液態(tài)成形復(fù)習(xí)資料

1、液態(tài)成形復(fù)習(xí)資料第一章1.凝固成形： 熔煉金屬，并將熔融金屬澆注、壓射或吸入鑄型型腔中，凝固成為一定形狀和性能的鑄件。2.凝固成形： 熔煉金屬，并將熔融金屬澆注、壓射或吸入鑄型型腔中，凝固成為一定形狀和性能的鑄件。3.按液體的構(gòu)成類型，可分為： 原子 液體（如液態(tài)金屬、液化惰性氣體） 分子 液體（如極性與非極性分子液體） 離子 液體（如各種簡單的及復(fù)雜的熔鹽）4.液體 具有流動性 （液體最顯著的性質(zhì)）；可完全占據(jù)容器的空間并取得容器內(nèi)腔的形狀 ； （類似于氣體，不同于固體） 不能夠象固體那樣承受剪切應(yīng)力，表明液體的原子或分子之間的結(jié)合力沒有固體中強 ；類似于氣體，不同于固體） 具有自由表面 （

2、類似于固體，不同于氣體）；液體可壓縮性很低 （類似于固體，不同于氣體5. 物理性質(zhì)：密度、粘度、電導(dǎo)率、熱導(dǎo)率和擴散系數(shù)等；物理化學(xué)性質(zhì)：等壓熱容、等容熱容、熔化和氣化潛熱、表面張力等；熱力學(xué)性質(zhì)：蒸汽壓、膨脹和壓縮系數(shù)及其它6.液體的結(jié)構(gòu)和性質(zhì)與材料成型的關(guān)系 液體的界面張力、潛熱等性質(zhì) 凝固過程的形核及晶體生長的熱力學(xué) 熔體的結(jié)構(gòu)信息 凝固的微觀機制 液體的原子擴散系數(shù)、界面張力、傳熱系數(shù)、結(jié)晶潛熱、粘度等性質(zhì) 成分偏析、固-液界面類型及晶體生長方式 熱力學(xué)性質(zhì)及反應(yīng)物和生成物在液相中的擴散速度 鑄造合金及焊接熔池的精煉7. 晶體： 平移、對稱性特征（長程有序） 原子以一定方式周期排列在三

3、維空間的晶格結(jié)點上，同時原子以某種模式在平衡位置上作熱振動 氣體： 完全無序為特征 分子不停地作無規(guī)律運動 液體： 長 程 無 序 不具備平移、對稱性； 近 程 有 序 相對于完全無序的氣體，液體中存在著許多不?！坝问帯敝木钟蛴行虻脑蛹瘓F，液體結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出局域范圍的有序性8. 物質(zhì)熔化時體積變化熵變(及焓變)一般均不大（見表1-1），金屬熔化時典型的體積變化Vm/VS（Vm為熔化時的體積增量）為3%左右，表明液體的原子間距接近于固體，在熔點附近其混亂度只是稍大于固體而遠小于氣體的混亂度。 金屬熔化潛熱Hm比其氣化潛熱Hb小得多（表1-2），為1/151/30，表明熔化時其內(nèi)部原子結(jié)合鍵只有部

4、分被破壞9. 液體的缺陷模型與幾乎與每一種固體金屬的晶體缺陷相對應(yīng)，諸如點陣空位、位錯和晶界等模型位錯模型： 液態(tài)金屬可以看成是一種被位錯芯嚴重破壞的點陣結(jié)構(gòu)。在特定的溫度以上，在低溫條件下不含位錯的固體點陣結(jié)構(gòu)由于高密度位錯的突然出現(xiàn)而變成液體。 10. 實際液態(tài)金屬的微觀特點 “能量起伏” “結(jié)構(gòu)起伏”液體中大量不停“游動”著的局域有序原子團簇時聚時散、此起彼伏 “濃度起伏” 同種元素及不同元素之間的原子間結(jié)合力存在差別，結(jié)合力較強的原子容易聚集在一起，把別的原于排擠到別處，表現(xiàn)為游動原子團簇之間存在著成分差異 。11. 粘度的影響因素與 溫度T 的關(guān)系受兩方面（正比的線性關(guān)系和負的指數(shù)關(guān)

5、系）所共同制約，通常，總的趨勢隨溫度T而下降合金組元（或微量元素）對合金液粘度的影響表面活性元素（如向Al-Si合金中添加的變質(zhì)元素Na）使液體粘度降低，非表面活性雜質(zhì)的存在使粘度提高。 12. 運動學(xué)粘度 適用于較大外力作用下的水力學(xué)流動動力學(xué)粘度 在外力作用非常小的情況下適用13. 流態(tài)對流動阻力的影響根據(jù)流體力學(xué)：當(dāng)雷諾數(shù)Re2300時為紊流，Re2300時為層流顯然，粘度大的液體流動阻力大，在管道中輸送相同體積的液體所消耗的能量就愈大，充型所需壓力差也就愈大14. 粘度對成形質(zhì)量的影響 影響鑄件輪廓的清晰程度。在薄壁鑄件的鑄造過程中，流動管道直徑較小，雷諾數(shù)值小，流動性質(zhì)屬于層流。此時

6、，為降低液體的粘度應(yīng)適當(dāng)提高過熱度或者加入表面活性物質(zhì)等。 影響熱裂、縮孔、縮松的形成傾向。由于凝固收縮形成壓力差而造成的自然對流均屬于層流性質(zhì)，此時粘度對流動的影響就會直接影響到鑄件的質(zhì)量 影響鋼鐵材料的脫硫、脫磷、擴散脫氧。在鑄造合金熔煉及焊接過程中，這些冶金化學(xué)反應(yīng)均是在金屬液與熔渣的界面進行的，金屬液中的雜質(zhì)元素及熔渣中反應(yīng)物要不斷地向界面擴散，同時界面上的反應(yīng)產(chǎn)物也需離開界面向熔渣內(nèi)擴散。這些反應(yīng)過程的動力學(xué)（反應(yīng)速度和可進行到何種程度）受到反應(yīng)物及生成物在金屬液和熔渣中的擴散速度的影響，金屬液和熔渣的動力學(xué)粘度低則有利于擴散的進行，從而有利于脫去金屬中的雜質(zhì)元素 影響精煉效果及夾雜

7、或氣孔的形成。粘度較大時，夾雜或氣泡上浮速度較小，影響精煉效果；鑄件及焊縫的凝固中，夾雜物和氣泡難以上浮排除，易形成夾雜或氣孔熔渣及金屬液粘度降低對焊縫的合金過渡有利。在焊縫金屬的合金化方法中，通過含有合金元素的焊劑、藥皮或藥芯進行合金過渡是較為常用的方法。這類方法的合金過渡主要是在金屬液與熔渣的界面上進行的。熔渣及金屬液粘度降低，進入熔渣中的合金元素易擴散到熔渣-熔池金屬界面上，向熔池金屬內(nèi)部擴散15. 表面張力及其產(chǎn)生的原因 表面張力是表面上平行于表面切線方向且各方向大小相等的張力。 表面張力是由于物體在表面上的質(zhì)點受力不均所造成。由于液體或固體的表面原子受內(nèi)部的作用力較大，而朝著氣體的方

8、向受力較小，這種受力不均引起表面原子的勢能比內(nèi)部原子的勢能高。因此，物體傾向于減小其表面積而產(chǎn)生表面張力。16. 表面自由能與表面張力的關(guān)系表面自由能（表面能）：系統(tǒng)為產(chǎn)生新的單位面積表面時的自由能增量。 表面能及表面張力從不同角度描述同一表面現(xiàn)象。雖然表面張力與表面自由能是不同的物理概念，但都以（或）表示，其大小完全相同，單位也可以互換，通常表面張力的單位為力/距離（如N/m、dyn/cm），表面能的單位為能量/面積（如J/m2、erg/cm2等）17表面與界面表面與界面的差別在于后者泛指兩相之間的交界面，而前者特指液體（或固體）與氣體之間的交界面，但更嚴格說，應(yīng)該是指液體或固體與其蒸汽的界

9、面。廣義上說，物體（液體或固體）與氣相之間的界面能和界面張力等于物體的表面能和表面張力。18影響表面張力的因素1）表面張力與原子間作用力的關(guān)系：原子間結(jié)合力u0表面內(nèi)能表面自由能表面張力 2）表面張力與原子體積（3）成反比，與價電子數(shù)Z成正比3）表面張力與溫度：隨溫度升高而下降 4）合金元素或微量雜質(zhì)元素對表面張力的影響 向系統(tǒng)中加入削弱原子間結(jié)合力的組元，會使u0減小，使表面內(nèi)能和表面張力降低。 表面張力與粘度的影響因素大體是相同的。19表面張力在材料成形生產(chǎn)技術(shù)中的意義 表面張力在大體積系統(tǒng)中顯示不出它的作用，但在微小體積系統(tǒng)會顯示很大的作用 界面張力與潤濕角 。 接觸的兩相質(zhì)點間結(jié)合力越

10、大，界面張力（界面能）就越小，兩相間的界面張力越小時，潤濕角越小，稱之為潤濕性好。 液態(tài)金屬凝固時析出的固相與液相的界面能越小，形核率越高。熔渣與液態(tài)金屬之間的潤濕性將影響熔渣對金屬的保護效果與焊縫外觀成形 表面張力引起的曲面兩側(cè)壓力差 。液相為凸面時（金屬液滴），液滴內(nèi)部壓力大于外部壓力：p1p2液相為凹面時（液相中有氣泡），氣泡內(nèi)部壓力小于外部壓力：p1p2 液膜拉斷臨界力及表面張力對凝固熱裂的影響（液膜理論） 。當(dāng) r = T/2 時，fmax =p達臨界值，如果繼續(xù)將液膜拉開，則曲率半徑 r 將再度變大，而應(yīng)力p 將要變小。在這種情況下，凝固收縮引起的拉應(yīng)力將大于由表面張力所產(chǎn)生的應(yīng)力

11、，使液膜兩側(cè)的固體急劇分離。液膜的表面張力越大，液膜越薄，則液膜的拉斷臨界應(yīng)力fmax越大，裂紋越難形成。20.第一種情況：凝固的早期，或者靠近液體的兩相區(qū)內(nèi)，液膜與大量未凝固的液體相通，此時液膜兩側(cè)的固體枝晶拉開多少，液體補充進去多少，因此不會產(chǎn)生熱裂。第二種情況：液膜已經(jīng)與液體區(qū)隔絕，但是由于低熔點物質(zhì)的大量存在（如鋼中的硫共晶），形成大的液膜厚度和低的表面張力，將使液膜的最大斷裂應(yīng)力 fmax 減小，且熔點低而凝固速度較慢，這樣，厚的液膜將會長時間地保持下去，在此期間，如果有大的拉伸速度，則往往要產(chǎn)生熱裂。第三種情況：液膜雖已與液體區(qū)隔絕，但由于液膜中低熔點雜質(zhì)較少，其表面張力較高，熔點

12、也相應(yīng)較高而凝固速度較快，液膜迅速變薄，此時如果液膜兩側(cè)的固體枝晶受到拉力，將會遇到大的 f max 的抗力，這種抗力將使高溫固體內(nèi)部產(chǎn)生蠕變變形，從而避免了熱裂的產(chǎn)生21. 液態(tài)金屬充型能力 液態(tài)金屬充滿鑄型型腔，獲得形狀完整、輪廓清晰的鑄件的能力，即液態(tài)金屬充填鑄型的能力，是設(shè)計澆注系統(tǒng)的重要依據(jù)之一； 充型能力弱，則可能產(chǎn)生澆不足、冷隔、砂眼、鐵豆、抬箱，以及卷入性氣孔、夾砂等缺陷。 液態(tài)金屬的充型能力取決于：內(nèi)因 金屬本身的流動性外因 鑄型性質(zhì)、澆注條件、鑄件結(jié)構(gòu)等因素的影響，是各種因素的綜合反映22. 影響充型能力的因素1. 金屬性質(zhì)方面的因素（流動性的高低）。合金液的比熱、密度越大

13、，導(dǎo)熱系數(shù)越小, 充型能力越好；合金液的粘度，在充型過程前期（屬紊流）對流動性的影響較小，而在充型過程后期凝固中（屬層流）對流動性影響較大。2. 鑄型性質(zhì)方面的因素 。b2越大，鑄型的激冷能力就越強，金屬液于其中保持液態(tài)的時間就越短，充型能力下降。 3. 澆注條件方面的因素 。澆注溫度越高、充型壓頭越大，則液態(tài)金屬的充型能力越好；澆注系統(tǒng)（直澆道、橫澆道、內(nèi)澆道）的復(fù)雜程度，鑄件的壁厚與復(fù)雜程度等也會影響液態(tài)金屬的充型能力。第二章1、等溫面：空間具有相同溫度點的組合面。等溫線：某個特殊平面與等溫面相截的交線。溫度梯度：對于一定溫度場，沿等溫面或等溫線某法線方向的溫度變化率。溫度梯度越大，圖形上

14、反映為等溫面（或等溫線）越密集。2、對具體熱場用上述微分方程進行求解時，需要根據(jù)具體問題給出導(dǎo)熱體的初始條件與邊界條件。初始條件：初始條件是指物體開始導(dǎo)熱時（即t = 0 時）的瞬時溫度分布。 邊界條件：邊界條件是指導(dǎo)熱體表面與周圍介質(zhì)間的熱交換情況。3、常見的邊界條件有以下三類：第一類邊界條件：給定物體表面溫度隨時間的變化關(guān)系第二類邊界條件：給出通過物體表面的比熱流隨時間的變化關(guān)系第三類邊界條件：給出物體周圍介質(zhì)溫度以及物體表面與周圍介質(zhì)的換熱系數(shù)上述三類邊界條件中，以第三類邊界條件最為常見。邊界條件：邊界條件是指導(dǎo)熱體表面與周圍介質(zhì)間的熱交換情況。4、溫度場的解析解法 解析方法是直接應(yīng)用現(xiàn)

15、有的數(shù)學(xué)理論和定律去推導(dǎo)和演繹數(shù)學(xué)方程（或模型），得到用函數(shù)形式表示的解，也就是解析解。 優(yōu)點：是物理概念及邏輯推理清楚，解的函數(shù)表達式能夠清楚地表達溫度場的各種影響因素，有利于直觀分析各參數(shù)變化對溫度高低的影響。 缺點：通常需要采用多種簡化假設(shè)，而這些假設(shè)往往并不適合實際情況，這就使解的精確程度受到不同程度的影響。目前，只有簡單的一維溫度場（“半無限大”平板、圓柱體、球體）才可能獲得解析解。5、半無限大平板鑄件凝固過程的一維不穩(wěn)定溫度場（1）凝固過程的初始狀態(tài)為：鑄件與鑄型內(nèi)部分別為均溫，鑄件起始溫度為澆鑄溫度，鑄型的起始溫度為環(huán)境溫度或鑄型預(yù)熱溫度；（2）鑄件金屬的凝固溫度區(qū)間很小，可忽略

16、不計；（3）不考慮凝固過程中結(jié)晶潛熱的釋放；（4）鑄件的熱物理參數(shù)與鑄型的熱物理參數(shù)不隨溫度變化；（5）鑄件與鑄型緊密接觸，無界面熱阻，即鑄件與鑄型在界面處等溫Ti。 6、從傳熱學(xué)角度來說，模數(shù)代表著鑄件熱容量與散熱表面積之間的比值關(guān)系，凝固時間隨模數(shù)增大而延長。對于形狀復(fù)雜的鑄件，其體積與表面積的計算都是比較麻煩的，這時可將復(fù)雜鑄件的各部分看作是形狀簡單的平板、圓柱體、球、長方體等單元體的組合，分別計算出各單元體的模數(shù)，但各單元體的結(jié)合面不計入散熱面積中。一般情況下，模數(shù)最大的單元體的凝固時間即為鑄件的凝固時間。7、熱阻來源：界面局部接觸，有間隙鑄型型腔內(nèi)表面常存在涂料實際界面接觸狀況與涂料

17、狀況對界面熱阻大小有重要影響。 8、根據(jù)鑄件、鑄型的熱物理性能與界面狀況，鑄件凝固過程溫度場的分布特點可分為四種情況來討論： 1. 金屬鑄件與絕熱型鑄型 2. 界面熱阻較大的金屬鑄型 3. 界面熱阻很小的金屬鑄型 4. 非金屬鑄件與金屬鑄型 9、根據(jù)固液兩相區(qū)的寬度，可將凝固過程分為逐層凝固方式與體積凝固方式（或糊狀凝固方式）。 當(dāng)固液兩相區(qū)很窄時稱為逐層凝固方式，反之為糊狀凝固方式，固液兩相區(qū)寬度介于兩者之間的稱為“中間凝固方式”。鑄件凝固方式對凝固液相的補縮能力影響很大，從而影響最終鑄件的致密性和熱裂紋產(chǎn)生幾率 10、鑄型型腔內(nèi)各個部位的凝固狀況的動態(tài)變化，可通過在澆注前在鑄型型腔內(nèi)預(yù)置測

18、溫?zé)犭娕?，來記錄凝固過程中各點的溫度變化，從而可以繪制出各個瞬間鑄型內(nèi)的凝固狀況。所得圖形稱為鑄件動態(tài)凝固曲線。 可以根據(jù)“液相邊界”與“固相邊界”之間的橫向距離直觀地得出鑄件內(nèi)各部位的開始凝固時刻與凝固結(jié)束時刻，也可以根據(jù)“液相邊界”與“固相邊界”之間的縱向距離得出凝固過程中的任一時刻鑄件斷面上已凝固固相區(qū)、固液兩相區(qū)和尚未凝固的液相區(qū)的寬度。11、焊接溫度場的一般特征 移動熱源焊接過程中，焊件上各點溫度隨時間及空間而變化（不穩(wěn)定溫度場），但經(jīng)過一段時間后，達到準(zhǔn)穩(wěn)定狀態(tài)（移動熱源周圍的溫度場不隨時間改變）。若建立與熱源移動速度相同并取熱源作用點為坐標(biāo)原點的動坐標(biāo)系，則動坐標(biāo)系中各點的溫度不

19、隨時間而變。12、厚大件對電弧加熱部位的冷卻作用最強，接頭溫度下降速度最快。其次是薄板，而細桿的散熱速度最慢。13、溫度梯度G 對凝固方式的影響:G大 兩相區(qū)窄G小 兩相區(qū)寬14、實際鑄件凝固中的溫度梯度受很多因素影響, 包括鑄型的導(dǎo)熱性能、預(yù)熱溫度、合金的澆注溫度等。第三章1、凝固是物質(zhì)由液相轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔嗟倪^程，是液態(tài)成形技術(shù)的核心問題，也是材料研究和新材料開發(fā)領(lǐng)域共同關(guān)注的問題。嚴格地說，凝固包括：（1）由液體向晶態(tài)固體轉(zhuǎn)變（結(jié)晶）（2）由液體向非晶態(tài)固體轉(zhuǎn)變（玻璃化轉(zhuǎn)變）常用工業(yè)合金或金屬的凝固過程一般只涉及前者，本章主要討論結(jié)晶過程的形核及晶體生長熱力學(xué)與動力學(xué)。 2、從熱力學(xué)推導(dǎo)系統(tǒng)由

20、液體向固體轉(zhuǎn)變的相變驅(qū)動力G由于液相自由能G 隨溫度上升而下降的斜率大于固相G的斜率過冷度T是影響相變驅(qū)動力的決定因素。過冷度T 越大，凝固相變驅(qū)動力GV 越大。3、由于熵恒為正值物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降液相自由能G隨溫度上升而下降的斜率大于固相G的斜率4、由于表面張力的存在，固相曲率k引起固相內(nèi)部壓力增高，這產(chǎn)生附加自由能：欲保持固相穩(wěn)定，必須有一相應(yīng)過冷度Tr使自由能降低與之平衡（抵消）。5、對球形顆粒表明：u 固相表面曲率k0，引起熔點降低。曲率越大（晶粒半徑r越小），物質(zhì)熔點溫度越低。u 當(dāng)系統(tǒng)的外界壓力升高時，物質(zhì)熔點必然隨著升高。當(dāng)系統(tǒng)的壓力高于一個大氣壓時，則物質(zhì)熔點將會比其

21、在正常大氣壓下的熔點要高。通常，壓力改變時，熔點溫度的改變很小，約為10-2oC/大氣壓。6、 K0 的物理意義：對于K01，K0越小，固相線、液相線張開程度越大，固相成分開始結(jié)晶時與終了結(jié)晶時差別越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴重。因此，常將1- K0稱為“偏析系數(shù)” 7、均質(zhì)形核：形核前液相金屬或合金中無外來固相質(zhì)點而從液相自身發(fā)生形核的過程，所以也稱“自發(fā)形核” （實際生產(chǎn)中均質(zhì)形核是不太可能的，即使是在區(qū)域精煉的條件下，每1cm3的液相中也有約106個邊長為103個原子的立方體的微小雜質(zhì)顆粒）。 非均質(zhì)形核：依靠外來質(zhì)點或型壁界面提供的襯底進行生核過程，亦稱“異質(zhì)形核”或“非自發(fā)形核”

22、。 7、晶核形成時，系統(tǒng)自由能變化由兩部分組成，即作為相變驅(qū)動力的液-固體積自由能之差（負）和阻礙相變的液-固界面能（正）：r r*時，rG r = r*處時，G達到最大值G* r r*時，rG8、臨界形核功G*的大小為臨界晶核表面能的三分之一，它是均質(zhì)形核所必須克服的能量障礙。形核功由熔體中的“能量起伏”提供。因此，過冷熔體中形成的晶核是“結(jié)構(gòu)起伏”及“能量起伏”的共同產(chǎn)物。9、形核率：是單位體積中、單位時間內(nèi)形成的晶核數(shù)目對于一般金屬，溫度降到某一程度，達到臨界過冷度（T*），形核率迅速上升。10、合金液體中存在的大量高熔點微小雜質(zhì)，可作為非均質(zhì)形核的基底。晶核依附于夾雜物的界面上形成。這

23、不需要形成類似于球體的晶核，只需在界面上形成一定體積的球缺便可成核。非均質(zhì)形核過冷度T比均質(zhì)形核臨界過冷度T*小得多時就大量成核。 11、非均質(zhì)形核與均質(zhì)形核時臨界曲率半徑大小相同，但球缺的體積比均質(zhì)形核時體積小得多。所以，液體中晶坯附在適當(dāng)?shù)幕捉缑嫔闲魏耍w積比均質(zhì)臨界核體積小得多時，便可達到臨界曲率半徑，因此在較小的過冷度下就可以得到較高的形核率。12、非均質(zhì)形核形核條件 結(jié)晶相的晶格與雜質(zhì)基底晶格的錯配度的影響晶格結(jié)構(gòu)越相似，它們之間的界面能越小，越小。 雜質(zhì)表面的粗糙度對非均質(zhì)形核的影響凹面雜質(zhì)形核效率最高，平面次之，凸面最差。 13、粗糙界面：界面固相一側(cè)的點陣位置只有約50%被固

24、相原子所占據(jù)，形成坑坑洼洼、凹凸不平的界面結(jié)構(gòu)。粗糙界面也稱“非小晶面”或“非小平面”。 光滑界面：界面固相一側(cè)的點陣位置幾乎全部為固相原子所占滿，只留下少數(shù)空位或臺階，從而形成整體上平整光滑的界面結(jié)構(gòu)。光滑界面也稱“小晶面”或“小平面”。 粗糙界面與光滑界面是在原子尺度上的界面差別，注意要與凝固過程中固液界面形態(tài)差別相區(qū)別，后者尺度在m 數(shù)量級。14、如何判斷凝固界面的微觀結(jié)構(gòu)？ 這取決于晶體長大時的熱力學(xué)條件。設(shè)晶體內(nèi)部原子配位數(shù)為，界面上（某一晶面）的配位數(shù)為，晶體表面上N個原子位置有NA個原子，則在熔點Tm時，單個原子由液相向固-液界面的固相上沉積的相對自由能變化為： 15、凡屬a5的

25、物質(zhì)凝固時界面為光滑面，a非常大時，F(xiàn)S的兩個最小值出現(xiàn)在x0或1處（晶體表面位置已被占滿）。有機物及無機物屬此類； a =25的物質(zhì)，常為多種方式的混合，Bi、Si、Sb等屬于此類。16、對一摩爾Sf = 4kN = 4R.由（3-21）式可知：熔融熵Sf上升，則a增大，所以Sf4R時，界面以粗糙面為最穩(wěn)定。熔融熵越小，越容易成為粗糙界面。因此固-液微觀界面究竟是粗糙面還是光滑面主要取決于合金系統(tǒng)的熱力學(xué)性質(zhì) 17、非密排晶面作為晶體表面（液-固界面）時，容易成為粗糙界面。 18、界面結(jié)構(gòu)與冷卻速度及濃度 過冷度大時，生長速度快，界面的原子層數(shù)較多，容易形成粗糙面結(jié)構(gòu)。小晶面界面，過冷度T增

26、大到一定程度時，可能轉(zhuǎn)變?yōu)榉切【?。過冷度對不同物質(zhì)存在不同的臨界值，a越大的物質(zhì)，變?yōu)榇植诿娴呐R界過冷度也就越大。如：白磷在低長大速度時（小過冷度T）為小晶面界面，在長大速度增大到一定時，卻轉(zhuǎn)變?yōu)榉切【妗?合金的濃度有時也影響固-液界面的性質(zhì)。19、固-液界面的性質(zhì)（粗糙面還是光滑面），決定了晶體長大方式的差異。20、連續(xù)長大 粗糙面的界面結(jié)構(gòu)，許多位置均可為原子著落，液相擴散來的原子很容易被接納與晶體連接起來。由于前面討論的熱力學(xué)因素，生長過程中仍可維持粗糙面的界面結(jié)構(gòu)。只要原子沉積供應(yīng)不成問題，可以不斷地進行“連續(xù)長大”。 其生長方向為界面的法線方向，即垂直于界面生長。21、臺階方式長

27、大（側(cè)面長大） 光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個原子與晶面的結(jié)合較弱，容易脫離。只有依靠在界面上出現(xiàn)臺階，然后從液相擴散來的原子沉積在臺階邊緣，依靠臺階向側(cè)面長大。故又稱“側(cè)面長大”。22、“側(cè)面長大”方式的三種機制（1）二維晶核機制：臺階在界面鋪滿后即消失，要進一步長大仍須再產(chǎn)生二維晶核；（2）螺旋位錯機制：這種螺旋位錯臺階在生長過程中不會消失；（3）孿晶面機制：長大過程中溝槽可保持下去，長大不斷地進行。第四章1、液相充分混合均勻時的溶質(zhì)再分配該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴散，而在液相中充分混合均勻接著凝固時由于固相中無擴散，成分沿斜線由K0C0逐漸上升。 隨著固相分數(shù)（fS）增加，凝固界面

28、上固、液相中的溶質(zhì)含量均增加，因此已經(jīng)凝固固相的平均成分比平衡的要低。 當(dāng)溫度達到平衡的固相線時，勢必仍保留一定的液相（杠桿原理），甚至達到共晶溫度TE時仍有液相存在。這些保留下來的液相在共晶溫度下將在凝固末端形成部分共晶組織。2、液相只有有限擴散時的溶質(zhì)再分配凝固過程分為三個階段：最初過渡區(qū)穩(wěn)定態(tài)區(qū)最后過渡區(qū)最初過渡區(qū)的長度取決于K0、R、DL的值，K0越大、R越大或DL越小，則最初過渡區(qū)越短；最后過渡區(qū)長度比最初過渡區(qū)的要小得多，與溶質(zhì)富集層的“特征距離”的數(shù)量級相同。3、液相中部分混合時的溶質(zhì)再分配在部分混合情況下，固-液界面處的液相中存在一擴散邊界層，在邊界層內(nèi)只靠擴散傳質(zhì)（靜止無對流

29、），在邊界層以外的液相因有對流作用成分得以保持均一。4、KE 與平衡分配系數(shù)K0 的關(guān)系： KE = K0 ：即慢生長速度和最大的攪動對流，N很小時，這相當(dāng)于前面討論的液相完全混合的情況。 KE =1：即快生長速度凝固、或沒有任何對流，N很大的情況，這相當(dāng)于液相只有擴散時的情況。 K0KE1：相當(dāng)于液相部分混合(有對流)的情況，工程中常在該范圍。 5、“成分過冷”的形成條件分析（K01 情況下) ： 界面前沿形成溶質(zhì)富集層 液相線溫度TL(x)隨x增大上升 當(dāng)GL（界面前沿液相的實際溫度梯度）小于液相線的斜率時，即:出現(xiàn)“成分過冷” 。6、下列條件有助于形成“成分過冷”：工藝因素:l 液相中溫

30、度梯度?。℅ L?。?；l 晶體生長速度快，R大；l 材料因素:l m L大，即陡的液相線斜率；l 原始成分濃度高，C 0大；l 液相中溶質(zhì)擴散系數(shù) D L低；l K 01 時，K 0 小；K 01 時，K 0 大7、熱過冷及其對純金屬液固界面形態(tài)的影響純金屬液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)晶體生長的凝固界面通常為平直形態(tài)，其溫度低于平衡熔點溫度Tm，過冷度Tk提供凝固所必須的動力學(xué)驅(qū)動力，稱為“動力學(xué)過冷” 當(dāng)界面液相一側(cè)形成負溫度梯度時純金屬界面前方獲得大于T k 的過冷度。這種僅由熔體存在的負溫度梯度所造成的過冷，習(xí)慣上稱為“熱過冷”。純金屬在負溫度梯度下可發(fā)展為樹枝晶。 8、隨“成分過冷”程度增

31、大，固溶體生長方式： 平面晶 胞狀晶 胞狀樹枝晶(柱狀樹枝晶) 內(nèi)部等軸晶(自由樹枝晶) 9、成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l一0.1cm之間，隨著成分過冷的增大，發(fā)生：溝槽、不規(guī)則的胞狀界面、狹長的胞狀界面、規(guī)則胞狀態(tài)胞狀晶的生長方向垂直于固-液界面（與熱流相反與晶體學(xué)取向無關(guān)）。胞狀晶可認為是一種亞結(jié)構(gòu)。10、較寬成分過冷作用下的枝晶生長隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬胞晶凸起伸向熔體更遠處胞狀晶擇優(yōu)方向生長胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣短小的鋸齒狀“二次枝晶”（胞狀樹枝晶）在成分過冷區(qū)足夠大時，二次枝晶上長出“三次枝晶”11、自由樹枝晶形成條件等軸枝晶的存在

32、阻止了柱狀晶區(qū)的單向延伸，此后的結(jié)晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體內(nèi)部推進的過程。12、為什么成為樹枝晶的形態(tài) 晶體的表面總是由界面能較小的晶面組成，寬而平的面是界面能小的晶面，而棱與角的狹面為界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生長速度較快，長成等軸樹枝晶。 方向性較強的非金屬晶體，其平衡態(tài)的晶體形貌具有清晰的多面體結(jié)構(gòu)；方向性較弱的金屬晶體，其平衡態(tài)近乎球形。13、“外生生長”與“內(nèi)生生長”的概念 晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為“外生生長”。 平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于外生生長。 等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“內(nèi)生生長”。14、枝晶間距 枝晶間距：

33、指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。它是樹枝晶組織細化程度的表征。實際中，枝晶間距采用金相法測得統(tǒng)計平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d1、和二次分枝間距 d2兩種。枝晶間距?。杭毦娀Ч@著成分趨于均勻化顯微縮松、夾雜物細小且分散熱裂紋傾向小從而材料性能好15、規(guī)則共晶：粗糙粗糙界面金屬金屬，如: Pb-Sn ，Ag-Cu層片狀共晶金屬金屬間化合物，如: Al-Al3Ni棒狀共晶非規(guī)則共晶：粗糙光滑界面金屬非金屬，如: Fe-C , Al-Si共晶光滑光滑界面非金屬非金屬，如: 琥珀睛-茨醇共晶16、粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶 金屬-金屬共晶及金屬-金屬間化合物共晶多為第

34、類共晶，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀，或其中有一相為棒狀，因此稱為“規(guī)則共晶”。 規(guī)則共晶長大時，兩相彼此緊密相連，相互依賴生長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運動。這種長大方式稱之為“共生生長”。金屬-非金屬共晶屬于第類共晶體，長大過程往往仍是相互偶合的“共生”長大，但由于小晶面相（非金屬相）晶體長大具有強烈的方向性，且對凝固條件（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素）十分敏感，容易發(fā)生彎曲和分枝，所得到的組織較為無規(guī)則，屬于“不規(guī)則共晶”。 非金屬-非金屬屬于第類共晶體，長大過程不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物，也屬于“不規(guī)則共晶”。17、非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)1）有些非共晶成分的合金

35、在冷速較快時可以在TE以下溫度得到100的共晶組織，該區(qū)域稱之為共生區(qū)2）有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，既不出現(xiàn)100的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。 18、兩個組元熔點相近、兩條液相線基本對稱、兩相長大速度基本相同的非小晶面-非小晶面合金，容易形成對稱型共生區(qū)。19、非對稱型共生區(qū)原因：由于濃度起伏和擴散的原因，共晶成分附近的低熔點相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔點相更易于析出，其生長速度也更快。因此結(jié)晶時往往容易出現(xiàn)低熔點組元一側(cè)的初生相。為了滿足共生生長所需的基本條件，就需要合金液在含有更多高熔點組元成分的條件下進行共晶轉(zhuǎn)變。共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無

36、限緩慢的冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點E，合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進行結(jié)晶。20、離異生長與離異共晶的概念 在共晶轉(zhuǎn)變中也存在著合金液不能進入共生區(qū)的情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各自以不同的速度獨立生長，即兩相的析出在時間上和空間上都是彼此分離的，因而形成的組織沒有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結(jié)晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。 離異共晶分“晶間偏析型”和“暈圈型”兩種類型。21、晶間偏析型”離異共晶 （1）當(dāng)一相大量析出，而另一相尚未開始結(jié)晶時，將形成晶間偏析型離異共晶。（2）由另一相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長得較大，如另一相不能以初生相為襯

37、底而生核，或因液體過冷傾向大使該相析出受阻時，初生相就繼續(xù)長大而把另一相留在枝晶間。22、“暈圈型”離異共晶形成 兩相性質(zhì)差別較大的非小晶面小晶面共晶合金中能更經(jīng)常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長速度上的差別，第二相環(huán)繞著領(lǐng)先相表面生長而形成一種鑲邊外圍層的情況，此外圍層稱為“暈圈”。23、封閉型圈暈 如果領(lǐng)先相的固-液界面全部是慢生長面，會被快速生長的第二相暈圈所封閉，則兩相與熔體之間就沒有共同的生長界面，而只有形成暈圈的第二相與熔體相接觸，所以原先的領(lǐng)先相只能依靠原子通過暈圈的擴散進行，最后形成領(lǐng)先相呈球團狀結(jié)構(gòu)的離異共晶組織。球墨鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變是其典例。 如果領(lǐng)先相的固液界面

38、是各向異性的，第二相只能將其慢生長面包圍住，而其快生長面仍能突破暈圈的包圍并與熔體相接觸，則暈圈是不完整的。這時兩相仍能組成共同的生長界面而以共生方式進行偶合結(jié)晶?；诣T鐵中的片狀石墨與奧氏體的共生生長則屬此類。24、共晶團的形成 領(lǐng)先相富A組元的固溶體小球析出 界面前沿B組元原子的不斷富集 相固溶體在相球面上的析出 向前方及側(cè)面的熔體中排出A組元原子 相依附于相的側(cè)面長出分枝 相沿著相的球面與側(cè)面迅速鋪展 交替進行 形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心 25、“搭橋”方式：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個

39、層片重新生核。共生協(xié)同生長：兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，由于相前沿富B，而相前沿富A，擴散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因此橫向擴散速度比縱向大的多。共晶兩相通過橫向擴散不斷排走界面前沿積累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，齊頭并進地快速向前生長。26、片層距的調(diào)整 相片層中心處B原子擴散比-交界要困難得多此處B原子聚集而濃度升高相在此處推進的速度加快形成凹坑 B原子擴散越發(fā)困難新的相片層則在此處形成， 凝固速度越快，相應(yīng)的片層距就會越小。27、胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響）當(dāng)?shù)谌M元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過冷進一步擴大，胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶組織

40、，甚至還會導(dǎo)致共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。28、棒狀共晶生長 棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。形成棒狀共晶的一般條件：如果一相的體積分數(shù)小于1時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分數(shù)在 1/ 之間時，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。29、第三組元的影響 如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅引起一個組成相產(chǎn)生成分過冷。產(chǎn)生成分過冷相的層片在生長過程中將會越過另一相層片的界面而伸入液相中，通過搭橋作用，落后的一相將被生長快的一相割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀組織。30、非小晶面小晶面共晶合金的結(jié)晶 由于小晶面本身存在著

41、多種不同的生長機制，故這類共晶合金比非晶小面-非小晶面共晶合金具有更為復(fù)雜的組織形態(tài)變化，且對生長條件的變化也表現(xiàn)出高度的敏感。即使是同一種合金，在不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最具有代表性的是Fe-C 和A1-Si 兩種合金。31、合金固溶體凝固時的晶體生長形態(tài)) 不同的成分過冷情況b) 無成分過冷平面晶C) 窄成分過冷區(qū)間胞狀晶 d) 成分過冷區(qū)間較寬柱狀樹枝晶e) 寬成分過冷內(nèi)部等軸晶第五章1.鑄件的宏觀組織激冷晶區(qū)的晶粒細小;柱狀晶區(qū)的晶粒垂直于型壁排列，且平行于熱流方向.內(nèi)部等軸晶區(qū)的晶粒較為粗大;鑄件凝固過程 2.柱狀晶的特點是各

42、向異性，對于諸如磁性材料、發(fā)動機和螺旋漿葉片等這些強調(diào)單方向性能的情況，采用定向凝固獲得全部柱狀晶的零件反而更具優(yōu)點3. 柱狀晶區(qū)的形成u 柱狀晶區(qū)開始于穩(wěn)定凝固殼層的產(chǎn)生，而結(jié)束于內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成。因此柱狀晶區(qū)的存在與否及寬窄程度取決于上述兩個因素綜合作用的結(jié)果。如果在凝固初期就使得內(nèi)部產(chǎn)生等軸晶的晶核，將會有效地抑制柱狀晶的形成。 4. “成分過冷”理論.當(dāng)成分過冷大到足以發(fā)生非均質(zhì)生核時，便導(dǎo)致內(nèi)部等軸晶的形成。5. 為什么純金屬幾乎得不到等軸晶而溶質(zhì)濃度大的合金容易得到等軸晶呢? (無答案)6. 溶質(zhì)的偏析容易使晶體在與型壁的交會處產(chǎn)生“脖頸”，具有“脖頸”的晶體不易于沿型壁方向與其

43、相鄰晶體連接形成凝固殼, 另一方面，在澆注過程和凝固初期存在的對流容易沖斷“脖頸”，使晶體脫落并游離出去7. 枝晶熔斷及結(jié)晶雨理論u 生長著的柱狀枝晶在凝固界面前方的熔斷、游離和增殖導(dǎo)致了內(nèi)部等軸晶晶核的形成，稱為“枝晶熔斷”理論。 u 液面冷卻產(chǎn)生的晶粒下雨似地沉積到柱狀晶區(qū)前方的液體中，下落過程中也發(fā)生熔斷和增殖，是鑄錠凝固時內(nèi)部等軸晶晶核的主要來源，稱為“結(jié)晶雨”理論。8. 目前比較統(tǒng)一的看法是內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成很可能是多種途徑起作用。9. 鑄件宏觀結(jié)晶組織的控制u 思路: 晶區(qū)的形成和轉(zhuǎn)變乃是過冷熔體獨立生核的能力和各種形式晶粒游離、增殖或重熔的程度這兩個基本條件綜合作用的結(jié)果，鑄件中

44、各晶區(qū)的相對大小和晶粒的粗細就是由這個結(jié)果所決定的。凡能強化熔體獨立生核，促進晶粒游離，以及有助于游離晶的殘存與增殖的各種因素都將抑制柱狀晶區(qū)的形成和發(fā)展，從而擴大等軸晶區(qū)的范圍，并細化等軸晶組織。 10合理的澆注工藝u 澆注溫度. 合理降低澆注溫度是減少柱狀晶、獲得及細化等軸晶的有效措施。但過低的澆注溫度將降低液態(tài)金屬的流動性，導(dǎo)致澆不足和冷隔等缺陷的產(chǎn)生。 u 澆注方式 . 通過改變澆注方式強化對流對型壁激冷晶的沖刷作用，能有效地促進細等軸晶的形成。但必須注意不要因此而引起大量氣體和夾雜的卷入而導(dǎo)致鑄件產(chǎn)生相應(yīng)的缺陷11. 冷卻條件的控制u 控制冷卻條件的目的是形成寬的凝固區(qū)域和獲得大的過

45、冷，從而促進熔體生核和晶粒游離。小的溫度梯度GL和高的冷卻速度R可以滿足以上要求。但就鑄型的冷卻能力而言，除薄壁鑄件外，這二者不可兼得。 對薄壁鑄件，可采用高蓄熱、快熱傳導(dǎo)能力的鑄型對厚壁鑄件，一般采用冷卻能力小的鑄型以確保等軸晶的形成，再輔以其他晶粒細化措施以得到滿意的效果。懸浮澆注法可同時滿足小的GL與高的R的要求12懸浮澆注法是在澆注過程中將一定量的固態(tài)金屬顆粒加入到金屬液中，從而改變金屬液凝固過程，達到細化組織、減小偏析、減小鑄造應(yīng)力的目的的一種工藝方法。13懸浮澆注法的特點1) 顯著細化鑄件組織，提高力學(xué)性能，改善鑄件厚大斷面力學(xué)性能均勻性； 2) 減小凝固收縮，使冒口減小1535%

46、； 3) 減少縮松，提高鑄件致密性； 4) 減小鑄造應(yīng)力，減小鑄件熱裂傾向； 5) 改善宏觀偏析； 6) 提高凝固速度，改善鑄型受熱狀況； 7) 可以實現(xiàn)澆注過程合金化。14技術(shù)原理： 通過加入金屬顆粒與金屬液的物理化學(xué)、晶體學(xué)和熱作用，強制金屬液生核，并改變鑄型中金屬液的溫度分布，從而改變金屬凝固方式。 適用范圍： 各種鑄鋼件、鑄鐵件、及有色合金件。 不需要特殊設(shè)備，僅要求簡單輔助工裝。15. 孕育處理是澆注之前或澆注過程中向液態(tài)金屬中添加少量物質(zhì)以達到細化晶粒、改善宏觀組織目的的一種工藝方法。 u 孕育( Inoculation)主要是影響生核過程和促進晶粒游離以細化晶粒；而變質(zhì)（Modi

47、fication）則是改變晶體的生長機理，從而影響晶體形貌。變質(zhì)在改變共晶合金的非金屬相的結(jié)晶形貌上有著重要的應(yīng)用，而在等軸晶組織的獲得和細化中采用的則是孕育方法。 16. 孕育劑作用機理的兩類觀點u 孕育主要起非自發(fā)形核作用. 孕育劑含有直接作為非自發(fā)生核的物質(zhì) ; 孕育劑能與液相中某些元素反應(yīng)生成較穩(wěn)定的化合物而產(chǎn)生非自發(fā)生核 ;在液相中造成很大的微區(qū)富集而迫使結(jié)晶相提前彌散析出而生核 17. 孕育衰退（孕育效果逐漸減弱）u 幾乎所有的孕育劑都有在孕育處理后一段時間出現(xiàn)孕育衰退現(xiàn)象，因此孕育效果不僅取決于孕育劑的本身，而且也與孕育處理工藝密切相關(guān)。u 一般處理溫度越高，孕育衰退越快，在保證

48、孕育劑均勻散開的前提下，應(yīng)盡量降低處理溫度。u 孕育劑的粒度也要根據(jù)處理溫度、被處理合金液量和具體的處理方法來選擇。 18. 鑄型振動u 在凝固過程中振動鑄型可使液相和固相發(fā)生相對運動，導(dǎo)致枝晶破碎形成結(jié)晶核心。離心鑄造時若周期改變旋轉(zhuǎn)方向可獲得細小等軸晶，說明液相和固相發(fā)生相對運動所起的細化晶粒作用。u 振動還可引起局部的溫度起伏，有利于枝晶熔斷。振動鑄型可促使“晶雨”的形成19采用機械攪拌、電磁攪拌或氣泡攪拌均可造成液相相對固相的運動，引起枝晶的折斷、破碎與增殖，達到細化晶粒的目的。 連鑄過程采用電磁攪拌的主要作用是提高連鑄坯的質(zhì)量，例如去除夾雜物、消除皮下氣泡、減輕中心偏析、提高連鑄坯的

49、等軸晶率。在澆鑄斷面較大的鑄坯以及澆鑄質(zhì)量要求較高時，電磁攪拌技術(shù)便成為首選。 20流變鑄造這種細小圓整的半固態(tài)金屬漿液由于具有較好的流動性而容易成形。因為它的溫度遠低于液相線溫度，所以對于黑色金屬的壓鑄件來說，能大大減輕金屬對模具的熱沖擊，提高壓鑄模具的壽命，擴大黑色金屬壓鑄的應(yīng)用范圍21. 熔池凝固條件l 體積小、冷速快 . 由于冷卻快，溫度梯度大，致使焊縫中柱狀晶得到充分發(fā)展。這也是造成高碳、高合金鋼以及鑄鐵材料焊接性差的主要原因之一u 溫差大、過熱度高. 熔池金屬中不同區(qū)域因加熱與冷卻速度很快，熔池中心和邊緣存在較大的溫度梯度，例如，對于電弧焊接低碳鋼或低合金鋼，熔池中心溫度高達210

50、02300，而熔池后部表面溫度只有1600左右，熔池平均溫度為1700100。由于過熱溫度高，非自發(fā)形核的原始質(zhì)點數(shù)大為減少，這也促使焊縫柱狀晶的發(fā)展。u 動態(tài)凝固過程 . 處于熱源移動方向前端的母材不斷熔化，連同過渡到熔池中的熔融的焊接材料一起在電弧吹力作用下，對流至熔池后部。隨著熱源的離去，熔池后部的液態(tài)金屬立即開始凝固。因此，凝固過程是連續(xù)進行并隨熔池前進。u 液態(tài)金屬對流激烈 . 熔池中存在許多復(fù)雜的作用力，如電弧的機械力、氣流吹力、電磁力，以及液態(tài)金屬中密度差，使熔池金屬產(chǎn)生強烈的攪拌和對流，在熔池上部其方向一般從熔池頭部向尾部流動，而在熔池底部的流動方向與之正好相反，這一點有利于熔

51、池金屬成分分布的均勻化與純凈化。22. 熔池結(jié)晶特征u 聯(lián)生結(jié)晶 . 在熔池中存在兩種現(xiàn)成固相表面：一種是合金元素或雜質(zhì)的懸浮質(zhì)點（在正常情況下所起作用不大）；另一種就是熔池邊界未熔母材晶粒表面，非自發(fā)形核就依附在這個表面，在較小的過冷度下以柱狀晶的形態(tài)向焊縫中心生長，稱為聯(lián)生結(jié)晶(也稱外延生長)。 u 柱狀晶生長方向與速度的變化 . 典型的焊接熔池形狀像不標(biāo)準(zhǔn)的半橢球。熔池的形狀和大小，受母材的熱物理性質(zhì)、尺寸和焊接方法以及工藝參數(shù)等因素的影響。焊接速度增大, L增加, Bmax減小. 熔池凝固組織形態(tài)的多樣性. 隨著成分過冷的進一步加大，樹枝晶生長的方式逐漸占主導(dǎo)地位，在到達熔池尾端結(jié)束凝

52、固時，成分過冷度最大，有可能形成等軸樹枝晶區(qū)。23. 熔池結(jié)晶組織的細化通過提高形核率和抑制晶粒長大兩個方面 u 1變質(zhì)處理 通過焊接材料向熔池加入一定量的合金元素(如B、Mo、V、Ti、Nb等) , 作為熔池中非自發(fā)晶核的質(zhì)點,從而使焊縫晶粒細化。u 2振動結(jié)晶 采用振動的方法來打斷正在成長的柱狀晶，增大晶粒游離傾向，達到細化晶粒的目的。振動方式主要有機械振動、超聲振動和電磁攪拌。3焊接工藝 采用恰當(dāng)?shù)暮附庸に嚧胧?，也可改善熔池凝固結(jié)晶。主要方法是小線能量、多層焊和錘擊焊道表面等第七章1、焊接或熔煉過程中，液態(tài)金屬會與各種氣體發(fā)生相互作用，從而對焊件或鑄件的性能產(chǎn)生影響。深入了解氣體的來源及

53、其與金屬的相互作用機制，對于控制金屬中氣體的含量，提高鑄件或焊件的質(zhì)量至關(guān)重要。2、焊條藥皮、焊劑、焊芯的造氣劑高價氧化物及有機物的分解氣體母材坡口的油污、油漆、鐵銹、水分空氣中的氣體、水分保護氣體及其雜質(zhì)氣體3、有機物的分解和燃燒酸性焊條藥皮中有機物的含量較高焊條藥皮中的淀粉、纖維素、糊精等有機物（造氣、粘接、增塑劑）4、堿性焊條藥皮中碳酸鹽的含量較高。5、堿性焊條焊接時，氣相中H2和H2O的含量很少，故稱“低氫型”；酸性焊條焊接時氫含量均較高，其中纖維素型焊條的最大。6、材料的蒸發(fā)焊接過程中，除了焊接材料和母材表面的水分發(fā)生蒸發(fā)外，金屬元素和熔渣的各種成分在電弧高溫作用下也會發(fā)生蒸發(fā)，形成

54、相當(dāng)多的蒸氣。（1）金屬材料中Zn、Mg、Pb、Mn（2）氟化物中AlF3、KF、LiF、NaF極易蒸發(fā)后果：合金元素的損失；產(chǎn)生焊接缺陷；增加焊接煙塵，污染環(huán)境，影響焊工身體健康。7、氣體的分解p 簡單氣體（指N2、H2、O2、F2等雙原子氣體）的分解；p 復(fù)雜氣體（指CO2和H2O等）的分解，分解產(chǎn)物在高溫下還可進一步分解和電離。8、鑄造過程中的氣體來源鑄造時的氣體主要來源于熔煉過程、澆注過程和鑄型。（1）熔煉過程氣體主要來自各種爐料、爐氣、爐襯、工具（2）澆注過程澆包未烘干，鑄型澆注系統(tǒng)設(shè)計不當(dāng)，鑄型透氣性差，澆注速度控制不當(dāng)，型腔內(nèi)的氣體不能及時排除等，都會使氣體進入液態(tài)金屬。（3）鑄型來自鑄型中的氣體主要是型砂中的水分。即使烘干的鑄型在澆注前也會吸收水分，并且粘土在液態(tài)金屬的熱作用下其結(jié)晶水還會分解。此外，有機物（粘結(jié)劑等）的燃燒也會產(chǎn)生大量氣體。9、氣相平衡與鑄型內(nèi)氣體的成分鑄型內(nèi)氣體的成分隨造型材料、溫度、澆注后的時間而變化。一般鑄型內(nèi)氣體的成分為H2、CO、CO2、O2，在含氮的樹脂砂鑄型中還有少量的N2。粘結(jié)