材料成型理論基礎(chǔ)課件 成形原理41

Chapter4Solidificationofsingle-phaseandmulti-phasealloys

第四章單相合金與多相合金的凝固華中科技大學(xué)呂書林

§4-2

共晶合金的凝固§4-2

EutecticSolidification§4-2

共晶合金的凝固§4-2

EutecticSolidification231、共晶合金的特點(diǎn)共晶結(jié)晶形成的兩相混合物，具有多種多樣的組織形態(tài)。一、共晶組織的特點(diǎn)和共晶合金的分類宏觀形態(tài):平面生長、胞狀生長、枝晶生長、柱狀晶(共晶群體eutecticcolony)到等軸晶(共晶團(tuán)eutecticcell)。微觀形態(tài)：共晶體內(nèi)兩相析出物的形狀與分布，與組成相的結(jié)晶特性、它們在結(jié)晶過程中的相互作用、具體結(jié)晶條件有關(guān)。42、共晶合金的分類（1）

非小平面—非小平面共晶合金（規(guī)則共晶合金）

結(jié)晶過程中，共晶兩相和均具有非小平面生長的粗糙界面，組成相的形態(tài)為規(guī)則的棒狀或?qū)悠瑺?。金屬—金屬共晶合金?）

非小平面—小平面共晶合金（非規(guī)則共晶合金）結(jié)晶過程中，一個(gè)相的固/液界面為非小平面生長的粗糙界面，另一個(gè)相則為小平面生長的平整界面金屬—非金屬共晶合金5二、共晶合金的結(jié)晶方式1、共生生長

共晶點(diǎn)附近的非共晶成分的合金，快速冷卻到兩條液相線的延長線所包圍的影線區(qū)域時(shí)，某一相先析出、然后再在其表面上析出另一個(gè)相，開始兩相競相析出共晶的凝固過程。共晶共生區(qū)非共晶成分發(fā)生共晶凝固而獲得的共晶組織為偽共晶組織。原因：冷卻速度、過冷度對稱型共晶的條件：組元熔點(diǎn)、液相線形狀、兩相性質(zhì)等。6（a）（b）（c）圖4-14共晶相圖及共晶共生區(qū)示意圖（a）熱力學(xué)型；（b）對稱型；（c）非對稱型共晶共生區(qū)分類：對稱型和非對稱型。實(shí)際共晶共生區(qū)7圖非小平面－非小平面共晶共生區(qū)ΔT,R特殊情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各以不同的速度獨(dú)立生長。圖4-16晶間偏析型離異共晶組織晶間偏析型離異共晶組織“暈圈”封閉型離異共晶組織82、離異生長即兩相的析出在時(shí)間上和空間上都是彼此分離的，因而在形成的組織上沒有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結(jié)晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱為離異共晶。a)不完整暈圈下的共生生長“暈圈”封閉型離異共晶組織（封閉領(lǐng)先相）b)完整暈圈下的離異生長9三、規(guī)則共晶凝固10球形共晶的形核與長大（共晶團(tuán)）α領(lǐng)先相共晶核心β相以α相為襯底，側(cè)面生長散射狀球形共晶1、層片狀共晶的生長共晶生長的Jackson-hunt模型

a）α和β共生生長;b）共晶生長界面前的溶質(zhì)B的分布;

c）共晶生長界面過冷度分布;

d）共晶生長界面簡化模型與坐標(biāo)系.式中：——為因曲率半徑作用

而引起的過冷；——層片間距。11(a)(b)(c)(d)的大小決定Tc和Tr的主次作用。12(a)(b)(c)(d)

最小過冷度原理：當(dāng)生長速率給定后，共晶相生長的實(shí)際間距應(yīng)使生長過冷度獲最小值。令,可求出共晶相片間距：λ=A·R-1/213組織中一個(gè)相以棒狀或纖維狀沿生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。2、棒狀共晶r——六邊形等面積圓的半徑，代替間距14（1）兩相體積分?jǐn)?shù)對共晶結(jié)構(gòu)的影響

α，β兩固相間界面張力相同的情況下，當(dāng)某一相的體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)小于另一相時(shí)，則該相以棒狀方式生長。

層片狀結(jié)構(gòu)：1/<fα<1/2棒狀結(jié)構(gòu)：fα<(1/)0.3215（2）第三組元對共晶結(jié)構(gòu)的影響

第三組元在共晶兩相中的分配數(shù)相差較大時(shí)，其在α相的固/液界面前沿富集，α相長大受阻；而在β相的固/液界面前沿富集較少，β相生長速度快。落后生長的α相將被長大快的β相隔成篩網(wǎng)狀組織，發(fā)展成棒狀。圖4-21αβαβ四、非規(guī)則共晶凝固非規(guī)則共晶：金屬－非金屬相（非小平面－小平面）非金屬－非金屬相（小平面－小平面）1、Fe-G（石墨）的非規(guī)則共晶16A型石墨D型石墨深腐蝕掃描照片更清楚[Fe-G（石墨）的非規(guī)則共晶]17b)[1010]方向上以旋轉(zhuǎn)攣晶臺階生長c)[0001]方向以螺旋位錯(cuò)生長18圖4-22石墨的生長示意圖a)密排六方晶體結(jié)構(gòu)19片狀石墨分枝模型石墨與奧氏體的共晶體第三組元的影響20鑄鐵的球化處理：第三組元Mg(0.03~0.05%)21＋Mg等片狀石墨球狀石墨球狀石墨的放射狀多晶結(jié)構(gòu)（20～30個(gè)錐體狀單晶體組成，外表面由(0001)面覆蓋）離異共晶生長方式：C原子擴(kuò)散穿過A包圍圈！(a)石墨結(jié)構(gòu)(b)石墨球照片圖4-24球狀石墨b)[1010]方向上以旋轉(zhuǎn)攣晶臺階生長c)[0001]方向以螺旋位錯(cuò)生長22圖4-22石墨的生長示意圖S、O作為活性元素減小臺階處界面張力、且吸附在螺旋位錯(cuò)出口處。Mg的加入，脫S和O元素，促進(jìn)[0001]方向生長。232、Al-Si合金的非規(guī)則共晶凝固加入鋁液中的Na、Sr等變質(zhì)元素因選擇吸附而富集在臺階等處，阻滯了硅原子或硅原子四面體的生長速度，從而導(dǎo)致硅晶體生長形態(tài)的變化。(a)變質(zhì)前，板片狀(b)變質(zhì)后，球粒狀圖4-25鋁硅合金變質(zhì)前后的共晶硅組織24Al-Si合金的共晶組織未變質(zhì)共晶硅SEM800×共晶硅25加入鈉鹽變質(zhì)后共晶硅變質(zhì)SEM800X變質(zhì)后的共晶硅，球粒狀26未變質(zhì)初晶硅§4-3

偏晶合金和包晶合金的凝固§4-3

SolidificationofMonotecticAlloyandPeritecticAlloy偏晶相圖27圖4-27(a)(b)(c)L2在表面形核，并排長大。L2不能在表面形核，孤立長大。L2與完全潤濕。交替分層。28圖定向包晶凝固過程

WC0—

合金原始成分WP

—

包晶反應(yīng)液相成分29圖4-28若擴(kuò)散不充分，中心殘留，成多相組織。但是，碳鋼的包晶反應(yīng)較徹底。30利用包晶反應(yīng)進(jìn)行晶粒細(xì)化：

Al-Ti狀態(tài)圖與鋁中添加Ti對晶粒數(shù)量的影響L十TiAl3→αTiAl3(四方)與鋁(面心立方)的晶格型式相似，晶格常數(shù)相近：CTiAl3＝85.7nm，2CAl＝80.8nm，相差僅5.7。TiAl3質(zhì)點(diǎn)可作為α（Al）的非自發(fā)晶核。未加Ti加0.05%Ti31*透明有機(jī)物凝固觀察：改變晶粒形態(tài)§

4-4對流對凝固組織的影響及半固態(tài)金屬的凝固向上成長的環(huán)已醇（Cyclohexanol）柱狀樹枝晶的先端到了虛線的位置時(shí)，液體從右向左以0.3mm/s速度流動(dòng)（×25）32半固態(tài)晶粒生長過程

a.攪拌因素b.冷卻因素333)/(/gSgSiRRVVf==)10(<<if晶粒形狀因子fi34晶粒形態(tài)方程

LgsdCCdadfdf=固相無擴(kuò)散，液相有對流35vRief2-=dLDRief-=vDL2=dR為晶粒生長速度（取決于冷卻條件）V為液體對流速度（取決于攪拌速度）36vRief2-=R為晶粒生長速度（取決于冷卻條件）V為液體對流速度（取決于攪拌速度）37