通过加以去 除,所以在凝固过程中随着温度的下降,液相和固相的成份分别沿着液相线和固相线变 放出潜热 成分 时间 图11-4a匀晶平衡相图 图11-4b在图11-4a中 C0合金的冷却曲线 化,最后得到具有均匀成份的C的固体合金,并与初始的液体成份一致。 图114b中表示了该合金的平衡凝固冷却曲线。由于在平衡条件下凝固,所以可以 用相律进行分析:当合金的温度高于液相线时,只有液体金属一个相,所以按照相律有 F=C-P+1=2,具有两个自由度,即不但温度而且成份都可独立变化,而不影响系统相的 数目:当温度降低到液相线和固相线之间的温度时,存在有一定固两相,所以F=1,这 是温度和成份不能同时独立地变化。若指定一个温度,则处在平衡中的两相成份相应地 被确定。若指定一个相的成份,则另一相的成份和温度同时被确定 非平衡凝固 在实际生产中,液体金属一般在几分钟或几小时内就完成凝固,凝固后得到的是非 平衡组织。在非平衡凝固过程中,由于冷却速度快,没有足够的时间完成扩散过程,在 分析时,可在两种前提下讨论:当冷却速 度比较慢时,由于液相中的扩散速度比较 大,有足够时间使液相成份均匀化。人在 固相中因扩散速度比液相中低几个数量 级,所以固相成份来不及均匀化:当冷却留 速度比较大时,不仅在固相中而且在液相 图11-5在液相中能完成扩散过程的 非平衡凝固过程的示意图
第十一章 凝固理论基础 184 液相中去，并使液相具有均匀成份。如果温度继续降低，则凝固得到进一步发展，沉积 出的固相比先前形成的固相含有 更多的 B 组元，同时液相也变得更富集 B 组元。例如 在温度 T2 时，固相遇有成份 ，而液相具有成份 ，其 B 组元含量分别高于 和 S C2 l C2 S C1 l C1 的 B 组元含量。通过扩散，使开始形成的成份为 的固相变成 并使液相保持均匀的 S C1 S C2 成份 。当温度降低到固相线 T3 时，成份为 T3 的液相凝固成成份为 的固相，完成 l C2 S C3 了凝固过程。总之，在平衡凝固的条件下，由于液相和固相中的浓度梯度可通过加以去 除，所以在凝固过程中随着温度的下降，液相和固相的成份分别沿着液相线和固相线变 化，最后得到具有均匀成份的 的固体合金，并与初始的液体成份一致。 S C2 图 11-4b 中表示了该合金的平衡凝固冷却曲线。由于在平衡条件下凝固，所以可以 用相律进行分析：当合金的温度高于液相线时，只有液体金属一个相，所以按照相律有 F=C-P+1=2，具有两个自由度，即不但温度而且成份都可独立变化，而不影响系统相的 数目；当温度降低到液相线和固相线之间的温度时，存在有一定固两相，所以 F=1，这 是温度和成份不能同时独立地变化。若指定一个温度，则处在平衡中的两相成份相应地 被确定。若指定一个相的成份，则另一相的成份和温度同时被确定。 图 11-4a 匀晶平衡相图 图 11-4b 在图 11-4a 中 C0合金的冷却曲线 二、 非平衡凝固 在实际生产中，液体金属一般在几分钟或几小时内就完成凝固，凝固后得到的是非 平衡组织。在非平衡凝固过程中，由于冷却速度快，没有足够的时间完成扩散过程，在 分析时，可在两种前提下讨论：当冷却速 度比较慢时，由于液相中的扩散速度比较 大，有足够时间使液相成份均匀化。人在 固相中因扩散速度比液相中低几个数量 级，所以固相成份来不及均匀化；当冷却 速度比较大时，不仅在固相中而且在液相 184 图 11-5 在液相中能完成扩散过程的 非平衡凝固过程的示意图
第十一章凝固理论基础 中都没有足够的时间完成扩散过程。 (1)在液相中能完成扩散过程 如图11-5所示,C0成份的合金冷却到与液相线相交时,形成成份的固相晶核,并在固液 界面前方的液相中造成B组元的富集。但是,由于有足够的时间使液相成份均匀化,所 以在继续冷却时,液相成份沿液相线变化。当温度降低到T2时,析出成份为C2的固相 但是,由于固相扩散速度较慢,先析出的成份为C}的固相没有充分的时间通过扩散改 变成成份C3,因此在这一温度下,固相的平均成份不是C2,而是C3与C2之间的C。 当温度降低到与固相线相交所对应的温度T3时,对平衡凝固而言该合金即完成凝固过 程,但在非平衡凝固时仍有部分液相,而固相的平均成份为C3:只有冷却到更低的温 度Ts时,才能完全凝固,固体的平均成份和原始液体合金成份C相同。总之,在这种 条件下凝固时固相不再沿平衡相图中的固相线变化,固相的平均成份将偏离固相线,出 现先后凝固固相的成份不同。冷却速度越大,偏离的程度越大。 (3)在液相中和固相中都不能完成扩散过程 在实际生产中,大多是在液相和固相中都不 能完成扩散过程的情况下完成的凝固。因而在凝 固过程,不仅固相成份偏离固相线,而且液相成 份也偏离液相线。由于液相中的扩散相对较快 液相成份对液相线的偏离程度也比较轻(参看图 11-6)。 在这种条件下凝固时,由于在固液界面前方 的液相中存在有浓度梯度,因此在液相中会出现 成份过冷,固相将以枝晶形式长大,并形成枝晶图115在固相和液相中都不能完成 偏析 扩散过程的非平衡凝固的示意图 11.4合金凝固中溶质的再分布 合金凝固时溶质在液固两相中的重新分配 合金在凝固过程中液相和由它析出的固相具有不同的成份,它必然引起溶质的再分 布。在凝固中液相和固相的成份差别可用分配系数来表示。分配系数由平衡相图确定, 可表示为 式中Cs和C1分别表示在某温度下固相和液相中的溶质浓度。 合金相图处于端际成份范围时,其中液相和固相可视为直线,平衡分配系数K0即为 与成份无关的常数。图11-7a和11-7b分别给出了K1的相图。K0的数值大小
第十一章 凝固理论基础 185 中都没有足够的时间完成扩散过程。 （1）在液相中能完成扩散过程 如图 11-5 所示，C0 成份的合金冷却到与液相线相交时，形成成份的固相晶核，并在固液 界面前方的液相中造成 B 组元的富集。但是，由于有足够的时间使液相成份均匀化，所 以在继续冷却时，液相成份沿液相线变化。当温度降低到 T2 时，析出成份为 的固相。 S C2 但是，由于固相扩散速度较慢，先析出的成份为 的固相没有充分的时间通过扩散改 S C1 变成成份 ，因此在这一温度下，固相的平均成份不是 ，而是 与 之间的 。 S C2 S C2 S C2 S C2 ' 2 S C 当温度降低到与固相线相交所对应的温度 T3 时，对平衡凝固而言该合金即完成凝固过 程，但在非平衡凝固时仍有部分液相，而固相的平均成份为C3 S ' ；只有冷却到更低的温 度 T5 时，才能完全凝固，固体的平均成份和原始液体合金成份 C0 相同。总之，在这种 条件下凝固时固相不再沿平衡相图中的固相线变化，固相的平均成份将偏离固相线，出 现先后凝固固相的成份不同。冷却速度越大，偏离的程度越大。 图 11-6 在固相和液相中都不能完成 扩散过程的非平衡凝固的示意图 （3） 在液相中和固相中都不能完成扩散过程 在实际生产中，大多是在液相和固相中都不 能完成扩散过程的情况下完成的凝固。因而在凝 固过程，不仅固相成份偏离固相线，而且液相成 份也偏离液相线。由于液相中的扩散相对较快， 液相成份对液相线的偏离程度也比较轻（参看图 11-6）。 在这种条件下凝固时，由于在固液界面前方 的液相中存在有浓度梯度，因此在液相中会出现 成份过冷，固相将以枝晶形式长大，并形成枝晶 偏析。 11．4 合金凝固中溶质的再分布 一、 合金凝固时溶质在液固两相中的重新分配 合金在凝固过程中液相和由它析出的固相具有不同的成份，它必然引起溶质的再分 布。在凝固中液相和固相的成份差别可用分配系数来表示。分配系数由平衡相图确定， 可表示为 l s C C K0 = (11-1) 式中 CS和 CL分别表示在某温度下固相和液相中的溶质浓度。 合金相图处于端际成份范围时，其中液相和固相可视为直线，平衡分配系数 K0 即为 与成份无关的常数。图 11-7a 和 11-7b 分别给出了 K01 的相图。K0的数值大小 185
第十一章凝固理论基础 和固液相线的开度有关,反映了溶质原子的重新分配能力 为了便于分析和运用数学式描述合金凝固时溶液在固液两相中分布情况及其与合金 凝固体积分数的关系,可以从一个单向传热的长条铸模中金属的凝固研究入手,假设液 态合金只通过长度方向传热,则随着平面状固液界面逐渐推移,溶质原子的分布沿长度 方向变化 、溶质在液相中的混合与分布 当C0成份的单相合金开始凝固以后,由于溶质原子在固液相中的不同分配,不仅造 成界面前沿液体与内部液体之间溶质浓度的差别,而且先后凝固的固体与剩余液体也各 自存在着浓度的不同。若凝固十分缓慢,则固相和液相中的溶质原子能充分扩散,凝固 结束后,沿整个试棒长度均为成份Co。即不产生溶质偏析。实际凝固过程固相和液相中 的溶质扩散是不充分的。固相中扩散很慢,所以常常忽略而仅注意液体中的扩散和对流 造成的溶质混合现象。可将液体中溶质的扩散归纳为以下三种情况 1液体中溶质仅通过扩散而难以混合的情况 在凝固速度很快且无对流的情况下,当Co合金开始从试棒左端定向凝固时,其固相 成份为KC0,而溶质原子会排入界面液体引起富集。由于溶质的传输仅靠扩散实现,在 界面附近的液体中形成一定厚度的溶质扩散边界层,层外液体因无对流作用而保持Co 的浓度。随着温度的降低,界面不断向液体推移,处于局部平衡(Cs)=K(CL)的界面两 侧的液相和固相,由于溶质的富集使(CL急剧增加,(Cs)也必然相应升高。当(C)达到 C0K0时,(Cs)则为Co。此后继续凝 固时,界面处的固相浓度(Cs)始终保 s]ss s, I 持Co,而液相浓度(CL=CoK0也不再 改变,即转入所谓的“稳态生长”阶 图11-7(a)示意了在液体中溶质 混合) 仅通过扩散而混合的情况下,Co合金 随单向凝固与界面推移,其中固液两 相的溶质分布与变化过程。 (c),(充分混合) 2液体中溶质充分混合的情况 在凝固速度缓慢且存在良好对流 的情况下(溶液因温度和溶质分布不 (c).(不充分混合 均而引起的自然对流和搅拌等强制对 流),Co合金凝固时排入液固界面液体 (CLe 中的溶质原子通过不充分扩散向内部 液体传输,从而不产生富集的边界层 和初始过渡区。在凝固不同时期,剩 余液体的成份因对流作用而呈均匀混图117c合金(K1)凝固过程中溶质的分布变化 合,在界面不断推移的凝固过程中, 伴随(CL的提高,(Cs也相应提高。固体中溶质分布沿长度方向连续变化,液体中溶质 分布则均匀一致,如图11-7b(Cs所示 3液体中溶质不充分混合的情况 在凝固速度较快且存在对流的情况下,Co合金凝固界面前沿液体形成的溶质富集 边界层不受对流的干扰,这是因为具有低粘度和高密度的液态合金,在铸模中产生的自
第十一章 凝固理论基础 186 和固液相线的开度有关，反映了溶质原子的重新分配能力。 为了便于分析和运用数学式描述合金凝固时溶液在固液两相中分布情况及其与合金 凝固体积分数的关系，可以从一个单向传热的长条铸模中金属的凝固研究入手，假设液 态合金只通过长度方向传热，则随着平面状固液界面逐渐推移，溶质原子的分布沿长度 方向变化。 二、 溶质在液相中的混合与分布 当 C0 成份的单相合金开始凝固以后，由于溶质原子在固液相中的不同分配，不仅造 成界面前沿液体与内部液体之间溶质浓度的差别，而且先后凝固的固体与剩余液体也各 自存在着浓度的不同。若凝固十分缓慢，则固相和液相中的溶质原子能充分扩散，凝固 结束后，沿整个试棒长度均为成份 C0。即不产生溶质偏析。实际凝固过程固相和液相中 的溶质扩散是不充分的。固相中扩散很慢，所以常常忽略而仅注意液体中的扩散和对流 造成的溶质混合现象。可将液体中溶质的扩散归纳为以下三种情况： 1 液体中溶质仅通过扩散而难以混合的情况 在凝固速度很快且无对流的情况下，当 C0 合金开始从试棒左端定向凝固时，其固相 成份为 K0C0，而溶质原子会排入界面液体引起富集。由于溶质的传输仅靠扩散实现，在 界面附近的液体中形成一定厚度的溶质扩散边界层，层外液体因无对流作用而保持 C0 的浓度。随着温度的降低，界面不断向液体推移，处于局部平衡(CS)i=K0(CL)i 的界面两 侧的液相和固相，由于溶质的富集使(CL)i 急剧增加，(CS)i 也必然相应升高。当(CL)i 达到 C0/K0 时，(CS)i 则为 C0。此后继续凝 固时，界面处的固相浓度(CS)i 始终保 持 C0，而液相浓度(CL)i = C0/K0 也不再 改变，即转入所谓的“稳态生长”阶 段。 图 11-7（a）示意了在液体中溶质 仅通过扩散而混合的情况下，C0 合金 随单向凝固与界面推移，其中固液两 相的溶质分布与变化过程。 2 液体中溶质充分混合的情况 在凝固速度缓慢且存在良好对流 的情况下（溶液因温度和溶质分布不 均而引起的自然对流和搅拌等强制对 流），C0 合金凝固时排入液固界面液体 中的溶质原子通过不充分扩散向内部 液体传输，从而不产生富集的边界层 和初始过渡区。在凝固不同时期，剩 余液体的成份因对流作用而呈均匀混 合，在界面不断推移的凝固过程中， 伴随(CL)i 的提高，(CS)i 也相应提高。固体中溶质分布沿长度方向连续变化，液体中溶质 分布则均匀一致，如图 11-7b(CS)i 所示。 图 11-7 C0合金（K0<1）凝固过程中溶质的分布变化 3 液体中溶质不充分混合的情况 在凝固速度较快且存在对流的情况下，C0 合金凝固界面前沿液体形成的溶质富集 边界层不受对流的干扰，这是因为具有低粘度和高密度的液态合金，在铸模中产生的自 186
第十一章凝固理论基础 然对流类似于流体在管道中的流动所致。根据流体力学基本特性,在仅靠管壁处的流速 为零。由此推断,界面前沿液体中存在的溶质富集边界层不受对流传质的影响。与凝固 速度很快的第一种情况不同,边界层中的溶质原子可通过扩散传输到层外对流液体中, 从而使其平均浓度(CLB高于Co。在界面推移过程中,随着溶质富集程度的增加,界面 两侧固体和液体的浓度(CL)和Cs均急剧升高。与此同时,由于边界层浓度梯度的增大, 下坡扩散速度加快,使内部液体的浓度(CL)B相应升高。当溶质从富集边界层扩散出来的 速度等于溶质排入界面前沿液体中的速度时,界面开始处于输入与输出平衡状态,溶质 富集停止。此后,在界面继续推移过程中,边界层中的浓度梯度保持不变,(CLn的增量 通过扩散排入内部液体而使(CL)B升高,故(Cs(C)B=常数 图117(c)示意了在液体中溶质混合不充分的情况下,固液两相溶质分布的变化 图117(d)为上述三种不同混合情况下溶质分布的综合对比 有效分配系数及其表达式 合金在实际凝固过程中,由于溶质富集边界层一般总是存在的,此时,平衡分配系 数已无实际意义,应采用有效分配系数代替之 有效分配系数KE定义为凝固过程中固体在界面处的浓度(Cs与此时边界层外液体的平 均浓度(CLB之比,即 K (ClB 根据以上分析,显然,当初始过渡区形成以后,Ke为常数。有效分配系数Ke与凝固速 度R(界面推移速度)、边界层液体中溶质扩散系数D、边界层厚度δ以及分配系数K0 之间存在如下关系: K ro/D (11-3) Ko+(1-K0) 四、合金凝固后溶质分布的数学表达式 合金凝固时,根据液体中溶质混合情 况的不同,溶质分布规律发生不同的变化 图118为C0的合金(K0<1)在单向凝固 Kg<1 后溶质沿试样长度分布的不同曲线。 在对溶质中各类分布曲线进行分析的 过程中,可按前述的假定条件进行处理 即K=常数,忽略固相中扩散,固相界面 为平面状。此外,当采用固体体积分数和 体积浓度时,假定液体与固体的密度相同 液体充分混合时的凝固方程 图118初始成分为C的淞体合金在定向凝固 在液体充分混合的情况下,凝固后溶 的棒中溶质分布曲线,共 质的分布规律如图11-8b所示。其数学表 a一平衡磁固b一仅通过扩散使液和中溶质 混合c一在液相中溶质完全混合d一在液 达式如下: 相中溶质部分混合 Cs=CoKo(I K-1 (11-4)
第十一章 凝固理论基础 187 然对流类似于流体在管道中的流动所致。根据流体力学基本特性，在仅靠管壁处的流速 为零。由此推断，界面前沿液体中存在的溶质富集边界层不受对流传质的影响。与凝固 速度很快的第一种情况不同，边界层中的溶质原子可通过扩散传输到层外对流液体中， 从而使其平均浓度(CL)B 高于 C0。在界面推移过程中，随着溶质富集程度的增加，界面 两侧固体和液体的浓度(CL)i 和(CS)i 均急剧升高。与此同时，由于边界层浓度梯度的增大， 下坡扩散速度加快，使内部液体的浓度(CL)B相应升高。当溶质从富集边界层扩散出来的 速度等于溶质排入界面前沿液体中的速度时，界面开始处于输入与输出平衡状态，溶质 富集停止。此后，在界面继续推移过程中，边界层中的浓度梯度保持不变，(CL)i 的增量 通过扩散排入内部液体而使(CL)B升高，故(CS)i /(CL)B =常数。 图 11-7（c）示意了在液体中溶质混合不充分的情况下，固液两相溶质分布的变化。 图 11-7（d）为上述三种不同混合情况下溶质分布的综合对比。 三、 有效分配系数及其表达式 合金在实际凝固过程中，由于溶质富集边界层一般总是存在的，此时，平衡分配系 数已无实际意义，应采用有效分配系数代替之。 有效分配系数 KE 定义为凝固过程中固体在界面处的浓度(CS)i 与此时边界层外液体的平 均浓度(CL)B之比，即 L B S i C C Ke ( ) ( ) = (11-2) 根据以上分析，显然，当初始过渡区形成以后，Ke 为常数。有效分配系数 Ke 与凝固速 度 R（界面推移速度）、边界层液体中溶质扩散系数 D、边界层厚度δ以及分配系数 K0 之间存在如下关系： R D K K e K Ke / 0 0 0 (1 ) − δ + − ⋅ = （11-3） 四、 合金凝固后溶质分布的数学表达式 合金凝固时，根据液体中溶质混合情 况的不同，溶质分布规律发生不同的变化。 图 11-8 为 C0 的合金（K0<1）在单向凝固 后溶质沿试样长度分布的不同曲线。 在对溶质中各类分布曲线进行分析的 过程中，可按前述的假定条件进行处理， 即 K0=常数，忽略固相中扩散，固相界面 为平面状。此外，当采用固体体积分数和 体积浓度时，假定液体与固体的密度相同。 1 液体充分混合时的凝固方程 在液体充分混合的情况下，凝固后溶 质的分布规律如图 11-8b 所示。其数学表 达式如下： 1 0 0 0 (1 ) − = − K S L Z C C K （11-4） 图 11-8 187
第十一章凝固理论基础 当已凝固长度为Z时,剩余液体的平均浓度为 (C1)2=C(-2)yx 当合金试棒自左向右凝固时,若Ko(1,溶质富集于右端,左端得到纯化。Ko越小, 该效应越显著。若K0)1,则溶质富集于左端。 2液体不充分混合时的凝固方程 在液体不充分混合的情况下,凝固后的溶质分布规律如图11-8c所示。由于出现溶 质富集的边界层,故在采用有效分配系数的同时,只对初始过渡区形成后的溶质分布进 行数学处理,其数学表达式为: Cs=C0K(1-2) (11-6) L 3液体不发生混合时的凝固方程 液体不发生混合时,凝固后的溶质分配规律如图11-8d所示。在初始过渡区形成后, 稳态凝固阶段固体中的溶质浓度恒定不变,此时Ke=1。(Cs)=(CL)B=Co,因而有 Cs=Co( C (11-7) 在形成初始过渡区开始稳态凝固时,界面前沿液体溶质富集边界层中溶质分布规律 及其对晶体生长形态的影响,具有重要意义,其数学表达式为: Cs=C0(1+ (11-8) K 该方程表达的界面前沿液体中的溶质富集分布曲线是一个指数衰减曲线 11.5合金凝固过程的成份过冷 如前所述,纯金属有其固定的凝固温度TM,当液态金属中的实际温度低于时,即开 始引起过冷。这种过冷主要取决于液固相界面前沿液体中的实际温度分布。对于合金来 说,液态合金的平衡凝固温度随其成份的改变而沿液相线变化。在合金正常凝固过程中 虽然实际温度分布一定,但由于界面前沿液体中溶质分布发生变化,必将引起凝固温度 改变(溶质在液相和固相界面处于局部平衡,故可由相图中液相线决定)。因此,将界面 界面距离z(b CL"C(I+ T=T一mCa(+ 图11-9C金(K2<1)的成分过冷示意图
第十一章 凝固理论基础 188 当已凝固长度为 Z 时，剩余液体的平均浓度为 1 0 0 ( ) (1 ) − = − K L B L Z C C （11-5） 当合金试棒自左向右凝固时，若 K0〈1，溶质富集于右端，左端得到纯化。K0 越小， 该效应越显著。若 K0〉1，则溶质富集于左端。 2 液体不充分混合时的凝固方程 在液体不充分混合的情况下，凝固后的溶质分布规律如图 11-8c 所示。由于出现溶 质富集的边界层，故在采用有效分配系数的同时，只对初始过渡区形成后的溶质分布进 行数学处理，其数学表达式为： 1 0 (1 ) − = − Ke S e L Z C C K （11-6） 3 液体不发生混合时的凝固方程 液体不发生混合时，凝固后的溶质分配规律如图 11-8d 所示。在初始过渡区形成后， 稳态凝固阶段固体中的溶质浓度恒定不变，此时 Ke=1。(CS)i =(CL)B=C0，因而有 0 1 1 0 (1 ) C L Z CS = C − = − （11-7） 在形成初始过渡区开始稳态凝固时，界面前沿液体溶质富集边界层中溶质分布规律 及其对晶体生长形态的影响，具有重要意义，其数学表达式为： ) 1 (1 / 0 0 0 RZ D S e K K C C − − = + （11-8） 该方程表达的界面前沿液体中的溶质富集分布曲线是一个指数衰减曲线。 11．5 合金凝固过程的成份过冷 如前所述，纯金属有其固定的凝固温度 TM，当液态金属中的实际温度低于时，即开 始引起过冷。这种过冷主要取决于液固相界面前沿液体中的实际温度分布。对于合金来 说，液态合金的平衡凝固温度随其成份的改变而沿液相线变化。在合金正常凝固过程中， 虽然实际温度分布一定，但由于界面前沿液体中溶质分布发生变化，必将引起凝固温度 改变（溶质在液相和固相界面处于局部平衡，故可由相图中液相线决定）。因此，将界面 188 图 11-9
第十一章凝固理论基础 前沿液体中的实际温度低于溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷,称为成份过冷 显然,决定成份过冷大小及其分布的基本因素是凝固时界面前沿液体中溶质浓度与实际 温度的分布情况 图119示意了K0(1的合金产生成份过冷的情况。其中图a为K0<1合金相图一角 所选合金成份C。图b为液固界面前沿液体具有温度梯度的实际温度分布。假定假定的 溶质仅通过扩散而混合,且已达到稳定凝固阶段,正如前所述,此时介面前沿液体出现 的富集边界层具有图c所示的溶质分布曲线。在平面推移的凝固过程中,由于溶质在界 面两侧处于平衡状态,故液体中溶质浓度的改变,可通过相图中液相线确定相应的凝固 温度变化。如对照图a与c,即可作出这种凝固温度变化曲线d。至此,凝固时界面前沿 液体中的成份过冷便可由图b的实际温度分布线与图d的凝固温度分布线迭加而综合体 现出来,如图e所示。其中打影线部分为成份过冷区,它的宽度表明了产生成份过冷的 液相层的厚度(过冷区厚度) 11.6凝固过程组织控制 铸锭(件)宏观的组织 铸锭(件)的组织,包括晶粒的形状、大小、分布状况及溶质的重新分布形式等, 对铸锭(件)的性能尤其是机械性能有很大三影响。液态金属在凝固过程中,根据液态 金属所含溶质种类和数量、浇铸方法和条件,可产生不同的凝固组织。 一般来讲,工业上的铸锭(件)在凝固后的宏观组织非三个性质晶体形态不同的区 域(见图11-10),这三个区域是 (1)激冷区:近邻型壁的一个外壳层,由无规则排列的细小等轴晶粒组成 (2)柱状晶区:由垂直于型壁,彼此平行的柱状晶粒组成 (3)等轴晶区:处于铸锭(件)中心,由等轴晶粒组成 这三个区域的大小随凝固条件的不同而变化。一般而言,激冷区较薄,其余两个比 较厚。随凝固条件的不同,柱状晶和等轴晶区在铸件表面所占的面积是不同的,有时甚 至有全部由等轴晶(叫作“穿晶”)或全部由柱状 晶组成的情况。 二、三个晶区的形成机理 1激冷区的形成机理 片/ 经典理论对激冷区细小等轴晶形成的解释 是:液态金属刚一进入锭模,与型壁接触的部分 受到剧烈的冷却,获得很大的过冷度,于是在近 邻型壁的那部分液体中产生大量的晶核,这些晶 核成长相互抑制,在表面层处形成细小的等轴晶 区。后来的研究表明,在凝固前沿的液体对流 引起局部的温度变化,造成晶体的脱离、根部熔 断和沉淀,对激冷层的形成也起着很大作用。激图110铸锭和铸件的宏观组织示意图 冷和液体流动是激冷层产生的主要原因 1一激冷区2一柱状品区3一等轴晶区 2柱状晶区的形成机理 柱状晶区的晶体主要起源于激冷区。激冷区中的晶体向铸锭(件)着继续生长,因
第十一章 凝固理论基础 189 前沿液体中的实际温度低于溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷，称为成份过冷。 显然，决定成份过冷大小及其分布的基本因素是凝固时界面前沿液体中溶质浓度与实际 温度的分布情况。 图 11-9 示意了 K〈0 1 的合金产生成份过冷的情况。其中图 a 为 K0<1 合金相图一角， 所选合金成份 C0。图 b 为液固界面前沿液体具有温度梯度的实际温度分布。假定假定的 溶质仅通过扩散而混合，且已达到稳定凝固阶段，正如前所述，此时介面前沿液体出现 的富集边界层具有图 c 所示的溶质分布曲线。在平面推移的凝固过程中，由于溶质在界 面两侧处于平衡状态，故液体中溶质浓度的改变，可通过相图中液相线确定相应的凝固 温度变化。如对照图 a 与 c，即可作出这种凝固温度变化曲线 d。至此，凝固时界面前沿 液体中的成份过冷便可由图 b 的实际温度分布线与图 d 的凝固温度分布线迭加而综合体 现出来，如图 e 所示。其中打影线部分为成份过冷区，它的宽度表明了产生成份过冷的 液相层的厚度（过冷区厚度）。 11．6 凝固过程组织控制 一、 铸锭（件）宏观的组织 铸锭（件）的组织，包括晶粒的形状、大小、分布状况及溶质的重新分布形式等， 对铸锭（件）的性能尤其是机械性能有很大三影响。液态金属在凝固过程中，根据液态 金属所含溶质种类和数量、浇铸方法和条件，可产生不同的凝固组织。 一般来讲，工业上的铸锭（件）在凝固后的宏观组织非三个性质晶体形态不同的区 域（见图 11-10），这三个区域是： （1） 激冷区：近邻型壁的一个外壳层，由无规则排列的细小等轴晶粒组成； （2） 柱状晶区：由垂直于型壁，彼此平行的柱状晶粒组成； （3） 等轴晶区：处于铸锭（件）中心，由等轴晶粒组成。 这三个区域的大小随凝固条件的不同而变化。一般而言，激冷区较薄，其余两个比 较厚。随凝固条件的不同，柱状晶和等轴晶区在铸件表面所占的面积是不同的，有时甚 至有全部由等轴晶（叫作“穿晶”）或全部由柱状 晶组成的情况。 图 11-10 二、 三个晶区的形成机理 1 激冷区的形成机理 经典理论对激冷区细小等轴晶形成的解释 是：液态金属刚一进入锭模，与型壁接触的部分 受到剧烈的冷却，获得很大的过冷度，于是在近 邻型壁的那部分液体中产生大量的晶核，这些晶 核成长相互抑制，在表面层处形成细小的等轴晶 区。后来的研究表明，在凝固前沿的液体对流， 引起局部的温度变化，造成晶体的脱离、根部熔 断和沉淀，对激冷层的形成也起着很大作用。激 冷和液体流动是激冷层产生的主要原因。 2 柱状晶区的形成机理 柱状晶区的晶体主要起源于激冷区。激冷区中的晶体向铸锭（件）着继续生长，因 189
第十一章凝固理论基础 晶体的成长速度是各性异向的,最大成长速度的方向是平行于易于散热的相反方向晶体 它挤压邻近的晶体而快速成长,其它晶体被淘汰,结果使晶体的数量减少了,柱状晶区 就可能形成。 对给定的合金而言柱状晶区的范围在一定的浇铸温度范围内随着浇铸温度的提高而 增大;对于给定的角逐条件条件柱状晶区的范围随着合金元素含量的增加而减少。 柱状晶区的主要控制因素是在其前沿液体中是否出现了等轴晶。如果条件对形成等 轴晶不利,则柱状晶发达。因此,可以通过引起等轴晶的形成来控制柱状晶区的范围, 这是控制铸锭(件)组织的重要途径之一。 3等轴晶区的形成机理 在等轴晶区中的晶体尺寸一般较激冷区的大。 等轴晶区的形成有四种机构 (1)在激冷层形成之前在模壁上形成的颈缩晶体从模壁上脱落并通过液体的对流而 被带入铸模的中心区,如果液体金属的角逐温度不高,这些晶体不会被融化掉, 残存的晶体成为等轴晶的萌芽晶体。 (2)在长大的枝晶的根部因熔体的对流和温度变化而熔断,这些熔断的枝晶碎粒由于 金属液体的对流而被带入中心区域,成为等轴晶形成的萌芽晶体 (3)铢锭自由表面上的小晶体的沉积 (4)铸锭(件)中心区域的过冷熔体均质或非均质形核长大的结果 在铸锭(件)凝固过程中,这四种机构都是存在的。它们的作用取决于凝固的实际条件。 三、凝固组织的控制 由于铸锭(件)中的激冷层很薄,主要是柱状晶和等轴晶区。所以研究凝固组织的 控制主要是指柱状晶和等轴晶相对比例的控制 除了一些非常特殊的材料和应用外,如磁合金、单晶体等,一般在铸锭(件)中要求细 晶粒等轴晶组织,因为这种组织的性能是各向同性的的。为了获得这种组织则要求抑制 柱状晶长大,这可通过创造等轴晶形成的条件来达到。主要有如下的途径: (1)增加形核机率。可通过提高液体金属的冷却强度、降低熔化温度、在液体金属中 加入少量的形核剂进行编制处理,以及一切能促进非均质形核的熔炼及角逐措施 等方法来达到: (2)抑制晶体的长大。通过在液体金属中加入少量的成长抑制剂进行变质处理或采取 措施(如通电凝固)等来达到 (3)使正在长大中的晶体产生“颈缩”(等轴晶根部颈缩或枝晶根部颈缩)。这可以通 过向液体金属加入偏析倾向大的合金元素来达到这个目的; (4)促进颈缩的晶体脱离模壁或枝晶干。可以应用物理方法即加强液体金属的对流, 进行机械搅拌、振动或振荡的方法来达到,这就是所谓的动态晶粒细化的方法; (5)使熔断脱离的晶体碎粒不被重新熔化。这可通过浇铸温度来达到。 通过以上几个途径,可促进等轴晶的形成,细化晶粒,起到抑制柱状晶的作用:反 之,则促进柱状晶的发展,抑制等轴晶。 11.7凝固金属中的缺陷 偏析 合金凝固过程中,由于溶质的再分配,引起溶质元素的不均匀分布。这种化学成份
第十一章 凝固理论基础 190 晶体的成长速度是各性异向的，最大成长速度的方向是平行于易于散热的相反方向晶体， 它挤压邻近的晶体而快速成长，其它晶体被淘汰，结果使晶体的数量 减少了，柱状晶区 就可能形成。 对给定的合金而言柱状晶区的范围在一定的浇铸温度范围内随着浇铸温度的提高而 增大；对于给定的角逐条件条件柱状晶区的范围随着合金元素含量的增加而减少。 柱状晶区的主要控制因素是在其前沿液体中是否出现了等轴晶。如果条件对形成等 轴晶不利，则柱状晶发达。因此，可以通过引起等轴晶的形成来控制柱状晶区的范围， 这是控制铸锭（件）组织的重要途径之一。 3 等轴晶区的形成机理 在等轴晶区中的晶体尺寸一般较激冷区的大。 等轴晶区的形成有四种机构： （1） 在激冷层形成之前在模壁上形成的颈缩晶体从模壁上脱落并通过液体的对流而 被带入铸模的中心区，如果液体金属的角逐温度不高，这些晶体不会被融化掉， 残存的晶体成为等轴晶的萌芽晶体。 （2） 在长大的枝晶的根部因熔体的对流和温度变化而熔断，这些熔断的枝晶碎粒由于 金属液体的对流而被带入中心区域，成为等轴晶形成的萌芽晶体。 （3） 铢锭自由表面上的小晶体的沉积。 （4） 铸锭（件）中心区域的过冷熔体均质或非均质形核长大的结果。 在铸锭（件）凝固过程中，这四种机构都是存在的。它们的作用取决于凝固的实际条件。 三、 凝固组织的控制 由于铸锭（件）中的激冷层很薄，主要是柱状晶和等轴晶区。所以研究凝固组织的 控制主要是指柱状晶和等轴晶相对比例的控制。 除了一些非常特殊的材料和应用外，如磁合金、单晶体等，一般在铸锭（件）中要求细 晶粒等轴晶组织，因为这种组织的性能是各向同性的的。为了获得这种组织则要求抑制 柱状晶长大，这可通过创造等轴晶形成的条件来达到。主要有如下的途径： （1） 增加形核机率。可通过提高液体金属的冷却强度、降低熔化温度、在液体金属中 加入少量的形核剂进行编制处理，以及一切能促进非均质形核的熔炼及角逐措施 等方法来达到； （2） 抑制晶体的长大。通过在液体金属中加入少量的成长抑制剂进行变质处理或采取 措施（如通电凝固）等来达到； （3） 使正在长大中的晶体产生“颈缩”（等轴晶根部颈缩或枝晶根部颈缩）。这可以通 过向液体金属加入偏析倾向大的合金元素来达到这个目的； （4） 促进颈缩的晶体脱离模壁或枝晶干。可以应用物理方法即加强液体金属的对流， 进行机械搅拌、振动或振荡的方法来达到，这就是所谓的动态晶粒细化的方法； （5） 使熔断脱离的晶体碎粒不被重新熔化。这可通过浇铸温度来达到。 通过以上几个途径，可促进等轴晶的形成，细化晶粒，起到抑制柱状晶的作用；反 之，则促进柱状晶的发展，抑制等轴晶。 11．7 凝固金属中的缺陷 一、 偏析 合金凝固过程中，由于溶质的再分配，引起溶质元素的不均匀分布。这种化学成份 190
