凝固的案例
金屬的定向凝固、同時凝固、均衡凝固各有什么優缺陷？
不同材質鑄件在工藝制定時，選擇凝固方式對鑄件質量與成品率有關鍵影響。選擇了不恰當的凝固方式是鑄件缺陷惡夢的開始。比如，該用同時凝固工藝的鑄件，你用了定向凝固或均衡凝固方式，那鑄件的廢品率就會大增，做出來的鑄件質量也比較差。
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充分認識各種凝固方式的優缺點，是每位鑄造人必修的功課！
一、定向凝固。
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這是一項一直發展的技術，眾多鑄造技術人員用自己的智慧一直在完善它。
定向凝固是在凝固過程中采用強制手段，在凝固金屬還未凝固的熔體中建立起沿特定方向的溫度梯度。具體方法就是在工藝上采取 各項措施，使鑄件上從遠離冒口或澆注系統的部分到冒口或澆注系統炎間，建立一個逐步遞增的溫度梯度，這樣就可以保證鑄件結構上各部分，按照遠離冒口的、薄的部分先凝固，然后按順序向著冒口或澆注系統的方向凝固，以實現鑄件厚實部分補縮薄細部分，而冒口又最后補縮厚實部分，從而將縮孔移入冒口中，最終獲得致密而合格的鑄件。
定向凝固的優點是：冒口補縮作用好，可以防止產生縮孔和縮松，獲得致密而合格的鑄件。因此，定向凝固對凝固收縮大，結晶范圍較小合金，常 采用這個原則保證鑄件質量。
定向凝固的缺點：因鑄件各部分有較大的溫差，使得鑄件在凝固期間在過渡部位易產生熱裂，凝固后易產生應力和變形。定向凝固原則需要加冒口和補貼，工藝成品率較低，切冒口耗費大量工時，使成本提高。
當前為了克服定向凝固這些缺點，已研究出許多新措施來克服，大家想更多了解定向凝固的知識，可多閱讀相關資料。
二、同時凝固
同時凝固原則是從工藝上采取各種措施，使鑄件結構上各部分之間溫差盡量減小，以達到各部分幾乎同時凝固完畢。
同時凝固的優點：鑄件各部分溫差較小，不易產生熱裂。冷卻后殘留應力和變形也較小，而且不必設置冒口或冒口很小就可達到工藝要求。
展開 灰鑄鐵和球墨鑄鐵凝固：問題描述之鑄鐵凝固過程中的生核
這篇短文，只涉及常用的灰鑄鐵和球墨鑄鐵的凝固，最關心的是石墨的析出，希望鑄鐵在凝固過程中不析出Fe3C，所以圖1中以實線表示穩定系。
圖1 簡略的Fe-C合金相圖（凝固部分）
均勻的液相中結晶析出固相（均質生核），晶核的形成需要很大的表面能。對純金屬而言，在金屬液中均質生核，一般都需要將其過冷到其熔點100℃以下。以這種生核方式結晶、凝固，在實驗室中也許能夠做到，在生產條件下，不可能實現這種結晶、凝固的機制。
實際上，各種鑄造合金的結晶、凝固過程，都起始于異質晶核。一般說來，如果晶核的晶格與凝固體晶格的適配性好，合金液在很小的過冷度下就可以開始結晶、凝固。
1、灰鑄鐵、球墨鑄鐵中硅的作用
單純的Fe-C合金，圖1中涉及的一些臨界點的溫度、碳含量見表1。
在平衡條件下，穩定系的共晶溫度TEG（1153℃），只比介穩定系的共晶溫度TEC（1147℃）高6℃。鑄鐵的凝固過程中，冷卻速率略高一點、過冷度略大一點，就會按介穩定系轉變。實際生產條件下，鑄鐵凝固時冷卻速率都比較高、過冷度較大，如果是單純的Fe-C合金，很容易出現白口。對于生產灰鑄鐵和球墨鑄鐵鑄件而言，凝固過程中碳不能以Fe3C的形態析出，必須使其按穩定系轉變，因而，加入合金元素，擴大TEG和TEC之間的溫度差，是至關重要的。
Fe-C合金中加入硅，可以提高穩定系的共晶溫度，不過這種作用不太明顯，但是，硅卻可以使介穩定系的共晶溫度顯著降低，從而擴大TEG和TEC之間的溫度差。硅的這種作用參見圖2。
圖2 Fe-C合金中硅含量對共晶溫度的影響
因此，在灰鑄鐵和球墨鑄鐵中，硅都是不可或缺的重要合金元素，能促使碳以石墨的形態析出，有效地抑制Fe3C的形成。
展開 凝固熱節和冒口系統設計
為了解決鑄件中最后凝固位置的縮孔缺陷，冒口是最佳的選用方式，冒口的補縮是通過鑄件凝固時向內部提供熔融金屬來防止缺陷產生。為了使冒口有效補縮，放置的位置及大小就非常重要，這樣才能有足夠的熔體來補償收縮。在FLOW-3D CAST中，已經開發出兩個新工具來幫助設計無缺陷鑄件的冷卻和冒口系統，預測最后的凝固位置和計算熱模數。
最后凝固的區域
最后凝固的區域直接標記出鑄件中最后凝固的位置以及可能形成收縮缺陷的位置。盡管這些位置可以從凝固順序的演變或凝固時間中得到，但始終首選使用更直接的方式來可視化它們。
一種特殊類型的固定顆粒用于識別和可視化最后凍結的位置，稱為“熱節”。使用凝固模型時，將自動輸出此結果。如圖1所示，在相鄰的區域的熔體變為固態時中心位置還未凝固就會自動生成熱節粒子來標示。
圖1. 熱節粒子顯示
除了確定最后凝固的位置之外，這些粒子還具有其他屬性，可用于確定這些位置中的縮孔缺陷的發生可能性和大小及凝固時間，熱節ID和熱節大小。凝固時間顯示完全凝固的時間點。熱節ID顯示了熱節凝固的順序：ID 1是第一個熱節，ID 2是第二個熱節，依此類推。最后，熱節大小可通過以下公式計算：
其中：
hsm（i）是粒子i的熱節大小
t0是粒子位置處的凝固時間
νliq（t）是在時間t處包含粒子的液體區域的體積
圖2顯示所連接液體區域的體積如何隨凝固時間的變化。然后將計算的量標準化，使所有熱節幅度的值都在0和1之間的范圍內。這允許鑄件內不同熱節對孔隙形成的潛在影響進行簡單的比較分析。值越高，凝固過程中連接的液體區域越大，表示在最后凝固的位置出現縮孔缺陷的可能性越大。
圖2 包含熱節粒子的液體體積演變：t3> t2> t1。
展開 應用3D打印陶殼模鑄模技術控制鑄造工藝金屬凝固行為及其縮孔
(a) (b)
圖 2 鑄件縮孔缺陷(a)、縮孔微觀組織(b)
傳統鑄造工藝，皆以設計補充流道(Feed channel)、進模口(Gate)、冒口(Riser)等來獲得方向性凝固使鑄件得到足夠金屬液補充如圖 3。改善鑄件質量常藉由鑄造方案設計，克服模壁逐漸向中心凝固的現象稱的漸進式凝固(Progressive solidification)狀況，使鑄件每一個部分于凝固過程中都能夠由補充澆道獲得金屬液補充，即所謂定向凝固（Direct Solidification)，主要是利用溫度梯度控制穩定且定向的熱傳方向，使液態金屬在凝固的時候是以單方向往熱傳的反方向進行，延長冷卻凝固時間，降低并改善較厚斷面內部缺陷。
圖 3 漸進式凝固及澆冒口補縮的示意圖
然而，凝固過程中固液界面受到溫度梯度、凝固速度及溶質濃度等影響，可分成四種型態如圖 4所示。固液界面的初始凝固行為導致微小預凝固點生成，若固液界面的液相區溫度高于熔點，此凝固點則再次熔合，呈現Planar的固液界面；當固液界面溫度略低于熔點，預凝固點將持續成長，稱為Cellular現象；當主要固液界面溫度梯度漸緩，會使Cellular成長至Dendrite狀態；甚至溫度梯度達一定臨界點時，液相區不受主要固液界面影響，Free Dendrite于液相區獨立生成。固液界面以Planar形態為佳，輔助方向性凝固減少縮孔的效果，據文獻指出溫度梯度大、凝固速度小、初始濃度小時，則有利于方向性凝固的效果。根據上述原理說明，若能夠利用不同殼模厚度設計，來建立殼模本身的溫度梯度變化，達到控制殼模熱傳，進而影響金屬液凝固速度與方向的傳遞控制，將有效建立出良好的方向性凝固趨勢，促使鑄件缺陷降低與良率改善。
展開 
金屬凝固過程組織結構演變的完美呈現 | 同步輻射在金屬材料表征方面的應用
金屬的凝固組織是由成分控制并影響其性能。準確把握金屬凝固組織的形成機理、控制因素和控制途徑，有利于材料組織結構的精確控制和設計，提高材料的綜合性能，優化金屬的性能。
由于凝固組織不透明以及凝固過程中的高溫環境，傳統的表征技術如金相顯微鏡觀察無法動態、完整地觀察整個凝固過程。凝固過程中的一些關鍵信息很難全面捕捉。
高能X射線的出現和發展為研究合金凝固組織提供了一種新的表征方法。特別是同步輻射原位成像技術的應用，使得實時觀察金屬凝固過程的動態演變成為可能，也成為打開認識金屬結晶之門的鑰匙。
同步輻射高能輻射與可見光和X射線一樣，屬于電磁輻射，但不同的是，它是由電子在磁場中以接近光速的曲線運動在同步輻射中產生的。與傳統光源相比，同步輻射中的高能X射線具有能量強、亮度高、穿透性好等特點，能夠滿足金屬枝晶生長實時動態成像觀測的要求。目前，同步輻射原位成像技術已成為實時動態觀察金屬合金凝固組織生長行為的重要手段。
錫鉍合金凝固行為
低熔點錫鉍和錫鉛合金廣泛應用于機械、航空、汽車和其他工業領域。枝晶是凝固過程中最常見的形態特征。對于低熔點合金，由于凝固溫度相對較低，其微觀結構易于觀察。利用同步輻射原位成像技術對這些合金的結構進行了表征，可以獲得動態枝晶生長、斷裂和轉變等一系列微觀組織演化過程。這些信息對預測合金的力學性能具有重要的指導作用。
圖2 （a）錫鉍合金枝晶生長競爭（b）錫鉍合金柱狀晶等軸晶轉變（c）錫鉍合金枝晶臂斷裂現象。
基于歐洲同步輻射設施（ESRF），Mathiesen等人成功地獲得了錫鉍和錫鉛二元合金微觀組織生長的二維圖像。在合金凝固過程中，觀察到柱狀晶等軸晶轉變、枝晶臂斷裂、自由枝晶和新枝晶的一系列形態演變和動態生長行為。
展開 三十八、Fluent融化凝固模型參數設置依據
wx_fmt=jpeg" width="100%"> </p><p><br></p><p><strong>3.2 動量方程</strong></p><p><br></p><p>前文提到了融化凝固模型將糊狀區域（部分凝固區域）視為多孔介質。每個單元中的孔隙率設置為等于該單元中的液體分數。在完全凝固的區域中，孔隙率等于 0，流體速度為0。動量源項如下：</p><p><br></p><p> <img src="https://mmbiz.qpic.cn/mmbiz_jpg/8tJMdLVYZy9PS7YGOK13P6cCoOib5JlHszlDpBTNLBQprviafMPGLErarSicib0C4ZrqXbs5a0ibewVAMMlUNyDje1A/640?wx_fmt=jpeg" width="100%"> </p><p>Fluent使用添加動量源項的方式來模擬融化或凝固過程的流動狀態</p><p><br></p><p><br></p><p>數學主要介紹能量方程和動量方程，讓大家對融化凝固模型的內部機理有一定的了解，詳細的可查看Fluent幫助文檔，里面詳細還介紹了湍流方程及組分輸運方程。</p><p><br></p><p><br></p><p><br></p><p><br></p><p>微信公眾號：Fluent學習筆記，歡迎大家關注，可免費獲取文章的cas及dat文件和更多幫助文件</p><p><br></p><p><br></p><p><br></p>
展開 FLOW3D凝固與微縮孔模流分析的重要性
對于低壓鑄造與重力鑄造等收縮系數較大的成型工藝，就需要分析凝固過程與微縮孔缺陷的分布問題。低壓鑄造與重力鑄造的收縮系數是較大的，一般是2%左右的，所以需要通過凝固過程而考慮補縮問題，從而分析縮孔的問題。而因為鑄造收縮系數大，單單分析凝固過程是不夠的，還要進行微縮孔的分析，從而判定微縮孔與針孔等細小缺陷問題。
因此，對于低壓鑄造與重力鑄造等鑄造方面，需要溫度場、凝固場與微縮孔缺陷場，而并不需要分析表面缺陷場。
對于壓鑄方面，因為壓鑄的收縮系數小，差不多為0.6%，所以壓鑄的組織性較為致密，從而不可能出現微縮孔、針孔的問題。一般通過分析表面缺陷就可以判定氣孔或冷紋等缺陷問題就可以的。
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展開 Ansys Workbench 膠粘凝固過程，變形等效仿真 ￥15
問題：
最近遇到一個仿真項目：一個光滑薄板粘貼在基板上，要求評估膠粘凝固后平面的變形量。作為一位結構仿真工程師，關于膠粘凝固過程的仿真——膠水由液態變為固態，似乎和結構仿真沒什么關系，自己也不知道如何進行計算。所以就查詢了deepseek和豆包，然后就知道了ansys官方已經針對該問題設計了一個ACT插件專門用于模擬膠粘凝固過程的仿真： ACCS Ansys Composite Cure Simulation （收費插件，人窮志短買不起，哎！）
然后就查詢了一些關于膠粘過程的論文，其中“車身制造用鋁合金-鋼膠接接頭固化變形及固化失效機理研究-朱曉搏”寫的比較詳細，指出膠粘過程大致階段如下，詳細內容請參考原文。
? 第一階段：從開始加熱起始直至溫度升高到膠層的凝膠點結束。在這一階段中，膠層為粘流態，表現為高粘度的流體。
? 第二階段從膠粘劑凝膠開始，經歷整個保溫階段至溫度下降到玻璃化溫度為止。整個階段，膠層處于高彈態。這一階段是整個固化過程中膠層屬性最為復雜的階段。包括膠層固化反應收縮和溫度、膠層狀態等多方面因素共同影響。
? 第三階段由玻璃化溫度開始直至膠層溫度冷卻至室溫。在此階段中，膠層完全固化，處在玻璃態，其物理屬性只與溫度相關。在此狀態下，膠層的鏈段被凍結，變形能力很小，具有較高的模量。
這里結合當前工作需求和實際狀態，以上述論文中的膠粘凝固過程為基礎，嘗試了一個偷懶的仿真方式。其中論文中的第一階段，膠層為流體狀態，結構變形應力，不予考慮；論文中的第二階段，這里只考慮膠層的固化反應體積收縮，其余不考慮。同時該階段膠層材料的物理屬性由固化后屬性按比例衰減估計；論文中的第三階段則為降溫體積收縮過程。所以，本文針對膠粘固化過程的仿真變為兩個階段。
展開 灰鑄鐵和球墨鑄鐵凝固：問題描述之鑄鐵中的初生奧氏體枝晶
出于力學性能方面的考慮，灰鑄鐵一般都是亞共晶成分，凝固組織中當然會有初生奧氏體枝晶。在要求鑄鐵具有特殊性能的情況下（如要求熱導率高、減震性能好等），接近共晶、過共晶成分的灰鑄鐵也有應用，但需求量很少。
以往，對于灰鑄鐵凝固過程的研究，大都著重于石墨的形成及其特性、共晶團的數量和共析組織等方面，對初生奧氏體枝晶的作用注意較少。實際上，初生奧氏體枝晶在灰鑄鐵的作用有些像混凝土中的鋼筋，對鑄鐵力學性能的影響并不小。
球墨鑄鐵大多數是共晶或微過共晶成分，按照平衡相圖考慮，是不會有初生奧氏體的，因而，在球墨鑄鐵的研究方面，多著重于石墨和基體組織，對初生奧氏體的探討比灰鑄鐵還要少些。但是，在工業生產的條件下，球墨鑄鐵的凝固是在非平衡條件下進行的，在共晶轉變之前也都有初生奧氏體枝晶析出，其作用也不可忽視。
1、初生奧氏體枝晶的析出
工業用的各種鑄鐵，由于在非平衡條件下的凝固，即使碳當量高達4.7％，鑄造組織中仍然有一定量的初生奧氏體，這里，就不同共晶度的鑄鐵作簡單的分析，參見圖3。
a）亞共晶鑄鐵；b）過共晶鑄鐵
圖3 亞共晶、過共晶鑄鐵中初生奧氏體的析出
（1）亞共晶鑄鐵
碳當量為Fe亞的亞共晶鐵液，冷卻到液相線BC以下，就開始析出低碳初生奧氏體枝晶，液相中碳當量隨之沿BC線逐漸增高。
冷卻到溫度T1，由于已逐漸析出初生奧氏體枝晶，液相中的碳含量增高到C1。
冷卻到共晶溫度TEG，液相中的碳含量為共晶碳含量C，由于并非處于平衡狀態，而且鐵液中沒有石墨作為共晶奧氏體析出的依托，不可能在此溫度下發生共晶轉變。
冷卻到共晶溫度TEG以下某一溫度T2時，液相中的碳含量已經沿BC的延長線增高到C2，為過共晶成分，石墨異質生核、結晶析出。
展開 鑄造缺陷預測-FLOW3D熔模鑄造收縮缺陷預測（凝固、縮松、卷氣、夾渣）
圖6a和6b顯示了在鑄件中的特定位置處的冷卻曲線，其被描繪為C1并且在殼模具中的特定位置處，其在凝固期間被描繪為S11。可以看出，陶瓷殼體的厚度從7.2mm增加到15mm降低了冷卻速率，因此導致更長的凝固時間。
殼體傳熱系數的影響
殼體傳熱系數h a代表通過輻射從殼模外壁向周圍空氣散熱的速率。為了研究這種效應，傳熱系數的值從20到80W / m 2 K變化。從圖7a和圖7b可以看出，h a的變化 對鑄造材料和殼體的冷卻速率有顯著影響。當傳熱系數從20增加到80 W / m 2 K時，可以看出C1處的凝固時間從812秒減少到334秒（減少了大約44％）。因此，改變h a的值 將影響鑄造產品的微觀結構。
圖6a。位置C1處的溫度分布（鑄造），用于鑄造幾何形狀，其中澆口位于一端以獲得各種殼厚度值
圖6b。位置S11（外殼）的溫度剖面圖，用于澆口幾何形狀，其中澆口位于一端，用于各種外殼厚度值
圖7a。位置C1處的溫度分布（鑄造），用于澆口幾何形狀，其中澆口位于一端，用于殼模和環境之間的各種傳熱系數值
圖7b。位置S11（外殼）的溫度分布，用于澆口幾何形狀，其中澆口位于一端，用于殼模和環境之間的各種傳熱系數值
結論
使用FLOW-3D進行熔模鑄造過程的模具填充和凝固模擬 。已經進行了參數研究以研究鑄造參數對鑄造過程的影響。本研究可得出以下結論：
FLOW-3D 能夠模擬多腔模具中的填充和凝固，用于熔模鑄造過程。探頭位置的預測溫度分布在實驗數據的可接受范圍內。
對于殼體厚度，可以看出，在兩種情況下殼體都存在臨界厚度，超過該厚度，傳熱特性反轉。隨著殼體厚度的增加，可以看到凝固時間增加，直至臨界厚度，然后開始減小。
展開 [案例分析]STARCCM+入門系列之——融化凝固
1、問題描述
本案例演示本教程演示如何在STAR-CCM+ 中設置融化和凝固分析，其中模擬了水在管道中的凍結情形。模型如下：
2、軟件設置
（1）選擇物理模型；使用 K-Epsilon 湍流模型和分離流求解器來求解瞬態雷諾平均納維－斯托克斯方程。在激活流體域體積(VOF) 模型后，才可將融化和凝固選項用于歐拉相。物理模型的選擇如下：
（2）定義用于融化-凝固模型的液相；在連續體continuum中，右鍵單擊Models > EulerianMultiphase > Eulerian Phases 節點，創建新相，把新相命名為H2O，在H2O節點選擇流體和恒密度，融化-凝固模型。
將固相體積分數閾值設置為高于液相中使流體停止的值。在Eulerian Phases > H2O >Models節點，流體停止相對固體分數設置為0.999，亞松弛因子設置為0.1。
（3）設置初始條件；場函數將初始壓力場設置為線性分布：此分布接近期望的求解。用這種方式設置初始壓力可減少獲得求解所需的時間。指定入口和出口處的壓力分布以正確定義線性壓力場。創建進口壓力，出口壓力場函數。
（4）設置邊界條件；流體域的邊界條件設置類型如下：
先設置入口邊界條件。入口溫度是273.1 K，體積分數是 1.0。在反向流的情況下，則從壓力出口的指定壓力中扣除動態壓力以及因湍流造成的應力。因此，將入口壓力分布指定為：1+動壓；如入口壓力場函數中所指定。此設置的目的是，確保在水流入管道時靜態入口壓力實際始終為1.0 Pa。
出口壓力設置為環境壓力，即0 Pa 表壓。不過，上一節已為出口壓力定義了一個場函數，在此處再次使用。這種方法的優點是：如果必須更改整個域的壓力分布，僅在一個位置更改出口壓力即可，而不是兩個位置。
展開 
多晶硅鑄錠爐定向凝固技術——考慮馬蘭戈尼效應的COMSOL固液相變傳熱仿真（含CAE模型） ￥216
本模型解決的是多晶鑄錠爐內的多晶硅定向凝固現象，抽象為物理問題就是考慮馬蘭戈尼效應的固液相變問題。
關鍵詞：固液相變、定向凝固、馬蘭戈尼效應、流體流動、相界面、表面對表面的熱輻射
1、模型幾何
從內到外依次為硅液、石英坩堝、石墨臺、加熱器、保溫筒、爐壁。
2、處理方法
固液相變的處理辦法可以大致分為動網格法和偽流體方法。
偽流體的處理方法也可以包含多種，比如固液相變中將固體的粘度取得很大，固體在粘性力作用下產生的運動可以被忽略。比如固液相變中將流體假設為在多孔介質中流動，當孔隙率為1的時候可以近似為全部為沒有孔隙的固體，而孔隙率為0的時候即為流體。
由于定向凝固中全部液態的硅要轉化為全部固態的硅，相界面從無到有，再消失。使用動網格雖然可以捕捉清晰的相界面，但是最終無法得到最后的相界面的拓撲變化，因此，本模型采用的是偽流體處理方法。
3、材料參數
除液體硅外，其余材料的材料參數均假設為常數，不隨溫度變化。
圖 硅液材料參數
圖 固體硅材料參數
圖 石英材料參數
圖 石墨材料參數
圖 保溫筒材料參數
圖 爐壁材料參數
4、物理場
模型添加了固體和液體傳熱、層流、表面對表面的輻射、非等溫流動、馬蘭戈尼效應。
5、研究
研究分為加熱和降溫兩個階段。
加熱過程中假設所有物質都是固體，僅考慮固體傳熱，得到10h后的溫度分布。
降溫過程選則的初始條件是5h的鑄錠爐狀態，因為5h后硅料已經全部融化為液態，直接降溫可以進行定向凝固。
6、結果
圖 升溫5h后的溫度分布
圖 降溫0.7h后的溫度分布
圖 降溫0.6、0.7、0.8、0.9h后的固液界面
圖 降溫0.7h后的固液界面及流線
7、模型建立
展開 上交大《Acta Materialia》：Al-Cu合金定向凝固過程晶粒的形核長大
現有報道已有對Al-Cu-Si合金的定向凝固（凝固方向向下）過程中對流效應的研究，結果表明，枝晶生長的波動與枝晶尖端的溶質變化相同。但是，樹枝晶從固液前沿糊狀區生長的原因尚不清楚，并且未進一步研究偶合流對微觀結構演變的具體影響。現有結果仍沒有對枝晶生長速度的周期性波動原理進行闡明。
上海交通大學的研究人員通過同步輻射X射線成像原位觀察了Al-15Cu合金的定向凝固過程。通過不同溫度梯度實驗發現了晶粒形核的間歇性，然后周期性的枝晶生長，這與凝固前沿的溶質濃度波動有關。闡明了熱對流與微觀結構之間的相互作用。相關論文以題為“Intermittent nucleation and periodic growth of grains underthermo-solutal convection during directional solidification of Al-Cu alloy”發表在金屬材料頂刊Acta Materialia。
論文鏈接：
https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116861
本研究闡明了Al-Cu凝固過程中微觀結構變化。在Al-15Cu合金的向下定向凝固過程中，根據糊狀區中隨時間變化的溶質瑞利數，溶質元素會定期從糊狀區中排出并局限在糊狀區域范圍內，主要由周期性演化的固態微觀結構引起滲透率波動導致。周期性溶質流將對流疊加在熔體中，最終導致固液界面前沿的溶質濃度波動。反過來也可以說，組織波動過冷會引起間歇性形核和周期性枝晶生長。
展開 凝固模擬分析的博士論文
球墨鑄鐵的1
球鐵件凝固過程.part1.rar
球鐵件凝固過程.part2.rar
鋁合金鑄造凝固過程中縮松缺陷預測
理論導讀
鋁合金凝固過程（Solidification process of aluminum alloys）
縮松的形成原因
1.氣體造成的縮松
2. 收縮造成的縮松
FLOW-3D CAST 縮松計算原理
驗證一、CTIF Plate 溫度場計算驗證
操作畫面：
鑄造過程中數值模擬與實驗結果驗證對比
驗證二：汽缸頭（Cylinder head）鑄造對比
FLOW-3D CAST 模具熱循環（Thermal die cycling）模擬
FLOW-3D CAST 充型階段（Filling phase）模擬
FLOW-3D CAST 凝固過程中溫度分布
FLOW-3D CAST 冷卻過程中溫度驗證
FLOW-3D CAST 模擬結果與實測結果對比（模具內放置熱電偶 Thermo couple）
FLOW-3D CAST 縮松（Micro-porosity）分析結果
FLOW-3D CAST 縮松模擬結果對比
展開 