第二章纯金属的结晶解析.ppt

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1、第二章第二章 纯金属的结晶纯金属的结晶u物质由液态到固态的转变过程称为凝固。物质由液态到固态的转变过程称为凝固。u如果液态转变为结晶态的固体，这个过程称为结晶。如果液态转变为结晶态的固体，这个过程称为结晶。u金属及合金的生产、制备一般都要经过熔炼与铸造，通过金属及合金的生产、制备一般都要经过熔炼与铸造，通过熔炼，得到要求成分的液态金属，浇注在铸型中，凝固后熔炼，得到要求成分的液态金属，浇注在铸型中，凝固后获得铸锭或成型的铸件，铸锭再经过冷热变形以制成各种获得铸锭或成型的铸件，铸锭再经过冷热变形以制成各种型材、棒材、板材和线材。型材、棒材、板材和线材。u金属及合金的结晶组织对其性能以及随后的加工

2、有很大的金属及合金的结晶组织对其性能以及随后的加工有很大的影响，而结晶组织的形成与结晶过程密切相关。影响，而结晶组织的形成与结晶过程密切相关。第一节第一节 金属结晶的现象金属结晶的现象图 结晶示意图图图 纯铁的冷却曲线纯铁的冷却曲线u从从温温度度时时间间曲曲线线（冷冷却却曲曲线线）可可见见，纯纯金金属属结结晶晶有有两两个个宏宏观观现现象象：过过冷冷和和恒温恒温。u纯纯金金属属的的实实际际凝凝固固温温度度Tn总总比比其其熔熔点点Tm低低，这这种种现象叫做过冷。现象叫做过冷。uTm与与Tn的的差差值值T叫叫做做过过冷冷度。度。结晶的过冷现象：结晶的过冷现象：2.1.1结晶过程的宏观现象结晶过程的宏

3、观现象u不不同同金金属属的的过过冷冷倾倾向向不不同同，同同一一种种金金属属的的过过冷冷度度也也不不是是恒恒定定值值，它它将将随随实实验验条条件件而而变变。冷冷却却速速度度增增大大，会会使使金金属属凝凝固固时的过冷度增大。时的过冷度增大。u过冷是金属凝固的必要条件。过冷是金属凝固的必要条件。u金金属属由由液液体体冷冷凝凝成成固固体体时时要要放放出出凝凝固固潜潜热热，如如果果这这一一部部分分热热量量恰恰好好能能补补偿偿系系统统向向环环境境散散失失的的热热量量，凝凝固固将将在在恒恒温温下下进进行。行。u纯金属结晶的两个宏观现象就是纯金属结晶的两个宏观现象就是过冷和恒温。过冷和恒温。u结晶潜热结晶潜热

4、u相相变变潜潜热热：1mol1mol物物质质从从一一个个相相转转变变为为另另一一个个相相时，伴随着放出或吸收的热量称为相变潜热。时，伴随着放出或吸收的热量称为相变潜热。u熔熔化化潜潜热热：金金属属熔熔化化时时从从固固相相转转变变为为液液相相所所吸吸收的热量。收的热量。u结结晶晶潜潜热热：金金属属结结晶晶时时从从液液相相转转变变为为固固相相所所放放出的热量。出的热量。图 金属气态、液态和固态的原子排列示意图 2.1.2金属结晶的微观现象金属结晶的微观现象u当当液液态态金金属属冷冷却却到到熔熔点点Tm以以下下的的某某一一温温度度开开始始结结晶晶时时，在在液液体体中中首首先先形形成成一一些些稳稳定定

5、的的微微小小晶晶体体，称称为为晶晶核核。随随后后这这些些晶晶核核逐逐渐渐长长大大，与与此此同同时时，在在液液态态金金属属中中又又形形成成一一些些新新的的稳稳定定的的晶晶核核并并长长大大。这这一一过过程程一一直直延延续续到到液液体体全全部部耗耗尽为止，形成了固态金属的晶粒组织。尽为止，形成了固态金属的晶粒组织。u单单位位时时间间、单单位位液液态态金金属属中中形形成成的的晶晶核核数数叫叫做做形形核核率率，用用N表表示示，单单位位为为cm-3s-1。单单位位时时间间内内晶晶核核增增长长的的线线长长度度叫叫做长大速度，用做长大速度，用u表示，单位为表示，单位为cms-1。u液液态态金金属属的的结结晶晶

6、过过程程乃乃是是由由形形核核和和长长大大两两个个基基本本过过程程所所组成，并且这两个过程是同时并进的。组成，并且这两个过程是同时并进的。图 金属结晶过程示意图 u压力可视为常数，压力可视为常数，dp=0dp=0 u温温度度升升高高，原原子子活活动动能能力力提提高高，因因而而原原子子排排列列的的混混乱乱程程度度增加，即熵值增加，系统的自由能随温度的升高而降低。增加，即熵值增加，系统的自由能随温度的升高而降低。结晶的热力学条件：结晶的热力学条件：热力学指出，金属的状态不同，则其自由能也不同。热力学指出，金属的状态不同，则其自由能也不同。第二节第二节 金属结晶的热力学条件金属结晶的热力学条件图图 吉

7、布斯自由能随温度变化的关系吉布斯自由能随温度变化的关系 uTTm,GLGS,处处于于液态；液态；uT=Tm,GL=GS,两两相相共存；共存；uTGS,处处于于固固相相。液液固固两两相相的的自自由由能能差差是是发发生生相相转转变变（L-S）的驱动力。）的驱动力。u当液相向固相转变时，单位体积自由能当液相向固相转变时，单位体积自由能GGv v的变化为：的变化为：即GV与T呈直线关系，过冷度越大，液态和固态的自由能差值越大，相变驱动力越大，凝固过程加快。u结构起伏：结构起伏：u液液态态金金属属中中的的原原子子小小集集团团时时聚聚时时散散，时时起起时时伏伏，此此起起彼彼伏伏，处在不断变化和运动过程中。

8、处在不断变化和运动过程中。u在在每每一一温温度度下下出出现现的的相相起起伏伏存存在在着着一一个个极极限限值值rmax，r rmaxmax的的尺尺寸寸大大小小与与温温度度有有关关。温温度度越越高高，则则r rmaxmax尺尺寸寸越越小小；温温度度越越低低，r rmaxmax尺寸越大。尺寸越大。u只只有有在在过过冷冷液液体体中中出出现现的的尺尺寸寸较较大大的的相相起起伏伏才才有有可可能能在在结结晶晶时转变称为晶核，这些相起伏就是晶核的胚芽，称为晶胚。时转变称为晶核，这些相起伏就是晶核的胚芽，称为晶胚。u液液态态金金属属的的一一个个重重要要特特点点是是存存在在着着相相起起伏伏，只只有有在在过过冷冷液

9、液体体中的相起伏才能称为晶胚。中的相起伏才能称为晶胚。第三节第三节 金属结晶的结构条件金属结晶的结构条件第四节第四节 晶核的形成晶核的形成u自自发发形形核核(均均匀匀形形核核)：在在液液态态金金属属中中，存存在在大大量量尺尺寸寸不不同同的的短短程程有有序序的的原原子子集集团团。当当温温度度降降到到结结晶晶温温度度以以下下时时，短短程程有有序序的的原原子子集集团团变变得得稳稳定定，不不再再消消失失，成为结晶核心。这个过程叫自发形核。成为结晶核心。这个过程叫自发形核。u非非自自发发形形核核（非非均均匀匀形形核核）：实实际际金金属属内内部部往往往往含含有有许许多多其其它它杂杂质质。当当液液态态金金属

10、属降降到到一一定定温温度度后后，有有些些杂杂质质可可附附着着金金属属原原子子，成成为为结结晶晶核核心心，这这个个过过程程叫叫非自发形核。非自发形核。图 均匀形核图 非均匀形核u1.形核时的能量变化和临界晶核半径形核时的能量变化和临界晶核半径u在在液液态态金金属属中中，时时聚聚时时散散的的近近程程有有序序的的原原子子集集团团是是形形成成晶晶核的胚芽，叫晶胚。核的胚芽，叫晶胚。u等于或大于临界尺寸的晶胚即为晶核。等于或大于临界尺寸的晶胚即为晶核。u在在过过冷冷条条件件下下，晶晶胚胚形形成成时时，系系统统自自由由能能变变化化包包括括体体积积自自由能的下降和表面能的增加。由能的下降和表面能的增加。2.

11、4.1均匀形核均匀形核图 晶胚形成时系统自由能的变化与半径的关系vrrk，其其进进一一步步长长大大将将导导致致体体系系总总自自由由能能增增加加，因因此此这这种种晶晶胚胚不不能能成为晶核，会重新熔化；成为晶核，会重新熔化；vrrk，其其进进一一步步长长大大将将导导致致体体系系自自由由能能减减小小，因因此此半半径径大大于于rk的的晶晶胚能够成为晶核；胚能够成为晶核；vr=rk，其其长长大大的的趋趋势势和和熔熔化化的的趋趋势相等。势相等。v把把半半径径恰恰为为rk的的晶晶核核称称为为临临界界晶晶核，而核，而rk称为晶核的临界半径。称为晶核的临界半径。随着过冷度随着过冷度的增加，临的增加，临界晶核半径

12、界晶核半径减小，形核减小，形核的几率增加。的几率增加。u2.形核功形核功ur rk的的晶晶核核长长大大时时，虽虽然然可可以以使使系系统统自自由由能能下下降降，但但形形成成一一个个临临界界晶晶核核本本身身要要引引起起系系统统自自由由能能增增加加Gk，说说明明临临界晶核的形成是需要能量的。界晶核的形成是需要能量的。u形形成成临临界界晶晶核核时时，液液、固固两两相相之之间间的的自自由由能能差差只只提提供供所所需需要要的的表表面面能能的的三三分分之之二二，另另外外的的三三分分之之一一则则需需由由液液体体中中的的能能量起伏来提供。量起伏来提供。u所所谓谓能能量量起起伏伏是是指指体体系系中中微微小小体体积

13、积所所具具有有的的能能量量偏偏离离体体系系的的平平均均能能量量，而而且且微微小小体体积积的的能能量量处处于于时时起起时时伏伏，此此起起彼彼伏伏状态的现象。状态的现象。u能能量量起起伏伏包包括括两两个个含含义义：一一是是在在瞬瞬时时，各各微微观观体体积积的的能能量量不不同同，二二是是对对某某一一微微观观体体积积，在在不不同同瞬瞬时时，能能量量分分布布不不同同。在在具具有有高高能能量量的的微微观观地地区区生生核核，可可以以全全部部补补偿偿表面能，使表面能，使G0。图 液相的能量起伏 u液态金属的结构是短程有序、长程无序。液态金属的结构是短程有序、长程无序。u由由于于原原子子的的热热运运动动，它它们

14、们只只能能维维持持短短暂暂的的时时间间很很快快就就消消失失，同同时时在在其其它它地地方方又又会会出出现现新新的的尺尺寸寸不不等等的的规规则则排排列列的的原原子子团团，然后又立即消失。然后又立即消失。u液液态态金金属属中中的的规规则则排排列列的的原原子子团团总总是是处处于于时时起起时时伏伏，此此起起彼彼伏伏的的变变化化之之中中，人人们们把把液液态态金金属属中中这这种种规规则则排排列列原原子子团团的的起伏现象称为相起伏或结构起伏。起伏现象称为相起伏或结构起伏。u相相起起伏伏是是产产生生晶晶核核的的基基础础。当当把把金金属属熔熔液液过过冷冷到到熔熔点点以以下下时时，这这种种规规则则排排列列的的原原子

15、子团团被被冻冻结结下下来来，成成为为规规则则排排列列的的固固相，就有可能成为均匀形核的胚芽，故称为晶胚。相，就有可能成为均匀形核的胚芽，故称为晶胚。图 临界晶核半径（a）和最大晶胚尺寸（b）与过冷度的关系uT=Tk时，时，rmax=rk，最大晶核刚好能够转变为晶核，把，最大晶核刚好能够转变为晶核，把这样的过冷度称为临界过冷度。这样的过冷度称为临界过冷度。u过冷度必须大于形核所需要的临界过冷度，这是结晶的动过冷度必须大于形核所需要的临界过冷度，这是结晶的动力学条件。力学条件。思考题思考题v试述结晶相变的热力学条件、动力学条件、能量及结构条试述结晶相变的热力学条件、动力学条件、能量及结构条件。件。

16、v分析结晶相变时系统自由能的变化可知，结晶的热力学条分析结晶相变时系统自由能的变化可知，结晶的热力学条件为件为G0。只有过冷，才能使。只有过冷，才能使G0。v动力学条件为液相的过冷度必须大于形核所需的临界过冷动力学条件为液相的过冷度必须大于形核所需的临界过冷度。度。v由临界晶核形成功可知，当形成临界晶核时，还有由临界晶核形成功可知，当形成临界晶核时，还有1/3的表的表面能必须内液体中的能量起伏来提供。面能必须内液体中的能量起伏来提供。v 液体中存在的结构起伏，是结晶时产生晶核的基础，因此，液体中存在的结构起伏，是结晶时产生晶核的基础，因此，结构起伏是结晶过程必须具备的结构条件。结构起伏是结晶过

17、程必须具备的结构条件。u3.形核率形核率u形核率受两个互相矛盾的因素控制：形核率受两个互相矛盾的因素控制：u一一方方面面从从热热力力学学考考虑虑，过过冷冷度度愈愈大大，晶晶核核的的临临界界半半径径及及临临界形核功愈小，因而需要的能量起伏小，则形核率愈高；界形核功愈小，因而需要的能量起伏小，则形核率愈高；u但但另另一一方方面面从从动动力力学学考考虑虑，过过冷冷度度愈愈大大，原原子子活活动动能能力力愈愈小小，原原子子从从液液相相转转移移到到临临界界晶晶核核上上的的几几率率减减小小，不不利利于于稳稳定定晶核形成，则形核率愈低。晶核形成，则形核率愈低。u综综合考合考虑虑上述两个方面，形核率可用下式表示

18、：上述两个方面，形核率可用下式表示：uN NN N1 1N N2 2 u式式中中N为为总总的的形形核核率率，N1为为受受形形核核功功影影响响的的形形核核率率因因子子，N2为受原子扩散影响的形核率因子。为受原子扩散影响的形核率因子。图 温度对N1、N2的影响（a）和形核率与温度的关系（b）图 不同结晶温度下r和G的关系图 非均匀形核示意图 2.4.2 非均匀形核非均匀形核u1.临界晶核半径和形核功临界晶核半径和形核功图 不同润湿角的晶核形貌 v当当0时时，则则 0，说说明明固固体体杂杂质质或或型型壁壁可可作作为为现现成成晶晶核，核，这这是无核是无核长长大的情况，如大的情况，如图图a所示。所示。v

19、当当时时，则则 。v当当 0时时，这这便便是是非非均均匀匀形形核核的的条条件件，如如图图b所示。所示。v非非均均匀匀形形核核时时的的形形核核率率表表达达式式与与均均匀匀形形核核相相似似。只只是是由由于于 ，所以非均匀形核可在较小过冷度下获得较高的形核率。，所以非均匀形核可在较小过冷度下获得较高的形核率。v非非均均匀匀形形核核的的最最大大形形核核率率小小于于均均匀匀形形核核。其其原原因因是是非非均均匀匀形形核核需需要要合合适适的的“基基底底”，而而基基底底数数量量是是有有限限的的，当当新新相相晶晶核核很很快快地地覆盖基底时，使适合新相形核的基底大为减少。覆盖基底时，使适合新相形核的基底大为减少。

20、v不不是是任任何何固固体体杂杂质质均均能能作作为为非非均均匀匀形形核核的的基基底底促促进进非非均均匀匀形形核核。只只有有那那些些与与晶晶核核的的晶晶体体结结构构相相似似，点点阵阵常常数数相相近近的的固固体体杂杂质质才才能能促促进进非非均均匀匀形形核核，这这样样可可以以减减小小固固体体杂杂质质与与晶晶核核之之间间的的表表面面张张力力，从而减小从而减小角以减小角以减小 。u2.形核率形核率图非均匀形核功与均匀形核功对比的示意图图 均匀形核率和非均匀形核率随过冷度变化的对比 第五节第五节 晶核长大晶核长大图 液-固界面上的原子迁移 v一旦核心形成后，晶核就继续长大而形成晶粒。一旦核心形成后，晶核就继

21、续长大而形成晶粒。v系系统统总总自自由由能能随随晶晶体体体体积积的的增增加加而而下下降降是是晶晶体体长长大大的的驱驱动动力力。晶晶体体的的长长大大过过程程可可以以看看作作是是液液相相中中原原子子向向晶晶核核表面迁移、液表面迁移、液-固界面向液相不断推进的过程。固界面向液相不断推进的过程。u固固-液界面液界面(Solid-liquid interface)按微观结构可以分为光滑按微观结构可以分为光滑界面界面(Smooth interface)和粗糙界面和粗糙界面(Rough interface)两种。两种。u所谓光滑界面是指固相表面为基本完整的原子密排面，固所谓光滑界面是指固相表面为基本完整的原

22、子密排面，固液两相截然分开，从微观上看界面是光滑的。但是从宏观来液两相截然分开，从微观上看界面是光滑的。但是从宏观来看，界面呈锯齿状的折线。看，界面呈锯齿状的折线。u粗糙界面在微观上高低不平、粗糙，存在几个原子厚度的粗糙界面在微观上高低不平、粗糙，存在几个原子厚度的过渡层。但是宏观上看，界面反而是平直的。过渡层。但是宏观上看，界面反而是平直的。u光滑界面和粗糙界面是根据光滑界面和粗糙界面是根据微观结构微观结构进行分类的，光滑界进行分类的，光滑界面在微观上是光滑的，在宏观上是粗糙的；粗糙界面在微观面在微观上是光滑的，在宏观上是粗糙的；粗糙界面在微观上是粗糙的，在宏观上是光滑的。上是粗糙的，在宏观

23、上是光滑的。图图图图 图图图图2.5.1 固液界面的微观结构固液界面的微观结构图 光滑界面（a）和粗糙界面（b）的微观和宏观结构示意图返回返回返回返回u晶体长大机制是指在结晶过程晶体结晶面的生长方式，晶体长大机制是指在结晶过程晶体结晶面的生长方式，与其液与其液-固相界面的结构有关。固相界面的结构有关。2.5.2 晶体长大机制晶体长大机制u1.1.具有粗糙界面的物质的长大机制具有粗糙界面的物质的长大机制u2.2.具有光滑界面的物质的长大机制具有光滑界面的物质的长大机制u1.具有粗糙界面的物质的长大机制具有粗糙界面的物质的长大机制u具具有有粗粗糙糙界界面面的的物物质质，液液-固固相相界界面面上上有

24、有大大约约一一半半的的原原子子位位置置是是空空的的，液液相相中中的的原原子子可可随随机机地地添添加加在在界界面面的的空空位位置置上上而而成成为为固固相相原原子子。晶晶体体的的这这种种生生长长方方式式称称为为垂垂直直生生长长机机制，其长大速度很快。制，其长大速度很快。图 晶体的垂直长大方式示意图 v2.具有光滑界面的物质的长大机制具有光滑界面的物质的长大机制v（1 1）二维晶核台阶生长模型）二维晶核台阶生长模型v首首先先在在平平整整界界面面上上通通过过均均匀匀形形核核形形成成一一个个具具有有单单原原子子厚厚度度的的二二维维晶晶核核，然然后后液液相相中中的的原原子子不不断断地地依依附附在在二二维维

25、晶晶核核周周围围的的台台阶阶上上，使使二二维维晶晶核核很很快快地地向向四四周周横横向向扩扩展展而而覆覆盖盖了了整整个个晶晶体体表表面面，此此时时便便又又变变成成了了光光滑滑界界面面。接接着着在在新新的的界界面面上上又又形成新的二维晶核，并向横向扩展而长满一层。形成新的二维晶核，并向横向扩展而长满一层。v晶体以这种方式长大时，其长大速度十分缓慢。晶体以这种方式长大时，其长大速度十分缓慢。图 二维晶核长大示意图 v（2 2）晶体缺陷台晶体缺陷台阶阶生生长长机制机制v 由由于于二二维维晶晶核核的的形形成成需需要要一一定定的的形形核核功功，因因而而需需要要较较强强的的过过冷条件冷条件，长大速率很慢，长

26、大速率很慢。v如如果果结结晶晶过过程程中中，在在晶晶体体表表面面存存在在着着垂垂直直于于界界面面的的螺螺位位错错露露头头，那那么么液液相相原原子子或或二二维维晶晶核核就就会会优优先先附附在在这这些些地地方方。液液相相原原子子不不断断地地添添加加到到由由螺螺位位错错露露头头形形成成的的台台阶阶上上，界界面面以以台台阶阶机机制制生生长长和和按按螺螺旋旋方方式式连连续续地地扫扫过过界界面面，在在成成长长的的界界面面上上将形成螺旋新台将形成螺旋新台阶阶。这这种生种生长长是是连续连续的。的。图 螺型位错长大机制 图 螺旋长大的SiC晶体u纯纯金金属属凝凝固固时时晶晶体体的的生生长长形形态态取取决决于于界

27、界面面的的微微观观结结构构和和界界面前沿液相中的温度分布。面前沿液相中的温度分布。图 两种温度分布方式(a)正温度梯度 (b)负温度梯度 2.5.3 固液界面前沿液体中的温度梯度固液界面前沿液体中的温度梯度思考题思考题v为什么会出现负的温度梯度？为什么会出现负的温度梯度？v 液液态态金金属属在在铸铸模模中中凝凝固固时时，往往往往由由于于模模壁壁温温度度比比较较低低，使使靠靠近近模模壁壁的的液液体体首首先先过过冷冷而而凝凝固固。而而在在铸铸模模中中心心的的液液体体温温度度最最高高，液液体体的的热热量量和和结结晶晶潜潜热热通通过过固固相相和和模模壁壁传传导导而而迅迅速速散散出出，这这样样就就造造成

28、成了了液液-固固相相界界面面前前沿沿液液体体的的温温度度分分布布为为正正的的温温度梯度。度梯度。v在在缓缓慢慢冷冷却却条条件件下下，液液体体内内部部的的温温度度分分布布比比较较均均匀匀并并同同时时过过冷冷到到某某一一温温度度。这这时时在在模模壁壁上上的的液液体体首首先先开开始始形形核核长长大大，液液-固固相相界界面面上上所所产产生生的的结结晶晶潜潜热热将将同同时时通通过过固固相相和和液液相相传传导导散出，这样使得界面前沿的液体中产生负的温度梯度。散出，这样使得界面前沿的液体中产生负的温度梯度。第六节第六节 结晶理论的某些实际应用结晶理论的某些实际应用2.6.1晶粒大小的控制晶粒大小的控制u1.

29、表表示示：晶晶粒粒的的大大小小，通通常常用用单单位位体体积积中中的的晶晶粒粒数数或或近近似似的的把把晶晶粒粒看看成成球球体体，用用它它们们的的平平均均直直径径来来衡衡量量，称称作作晶粒度晶粒度。u2.晶粒度主要取决于形核率与晶核的长大速度。晶粒度主要取决于形核率与晶核的长大速度。u3.控制晶粒大小的途径：控制晶粒大小的途径：增加过冷度；变质处理；振动搅拌增加过冷度；变质处理；振动搅拌u细化晶粒的好处：提高强度、硬度、塑性和韧性。细化晶粒的好处：提高强度、硬度、塑性和韧性。u工工业业上上将将通通过过细细化化晶晶粒粒来来提提高高材材料料强强度度的的方方法法称称为为细细晶晶强强化。化。u细细化化铸铸

30、件件晶晶粒粒的的基基本本途途径径：形形成成足足够够多多的的晶晶核核，使使它它们们在在尚未显著长大时便相互接触，完成结晶过程。尚未显著长大时便相互接触，完成结晶过程。u大大的的形形核核率率以以保保证证单单位位时时间间、单单位位体体积积液液体体中中形形成成更更多多的的晶晶核核。要要求求结结晶晶时时有有小小的的长长大大线线速速度度以以保保证证有有更更长长的的形形核核时时间。间。v1.提高过冷度提高过冷度v过冷度增加，形核率过冷度增加，形核率N与长大线速度与长大线速度G均增加，但形核率均增加，但形核率增加速度高于长大线速度增加的速度，因此，增加过冷度可增加速度高于长大线速度增加的速度，因此，增加过冷度

31、可以使铸件的晶粒细化。以使铸件的晶粒细化。v在工业上增加过冷度是通过提高冷却速度来实现的。在工业上增加过冷度是通过提高冷却速度来实现的。v采用导热性好的金属模代替砂模；在模外加强制冷却；在采用导热性好的金属模代替砂模；在模外加强制冷却；在砂模里加冷铁以及采用低温慢速浇铸等都是有效的方法。砂模里加冷铁以及采用低温慢速浇铸等都是有效的方法。v对于厚重的铸件，很难获得大的冷速，这种方法的应用受对于厚重的铸件，很难获得大的冷速，这种方法的应用受到铸件尺寸的限制。到铸件尺寸的限制。v2.变质处理变质处理v外来杂质能增加金属的形核率并阻碍晶核的生长。外来杂质能增加金属的形核率并阻碍晶核的生长。v如果在浇注

32、前向液态金属中加入某些难熔的团体颗粒，会如果在浇注前向液态金属中加入某些难熔的团体颗粒，会显著地增加晶核数量，使晶粒细化。这种方法称为变质处显著地增加晶核数量，使晶粒细化。这种方法称为变质处理，加入的难熔杂质叫理，加入的难熔杂质叫变质剂变质剂。v变质处理是目前工业生产中广泛应用的方法。变质处理是目前工业生产中广泛应用的方法。v如往铝和铝合金中加入锆和钛；往钢液中加入钛、锆、钒；如往铝和铝合金中加入锆和钛；往钢液中加入钛、锆、钒；往铸铁铁水中加入往铸铁铁水中加入SiCa合金都能达到细化晶粒的目的。合金都能达到细化晶粒的目的。图 Al-Mg合金变质处理前后的对照v3.振动、搅拌振动、搅拌v在在浇浇

33、注注和和结结晶晶过过程程中中实实施施搅搅拌拌和和振振动动，也也可可以以达达到到细细化化晶晶粒的目的。粒的目的。v搅搅拌拌和和振振动动能能向向液液体体中中输输入入额额外外能能量量以以提提供供形形核核功功，促促进进晶核形成晶核形成；v可使结晶的枝晶碎化，增加晶核数量。可使结晶的枝晶碎化，增加晶核数量。v搅拌和振动的方法有机械、电磁、超声波法等。搅拌和振动的方法有机械、电磁、超声波法等。图图 铸件的宏观组织形成过程示意图铸件的宏观组织形成过程示意图2.6.2铸锭（铸件）的宏观组织控制铸锭（铸件）的宏观组织控制三层典型组织三层典型组织:(:(形成原因、性能、控制方法）形成原因、性能、控制方法）1.激冷层（表面细晶区）2.柱状晶区 3.中心等轴晶区1.激冷层（表面细晶区）2.柱状晶区3.中心等轴晶区弱面