材料科學基礎第7章-下課件

7.4二元合金的凝固理論7.4.1固溶體的凝固理論一、正常凝固固溶體凝固的特征為平衡的液相和固相之間有成分差別，在凝固時要發(fā)生溶質的重新分布。在一定溫度下，固-液兩平衡相中溶質濃度的比值k0稱為溶質的平衡分配系數(shù)。即式中ωS、ωL分別為固、液相的平衡濃度，如果假定液相線和固相線均為直線，則k0為常數(shù)。如果隨溶質濃度增加，合金凝固的開始溫度和終了溫度降低，則k0﹤1；反之，k0﹥1。k0越接近1，表示該合金凝固時重新分布的溶質成分與原合金成分越接近，即重新分布的程度越小。7.4二元合金的凝固理論7.4.1固溶體的凝固理論1圖7.43兩種k0情況（a）k0﹤1（b）k0﹥1

在討論金屬合金的實際凝固問題時,一般不考慮固相內(nèi)部的原子擴散，即把凝固過程中先后析出的固相成份看作沒有變化，而僅討論液相中的溶質原子混合均勻程度問題。以下討論的均為正常凝固過程。

圖7.43兩種k0情況在討論金屬合金的實際2

為了便于研究，假定水平圓棒自左端向右端逐漸凝固，并假設固-液界面保持平衡。冷卻極為緩慢，達到了平衡凝固狀態(tài)，即在凝固過程中，在每個溫度下，液體和固體中的溶質原子都能充分混合均勻，雖然先后凝固出來的固體成分不同，但凝固完畢后，固體中各處的成分均變?yōu)樵辖鸪煞諧0。圖7.44水平單相凝固示意圖為了便于研究，假定水平圓棒自左端向右3（一）液體中僅借擴散而混合的情況圖7.45液相中只有擴散的單相結晶過程（一）液體中僅借擴散而混合的情況圖7.45液相中只有擴散4（二）液體中溶質完全混合的情況圓棒從左端至右端的宏觀范圍內(nèi)的成分不均勻現(xiàn)象，稱為宏觀偏析。圓棒離左端距離X處的溶質濃度:剩余液相的平均濃度:其中L：合金棒長度；C0：合金的原始濃度。圖7.46液相中溶質完全混合時溶質再分配示意圖（二）液體中溶質完全混合的情況圖7.46液相中溶質完全混5二、區(qū)域熔煉對于k0﹤1的情況，合金鑄錠凝固后，溶質富集于右端，因此左端得以純化。利用這一原理發(fā)展的區(qū)域熔煉技術，具有極好的提純效果。區(qū)域熔煉不是把材料的棒料全部熔化，而是將棒料從一端順序地進行局部熔化，例如用感應圈使合金棒加熱熔化一段并從左端逐步向右端移動，凝固過程也隨之順序地進行。當熔化區(qū)走完一遍后，對于k0﹤1的材料，溶質雜質富集到右端。區(qū)域熔煉一次的效果雖然比正常凝固的效果小，但可反復進行多次，最后可以獲得很高純度的材料。圖7.47區(qū)域熔煉和溶質分布圖7.48k0＝0.5時，溶質的分布與熔煉次數(shù)n和距離的關系二、區(qū)域熔煉圖7.47區(qū)域熔煉和溶質分布圖7.48k6三、表征液體混合程度的有效分配系數(shù)ke（一）固液邊界層的溶質聚集對凝固圓棒成分的影響圖7.49凝固過程中溶質的聚集現(xiàn)象（a）固/液邊界層的溶質聚集對凝固圓棒成分的影響（b）初始過渡區(qū)的建立

三、表征液體混合程度的有效分配系數(shù)ke圖7.49凝固過程7（二）初始過渡區(qū)的建立當從固體界面輸出溶質的速度等于溶質從界面層擴散出去的速度時，則達到穩(wěn)定狀態(tài)，從凝固開始至建立穩(wěn)定的邊界層這一段長度稱為“初始過渡區(qū)”，達到穩(wěn)定狀態(tài)后的凝固過程，稱為穩(wěn)態(tài)凝固過程。在穩(wěn)態(tài)凝固過程中，固溶體溶質分布方程為：

其中Ke為有效分配系數(shù)，

式中R：凝固速度δ：邊界層厚度D：擴散系數(shù)（二）初始過渡區(qū)的建立8式中R：凝固速度δ：邊界層厚度D：擴散系數(shù)當凝固速度非常緩慢時，Rδ/D→0，Ke

→K0，即為液體中溶質完全混合的情況。當凝固速度非常大時，e-Rδ/D→0，Ke=1，為液體中溶質僅有通過擴散而混合的情況。當凝固速度介于上面二者之間，K0＜Ke＜1，液體中溶質部分混合的情況。材料科學基礎第7章-下課件9（三）Ke方程式圖解圓棒離左端距離X處的溶質濃度：液體中溶質完全混合：

液體中僅借擴散而混合，

液體中溶質部分混合圖7.50C0合金凝固后的溶質分布曲線A水平線為平衡凝固；b線為液體中溶質完全混合；c線為液體中溶質僅擴散而混合；d線為液體中溶質部分地混合（三）Ke方程式圖解圖7.50C0合金凝固后的溶質分布曲10四、合金凝固中的成分過冷（一）成分過冷的概念純金屬在凝固時，其理論凝固溫度（Tm）不變，當液態(tài)金屬中的實際溫度低于Tm時，就引起過冷，這種過冷稱為熱過冷。在合金凝固過程中，由于液相中溶質分布發(fā)生變化而改變了凝固溫度，這可由相圖中的液相線來確定，因此，將界面前沿液體中的實際溫度低于由溶質分布所決定的凝固溫度時產(chǎn)生的過冷，稱為成分過冷。成分過冷能否產(chǎn)生及程度取決于液-固界面前沿液體中的溶質濃度分布和實際溫度分布這兩個因素。對于k0﹤1成分為C0的合金，從左向右定向凝固，當左端溫度降到T0時，開始析出k0C0成分的固體，隨溫度降低，界面處液相和固相的濃度分別沿液相線和固相線變化，溶質僅靠擴散混合，達到穩(wěn)態(tài)凝固時，固-液界面溫度降至固相的Ti維持不變，這時界面上固相成分為C0，液相成分為C0/k0，而遠離界面的液體成分仍為C0。界面沿液體中溶質濃度變化區(qū)距界面X處溶質濃度可表示為：四、合金凝固中的成分過冷11

從相圖可知，液相線是隨溶質濃度增加而降低，將界面前沿不同溶質濃度所對應的液相線的溫度繪制于T-X坐標中。若再將液體的實際溫度液也繪在該圖中為G2對應斜線，可以看出，在X＝0處固液平衡溫度與Ti相同，基本無過冷度，而在稍前方的液體，雖然實際溫度比固-液界面處高，但卻在TL(X)線之下，表明存在一定的過冷度。圖7.51成分過冷的產(chǎn)生示意圖（a）相圖（b）成分過冷（c）成分過冷區(qū)圖7.51成分過冷的產(chǎn)生示意圖12（二）產(chǎn)生成分過冷的臨界條件假定相圖的液相線為直線，其斜率為m（相當于每1％溶質濃度所降低的溫度），則液相線可表示為：式中Tm為純A的熔點，則此即界面前沿各點濃度所對應的液相線溫度方程。C0成分的材料在穩(wěn)態(tài)凝固時，界面溫度Ti為：則而界面前沿液體的實際溫度分布可表示為：（二）產(chǎn)生成分過冷的臨界條件13

式中G為溫度梯度，它隨冷卻速度的不同而具有不同的斜率，G增大到G1時，成分過冷消失，產(chǎn)生成分過冷的必要條件為T﹤TL，即：

對液體而言，D較大，Rx/D較小，則所以有：此式即為產(chǎn)生成分過冷的臨界條件。從中可以看出，液體的溫度梯度小，成長速度大，組元的擴散能力弱，液相線陡峭以及液相線和固相線之間的距離大，這些因素都有利于產(chǎn)生成分過冷。

式中G為溫度梯度，它隨冷卻速度的不同而具有不同的斜14（三）成分過冷對晶體生長形態(tài)的影響隨著成分過冷的增大，固溶體晶體由平面狀向胞狀，樹枝晶的形態(tài)發(fā)展。在工業(yè)生產(chǎn)中，固溶體合金凝固時總是形成胞狀樹枝晶或樹枝晶。

圖7.52胞狀界面的形成過程（三）成分過冷對晶體生長形態(tài)的影響圖7.52胞狀界面的形15圖7.53Al-Cu合金的三種晶粒組織（a）平面晶（b）胞狀晶（c）樹枝晶（a）（b）（c）圖7.53Al-Cu合金的三種晶粒組織（a）（b）（c）167.4.2共晶凝固理論一、共晶組織分類及其形成機制（一）組織形態(tài)1、按組成相的形態(tài)和分布特征可分七種圖7.54各種形態(tài)的共晶組織200×（a）片層狀（b）棒狀（c）球狀（d）針狀（e）螺旋狀（f）蛛網(wǎng)狀（g）放射狀（b）（c）（d）（f）（g）（a）（e）7.4.2共晶凝固理論圖7.54各種形態(tài)的共晶組織172、按組成相的α值大小分類金屬-金屬型（粗糙-粗糙界面）金屬-非金屬型（粗糙-光滑界面）非金屬-非金屬型（光滑-光滑界面）（二）形成機制1、金屬-金屬型（1）影響形貌的因素：共晶中兩組成相的體積分數(shù)；兩相界面的單位面積界面能（2）共晶組織的形成機理2、金屬-非金屬型（1）形貌常具有復雜形態(tài)，如樹枝狀或針片狀。（2）形成機理光滑與非光滑兩種界面的動態(tài)過冷度不同；非金屬相生長時的各向異性。圖7.55共晶形核的機理（a）層片狀交替形核生長（b）搭橋機制（b）（a）2、按組成相的α值大小分類圖7.55共晶形核的機理（b）187.4.3合金鑄錠（件）的組織與缺陷一、鑄錠（件）的宏觀組織金屬鑄錠的宏觀組織通常三個晶區(qū)組成，即外表層的細晶區(qū)、中間的柱狀晶區(qū)和心部的等軸晶區(qū)。根據(jù)澆鑄條件的不同，鑄錠中存在的晶區(qū)數(shù)目和它們的相對厚度可以改變。細晶區(qū)柱狀晶區(qū)等軸晶區(qū)圖7.56金屬鑄錠的3個晶區(qū)示意圖7.4.3合金鑄錠（件）的組織與缺陷細晶區(qū)柱狀晶區(qū)等軸晶19（一）表層細晶區(qū)鑄錠的最外層是一層很薄的細小等軸晶區(qū)，各晶粒的取向是隨機的。當金屬液注入鑄模后，由于壁模溫度較低，表層金屬液受到模壁的強烈過冷，形成大量晶核，同時，模壁及金屬液中的雜質有非均勻形核的作用。特點：晶粒十分細小，組織致密，機械性能很好。但由于細晶區(qū)的厚度一般都很薄，有的只有幾個毫米厚，所以沒有多大的實際意義。（二）狀晶區(qū)柱狀晶區(qū)由垂直于模壁的粗大的柱狀晶構成。在細晶區(qū)形成的同時，模壁溫度升高，金屬液冷卻減慢。此外，由于細晶區(qū)結晶潛熱的釋放，使細晶區(qū)前沿液體的過冷度減小，形核率大大下降，此時各晶?？奢^快成長，它們的生長方向是任意的，但只有那些一次晶軸垂直于模壁的晶體，因與散熱方向一致而優(yōu)先生長，從而長成柱狀晶粒，而另一些晶軸傾斜于模壁的晶體的生長則受到阻礙而不能繼續(xù)生長。特點：晶粒彼此間的界面比較平直，組織比較致密。但當沿不同方向生長的兩組柱狀晶相遇時，其接觸面會富集較多的雜質、氣泡等，因而是鑄錠的脆弱結合面，當壓力加工時，易于沿這些脆弱面開裂。此外，柱狀晶區(qū)的性能有方向性，沿柱狀晶晶軸方向的強度較高。（一）表層細晶區(qū)20（三）中心等軸晶區(qū)隨柱狀晶的發(fā)展，經(jīng)過散熱，鑄錠中心部分的液態(tài)金屬的溫度已比較均勻，全部降至熔點以下，再加上液態(tài)金屬中的雜質等因素的作用，滿足形核時對過冷度的要求，于是在整個剩余液體中同時形核。由于此時的散熱已經(jīng)失去了方向性，晶核在液體中可以自由生長，在各個方向上的長大速度差不多相等，于是就長成了等軸晶。當它們長到與柱狀晶相遇，全部液體凝固完畢后，就形成了明顯的中心等軸晶區(qū)。特點：各個晶粒在長大時彼此交叉，枝杈間的搭接牢固。裂紋不易擴展。另外，等軸晶區(qū)不存在明顯的脆弱界面，各晶粒的取向各不相同，其性能也沒有方向性。這是等軸晶區(qū)的有點。但其缺點是等軸晶的樹枝狀晶比較發(fā)達，分枝較多，因此組織不夠致密，但對性能的影響不大。因此，一般的鑄錠，尤其是鑄件，都要求得到發(fā)達的等軸晶組織。（三）中心等軸晶區(qū)21二、鑄錠（件）的缺陷（一）縮孔大多數(shù)金屬的液態(tài)密度小于固態(tài)密度，因此結晶時要發(fā)生體積收縮，使原來填滿鑄型的液態(tài)金屬，凝固后就不再填滿，此時如果沒有液體金屬繼續(xù)補充的話，就會出現(xiàn)收縮孔洞，稱為縮孔。縮孔分為集中縮孔和分散縮孔。金屬鑄錠由表及里地順序結晶時，先結晶部分的體積收縮可以由尚未結晶的液態(tài)金屬來補充，而最后結晶部分的體積收縮則得不到補充，因此整個鑄錠結晶時的體積收縮都集中到了最后結晶的部分，形成了集中縮孔。集中縮孔破壞了鑄錠的完整性，并使其附近含有較多的雜質，在以后的軋制過程中隨鑄錠整體的延伸而延伸，并不能焊合，造成廢品，所以必須予以切除。大多數(shù)金屬結晶時是以樹枝晶方式長大的，在柱狀晶合粗大的中心等軸晶形成過程中，由于樹枝晶的充分發(fā)展以及各晶枝間相互穿插合封鎖作用，使一部分液體被孤立分隔于各枝晶之間，凝固收縮時得不到液體的補充，于是在結晶結束后，便在這些區(qū)域形成許多分散的顯微縮孔，稱為疏松。疏松使鑄錠的只密度降低，在一般情況下，疏松處沒有雜質，表面也未被氧化，在壓力加工時可以焊合。二、鑄錠（件）的缺陷22（二）偏析偏析程度是評定金屬材料冶金質量的重要指標之一。鑄錠（件）中偏析不僅指組成合金的元素，還包括各種雜質元素的不平均分布特征。根據(jù)偏析的范圍，鑄錠（件）偏析可以分為顯微偏析合區(qū)域偏析。顯微偏析是指一個樹枝晶內(nèi)枝干之間的偏析。區(qū)域偏析是指鑄錠中一個區(qū)域和另一個區(qū)域之間或柱狀晶內(nèi)枝晶主軸方向上的宏觀偏析。1、區(qū)域偏析（1）正偏析（2）反偏析（3）比重偏析2、顯微偏析（1）包晶偏析胞壁與胞心成分不均勻的現(xiàn)象。改善措施：退火。（2）枝晶偏析主干與枝晶間隙之間成分的不均勻性，改善措施：高溫擴散退火。（3）晶界偏析柱狀晶粒之間或等軸晶粒之間溶質原子富集的現(xiàn)象。晶界偏析對材料的冶金質量影響很大，必須充分重視。（二）偏析237.4二元合金的凝固理論7.4.1固溶體的凝固理論一、正常凝固固溶體凝固的特征為平衡的液相和固相之間有成分差別，在凝固時要發(fā)生溶質的重新分布。在一定溫度下，固-液兩平衡相中溶質濃度的比值k0稱為溶質的平衡分配系數(shù)。即式中ωS、ωL分別為固、液相的平衡濃度，如果假定液相線和固相線均為直線，則k0為常數(shù)。如果隨溶質濃度增加，合金凝固的開始溫度和終了溫度降低，則k0﹤1；反之，k0﹥1。k0越接近1，表示該合金凝固時重新分布的溶質成分與原合金成分越接近，即重新分布的程度越小。7.4二元合金的凝固理論7.4.1固溶體的凝固理論24圖7.43兩種k0情況（a）k0﹤1（b）k0﹥1

在討論金屬合金的實際凝固問題時,一般不考慮固相內(nèi)部的原子擴散，即把凝固過程中先后析出的固相成份看作沒有變化，而僅討論液相中的溶質原子混合均勻程度問題。以下討論的均為正常凝固過程。

圖7.43兩種k0情況在討論金屬合金的實際25

為了便于研究，假定水平圓棒自左端向右端逐漸凝固，并假設固-液界面保持平衡。冷卻極為緩慢，達到了平衡凝固狀態(tài)，即在凝固過程中，在每個溫度下，液體和固體中的溶質原子都能充分混合均勻，雖然先后凝固出來的固體成分不同，但凝固完畢后，固體中各處的成分均變?yōu)樵辖鸪煞諧0。圖7.44水平單相凝固示意圖為了便于研究，假定水平圓棒自左端向右26（一）液體中僅借擴散而混合的情況圖7.45液相中只有擴散的單相結晶過程（一）液體中僅借擴散而混合的情況圖7.45液相中只有擴散27（二）液體中溶質完全混合的情況圓棒從左端至右端的宏觀范圍內(nèi)的成分不均勻現(xiàn)象，稱為宏觀偏析。圓棒離左端距離X處的溶質濃度:剩余液相的平均濃度:其中L：合金棒長度；C0：合金的原始濃度。圖7.46液相中溶質完全混合時溶質再分配示意圖（二）液體中溶質完全混合的情況圖7.46液相中溶質完全混28二、區(qū)域熔煉對于k0﹤1的情況，合金鑄錠凝固后，溶質富集于右端，因此左端得以純化。利用這一原理發(fā)展的區(qū)域熔煉技術，具有極好的提純效果。區(qū)域熔煉不是把材料的棒料全部熔化，而是將棒料從一端順序地進行局部熔化，例如用感應圈使合金棒加熱熔化一段并從左端逐步向右端移動，凝固過程也隨之順序地進行。當熔化區(qū)走完一遍后，對于k0﹤1的材料，溶質雜質富集到右端。區(qū)域熔煉一次的效果雖然比正常凝固的效果小，但可反復進行多次，最后可以獲得很高純度的材料。圖7.47區(qū)域熔煉和溶質分布圖7.48k0＝0.5時，溶質的分布與熔煉次數(shù)n和距離的關系二、區(qū)域熔煉圖7.47區(qū)域熔煉和溶質分布圖7.48k29三、表征液體混合程度的有效分配系數(shù)ke（一）固液邊界層的溶質聚集對凝固圓棒成分的影響圖7.49凝固過程中溶質的聚集現(xiàn)象（a）固/液邊界層的溶質聚集對凝固圓棒成分的影響（b）初始過渡區(qū)的建立

三、表征液體混合程度的有效分配系數(shù)ke圖7.49凝固過程30（二）初始過渡區(qū)的建立當從固體界面輸出溶質的速度等于溶質從界面層擴散出去的速度時，則達到穩(wěn)定狀態(tài)，從凝固開始至建立穩(wěn)定的邊界層這一段長度稱為“初始過渡區(qū)”，達到穩(wěn)定狀態(tài)后的凝固過程，稱為穩(wěn)態(tài)凝固過程。在穩(wěn)態(tài)凝固過程中，固溶體溶質分布方程為：

其中Ke為有效分配系數(shù)，

式中R：凝固速度δ：邊界層厚度D：擴散系數(shù)（二）初始過渡區(qū)的建立31式中R：凝固速度δ：邊界層厚度D：擴散系數(shù)當凝固速度非常緩慢時，Rδ/D→0，Ke

→K0，即為液體中溶質完全混合的情況。當凝固速度非常大時，e-Rδ/D→0，Ke=1，為液體中溶質僅有通過擴散而混合的情況。當凝固速度介于上面二者之間，K0＜Ke＜1，液體中溶質部分混合的情況。材料科學基礎第7章-下課件32（三）Ke方程式圖解圓棒離左端距離X處的溶質濃度：液體中溶質完全混合：

液體中僅借擴散而混合，

液體中溶質部分混合圖7.50C0合金凝固后的溶質分布曲線A水平線為平衡凝固；b線為液體中溶質完全混合；c線為液體中溶質僅擴散而混合；d線為液體中溶質部分地混合（三）Ke方程式圖解圖7.50C0合金凝固后的溶質分布曲33四、合金凝固中的成分過冷（一）成分過冷的概念純金屬在凝固時，其理論凝固溫度（Tm）不變，當液態(tài)金屬中的實際溫度低于Tm時，就引起過冷，這種過冷稱為熱過冷。在合金凝固過程中，由于液相中溶質分布發(fā)生變化而改變了凝固溫度，這可由相圖中的液相線來確定，因此，將界面前沿液體中的實際溫度低于由溶質分布所決定的凝固溫度時產(chǎn)生的過冷，稱為成分過冷。成分過冷能否產(chǎn)生及程度取決于液-固界面前沿液體中的溶質濃度分布和實際溫度分布這兩個因素。對于k0﹤1成分為C0的合金，從左向右定向凝固，當左端溫度降到T0時，開始析出k0C0成分的固體，隨溫度降低，界面處液相和固相的濃度分別沿液相線和固相線變化，溶質僅靠擴散混合，達到穩(wěn)態(tài)凝固時，固-液界面溫度降至固相的Ti維持不變，這時界面上固相成分為C0，液相成分為C0/k0，而遠離界面的液體成分仍為C0。界面沿液體中溶質濃度變化區(qū)距界面X處溶質濃度可表示為：四、合金凝固中的成分過冷34

從相圖可知，液相線是隨溶質濃度增加而降低，將界面前沿不同溶質濃度所對應的液相線的溫度繪制于T-X坐標中。若再將液體的實際溫度液也繪在該圖中為G2對應斜線，可以看出，在X＝0處固液平衡溫度與Ti相同，基本無過冷度，而在稍前方的液體，雖然實際溫度比固-液界面處高，但卻在TL(X)線之下，表明存在一定的過冷度。圖7.51成分過冷的產(chǎn)生示意圖（a）相圖（b）成分過冷（c）成分過冷區(qū)圖7.51成分過冷的產(chǎn)生示意圖35（二）產(chǎn)生成分過冷的臨界條件假定相圖的液相線為直線，其斜率為m（相當于每1％溶質濃度所降低的溫度），則液相線可表示為：式中Tm為純A的熔點，則此即界面前沿各點濃度所對應的液相線溫度方程。C0成分的材料在穩(wěn)態(tài)凝固時，界面溫度Ti為：則而界面前沿液體的實際溫度分布可表示為：（二）產(chǎn)生成分過冷的臨界條件36

式中G為溫度梯度，它隨冷卻速度的不同而具有不同的斜率，G增大到G1時，成分過冷消失，產(chǎn)生成分過冷的必要條件為T﹤TL，即：

對液體而言，D較大，Rx/D較小，則所以有：此式即為產(chǎn)生成分過冷的臨界條件。從中可以看出，液體的溫度梯度小，成長速度大，組元的擴散能力弱，液相線陡峭以及液相線和固相線之間的距離大，這些因素都有利于產(chǎn)生成分過冷。

式中G為溫度梯度，它隨冷卻速度的不同而具有不同的斜37（三）成分過冷對晶體生長形態(tài)的影響隨著成分過冷的增大，固溶體晶體由平面狀向胞狀，樹枝晶的形態(tài)發(fā)展。在工業(yè)生產(chǎn)中，固溶體合金凝固時總是形成胞狀樹枝晶或樹枝晶。

圖7.52胞狀界面的形成過程（三）成分過冷對晶體生長形態(tài)的影響圖7.52胞狀界面的形38圖7.53Al-Cu合金的三種晶粒組織（a）平面晶（b）胞狀晶（c）樹枝晶（a）（b）（c）圖7.53Al-Cu合金的三種晶粒組織（a）（b）（c）397.4.2共晶凝固理論一、共晶組織分類及其形成機制（一）組織形態(tài)1、按組成相的形態(tài)和分布特征可分七種圖7.54各種形態(tài)的共晶組織200×（a）片層狀（b）棒狀（c）球狀（d）針狀（e）螺旋狀（f）蛛網(wǎng)狀（g）放射狀（b）（c）（d）（f）（g）（a）（e）7.4.2共晶凝固理論圖7.54各種形態(tài)的共晶組織402、按組成相的α值大小分類金屬-金屬型（粗糙-粗糙界面）金屬-非金屬型（粗糙-光滑界面）非金屬-非金屬型（光滑-光滑界面）（二）形成機制1、金屬-金屬型（1）影響形貌的因素：共晶中兩組成相的體積分數(shù)；兩相界面的單位面積界面能（2）共晶組織的形成機理2、金屬-非金屬型（1）形貌常具有復雜形態(tài)，如樹枝狀或針片狀。（2）形成機理光滑與非光滑兩種界面的動態(tài)過冷度不同；非金屬相生長時的各向異性。圖7.55共晶形核的機理（a）層片狀交替形核生長（b）搭橋機制（b）（a）2、按組成相的α值大小分類圖7.55共晶形核的機理（b）417.4.3合金鑄錠（件）的組織與缺陷一、鑄錠（件）的宏觀組織金屬鑄錠的宏觀組織通常三個晶區(qū)組成，即外表層的細晶區(qū)、中間的柱狀晶區(qū)和心部的等軸晶區(qū)。根據(jù)澆鑄條件的不同，鑄錠中存在的晶區(qū)數(shù)目和它們的相對厚度可以改變。細晶區(qū)柱狀晶區(qū)等軸晶區(qū)圖7.56金屬鑄錠的3個晶區(qū)示意圖7.4.3合金鑄錠（件）的組織與缺陷細晶區(qū)柱狀晶區(qū)等軸晶42（一）表層細晶區(qū)鑄錠的最外層是一層很薄的細小等軸晶區(qū)，各晶粒的取向是隨機的。當金屬液注入鑄模后，由于壁模溫度較低，表層金屬液受到模壁的強烈過冷，形成大量晶核，同時，模壁及金屬液中的雜質有非均勻形核的作用。特點：晶粒十分細小，組織致密，機械性能很好。但由于細晶區(qū)的厚度一般都很薄，有的只有幾個毫米厚，所以沒有多大的實際意義。（二）狀晶區(qū)柱狀晶區(qū)由垂直于模壁的粗大的柱狀晶構成。在細晶區(qū)形成的同時，模壁溫度升高，金屬液冷卻減慢。此外，由于細晶區(qū)結晶潛熱的釋放，使細晶區(qū)前沿液體的過冷度減小，形核率大大下降，此時各晶?？奢^快成長，它們的生長方向是任意的，但只有那些一次晶軸垂直于模壁的晶體，因與散熱方向一致而優(yōu)先生長，從而長成柱狀晶粒，而另一些晶軸傾斜于模壁的晶體的生長則受到阻礙而不能繼續(xù)生長。特點：晶粒彼此間的界面比較平直，組織比較致密。但當沿不同方向生長的兩組柱狀晶相遇時，其接觸面會富集較多的雜質、氣泡等，因而是鑄錠的脆弱結合面，當壓力加工時，易于沿這些脆弱面開裂。此外，柱狀晶區(qū)的性能有方向性，沿柱狀晶晶軸方向的強度較高。（一）表層細晶區(qū)43（三）中心等軸晶區(qū)隨柱狀晶的發(fā)展，經(jīng)過散熱，鑄錠中心部分的液態(tài)金屬的溫度已比較均勻，全部降至熔點以下，再加上液態(tài)金屬中的雜質等因