材料成形基本原理（第3版）（上）课件：单相合金凝固.pptx

单相合金凝固;第4章所讨论液-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（除二元合金的共晶点、包晶点等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，且随凝固的进行由于液相成分的变化，也在发生改变。

合金凝固大多为多相组织（除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。;第一节凝固过程溶质再分配

第二节合金凝固界面前沿的成分过冷

第三节成分过冷对合金单相固溶体结晶形态影响

第四节界面稳定性动力学分析(若课时不够由同学自学)

第五节枝晶间距;第一节凝固过程溶质再分配;1、溶质平衡分配系数（K0）;K0的物理意义：

对于K0＜1，K0越小，固相线、液相线张开程度越大，固相成分开始结晶时与终了结晶时差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。因此，常将∣1-K0∣称为“偏析系数”。;2、液-固界面局部平衡假设;溶质再分配的四种情况分析;（一）平衡凝固条件下的溶质再分配;;（二）液相充分混合均匀时的溶质再分配;;随着固相分数（fS）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。

当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相（杠杆原理），甚至达到共晶温度TE时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。;（三）液相只有有限扩散时的溶质再分配;当时，CL(x’)降到

时

称为溶质富集层的“特征距离”。;曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数DL、分配常数K0影响，R越大，DL越小，K0越小，则在固-液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。;(四)液相中部分混合时的溶质再分配;考虑液相部分混合达稳态时C*S及C*L值：

因在???定态凝固时排出的溶质量等于扩散走的溶质量，

所以：;液相部分混合达稳态时C*s及C*L值：;;第二节合金凝固界面前沿的成分过冷;一、“成分过冷”条件和判据;;;二、“成分过冷”的过冷度;第三节“成分过冷”对合金单相固溶体

结晶形态的影响;一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响;当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于ΔTk的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的热过冷，使纯金属发展为树枝晶。;二、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律;三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌;随界面前成分过冷区逐渐加宽

胞晶凸起伸向熔体更远处

胞状晶择优方向生长

胞状晶的横断面出现凸缘

短小的锯齿状“二次枝晶”

胞状树枝晶柱状树枝晶

;;五、自由树枝晶的生长;1、自由树枝晶形成条件;2、等轴树枝晶的形态(小平面与非小平面);3、“外生生长”与“内生生长”的概念;第四节界面稳定性动力学分析;扰动分析的基本假设：;当＞0，随时间而增长，即扰动加剧而界面变得不稳定。;在干扰波长很大时，再次降低为负值，界面又趋于稳定；;项为界面张力产生的毛细作用力（——稳定界面作用）与界面扰动驱动力之比值:

如果趋于0（，即成分过冷临界点），界面失稳的最小波长趋于无穷大，即为平界面;

;界面不稳定形貌的最小波长(临界值)正比于扩散长度(，相当于特征距离）与毛细长度（）的几何平均数。;从总体上看，在通常的单向凝固条件下，随的增大，凝固界面形态的变化趋势为“平面→胞状→树枝状”；

而在快速凝固条件下，随的增大，界面形态的变化趋势又反过来为“树枝状→胞状→平面”；计算表明，通常在102~103mm/s范围。;第五节枝晶间距;;稳态凝固阶段，在工艺因素不变情况下，一旦合金一次枝晶间距确立，凝固过程中将不会发生改变。然而，若当合金凝固的工艺因素发生改变，将发生调整。;一次枝晶间距减小的方式;凝固速率及温度梯度对Al-1%Ti合金定向凝固组织的作用：

(a)(b):R=8.30mm/s,G=2.20K/mm；

(c)(d):R=8.30mm/s,G=5.28K/mm；

(e)(f