共晶相圖及共晶系合金的凝固和組織.ppt

1 2020 3 25 3共晶相圖及共晶系合金的凝固和組織 3 1相圖分析3 2共晶系合金的平衡凝固和組織3 3共晶組織及其形成機(jī)理3 4共晶系合金的非平衡凝固和組織 2 2020 3 25 3 1共晶相圖分析 兩組元在固態(tài)部分溶解 形成有限的固溶體 和 具有共晶轉(zhuǎn)變Ag Cu Pb Sn Al Si Al Sn Cd Sn Au Pt Ag Cu共晶相圖 線條 和 的液相線 AE和BE線 和 的固相線 AC和BD共晶線CED 三相平衡LE C D 自由度為零 溫度和相成分都恒定不變固溶度線CF和DG 和 固溶體的溶解度隨溫度的降低而減少 3 2020 3 25 單相區(qū) 自由度 2兩相區(qū) 兩相平衡 1 溫度和兩相的成分固定一個(gè)參數(shù) 其它兩個(gè)隨之就固定不變 如T0溫度 和 相的成分分別為k和h三相區(qū) 為一條水平線 相區(qū) 4 2020 3 25 3 2共晶系合金的平衡凝固和組織 C點(diǎn)左邊和D點(diǎn)右邊的合金屬于固溶體合金 與前述的固溶體合金在固態(tài)繼續(xù)冷卻時(shí)不同CD線中間的合金在凝固時(shí)均有共晶反應(yīng)發(fā)生 屬于共晶型合金E點(diǎn)合金稱(chēng)為共晶合金 C E之間的合金稱(chēng)為亞共晶合金 D E之間的合金稱(chēng)為過(guò)共晶合金 5 2020 3 25 最終組織為 初和 含量 初 4G FG 100 F4 FG 100 相含量 x1合金凝固過(guò)程 固溶體合金 T1 T2 L 初 T2 T3 初 T3 初 晶界 缺陷處 P點(diǎn) T3時(shí) 成分 T3 T4 和 分別沿CF和DG變化 6 2020 3 25 T1 L 初 T2共晶反應(yīng) LE C D 全部液體凝固完畢 x2合金凝固過(guò)程 過(guò)共晶合金 凝固完畢后的組織為 初晶 共晶 初晶 E2 ED 100 共晶 2D ED 100 相組成物的百分量 2D CD 100 C2 CD 100 7 2020 3 25 T2 共晶 初 初 100 92 100T3 和 的成分分別為F和G 相組成物的量發(fā)生變化 但組織組成物的特征保持原樣 8 2020 3 25 T1 T2 L 初 T2 L 共晶 T2 T3 析出次晶 可忽略不計(jì) x3亞共晶合金凝固過(guò)程及其組織 9 2020 3 25 TE LE 共晶 C D TE以下 析出次晶 x4共晶合金凝固過(guò)程及其組織 Ag Cu共晶 兩相交替排列 組織較細(xì)密 10 2020 3 25 初晶形態(tài) 取決于初晶相的固 液界面微觀結(jié)構(gòu) 過(guò)共晶Pb Sb的顯微組織 Pb 70Sn的顯微組織 500 x 1 粗糙界面 一般呈樹(shù)枝狀 顯微組織中表現(xiàn)為各分枝的截面 呈不連續(xù)不規(guī)則的橢圓形 試樣表面恰好通過(guò)枝晶主軸時(shí) 顯示出完整的枝晶形貌 Ag Cu合金 和 初晶皆呈樹(shù)枝狀 2 光滑界面 一般呈規(guī)則的多邊形 如方塊 三角形 針狀或條狀等 過(guò)共晶Pb Sb的顯微組織 11 2020 3 25 1 有良好的流動(dòng)性 能很好地填充鑄模 2 合金系中共晶的熔點(diǎn)最低 簡(jiǎn)化熔化和鑄造工藝 降低能源消耗和坩堝腐蝕 3 利用定向凝固使共晶兩相獲得細(xì)而均勻的定向排列 制造共晶復(fù)合材料利用共晶熔點(diǎn)最低的特性配制各種易熔合金 如焊料 保險(xiǎn)絲材料 鉛和錫的共晶熔點(diǎn)為183 若制成鉛 錫和鉍三元共晶 其熔點(diǎn)降至96 工業(yè)中最普遍的共晶型合金有鑄鐵和鋁硅系鑄造合金 以及各種焊料合金 共晶合金的性能 12 2020 3 25 I合金 Pb 10 Sn 組織 II Pb Sn共晶系合金平衡凝固 500 x 13 2020 3 25 II合金 全部共晶組織 共晶溫度時(shí)兩相相對(duì)含量 14 2020 3 25 III合金 亞共晶 Pb 50 Sn 組織 共晶 II 15 2020 3 25 VI合金 過(guò)共晶合金 Pb 70 Sn 組織 II 共晶 16 2020 3 25 例題 1按下列數(shù)據(jù) 做出A B二元共晶相圖 1 TA TB TA TB分別是A B的熔點(diǎn) 2 3 B在A中的溶解度隨溫度下降而減少 室溫時(shí)為WB 0 03 A在B中的溶解度不變 2 一個(gè)二元共晶反應(yīng)如下 求 1 WB 0 50的合金凝固后 初與 共晶的相對(duì)量 相與 相的相對(duì)量 2 若共晶反應(yīng)后 初和 共晶各占一半 問(wèn)該合金成分如何 17 2020 3 25 3 3共晶組織及其形成機(jī)理 共晶組織的基本特征 兩相交替排列兩相的形態(tài)多種多樣 層片狀 棒狀 或帶狀 纖維狀 或點(diǎn)狀 針狀 螺旋狀 蛛網(wǎng)狀及骨骼狀 枝狀 等 層片狀 cd Sn 250 棒狀 18 2020 3 25 共晶組織形態(tài) 纖維狀 Al Ni 橫截面 150 針狀 Al Si 100 19 2020 3 25 螺旋狀 Zn MgZn2 500 蛛網(wǎng)狀 Al Si 100 骨骼狀 Al Ge 500 Fe C 石墨 共晶中的石墨晶體a 電子掃描照片 顯示石墨晶體互連 b 金相照片 20 2020 3 25 共晶組織形態(tài)與固 液界面結(jié)構(gòu)有關(guān) 按共晶兩相的固 液界面特性分成三類(lèi) 1 粗糙 粗糙界面 即金屬 金屬型 共晶 2 粗糙 平滑界面 即金屬 非金屬型 共晶 3 平滑 平滑界面 非金屬 非金屬型 共晶金屬合金只涉及前兩類(lèi) 21 2020 3 25 包括金屬 金屬共晶和金屬 金屬間化合物共晶具有簡(jiǎn)單規(guī)則的組織形態(tài) 層片狀 棒狀或纖維狀影響成長(zhǎng)形態(tài)的主要因素是熱流方向和兩組元在液體中的互相擴(kuò)散 1 粗糙 粗糙界面共晶 金屬 金屬型共晶 規(guī)則共晶 22 2020 3 25 T2 和 均達(dá)到過(guò)飽和要形核析出若 領(lǐng)先形核并成長(zhǎng) 成分為h 含B量比原液體e少 剩余的B量被排出在界面近旁的液體中 濃度達(dá)到k 促使 相在 相上形核長(zhǎng)大 成分為i 相界面液體中的含A量變至比k點(diǎn)更高的j點(diǎn) 含A量較高的液體有利于析出 相 反復(fù)的互相促進(jìn) 交替形核 形成相間排列的晶體 共晶凝固時(shí)的固 液界面的平衡相濃度 形核機(jī)理 以穩(wěn)態(tài)的定向凝固為例 23 2020 3 25 相界面的液體成分為k 相界面的液體成分為j 兩相間的橫向濃度差為j k界面液體中的縱向濃度差為k e 或j e 橫向濃度差大 橫向擴(kuò)散距離很短 橫向原子擴(kuò)散強(qiáng)烈 所以在同樣條件下 共晶凝固速度比單相溶體要快得多 層狀共晶成長(zhǎng)時(shí)界面前沿的橫向原子擴(kuò)散 長(zhǎng)大機(jī)理 以穩(wěn)態(tài)的定向凝固為例 k j k j j 遠(yuǎn)處液體濃度e 24 2020 3 25 一個(gè)共晶晶粒中的每一單片層并不都需要單獨(dú)形核 各片層間多半是通過(guò)搭橋連接起來(lái) 共晶的形核 層片共晶形核和成長(zhǎng) a 單獨(dú)的 片 b 相在 片上形核 c 相在片邊緣搭橋分枝 球團(tuán)共晶形核和成長(zhǎng) a 相在 相上形核 b 兩相搭橋分枝成長(zhǎng) c 球團(tuán)成長(zhǎng)前沿的分枝情況 25 2020 3 25 共晶的形貌 1 當(dāng)共晶中一相的體積分?jǐn)?shù) 30 時(shí) 主要形成棒狀共晶 若兩相界面能各向異性較大時(shí) 也可形成層片狀共晶 2 當(dāng)共晶中一相的體積分?jǐn)?shù)為30 50 時(shí) 層片狀共晶 3 某些條件下產(chǎn)生不穩(wěn)定的界面 形成初晶 胞狀晶或樹(shù)枝狀共晶 26 2020 3 25 Al CuAl2共晶合金的縱截面 a 胞狀共晶組織 b 樹(shù)枝狀共晶組織 a 單相不穩(wěn)定性 偏離于共晶成分 b 兩相不穩(wěn)定性 第三組元的影響 局部液體成分偏離共晶成分 兩共晶相之一從共晶界面單獨(dú)長(zhǎng)出去 出現(xiàn)初晶加共晶的顯微組織 第三組元被排出在兩相界面前沿產(chǎn)生成分過(guò)冷區(qū) 在某一臨界G R值下 如同固溶體合金一樣 也會(huì)產(chǎn)生胞狀共晶或樹(shù)枝狀共晶 不穩(wěn)定的界面 27 2020 3 25 主要指金屬 非金屬型共晶 如Fe C系和Al Si系兩類(lèi)共晶 具有不規(guī)則或復(fù)雜規(guī)則的組織形態(tài)主要原因是由于非金屬相晶體結(jié)構(gòu)上的特性不同 使其成長(zhǎng)時(shí)具有明顯的各向異性 2 粗糙 平滑界面共晶 金屬 非金屬型共晶 不規(guī)則或復(fù)雜規(guī)則共晶 28 2020 3 25 規(guī)則共晶界 兩相排列整齊 凝固后的組織完全規(guī)則 層片厚度僅受成長(zhǎng)速度的影響不規(guī)則共晶的界面 兩相排列不齊 組織粗大 非金屬相位向各不相同 非金屬相兩枝間的平均間距大 兩枝間的間距差別也大 規(guī)則共晶界面 Al Si共晶成長(zhǎng)形貌示意圖 29 2020 3 25 Al Si系的共晶點(diǎn)含12 7 Si 重量 二者相互固溶度很少 Al相的體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)大于Si相 以Al Si合金為例說(shuō)明第二類(lèi)共晶成長(zhǎng)界面特性 Al Si共晶成長(zhǎng)形貌示意圖 Si相界面排出的Al濃度高 導(dǎo)致更大的成分過(guò)冷而加速Si的成長(zhǎng) Al相界面較寬 排出的Si量少 成分過(guò)冷小 生長(zhǎng)速度慢 而且當(dāng)Al界面達(dá)到一定寬度之后 從Si中排出的Al不能及時(shí)補(bǔ)充Al的表面 即Al中間部分出現(xiàn)凹陷 落后于界面前沿 隨成長(zhǎng)而遠(yuǎn)離的Si晶枝前沿溶質(zhì)多 成分過(guò)冷大 達(dá)到一定間距 分支 時(shí) 產(chǎn)生分支 以避免枝間距過(guò)大愈長(zhǎng)愈接近的晶枝達(dá)到一定極限值時(shí) Si量耗盡就停止成長(zhǎng) 在每個(gè)共晶領(lǐng)域內(nèi)的Si晶基本上都是連成一個(gè)整體 30 2020 3 25 3 4共晶系合金的非平衡凝固和組織 1 偽共晶組織 由非共晶合金所獲得的全部共晶組織 將形成全部共晶組織的成分和溫度范圍稱(chēng)為 偽共晶區(qū) 或 配對(duì)區(qū) 偽共晶區(qū)的成分范圍隨過(guò)冷度增大而增寬 a 粗糙 粗糙界面系的對(duì)稱(chēng)型 b 粗糙 平滑界面系的歪斜型 實(shí)際冷卻速度較快 使共晶系合金的凝固過(guò)程和顯微組織與正常狀態(tài)發(fā)生偏離 31 2020 3 25 對(duì)稱(chēng)型偽共晶區(qū) 偽共晶區(qū)形狀由組成相的結(jié)晶動(dòng)力學(xué)特性所決定 對(duì)稱(chēng)性偽共晶區(qū) 兩個(gè)相的單獨(dú)成長(zhǎng)速率與過(guò)冷度的關(guān)系差別不大 偽共晶區(qū)向共晶點(diǎn)下面兩邊呈對(duì)稱(chēng)性地?cái)U(kuò)大Pb Sn Ag Cu Cd Zn 非平衡凝固的亞 或過(guò) 共晶合金的組織中 共晶組織的量比平衡狀態(tài)多過(guò)冷至偽共晶區(qū) 則獲得全部偽共晶組織 32 2020 3 25 歪斜的偽共晶區(qū) 粗糙 光滑界面系的歪斜型偽共晶區(qū) 兩個(gè)相的結(jié)晶速率與過(guò)冷度的關(guān)系差別很大 晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜和平滑界面的相的成長(zhǎng)速率隨溫度下降而降低較快 偽共晶區(qū)歪斜地偏向該相的一邊 Al Si Fe C Sn Bi 33 2020 3 25 Al Si系的偽共晶區(qū)歪斜于Si的一邊 所以一般鑄造的共晶 甚至過(guò)共晶 合金獲得亞共晶組織 過(guò)共晶合金一定要過(guò)冷至偽共晶區(qū)才可獲得全部共晶組織 Al Si系的偽共晶區(qū) a Al Si系等軸成長(zhǎng)時(shí)的偽共晶區(qū) b 過(guò)共晶Al Si合金的顯微組織 200 34 2020 3 25 要獲得纖維狀細(xì)小的Si組織 可以通過(guò)以下方式 1 合金從液態(tài)激冷 淬火 可獲得纖維狀Si組織 2 工業(yè)上 加入少量Na P或Sr進(jìn)行變質(zhì)處理獲得細(xì)小分支的Si纖維組織 Al Si系的晶粒細(xì)化 a 加鈉鹽變質(zhì)后偽共晶區(qū)往右上移 b 加鈉變質(zhì)后 過(guò)共晶合金緩冷也可獲得偽共晶或亞共晶組織 200 Na的變質(zhì)原理 阻止Si晶成長(zhǎng) 促使其產(chǎn)生更多細(xì)小分支 提高Al的界面過(guò)冷度 加速Al成長(zhǎng) 增加Si晶核形成數(shù)目 35 2020 3 25 在固溶度端點(diǎn)以外的合金 在非平衡凝固時(shí)形成少量