單相多相合金的凝固

1、1會計學(xué)單相多相合金的凝固單相多相合金的凝固牛牛文庫文檔分享2第二節(jié) 合金凝固界面前沿的成分過冷第三節(jié) “成分過冷”對合金單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響第四節(jié) 共晶合金的凝固牛牛文庫文檔分享3一、平衡凝固一、平衡凝固二、液相充分混合均勻二、液相充分混合均勻三、液相只有有限擴(kuò)散三、液相只有有限擴(kuò)散四、液相中部分混合（有對流作用）四、液相中部分混合（有對流作用） 以從一端開始凝固的棒狀亞共晶合金為例，分別討論在下以從一端開始凝固的棒狀亞共晶合金為例，分別討論在下述四種凝固條件下，鑄件凝固過程中溶質(zhì)的分布變化。述四種凝固條件下，鑄件凝固過程中溶質(zhì)的分布變化。牛牛文庫文檔分享4一、平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配

2、一、平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配 平衡凝固是指液、固相溶質(zhì)成分完全達(dá)到平衡狀態(tài)圖對應(yīng)溫度平衡凝固是指液、固相溶質(zhì)成分完全達(dá)到平衡狀態(tài)圖對應(yīng)溫度的平衡成分，即固、液相中成分均能及時充分的平衡成分，即固、液相中成分均能及時充分?jǐn)U散均勻擴(kuò)散均勻。開始（開始（ T=TL）時：）時： CS = K0C0 CL= C0凝固過程凝固過程( ( T = T* ) )中，固中，固- -液界面上成分為：液界面上成分為：sCCSLLCC 固、液相質(zhì)量分?jǐn)?shù)固、液相質(zhì)量分?jǐn)?shù) fs 、fL與固液相成分間關(guān)系式：與固液相成分間關(guān)系式： 1)(0LSLLSffCfCfCSSSfKCKC)1(1000 凝固終了時，固相成分均勻地

3、為凝固終了時，固相成分均勻地為: CS = C0牛牛文庫文檔分享5二、液相充分混合均勻時的溶質(zhì)再分配二、液相充分混合均勻時的溶質(zhì)再分配該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而在液相中充分混合均勻在液相中充分混合均勻。起始凝固時與平衡凝固時相同：起始凝固時與平衡凝固時相同：C S = K 0C 0 ，C L = C 0)1(000)1 (KSSfCKC)1(00KLLfCC凝固過程中固液界面上的成凝固過程中固液界面上的成分為（分為（Scheil公式公式 ）：LssSLCdfdfCC)1 ()(*因因接著凝固時由于固相中無擴(kuò)散，接著凝固時由于固相中無擴(kuò)散，成分沿斜線由成分沿

4、斜線由K0C0逐漸上升。逐漸上升。牛牛文庫文檔分享6n隨著固相分?jǐn)?shù)（隨著固相分?jǐn)?shù)（fS）增加，凝固）增加，凝固界面上固、液相中的溶質(zhì)含量均界面上固、液相中的溶質(zhì)含量均增加，因此已經(jīng)凝固固相的平均增加，因此已經(jīng)凝固固相的平均成分比平衡的要低。成分比平衡的要低。n當(dāng)溫度達(dá)到平衡的固相線時，勢當(dāng)溫度達(dá)到平衡的固相線時，勢必仍保留一定的液相（杠桿原必仍保留一定的液相（杠桿原理），甚至達(dá)到共晶溫度理），甚至達(dá)到共晶溫度TE時仍時仍有液相存在。這些保留下來的液有液相存在。這些保留下來的液相在共晶溫度下將在凝固末端形相在共晶溫度下將在凝固末端形成部分共晶組織。成部分共晶組織。 牛牛文庫文檔分享711000

5、xeKKCCLDRL凝固凝固穩(wěn)定狀態(tài)穩(wěn)定狀態(tài)階段富集層溶質(zhì)分布規(guī)律（指數(shù)衰減曲線）：階段富集層溶質(zhì)分布規(guī)律（指數(shù)衰減曲線）：凝固過程分為三個階段凝固過程分為三個階段： 最初過渡區(qū)最初過渡區(qū) 穩(wěn)定態(tài)區(qū)穩(wěn)定態(tài)區(qū) 最后過渡區(qū)最后過渡區(qū) 當(dāng)當(dāng) 時，時，CL(x)C0降到降到:稱為溶質(zhì)富集層的稱為溶質(zhì)富集層的“特征距離特征距離”。RDxLeKC1)11(00X 特征距離特征距離牛牛文庫文檔分享8曲線的形狀受凝固速度曲線的形狀受凝固速度R、溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)、溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)DL、分配常數(shù)、分配常數(shù)K0影響，影響，R越大，越大，DL越小，越小，K0越小，越小，則在固則在固-液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)

6、重，曲線越陡峭。液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。 另外，最初過渡區(qū)的長度取決于另外，最初過渡區(qū)的長度取決于K0、R、DL的值，的值，K0越大、越大、R越大或越大或DL越小，則最初過渡區(qū)越短；最后越小，則最初過渡區(qū)越短；最后過渡區(qū)長度比最初過渡區(qū)的要小得多，與溶質(zhì)富集層過渡區(qū)長度比最初過渡區(qū)的要小得多，與溶質(zhì)富集層的的“特征距離特征距離”的數(shù)量級相同。的數(shù)量級相同。 牛牛文庫文檔分享9四、四、液相中部分混合液相中部分混合時的溶質(zhì)再分配時的溶質(zhì)再分配 在部分混合情況下，固在部分混合情況下，固-液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界層液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界層，在，在邊界層內(nèi)只靠擴(kuò)散傳質(zhì)邊界層內(nèi)

7、只靠擴(kuò)散傳質(zhì)（靜止無對流），在（靜止無對流），在邊界層以外邊界層以外的的液相因有對流作用液相因有對流作用成分得以保持均一成分得以保持均一。 液相充分大時邊界層寬度液相充分大時邊界層寬度 N 內(nèi)任意一點(diǎn)內(nèi)任意一點(diǎn)x液相成分液相成分 ：當(dāng)液相不是充分大當(dāng)液相不是充分大 時：時：NLLDRXDRLLeeCCCC11100NLDRXDRLLLLeeCCCC111液相部分混合達(dá)穩(wěn)態(tài)時液相部分混合達(dá)穩(wěn)態(tài)時C*s及及C*L值：值：NLDRLeKKCC)1(000NLDRSeKKKCC)1(0000牛牛文庫文檔分享10令令 為有效分配系數(shù)，為有效分配系數(shù)， KE 與平衡分配系數(shù)與平衡分配系數(shù) K0 的關(guān)系：的

8、關(guān)系：0CCKSENLDREeKKKK)1(000 KE = K0 ：發(fā)生在：發(fā)生在 1 時（見式時（見式4-6），即慢生長速度和最大的），即慢生長速度和最大的攪動對流，攪動對流，N 很小時，這相當(dāng)于前面討論的液相完全混合的情況。很小時，這相當(dāng)于前面討論的液相完全混合的情況。 KE =1：發(fā)生在：發(fā)生在 1 時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流，N 很大的情況，這相當(dāng)于液相只有擴(kuò)散時的情況。很大的情況，這相當(dāng)于液相只有擴(kuò)散時的情況。 K0KE1：相當(dāng)于液相部分混合：相當(dāng)于液相部分混合(有對流有對流)的情況，工程中常在該范圍。的情況，工程中常在該范圍。 四種單

9、向凝固條件下的溶質(zhì)分布情況示意圖。四種單向凝固條件下的溶質(zhì)分布情況示意圖。LNDRLNDR牛牛文庫文檔分享11第二節(jié)第二節(jié) 合金凝固界面前沿合金凝固界面前沿的成分過冷的成分過冷牛牛文庫文檔分享12n “成分過冷成分過冷”的形成條件分的形成條件分析析 （K01 情況下情況下) ： 界面前沿形成溶質(zhì)富集層界面前沿形成溶質(zhì)富集層 液相線溫度液相線溫度TL(x)隨隨x增大上升增大上升 當(dāng)當(dāng)GL（界面前沿液相的實(shí)際溫度梯度）（界面前沿液相的實(shí)際溫度梯度）小小于液相線的斜率時，即于液相線的斜率時，即: 出現(xiàn)出現(xiàn)“成分過冷成分過冷” 。a)C%CL*=C0/k0CS=C0mLTSTMCL(X)b)XXC0C

10、L*CS*Ti界面界面c)C%T成分過冷 區(qū)T2實(shí) 際T1實(shí) 際TL(X)0)(xLLxxTG00011) (xDRLmLLeKKCmTxT牛牛文庫文檔分享13000L)1 (RG KKDCmLLNLDRLLLeKKDCm00L11RG 牛牛文庫文檔分享14 由判據(jù)由判據(jù) 可見，下列條件有助于形可見，下列條件有助于形成成“成分過冷成分過冷”：l 液相中溫度梯度?。ㄒ合嘀袦囟忍荻刃。℅ L?。?；小）；l 晶體生長速度快，晶體生長速度快，R大；大；l m L大，即陡的液相線斜率；大，即陡的液相線斜率；l 原始成分濃度高，原始成分濃度高，C 0大；大；l 液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù) D L

11、低；低；l K 01 時，時，K 0 ??；小；K 01 時，時，K 0 大大000L)1 (RG KKDCmLL工藝因素工藝因素材料因素材料因素牛牛文庫文檔分享15以液相只有擴(kuò)散的情況為例：以液相只有擴(kuò)散的情況為例：n “成分過冷成分過冷”區(qū)的最大過冷度：區(qū)的最大過冷度：n“成分過冷成分過冷”出現(xiàn)的區(qū)域?qū)挾龋撼霈F(xiàn)的區(qū)域?qū)挾龋?)1 (ln1 )1 (000000maxKDGKCmRRDGKKCmTLLLLLL20020)1(22XRkCmGDkRDLLL牛牛文庫文檔分享16第三節(jié)第三節(jié) “成分過冷成分過冷”對合金單相固對合金單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響溶體結(jié)晶形態(tài)的影響一、熱過冷及其對純金屬液固界

12、面形態(tài)的影響一、熱過冷及其對純金屬液固界面形態(tài)的影響二、二、“成分過冷成分過冷”對合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)對合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律律三、成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌三、成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌四、較寬成分過冷作用下的枝晶生長四、較寬成分過冷作用下的枝晶生長五、自由樹枝晶的生長五、自由樹枝晶的生長六、枝晶間距六、枝晶間距牛牛文庫文檔分享17n純金屬液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)晶體生長的凝固界面通純金屬液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)晶體生長的凝固界面通常為平直形態(tài)，其溫度低于平衡熔點(diǎn)溫度常為平直形態(tài)，其溫度低于平衡熔點(diǎn)溫度Tm，過冷度，過冷度Tk 提供凝固所必須的動力學(xué)驅(qū)動力

13、，稱為提供凝固所必須的動力學(xué)驅(qū)動力，稱為“動力學(xué)過冷動力學(xué)過冷” 。 TkTm界 面LSGLGS 牛牛文庫文檔分享18n當(dāng)界面液相一側(cè)形成負(fù)溫度梯度時純金屬界面前方獲得大于當(dāng)界面液相一側(cè)形成負(fù)溫度梯度時純金屬界面前方獲得大于T k 的過冷度。這種僅由熔體存在的負(fù)溫度梯度所造成的過的過冷度。這種僅由熔體存在的負(fù)溫度梯度所造成的過冷，習(xí)慣上稱為冷，習(xí)慣上稱為“熱過冷熱過冷” 。純金屬在負(fù)溫度梯度下可發(fā)展。純金屬在負(fù)溫度梯度下可發(fā)展為樹枝晶。為樹枝晶。界面 T m - T kLSGLGS 牛牛文庫文檔分享19牛牛文庫文檔分享20n胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l一

14、一0.1cm之間，隨著之間，隨著成分過冷的增大，發(fā)生：成分過冷的增大，發(fā)生： 溝溝 槽槽不規(guī)則的胞狀界面不規(guī)則的胞狀界面狹長的胞狀界面狹長的胞狀界面規(guī)則胞狀態(tài)規(guī)則胞狀態(tài)胞狀晶的生長方向垂直于固胞狀晶的生長方向垂直于固-液界面（與熱流相反與晶體液界面（與熱流相反與晶體學(xué)取向無關(guān)）。學(xué)取向無關(guān)）。胞狀晶可認(rèn)為是一種亞結(jié)構(gòu)胞狀晶可認(rèn)為是一種亞結(jié)構(gòu)。牛牛文庫文檔分享21 隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬胞晶凸起伸向熔體更遠(yuǎn)處胞晶凸起伸向熔體更遠(yuǎn)處胞狀晶擇優(yōu)方向生長胞狀晶擇優(yōu)方向生長胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣短小的鋸齒狀短小的鋸齒狀“二次枝晶二次枝晶” （胞狀樹枝晶

15、）（胞狀樹枝晶）在成分過冷區(qū)足夠大時，二次枝晶在成分過冷區(qū)足夠大時，二次枝晶上長出上長出“三次枝晶三次枝晶” （動畫）（動畫）牛牛文庫文檔分享22牛牛文庫文檔分享23n界面前成分過冷的極大值大于界面前成分過冷的極大值大于熔體中非均質(zhì)形核所需的過冷熔體中非均質(zhì)形核所需的過冷度時，度時，在柱狀枝晶生長的同時，在柱狀枝晶生長的同時，前方前方熔體內(nèi)發(fā)生非均質(zhì)形核熔體內(nèi)發(fā)生非均質(zhì)形核過過程，并在過冷熔體中的自由生程，并在過冷熔體中的自由生長，形成了方向各異的等軸晶長，形成了方向各異的等軸晶（自由樹枝晶）自由樹枝晶）。 等軸枝晶的存在阻止了柱等軸枝晶的存在阻止了柱狀晶區(qū)的單向延伸，此后的狀晶區(qū)的單向延伸，

16、此后的結(jié)晶過程便是等軸晶區(qū)不斷結(jié)晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體內(nèi)部推進(jìn)的過程向液體內(nèi)部推進(jìn)的過程。牛牛文庫文檔分享24n晶體的表面總是由界面能較小的晶面組成，寬而平的晶體的表面總是由界面能較小的晶面組成，寬而平的面是界面能小的晶面，而棱與角的狹面為界面能大的面是界面能小的晶面，而棱與角的狹面為界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生長速度較快，長成晶面。界面能大的晶面（垂直）生長速度較快，長成等軸樹枝晶等軸樹枝晶。n方向性較強(qiáng)的非金屬晶體，其平衡態(tài)的晶體形貌具有方向性較強(qiáng)的非金屬晶體，其平衡態(tài)的晶體形貌具有清晰的多面體結(jié)構(gòu)；方向性較弱的金屬晶體，其平衡清晰的多面體結(jié)構(gòu)；方向性較弱的金屬晶體，其平

17、衡態(tài)近乎球形態(tài)近乎球形 。牛牛文庫文檔分享25n晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為長方式，稱為“外生生長外生生長”。n平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于外平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于外生生長。生生長。n等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“內(nèi)生生長內(nèi)生生長”。牛牛文庫文檔分享26n枝晶間距枝晶間距：指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。它是它是樹枝晶組織細(xì)化程度的表征。實(shí)際中，枝晶間距采用金相樹枝晶組織細(xì)化程度的表征。實(shí)際中，枝晶間距采用金相法測得統(tǒng)計平均值，通常采

18、用的有一次枝晶（柱狀晶主干）法測得統(tǒng)計平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距間距d1、和二次分枝間距、和二次分枝間距 d2 兩種。兩種。材料性能好材料性能好熱裂紋傾向小熱裂紋傾向小且分散且分散顯微縮松、夾雜物細(xì)小顯微縮松、夾雜物細(xì)小成分趨于均勻化成分趨于均勻化細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著枝晶間距小枝晶間距小牛牛文庫文檔分享27210001)1(RGDKCmadLLL2141)1(6401LLLGRCKDmd岡本平岡本平 Hunt J.D R與與GL的乘積相當(dāng)于冷卻速度（的乘積相當(dāng)于冷卻速度（oC/sec）。）。冷卻速度大，二次臂枝晶間距冷卻速度大，二次臂枝晶間距d2越小越小。微量變

19、質(zhì)元素（如稀土）影響合金微量變質(zhì)元素（如稀土）影響合金CL、k0、slsl，也可使二次臂枝晶間距，也可使二次臂枝晶間距d2減小。減小。31)(2LSGRTAdTS 非平衡凝固的溫度區(qū)間，A 與合金性質(zhì)相關(guān)的常數(shù)牛牛文庫文檔分享28第四節(jié)第四節(jié) 共晶合金的凝固共晶合金的凝固 大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，多相合金的凝大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，多相合金的凝固比單相固溶體的凝固情況復(fù)雜。本節(jié)討論最為普遍的共固比單相固溶體的凝固情況復(fù)雜。本節(jié)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。晶合金凝固方式及組織。一、一、 共晶組織的分類及特點(diǎn)共晶組織的分類及特點(diǎn)二、二、 共晶組織的形成機(jī)理共晶組織

20、的形成機(jī)理牛牛文庫文檔分享29一、共晶組織的分類及特點(diǎn)一、共晶組織的分類及特點(diǎn)（一）（一） 規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶（二）（二） 非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)（三）（三） 離異生長及離異共晶離異生長及離異共晶牛牛文庫文檔分享30（一）（一） 規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶規(guī)則共晶：規(guī)則共晶：金屬金屬金屬，金屬，如如: Pb-Sn ，Ag-Cu層片狀共晶層片狀共晶 金屬金屬金屬間化合物金屬間化合物，如如: Al-AlAl-Al3 3NiNi棒狀共晶棒狀共晶 非規(guī)則非規(guī)則共晶共晶金屬金屬非金屬，非金屬，如: Fe-C , Al-Si 共晶非金屬非金屬非

21、金屬，非金屬，如如: 琥珀睛琥珀睛-茨醇共晶茨醇共晶 粗糙粗糙界面粗糙粗糙界面粗糙粗糙光滑界面光滑界面光滑光滑光滑界面光滑界面牛牛文庫文檔分享31n金屬金屬-金屬金屬共晶及共晶及金屬金屬-金屬間化合物金屬間化合物共晶多為第共晶多為第類共晶，其典型的顯微形態(tài)是類共晶，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀有規(guī)則的層片狀，或，或其中其中有一相為棒狀有一相為棒狀，因此稱為，因此稱為“規(guī)則共晶規(guī)則共晶”。n規(guī)則共晶長大時，兩相彼此緊密相連，相互依賴生規(guī)則共晶長大時，兩相彼此緊密相連，相互依賴生長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運(yùn)動。這種長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運(yùn)動。這種長大方式稱之為長大方式稱之為

22、“共生生長共生生長”。牛牛文庫文檔分享32 圖圖4-24 Al-Al3Ni棒狀共晶棒狀共晶 （上（上縱截面，下縱截面，下橫截面）橫截面）圖圖4-23 Pb-Sn層片狀共晶層片狀共晶牛牛文庫文檔分享33n 金屬金屬-非金屬共晶屬于第非金屬共晶屬于第類共晶體，長大過程類共晶體，長大過程往往仍是相互偶合的往往仍是相互偶合的“共生共生”長大長大，但由于小晶，但由于小晶面相（非金屬相）晶體長大具有強(qiáng)烈的方向性，面相（非金屬相）晶體長大具有強(qiáng)烈的方向性，且對凝固條件（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素）十分敏且對凝固條件（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素）十分敏感，容易發(fā)生彎曲和分枝，所得到的組織較為無感，容易發(fā)生彎曲和分枝，所得

23、到的組織較為無規(guī)則，屬于規(guī)則，屬于“不規(guī)則共晶不規(guī)則共晶”。牛牛文庫文檔分享34Al-Si共晶合金組織長大過程的數(shù)值模擬共晶合金組織長大過程的數(shù)值模擬 牛牛文庫文檔分享35 圖4-26 兩相非偶合生長形成不規(guī)則共晶 規(guī)則共晶體 a) 琥珀睛-茨醇共晶 , b) 偶氮苯-苯偶酰共晶, c) 四溴化碳-六氯乙烷 牛牛文庫文檔分享36 根據(jù)平衡相圖，共晶反根據(jù)平衡相圖，共晶反應(yīng)只發(fā)生在一個固定的成應(yīng)只發(fā)生在一個固定的成分，任何偏離這一成分的分，任何偏離這一成分的合金凝固后都不能獲得合金凝固后都不能獲得100100的共晶組織。如的共晶組織。如Pb-SnPb-Sn合合金在平衡凝固時，只有金在平衡凝固時，

24、只有Pb-Pb-61.9Sn61.9Sn的共晶合金才能獲的共晶合金才能獲得得100100共晶組織。共晶組織。非平衡凝固過程，由于共非平衡凝固過程，由于共晶生長動力學(xué)因素的影響晶生長動力學(xué)因素的影響，共晶組織有以下三種情，共晶組織有以下三種情況：況： 1) 共晶成分的合金共晶成分的合金，在，在冷冷速較快速較快時，時， 不一定能得到不一定能得到100的共晶組織，而是得的共晶組織，而是得到到亞共晶或過共晶亞共晶或過共晶；2）有些）有些非共晶成分的合非共晶成分的合金金在在冷速較快冷速較快時可以在時可以在TE以下溫度得到以下溫度得到100的共的共晶晶組織，該區(qū)域稱之為組織，該區(qū)域稱之為共共生區(qū)生區(qū)（圖中

25、陰影區(qū)）（圖中陰影區(qū)） ；3）有些）有些非共晶成分的合金非共晶成分的合金，在，在一定冷速一定冷速下，既不出下，既不出現(xiàn)現(xiàn)100的共晶組織，也不的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而共晶的情況，而是出現(xiàn)是出現(xiàn)“離異共晶離異共晶”。牛牛文庫文檔分享371、“對稱型共生區(qū)對稱型共生區(qū)” 2、“非對稱型共生區(qū)非對稱型共生區(qū)”3、共生區(qū)的概念的意義、共生區(qū)的概念的意義牛牛文庫文檔分享38n兩個組元熔點(diǎn)相近、兩個組元熔點(diǎn)相近、兩條液相線基本對稱、兩條液相線基本對稱、兩相長大速度基本相兩相長大速度基本相同的非小晶面同的非小晶面-非小非小晶面合金，容易形成晶面合金，容易形成對稱型共生區(qū)。對稱型共生區(qū)

26、。 牛牛文庫文檔分享39n 當(dāng)兩個組元熔點(diǎn)相差較當(dāng)兩個組元熔點(diǎn)相差較大，兩條液相線不對稱時，大，兩條液相線不對稱時，共晶點(diǎn)往往偏向于低熔點(diǎn)共晶點(diǎn)往往偏向于低熔點(diǎn)組元一側(cè)，而共生區(qū)則由組元一側(cè)，而共生區(qū)則由共晶點(diǎn)向高熔點(diǎn)組元一側(cè)共晶點(diǎn)向高熔點(diǎn)組元一側(cè)傾斜。傾斜。原因：由于濃度起伏和擴(kuò)散的原因：由于濃度起伏和擴(kuò)散的原因，共晶成分附近的低熔點(diǎn)原因，共晶成分附近的低熔點(diǎn)相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔點(diǎn)相更易于析出，其生長速度點(diǎn)相更易于析出，其生長速度也更快。因此結(jié)晶時往往容易也更快。因此結(jié)晶時往往容易出現(xiàn)低熔點(diǎn)組元一側(cè)的初生相出現(xiàn)低熔點(diǎn)組元一側(cè)的初生相。為了滿足共生生長所需的基。

27、為了滿足共生生長所需的基本條件，就需要合金液在含有本條件，就需要合金液在含有更多高熔點(diǎn)組元成分的條件下更多高熔點(diǎn)組元成分的條件下進(jìn)行共晶轉(zhuǎn)變。進(jìn)行共晶轉(zhuǎn)變。牛牛文庫文檔分享40 把平衡相圖概念和不平衡共晶結(jié)晶動力學(xué)過程把平衡相圖概念和不平衡共晶結(jié)晶動力學(xué)過程聯(lián)系了起來；聯(lián)系了起來； 可以滿意地解釋非平衡結(jié)晶現(xiàn)象：如非共晶成分的合金可可以滿意地解釋非平衡結(jié)晶現(xiàn)象：如非共晶成分的合金可以結(jié)晶成以結(jié)晶成100的共晶組織，而共晶成分的合金結(jié)晶時反而的共晶組織，而共晶成分的合金結(jié)晶時反而得不到得不到100共晶組織；共晶組織； 有助于對共生生長和離異生長這兩種不同共晶方有助于對共生生長和離異生長這兩種不同

28、共晶方式作進(jìn)一步分析和探討。式作進(jìn)一步分析和探討。 共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無限緩慢的共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無限緩慢的冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點(diǎn)冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點(diǎn)E，合金液即按平，合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進(jìn)行結(jié)晶。衡相圖所示的規(guī)律進(jìn)行結(jié)晶。牛牛文庫文檔分享41（三）（三） 離異生長及離異共晶離異生長及離異共晶1、離異生長與離異共晶的概念、離異生長與離異共晶的概念 2. 晶間偏析型離異共晶的形成晶間偏析型離異共晶的形成3、“暈圈暈圈”離異共晶形成離異共晶形成牛牛文庫文檔分享42n 在共晶轉(zhuǎn)變中也存在著合金液不能進(jìn)入共生區(qū)在共晶轉(zhuǎn)變中也存在著合金液不能進(jìn)入共生

29、區(qū)的情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各的情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各自以不同的速度獨(dú)立生長，即自以不同的速度獨(dú)立生長，即兩相的析出在時間兩相的析出在時間上和空間上都是彼此分離的上和空間上都是彼此分離的，因而形成的組織沒，因而形成的組織沒有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結(jié)晶有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結(jié)晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。n離異共晶分離異共晶分“晶間偏析型晶間偏析型”和和“暈圈型暈圈型”兩種類兩種類型。型。牛牛文庫文檔分享432、“晶間偏析型晶間偏析型”離異共晶離異共晶n由系統(tǒng)本身的原因所引起由系

30、統(tǒng)本身的原因所引起：如果合金成分偏離共晶點(diǎn)很如果合金成分偏離共晶點(diǎn)很遠(yuǎn)，初晶相長得很大，共晶遠(yuǎn)，初晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似成分的殘留液體很少，類似于薄膜分布于枝晶之間。當(dāng)于薄膜分布于枝晶之間。當(dāng)共晶轉(zhuǎn)變時，一相就在初晶共晶轉(zhuǎn)變時，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，面把相的枝晶上繼續(xù)長出，面把另一相單獨(dú)留在枝晶間。另一相單獨(dú)留在枝晶間。由另一相的生核困難所引起由另一相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長合金偏離共晶成分，初晶相長得較大，如另一相不能以初生得較大，如另一相不能以初生相為襯底而生核，或因液體過相為襯底而生核，或因液體過冷傾向大使該相析出受阻時，冷傾向大使該相析

31、出受阻時，初生相就繼續(xù)長大而把另一相初生相就繼續(xù)長大而把另一相留在枝晶間。留在枝晶間。牛牛文庫文檔分享44n兩相性質(zhì)差別較大的非小晶面兩相性質(zhì)差別較大的非小晶面小晶面共晶合金中能更經(jīng)小晶面共晶合金中能更經(jīng)常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長速度常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長速度上的差別，第二相環(huán)繞著領(lǐng)先相表面生長而形成一種鑲邊上的差別，第二相環(huán)繞著領(lǐng)先相表面生長而形成一種鑲邊外圍層的情況，此外圍層稱為外圍層的情況，此外圍層稱為“暈圈暈圈”。牛牛文庫文檔分享45n 如果領(lǐng)先相的固如果領(lǐng)先相的固-液界面全部是慢液界面全部是慢生長面，會被快速生長的第二相暈生長面，會被快速生

32、長的第二相暈圈所封閉，則兩相與熔體之間就沒圈所封閉，則兩相與熔體之間就沒有共同的生長界面，而只有形成暈有共同的生長界面，而只有形成暈圈的第二相與熔體相接觸，所以原圈的第二相與熔體相接觸，所以原先的領(lǐng)先相只能依靠原子通過暈圈先的領(lǐng)先相只能依靠原子通過暈圈的擴(kuò)散進(jìn)行，最后形成領(lǐng)先相呈球的擴(kuò)散進(jìn)行，最后形成領(lǐng)先相呈球團(tuán)狀結(jié)構(gòu)的離異共晶組織。球墨鑄團(tuán)狀結(jié)構(gòu)的離異共晶組織。球墨鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變是其典例。鐵的共晶轉(zhuǎn)變是其典例。牛牛文庫文檔分享46n 如果領(lǐng)先相的如果領(lǐng)先相的固固液界面是各液界面是各向異性向異性的，第二相只能將其慢的，第二相只能將其慢生長面包圍住，而其生長面包圍住，而其快生長面快生長面仍能突破

33、暈圈的包圍仍能突破暈圈的包圍并與熔體并與熔體相接觸，則暈圈是不完整的。相接觸，則暈圈是不完整的。這時兩相仍能組成共同的生長這時兩相仍能組成共同的生長界面而以界面而以共生方式進(jìn)行偶合結(jié)共生方式進(jìn)行偶合結(jié)晶晶?；诣T鐵中的片狀石墨與奧?；诣T鐵中的片狀石墨與奧氏體的共生生長則屬此類。氏體的共生生長則屬此類。 牛牛文庫文檔分享47二、二、 共晶組織的形成機(jī)理共晶組織的形成機(jī)理牛牛文庫文檔分享48牛牛文庫文檔分享49 層片狀共晶組織是最常見的一類非小晶面一非小晶面共生共晶組織?，F(xiàn)以球狀共晶團(tuán)為例，討論層片狀共晶組織的形成過程。1、層片狀共晶生核過程及、層片狀共晶生核過程及“搭橋搭橋”方式方式2、共生過程的

34、協(xié)同生長、共生過程的協(xié)同生長3、片層距的調(diào)整、片層距的調(diào)整4、胞狀、樹枝狀共晶的形成、胞狀、樹枝狀共晶的形成牛牛文庫文檔分享50 相固溶體在相固溶體在相球面上的析出相球面上的析出 領(lǐng)先相富領(lǐng)先相富A組元的組元的固溶體小球析出固溶體小球析出 界面前沿界面前沿B組元原子的不斷富集組元原子的不斷富集 向前方及側(cè)面的熔體中排出向前方及側(cè)面的熔體中排出A組元原子組元原子 相依附于相依附于相的側(cè)面長出分枝相的側(cè)面長出分枝 相沿著相沿著相的球面與側(cè)面迅速鋪展相的球面與側(cè)面迅速鋪展 交替進(jìn)行交替進(jìn)行 形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心牛牛文庫文

35、檔分享51n“搭橋搭橋”方式方式：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個層片重新生核。共生界面，而不需要每個層片重新生核。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意圖。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意圖。牛牛文庫文檔分享52n非小晶面向前生長不取決于晶體的性質(zhì)，只取決非小晶面向前生長不取決于晶體的性質(zhì)，只取決于熱流方向及原子擴(kuò)散。于熱流方向及原子擴(kuò)散。共生協(xié)同生長共生協(xié)同生長：兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，由于：兩相各向其界面前沿排出另

36、一組元的原子，由于相前沿富相前沿富B，而，而相前沿富相前沿富A，擴(kuò)散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因此橫，擴(kuò)散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因此橫向擴(kuò)散速度比縱向大的多。共晶兩相通過橫向擴(kuò)散不斷排走界面前沿積向擴(kuò)散速度比縱向大的多。共晶兩相通過橫向擴(kuò)散不斷排走界面前沿積累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，齊頭并進(jìn)地快速累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，齊頭并進(jìn)地快速向前生長。向前生長。牛牛文庫文檔分享53n此處此處B原子聚集而濃度升高原子聚集而濃度升高 n 相在此處推進(jìn)的速度變慢相在此處推進(jìn)的速度變慢n 形成凹坑形成凹坑 nn 凝固速度越快，相應(yīng)的片層距就會越小。凝固速度越快

37、，相應(yīng)的片層距就會越小。21Rk 相片層中心處相片層中心處B原子擴(kuò)散比原子擴(kuò)散比-交界要困難得多交界要困難得多牛牛文庫文檔分享544、胞狀、樹枝狀共晶的形成胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響）（第三組元的影響）A、B兩相每相排出第三組元的原子兩相每相排出第三組元的原子無法橫向擴(kuò)散，只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散無法橫向擴(kuò)散，只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散形成富集層（達(dá)到幾百個層片厚度數(shù)量形成富集層（達(dá)到幾百個層片厚度數(shù)量級）級）在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下 (如如GL較小、較小、R較較大時大時)，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷導(dǎo)致界面形態(tài)的改變，形成胞狀界面導(dǎo)致界面形態(tài)的改變，形成胞狀

38、界面 當(dāng)當(dāng)?shù)谌M元濃度較大第三組元濃度較大，或在，或在更大更大的凝固速度的凝固速度下，成分過冷進(jìn)一步擴(kuò)下，成分過冷進(jìn)一步擴(kuò)大，大，胞狀共晶胞狀共晶將發(fā)展為將發(fā)展為樹枝狀共晶樹枝狀共晶組織，甚至還會導(dǎo)致共晶合金組織，甚至還會導(dǎo)致共晶合金自外自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。牛牛文庫文檔分享55形成棒狀共晶的一般條件：形成棒狀共晶的一般條件： 如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)； 如果體積分?jǐn)?shù)在如果體積分?jǐn)?shù)在 1/ 之間之間時，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。時，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。 棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形

39、棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。牛牛文庫文檔分享56第三組元的影響第三組元的影響n如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅引起一個組成相產(chǎn)生成分過冷。產(chǎn)生成分過冷現(xiàn)第三組元僅引起一個組成相產(chǎn)生成分過冷。產(chǎn)生成分過冷相的層片在生長過程中將會越過另一相層片的界面而伸入液相的層片在生長過程中將會越過另一相層片的界面而伸入液相中，通過搭橋作用，相中，通過搭橋作用，落后的一相將被生長落后的一相將被生長快的一相割成篩網(wǎng)狀快的一相

40、割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀，并最終發(fā)展成棒狀組織。組織。牛牛文庫文檔分享57n 由于小晶面本身存在著多種不同的生長機(jī)制，由于小晶面本身存在著多種不同的生長機(jī)制，故這類共晶合金比非晶小面故這類共晶合金比非晶小面-非小晶面共晶合金具非小晶面共晶合金具有更為復(fù)雜的組織形態(tài)變化，且對生長條件的變有更為復(fù)雜的組織形態(tài)變化，且對生長條件的變化也表現(xiàn)出高度的敏感。即使是同一種合金，在化也表現(xiàn)出高度的敏感。即使是同一種合金，在不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最具有代表性的是具

41、有代表性的是 Fe-C 和和 A1-Si 兩種合金。兩種合金。牛牛文庫文檔分享58n領(lǐng)先相石墨以旋轉(zhuǎn)孿晶生長領(lǐng)先相石墨以旋轉(zhuǎn)孿晶生長機(jī)制垂直于棱柱面以機(jī)制垂直于棱柱面以10T0方向呈片狀生長，而奧氏體方向呈片狀生長，而奧氏體則以非封閉暈圈形式包圍著則以非封閉暈圈形式包圍著石墨片（石墨片（0001）基面跟隨著）基面跟隨著石墨片一起長大。石墨片一起長大。伸入液相的石墨片前端通過伸入液相的石墨片前端通過旋轉(zhuǎn)孿晶的作用不斷改變生旋轉(zhuǎn)孿晶的作用不斷改變生長方向而發(fā)生彎曲，并不斷長方向而發(fā)生彎曲，并不斷分枝出新的石墨片。奧氏體分枝出新的石墨片。奧氏體則依靠石墨片則依靠石墨片10T0方向生長方向生長過程中在

42、其周圍形成的富過程中在其周圍形成的富Fe液層而迅速生長，并不斷將液層而迅速生長，并不斷將石墨片的側(cè)面包圍起來。石墨片的側(cè)面包圍起來。在高純度在高純度Fe-C合金共晶凝合金共晶凝固中，領(lǐng)先相石墨的外露面固中，領(lǐng)先相石墨的外露面為（為（0001）基面，往往按）基面，往往按螺旋位錯生長機(jī)制垂直于基螺旋位錯生長機(jī)制垂直于基面按面按000l方向生長，從而方向生長，從而形成球狀石墨形成球狀石墨+奧氏體暈圈奧氏體暈圈的離異共晶組織。的離異共晶組織。10T0灰鑄鐵共晶共生生長灰鑄鐵共晶共生生長牛牛文庫文檔分享59Al Si 合金共生生長合金共生生長n當(dāng)領(lǐng)先相當(dāng)領(lǐng)先相 Si 以以反射孿晶生長機(jī)理反射孿晶生長機(jī)理

43、在界面前沿不斷分枝生在界面前沿不斷分枝生長時，形成的共生共晶組織是在長時，形成的共生共晶組織是在-A1的連續(xù)基體中分布著的連續(xù)基體中分布著紊亂排列的板片狀紊亂排列的板片狀Si的兩相混合體。的兩相混合體。 在在Al-Si共晶合金液中加入共晶合金液中加入Na、Sr等微量變質(zhì)元素，共晶等微量變質(zhì)元素，共晶生長中不斷封鎖共晶生長中不斷封鎖共晶Si原有反射孿晶臺階而又不斷產(chǎn)生新原有反射孿晶臺階而又不斷產(chǎn)生新的反射孿晶，使共晶的反射孿晶，使共晶Si不斷分枝，粗片狀共晶不斷分枝，粗片狀共晶Si大大細(xì)化大大細(xì)化，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椋⒅饾u轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀共晶纖維狀共晶Si的組織的組織。牛牛文庫文檔分享60牛牛文庫文檔分

44、享61a) 不同的成分過冷情況不同的成分過冷情況 b) 無成分過冷無成分過冷 平面晶平面晶C) 窄成分過冷區(qū)間窄成分過冷區(qū)間 胞狀晶胞狀晶 d) 成分過冷區(qū)間較寬成分過冷區(qū)間較寬 柱狀樹枝晶柱狀樹枝晶 e) 寬成分過冷寬成分過冷 內(nèi)部等軸晶內(nèi)部等軸晶牛牛文庫文檔分享62牛牛文庫文檔分享63柱狀樹枝晶生長過程的數(shù)值模擬柱狀樹枝晶生長過程的數(shù)值模擬牛牛文庫文檔分享64不等軸自由樹枝晶（兩維）不等軸自由樹枝晶（兩維）生長過程的數(shù)值模擬。生長過程的數(shù)值模擬。純鎳等軸樹枝晶長大純鎳等軸樹枝晶長大過程的數(shù)值模擬過程的數(shù)值模擬牛牛文庫文檔分享65 圖圖11-3單向凝固時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布單向凝固時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布 牛牛文庫文檔分享66 a）變質(zhì)前）變質(zhì)前, b) 0.1%Sr變質(zhì)后變質(zhì)后, c) 0.1%Sr變質(zhì)后變質(zhì)后 x1000 x2000, x6000圖圖4-42 Al-Si 共晶合金共晶合金 Sr 變質(zhì)前后的共晶變質(zhì)前后的共晶 Si 形態(tài)形態(tài)牛牛文庫文檔分享67牛牛文庫文檔分享68牛牛文庫文檔分享69二、液相充分混合均勻時的溶質(zhì)再分配二、液相充分混合均勻時的溶質(zhì)再分配該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而在液相中充分混合均勻在液相中充分混合均勻。起始凝固時與平衡凝固時相同：起始凝固時與平衡凝固時相同：C S = K