1、金属材料组织和性能控制原理和方法 加工（应变）硬化和退火处理 凝固原理及其应用 一、加工（应变）硬化和退火处理 强化金属和合金的技术较多，如增加位错密度、减小晶粒尺寸、合金化等等。本节将了解以下内容：如何使用冷作加工工艺来提高金属和合金的性能，冷作加工实质上是把金属材料变形和强化同步进行的一种工艺方法。而热作加工则没有强化作用。通过退火热处理工艺可以改善冷作加工工艺引起的塑性降低和硬度增加问题。冷作加工导致的加工硬化机理，是由于位错密度增加而引起的。人们可以通过材料加工工艺和热处理工艺的结合使用，不仅能够把材料加工成有用形状的构件，而且还能够控制和改善其力学性能。本节讨论的问题尤其适于金属及其
2、合金材料。应变硬化（通过位错增殖实现）首先需要材料具有可延展性。如果把应变硬化作为强化材料的手段，那么也必须同时克服加工过程中因应变硬化而带来的一些问题。例如，我们在拉拔线材或者挤压管材时，就会发生应变硬化，此时我们就必须保证材料具有可接受的塑性。而在轿车和卡车制造中，要使用钢板冲压出外形美观的汽车框架，此时使用的钢板就必须能够在冲压时容易延展并易于弯曲，而冲压后的汽车框架则必须具有足够的强度，能够承受轻微颠簸和大的冲击载荷。此时应变硬化就能够使产品强度提高。此外，为了保证了汽车框架的抗撞击性能，还必须使钢板在发生碰撞时具有迅速的应变硬化能力。此外，大家关心聚合物、玻璃和陶瓷材料是否具备加工硬
3、化的能力。研究表明，热塑性聚合物在变形时具有应变硬化的能力。但其应变硬化的机理和金属完全不同。大多的脆性材料如玻璃和陶瓷材料的强度则取决于其中的裂纹和裂纹-尺寸分布，因此玻璃和陶瓷加工硬化能力很差。下面我们从金属材料的应力-应变曲线开始来探讨加工硬化问题。1、冷作加工和应力-应变曲线的关系图 8-1（a）为塑性金属材料的应力 -应变曲线。如果材料的外加应力 1 大于屈服强度 y，则材料会发生永久变形或者应变。当外加载荷卸除，就会产生 1 的应变。如果对已经预加了 1 应力的金属材料重新进行拉力试验，就会得到图 8-1（b ）的应力-应变曲线。而此时，材料开始变形或者屈服的应力则变为 1。由此，
4、把流动应力（屈服应力）定义为预变形材料开始塑性变形时的应力。因此， 1 此时就是材料的流动应力。如果继续对材料施加 2 的应力，然后卸载，再重新对该材料进行拉伸试验，则此时材料的流动应力就会变为2。只要我们每次施加一个更高的应力，材料的流动应力和拉伸强度就会增加，而塑性则下降。最终材料会被强化到流动应力、拉伸强度和断裂强度相等，而塑性为零，如图 8-1（c） 。此时，金属材料不会再发生塑性变形。图 8-1（d ）和（e ）展示了材料的 回弹（弹性后效现象） 。因此，通过对金属材料施加超过屈服强度的应力我们就能够使其发生应变硬化；或者说，在对金属材料进行冷作加工时，在材料变形的同时，也使材料发生
5、了加工硬化。这就是许多制造技术如线材拉拔技术的基础。图 8-2 图示说明了几种冷作加工（也可进行热作加工）的材料制造技术。后面我们会谈及热作加工和冷作加工的区别。许多制造技术实质上就是变形和加工硬化同时进行的冷作加工过程，如图 8-2。 可以看到，轧制是生产金属板材、箔材的冷作技术。锻造则是使金属材料在模腔中变形，从而生产出形状比较复杂的承力构件如汽车曲轴、连杆等。拉拔技术则是将金属棒坯从一个模腔中拉出使其形成线材和丝材等。挤压技术则是使材料被推进模腔使其变形为截面均匀的产品如棒材、管材和铝合金门窗用的型材等。此外，深冲压技术则可以用来生产铝合金饮料罐等。总而言之，冷作加工技术是金属材料强化成
6、型技术的有效途径手段，但该技术也存在材料塑性变差的问题。如果一根线材如电线铝芯，反复弯折，就会使其越来越硬，最终会硬化断裂，这就是加工硬化现象。加工硬化原理被用于制造许多产品，尤其是那些不在非常高的温度下使用的产品。如铝合金饮料罐，它在加工过程中，可以使其强度增加 70%。应变硬化指数 n金属材料对冷作加工的响应度（灵敏度）可以用应变硬化指数 n 来表征。如图 8-3，在对数坐标系中，n 是真实应力-应变曲线中塑性变形部分的斜率，or (1) 式中，K 叫做强度系数，它是常数，它是 t=1 时的应力。对于 HCP 金属来说，n 值较低，而 BCC 金属则较高，FCC金属则更高。如表 8-1 所
7、示。应变硬化指数低的金属，则其冷作加工性能就差2、冷作变形程度和性能的关系通过控制材料的塑性变形总量，我们就能控制应变硬化。通常，定义冷作加工变形程度来衡量材料的变形总量，（2）式中，A0 是金属的原始截面积， Af 是金属变形后的最终截面积。冷作加工对于纯铜力学性能的影响见图 8-5。随着冷作加工程度的增加，材料的屈服和拉伸强度增加，但塑性下降直至接近零。如果冷作加工程度太大，则金属会发生断裂。因此，每种金属都有一个最高冷作加工总变形量，超过则会发生脆断。冷作加工组织在冷作加工或者热作加工中，通常会得到沿着外加应力方向被拉长的晶粒。其常见显微组织见图 8-7。3、退火冷作加工是一种非常有用的
8、强化手段，它通过拉拔、扎制和挤压等方法为材料成型提供了良好的实现途径。但是，冷作加工也会带来不期望的问题，如材料塑性变差、存在残余应力等。由于冷作加工硬化产生的根源是材料中的位错密度增加而形成的，那么我们就可以认定，任何能够使冷作材料中位错排列改变或者消除的方法度应该能够消除冷作加工带来的影响。退火处理就是用来消除或部分去除冷作加工带来的影响的一种热处理工艺。低温退火可以去除冷作加工产生的残余应力，而且对材料的机械性能不会产生影响。而高温退火则可以用来完全消除冷作加工材料中的加工硬化现象，退火后的工件硬度低，塑性好，而且表面质量和尺寸精度都很好。而工件在退火处理后，还可以进行再次冷作加工。材料
9、经过多次反复的冷作加工和退火处理后，就可以实现材料的大程度变形。 在材料的退火过程中，可能存在三个组织转变阶段。图 8-14 就是黄铜退火时的三个阶段对黄铜材料性能的影响情况。回复阶段材料的冷作加工原始组织是由变形晶粒组成，晶粒中包括大量纠缠的位错。当对金属开始加热，附加的热能会让位错运动并形成多边化亚晶粒结构的边界。此时，材料中的位错密度实际上并没有改变，这种低温退火处理能够消除冷作加工产生的残余应力，但没有使位错密度发生变化。因此，叫做回复阶段。由于材料的位错密度在恢复过程中没有减少，所以金属的力学性能也基本上没有改变。但是，位错的重新排列和组合是材料中的残余应力得以消除或者部分消除，所以
10、，回复也叫做去应力退火。再结晶阶段当冷作金属材料被加热到某一特定温度之上时，迅速的回复消除了残余应力并形成多边化位错亚晶结构。新的细小晶粒就会在就会在多边化亚晶界上形核，并使大多数位错消失，如图 8-15。此时，位错数量大幅减少，所以再结晶金属强度低但塑性高。把具有非常低的位错密度的新晶粒产生时的温度就叫金属的再结晶温度。而冷作加工材料通过加热形成新晶粒的过程，就是再结晶。晶粒长大阶段在较高的退火温度下，回复和再结晶都会迅速发生，生成再结晶的细晶组织。如果此时温度足够高，晶粒就会开始长大，位向有利的晶粒会“吃掉”小晶粒，如图 8-16。这种现象，就叫做晶粒长大。以图 8-14 中Cu-Zn 合
11、金为例，在冷作材料退火时，一般不期望出现晶粒长大现象。需要注意，几乎所有的材料在高温下都会出现晶粒长大现象，而再结晶或者回复并不是晶粒长大的必要条件。4、热作加工不光冷作加工，热作加工也可以使金属成型为期望形状的构件。热作加工就是在金属的再结晶温度以上的某一温度使金属发生塑性变形。在热作加工过程中，金属材料会发生连续的的再结晶现象，如图 8-19。热作加工在金属变形成型时不会产生强化现象，因此，其变形总量可以是无限度的。一个非常薄的钢板可以通过连续的变形后被热轧为钢皮，在多次热轧过程中，前边的轧制工序可以在远高于再结晶温度的温度下进行扎制，此时金属材料的强度较低；而最后一道工序则把轧制温度刚好
12、控制在再结晶温度以上，并通过大比例变形最终得到细晶组织。热作加工适合于大零件、大板材的成型。二、凝固原理及其应用制备材料的所有加工技术中，凝固技术也许是最重要的。所有的金属材料，以及许多陶瓷、无机玻璃和热塑性聚合物，在加工过程中的某一工序都会处于液态或者熔融态。就像水结晶成冰，只要熔化的材料从高温冷却到其凝固温度以下，就会产生凝固现象，晶体材料的原子排列会从短程有序（SRO）转变为长程有序（LRO） 。晶体材料的凝固需要两步： 首先在液相中形成超细雏晶（籽晶） ，一种被称作晶核的固相。其次，超细的固相晶核吸附液相中的原子通过堆积的方式开始长大，直至液相被消耗殆尽。而一些材料，如无机硅酸盐玻璃，
13、则会变成一种没有长程有序的状态的固相，即非晶态。许多聚合物则会在凝固时和加工过程中可能会形成具有部分结晶度的材料。金属、聚合物和陶瓷材料的凝固过程非常重要，因为它直接影响到材料的性能。前面我们介绍了金属材料的应变强化及其成型技术，同时了解了晶粒尺寸对金属材料强度的重要作用。本节我们会了解纯金属的凝固原理，而合金及更复杂成分材料的凝固问题，将会在后面述及。1、凝固技术重要性能够利用火去生产、熔化、铸造金属如铜、青铜和钢等，的确是人类进化史上的里程碑。利用火来去除金属中的矿物杂质来获得金属和合金直接促进工具及其它产品的生产。几千年后的今天，凝固技术依然被认为是最重要的制造技术之一。成千百万吨的钢、
14、铝合金、铜和锌都是通过凝固技术来生产的。凝固技术也用于制造特定用途的部件如铝合金汽车轮毂。凝固是生产金属坯锭、铸锭的一道重要工序，铸锭或者坯锭再经过热作工艺或者冷作工艺最终变成板材、线材、棒材和带材等，凝固技术也被应用于金属连接技术。我们也应用凝固技术制造无机玻璃，如硅酸盐玻璃就是采用浮法技术进行生产的。高质量的光纤和玻璃纤维等也是通过熔融玻璃的凝固来生产的。在无机玻璃的凝固过程中，会得到非晶态材料。在玻璃纤维的生产过程中，我们首先铸成非晶态玻璃材料，然后通过热处理使其结晶以提高材料的强度。许多热塑性塑料如聚乙烯、PVC 等就是通过与熔化和凝固技术相关的工艺被制造成诸如纤维、管材、玩具和器皿等
15、。因此，凝固是一门极其重要的技术，被用来控制液相法制造的产品和工具的性能。下面首先讨论凝固过程中的形核和生长。2、形核从凝固角度看，术语形核是指从熔融材料中形成的首批纳米尺度的晶体。例如，当水开始结冰时，首先会形成称之为晶核的纳米尺度的晶体。从宽泛的角度看，术语形核指的是一种相在另一种相中形成的起初阶段。当蒸汽冷凝成液相，冷凝开始时出现的纳米尺度的液滴就是晶核。随后会看到，在许多体系中，一种固相晶核如会在另一种固体材料如中形成晶核，即固相转变。而这种现象在大多数工程材料中会常常发生。此时，材料没有熔化。因此，尽管我们从凝固角度讨论形核，但也必须认识到形核现象是普遍存在的，而且与相转变直接相关。
16、当材料从液态刚好冷却到凝固温度以下时，材料会凝固。这是由于此时固态晶体结构的能量要低于液相。液、固相间的能量差（即单位体积的自由能差 ）就是凝固的驱动力。当固相形成时，同时会形成固-液界面，如图 9-2。与界面相关的是表面自由能 SL。形成固相越大，表面能就越大。因此，体系总的自由能变化（见图 9-3）可以表达为，（9-1）式中， 是半径为 r 的球状固相体积； 是球状固相的表面积； SL 是液-固界面的表面自由能； 是单位体积的自由能变化，是负值，因为此时假定相转变在热力学上是可行的。注意， SL 与 r 弱相关，所以假定是常数；而 也和 r 无关。一个晶胚就是由液相中原子团簇聚形成的固相小
17、颗粒。晶胚是不稳定的，它或者成长为晶核，或者重新溶解。在图 9-3 中，上面曲线是总的表面自由能（ ）的抛物线形变化，下面曲线则是总的体积自由能（ ）变化曲线，中间曲线则表明了体系总的自由能变化情况。在液相和固相处于平衡的温度（即凝固温度）时，固相自由能和液相自由能相等，此时，总的体系自由能会是正的。而当固相非常小，如当其半径小于临界晶核半径时，如图 9-3，进一步生长会使体系总的自由能增加。临界晶核半径就是在固相颗粒稳定并开始长大前，通过液相中的原子团簇聚集而必须形成的最小固相晶体尺寸。但此时，晶胚不会长大，它倾向于重溶，以降低体系自由能。因此，这时大部分材料处于液态，只有一小部分处于晶相。
18、 在凝固温度下，晶胚在热力学上是不稳定的。那么，晶胚如何长大呢？晶胚的形成是一个随机过程，许多晶胚形成，然后重溶。如果偶尔一个形成晶胚的半径大于 ，则进一步的生长会使体系自由能降低。此时，晶胚变得稳定并且能够维持，这时形核过程便开始，固相颗粒开始长大，此时的晶胚就叫做晶核。在热力学熔化温度或者凝固温度时，形成稳定可维持晶核的可能性微乎其微。因此，凝固并没有从凝固温度时开始。如果体系温度继续降低到平衡凝固温度以下，则液相的热力学不稳定性会持续增加，此时液相会转变为固相。由于液体温度低于凝固温度，此时认为液体处于过冷状态。而过冷度就是平衡凝固温度减去液体的实际温度。当过冷度增加，液相中固相生成的热
19、力学驱动力就能够克服生成液-固界面的阻力。这种现象在许多其它的相转变过程中也能够观察到。当 相转变为 相时，体系必须冷却到低于热力学相转变温度（此时， 相和 相的自由能相等）以下。当液态水转变为蒸汽（即沸水） ，则会在水中形成气泡。但是为了完成这个相转变，我们必须把液相水过热到沸点温度以上。因此，凝固需要过冷液相，而沸腾需要过热液体。均质形核当液相冷却到平衡凝固温度以下时，有两种因素都利于形核：首先，由于原子会逐步失去其热能，已形成原子团簇增大的可能性加大。其次，液、固相间更大的体积自由能差使临界晶核半径 减小。当过冷大到足够形成稳定晶核的时候，均质形核就会发生。临界晶核半径可表示为， （9-
20、2）式中， 是结晶潜热结晶潜热，表示液固转变时释放的热；Tm 为平衡凝固温度（单位 K） ； ，T 是液相温度。当过冷增加，临界晶核半径会减小。表 9-1 给出了一些材料的 SL、 值以及实验方法测定的均质形核的典型过冷度。异质形核从表 9-1 可以看到，水如果通过均质形核结成冰，则必须将水温降至凝固点 0以下，至-40（过冷度 40） ，才会发生凝固。除了实验条件下的受控试验外，液相中的均质形核从来都不会发生。相反，与液相接触的杂质，不管是悬浮在液体中的，还是附在容器壁上的，都会提供固相形核的表面，如图 9-4。此时，形成固相的曲率半径要大于通过液固相间很小的总表面而形成的固相的临界半径，此
21、时只需要少量的原子聚集就可以形成需要曲率半径的固相颗粒，而达到临界尺寸所需的过冷度要小得多。因此，形核就会更加容易发生。在预先存在的表面上进行的形核就叫做异质形核。异质形核过程取决于形核相和形核表面间的接触角 。在固相转变中也存在同样的情况。形核速率形核速率就是单位时间形成的晶核数量，它是温度的函数。在凝固发生前，即凝固温度以上时，形核肯定不会发生，此时形核率是 0。当温度下降，形核驱动力增加。随着温度的进一步下降，原子扩散会变慢，从而使形核过程变慢。因此，形核速率（I）会在低于凝固温度以下的某一温度达到最大值，如图 9-5。在异质形核时，形核速率由形核剂的加入量决定。通过预计形核速率和生长速
22、度，我们既能够预测整个相转变的速度。形核控制在金属、合金、有机玻璃，以及其它工程材料的成型过程中非常重要。细晶强化当一种金属铸件凝固时，熔体中和型壁上的杂质在其凝固过程中会作为异质形核的基底。有时，我们有意识地引入形核颗粒到液相中，这样的做法就叫做晶粒细化或者孕育处理。把引入到熔体中的能够促进形核和细化晶粒的化学物质就叫做晶粒细化剂或者变质剂（孕育剂） 。例如，在许多铝合金熔体中，联合加入 0.03%Ti 和 0.01%B，就会形成Al3Ti 颗粒或者 TiB2 化合物，它们会作为异质形核的基底。晶粒细化或孕育处理会产生大量的晶粒，而每个晶粒则是由晶核开始长大的，由此而增加的晶界为金属材料的细
23、晶强化提供了直接支持。3、生长机制一旦一种相的固态晶核在液相或者另一种固相中形成后，生长就会开始。我们将主要讨论液相中的形核和生长。固相晶核生长的核心问题是熔化金属中的热排放问题。我们以熔化金属的铸造成型为例：选定一种近乎纯的金属而不是合金（合金凝固是在一个温度区间） 。在金属的凝固过程中，必须排放两种类型的热：液相的比热和结晶潜热。比热是单位质量的材料在温度变化 1时所需要的热量。凝固时，首先必须排除比热，要么通过热辐射进入周围环境，要么通过热传导进入型腔，直至液相降至凝固温度。这只是液相金属从浇注温度冷却至形核开始温度的一个简单过程。我们知道，熔化金属需要加热。相反，液相中生成固相，就会放
24、热，这种热就叫做结晶潜热（ ） 。在凝固完成前，结晶潜热必须从液-固界面排放出去。结晶潜热的排放方式决定了材料的生长机制和最终铸件的组织结构。平面生长当一种孕育良好的液相（即加入孕育剂的液相）冷却到平衡凝固温度以下时，此时不需要过冷，这是由于液相能够发生异质形核。因此，凝固界面（即固-液界面）前沿的液相温度高于凝固温度。而固相温度则等于或者低于凝固温度。在凝固过程中，结晶潜热通过传导从液-固界面排出。生长界面上的任何小的生长凸出都会被周围高于凝固温度的液相包围，如图 9-6。生长凸出会因此停止，直到其余的界面同步赶上。这种生长机制，就是平面生长。它是依靠一条平滑的液-固界面推进完成凝固。枝晶生
25、长当液相没有孕育，形核能力不足，液相就必须通过过冷来促使固相形核，如图 9-7。在这样的条件下，任何一个小的固相凸出，我们称之为枝晶，就会在凝固界面形成。该枝晶会由于凝固前沿的液相处于过冷而被激励生长。随着固相枝晶的生长，结晶潜热会被排放到周围的过冷液相中，使液相温度向凝固温度回升。而在主枝晶臂（一次枝晶臂）上还会生长出二次、三次枝晶臂来适应调整潜热的释放速率。枝晶生长一直继续到过冷液体温度回升到凝固温度而停止生长。剩余液相则以平面状方式凝固。平面生长和枝晶生长的出现是由于结晶潜热的不同排放方式造成的。在平面生长中，型壁必须吸收潜热；而在枝晶生长时，则是依靠过冷液体来吸收潜热。在纯金属中，枝晶
26、生长只是整个生长过程的小部分，其比例可由下式计算， （9-3）式中，c 是液相的比热。其中分子项代表了过冷液体能够吸收的热量，而分母项中的潜热则代表了凝固过程必须排放的热量。随着 的增加，枝晶生长加剧。如果液相被良好孕育，过冷度几乎为零，则生长主要按平面生长进行。固相生长的速率取决于冷却速度，或者热排放的速率。冷却速率越高，凝固速度越快，也就是说凝固时间越短。对于一个简单铸件，完全凝固时间 ts 可以通过 Chvorinov 公式计算， （9-4）式中，V 是铸件体积，代表凝固开始前必须排放的总热量；A 是与铸型接触的铸件表面积，它代表可以通过铸件进行热转移的表面；n 通常为 2；B 是铸型常
27、数，取决于金属和铸型的特性和初始温度。该定律说明了铸件几何形状和热转移条件间的关系：在形同条件下，小体积和相对大表面的铸件会冷却更快。凝固开始于表面，此时，热量被排放到周围的模型材料中。一个铸件的凝固速率可以用凝固表层厚度 d 的增长来表示， （9-5）式中，t 是浇注后的时间，ksolidification 对于给定材料和模型是常数，c1 是常数。对于组织和性能的影响凝固时间影响枝晶的尺寸。通常，枝晶尺寸通过测量二次枝晶臂间距来标定，如图 9-8。二次枝晶间距（SDAS）随着铸件冷却速度加快而减小。作为潜热传导的导体，网状枝晶组织越细，越发达，热传导效率就越高。二次枝晶间距（SDAS）与凝固
28、时间相关，（9-6）式中，m 和 k 是由成分决定的常数。几种金属的二次枝晶间距和凝固时间的关系见图 9-9。二次枝晶间距越小，强度越高，并且还对塑性有利，见图 9-10。快速凝固过程快速凝固可以得到具有特别细的二次枝晶间距的组织.常用方法就是使特别细小的液滴凝固成固态颗粒，该过程就叫做气体雾化法。凝固速率大约达 10E4/s 的细小液滴，生产的粉状颗粒的尺度范围约为 5-100m，这种冷却速度尚不足以形成金属玻璃，但的确能够产生具有超细枝晶结构的组织。如果把这些粉体材料通过粉末冶金方法使其致密，则会使材料的性能得到改善。由于这些颗粒自液相生成，许多复杂成分的合金就可以通过该工艺得到化学成分均
29、匀的颗粒。4、冷却曲线在某种程度上，我们可以通过研究冷却曲线来总结我们之前的讨论。冷却曲线表示材料（这里指纯金属）的温度随时间的变化关系，如图 9-11（a） 、(b)。液相在浇注温度时被浇入铸型，图中 A 点。浇注温度和凝固温度间的差距就是液相的过热度。从模型中排出比热，直至液相温度降至凝固温度，图中 B 点。如果液相没有被良好孕育，则必须过冷（B 点至 C 点） 。在凝固开始前，冷却曲线的斜率就是冷却速度， 。当形核开始（C 点） ，就会释放结晶潜热，液相温度回升。过冷液相由于型合金形核产生的温度增加，就叫做再辉（再炽）现象（C 点至 D点） 。凝固在金属凝固温度下（D 点至 E 点）等温
30、进行，此时连续凝固相中释放的潜热与冷却排出的热量相平衡。在 D 点和 E 点间的区域，温度是常数，该平台叫做热驻点（热平台） ，热驻点或者热平台的出现是由于结晶潜热的释放和冷却释放的热达到了平衡造成的。到 E 点，凝固结束，之后铸件从 E 点冷却到室温。如果液相被良好孕育，则凝固所需过冷一般非常小。只有非常精细地测量，才能在冷却曲线中观察到非常小的过冷和再辉现象。如果在液相中存在有效的形核质点，凝固就会从凝固温度开始，如图 9-11（b） 。潜热的释放能够使液相温度保持在凝固温度，直至所有的液相凝固为止。此时凝固生长是平面生长。铸件的凝固时间就是排放液体比热和结晶潜热所需要的时间。从浇注开始道
31、凝固结束时的时间可以使用 Chvorinov 公式计算。而局部凝固时间则是指从铸件中某一特定位置只是排放潜热所需要的时间，即凝固开始到凝固完成所需的时间。对于需要过冷的液相凝固和经过孕育液相的凝固来说，局部凝固时间（和总的凝固时间）差别甚微。5、铸造凝固组织通过铸造工艺方法生产构件，就是将熔化金属浇入模腔中，再使其凝固的方法，模腔的形状就是铸件的最终形状。也可以采用铸造方法生产形状简单的铸锭（坯锭） 。坯锭则需要在成型前经过较大程度的塑性变形。材料的宏观组织，有时就是指铸锭的组织，一般由三部分组成，如图 9-12。激冷晶区： 激冷区是在铸件表面形成的随机取向的晶粒薄层。在型壁附近的金属首先会凝
32、固，铸型表面为其凝固提供了异质形核基底。柱状晶区：柱状晶区晶粒细长，具有特定的结晶取向。当铸件中的热量通过铸型材料排出，激冷晶区的晶粒会沿逆热流方向生长，或者从铸件最冷区域向最热区域生长。这种倾向通常意味着晶粒是沿着垂直于型壁的方向生长。等轴晶区尽管柱状晶的生长可以继续到所有液相都发生凝固，但经常在铸件或者铸锭的中心区域还是会生成等轴晶区。等轴晶区包括了新的、随机取向的晶粒，这些晶粒通常是由于低的浇注温度、合金化元素、或者晶粒细化剂（或者孕育剂）而产生的。铸件开始凝固时产生的对流也可能冲刷激冷晶区的小晶粒使其脱落、或者使枝晶折断，这些也为中心区等轴晶的形成提供了异质形核基底。这些晶粒生长成为相
33、对园的、或者等轴的位相随机的晶粒，并使柱状晶生长停止。等轴晶区形成是一种形核控制过程，铸件中的等轴晶部分会呈现各向同性。6、凝固缺陷在凝固过程中会产生许多缺陷，其中缩孔和缩松需要特别关注。如果铸件中包括许多空洞，则铸件如涡轮叶片在承力场合下容易发生突然断裂。缩孔 ：几乎所有材料固态时的致密度都要大于液态。在凝固过程中，材料会发生收缩，有的材料如铝的收缩率可高达 7%。通常，如果凝固开始于铸件的所有表面，则会产生许多缩孔；如果其中一个面的凝固比其它面慢得多，则会产生缩管缺陷，如图 9-13。克服缩孔和缩管的有效方法就是放置冒口。气孔 ：大多数金属液态时的气体溶解度要远大于其固态时的气体溶解度。如果发生凝固，原先液相中溶解的气体如铝液中的氢，则只有一小部分会溶在固相晶体结构中，而多余的气体如来不及析出，就会形成气泡而留在固体金属中。防止气孔缺陷的方法之一就是采用气体浮游法精炼金属液。 7、铸造技术简介图 9-15 归纳了数十种铸造技术中的四种铸造工艺过程简图。8、连续铸造、坯锭铸造和单晶生长
