23.二元合金共晶相圖及結晶

2.10共晶相圖及共晶系合金的凝固和組織1相圖分析3共晶組織及其形成機理2共晶系合金的平衡凝固和組織4共晶系合金的非平衡凝固和組織EutecticPhaseDiagram2/1/20241柏振海baizhai@共晶相圖兩組元在固態(tài)部分溶解，形成有限固溶體α和β，具有共晶轉變Ag-Cu、Pb-Sn、Al-Si、Al-Sn、Cd-Sn、Au-Pt……Ag-Cu共晶相圖2/1/20242柏振海baizhai@1共晶相圖分析AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592液相線AC和BDCF和DG：α和β固溶體的溶解度隨溫度的降低而減少

AE和BE線固相線共晶線三相平衡LE→αC＋βD固溶度線CED自由度為零，溫度和相成分都恒定不變亦為固相線2/1/20243柏振海baizhai@Ag-Cu共晶相圖分析－線條AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592單相區(qū)三相區(qū)兩相區(qū)一條水平線3個，自由度?=2，3個，?=1如T0溫度T0khα相的成分為kβ相成分為h2/1/20244柏振海baizhai@AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592T/℃αL2/1/20245柏振海baizhai@2共晶系合金的平衡凝固和組織B點左邊和D點右邊的合金屬于固溶體合金共晶型合金固態(tài)繼續(xù)冷卻時不同共晶合金B(yǎng)D線的合金，凝固時有共晶反應亞共晶合金過共晶合金AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.5922/1/20246柏振海baizhai@

x1合金凝固過程開始凝固，析出α相凝固完畢為單相固溶體晶粒溫度2溫度1AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592此時全部保持熔體狀態(tài)沒有相變發(fā)生，組織不變溫度2-3之間1232/1/20247柏振海baizhai@4

x1合金凝固過程AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592遇上固溶度線，α析出βⅡ溫度3βⅡ優(yōu)先從α晶界析出其次是晶粒內缺陷PG3F3對應3點α析出的βⅡ成分PβⅡ成分變化α成分變化線溫度4α和βⅡ的體積百分含量由α和βⅡ組成2/1/20248柏振海baizhai@α相β相x4合金共晶合金（eutecticalloy）平衡凝固過程及其組織共晶組織基本特征兩相交替排列，組織較細AgCuT/℃BAECDFGαLβ8.828.592WCu%共晶溫度時發(fā)生共晶轉變LE→αC＋βD在共晶溫度凝固成共晶組織α相成分在B點β相成分在D點根據(jù)相律f=c-p+1,f＝0液相成分E點αβαβαβαβ共晶結束后α沿著BF變化析出βⅡ同理，β沿著DG變化析出αⅡ析出的βⅡ

附著在相鄰的β上，看不出形貌改變析出的αⅡ

也附著在相鄰的α上，看不出形貌改變這種變化以后不分析2/1/20249柏振海baizhai@共晶合金（eutecticalloy）平衡凝固過程及其組織AgCuTBAECDGαLβWCu%共晶組織基本特征兩相交替排列，組織較細密為一般鑄造的共晶組織，注意共晶晶粒的形核中心共晶合金定向凝固的橫截面，呈片層狀2/1/202410柏振海baizhai@先析出初晶α（Primarycrystal）x3亞共晶合金hypoeutecticalloy凝固過程及其組織樹枝狀初晶α，白色層片狀共晶（α+β），黑白色AgCuTWCu%αβX3剩余熔體變化到共晶點E初晶α成分沿固溶度線變化，從初晶α中析出次晶βⅡ共晶形貌隨后保持不變次晶βⅡ

，黑色初晶α析出量隨溫度下降越來越多析出初晶后的液相成分沿著液相線變化共晶成分的熔體在共晶溫度析出共晶體（α+β）析出的初晶α成分沿著固相線變化βα2/1/202411柏振海baizhai@先析出初晶β過共晶x2合金（hypoeutecticalloy）

凝固過程樹枝狀初晶β，黑色層片狀共晶（α+β），黑白色AgCuTWCu%αβX2剩余熔體變化到共晶點E初晶β成分沿固溶度線變化，從初晶β中析出次晶αⅡ共晶形貌隨后保持不變次晶αⅡ

，白色初晶β析出量隨溫度下降越來越多析出初晶后的液相成分沿著液相線變化共晶成分的熔體在共晶溫度析出共晶體（α+β）析出的初晶β成分沿著固相線變化βα參照亞共晶合金X3即可2/1/202412柏振海baizhai@AgCuT/℃BACDWCu%αLβ961.999.90.35P相與組織相：按照成分、結構和性能分類組織：按照形貌分類X1E兩相組成共晶合金E亞共晶合金x3過共晶合金x2βαX1固溶體合金βαα+β兩種組織α+βⅡ兩相組成α+β一種組織共晶X3兩相組成α+β三種組織α+βⅡ+（α+β）共晶兩相組成α+β三種組織β+αⅡ+（α+β）共晶X22/1/202413柏振海baizhai@合金x2凝固過程過程的杠桿定律過共晶合金凝固完畢后相與組織剛凝固完畢3溫度α成分為F點相組成物的量發(fā)生變化組織組成物特征保持原樣，且含量可以認為不變AgCuTWCu%αβX2相組成為α＋β2DECα相成分在C點β相成分在D點此時組織組成為β初晶＋（α＋β）共晶3Fβ成分為G點Gβ初晶成分在D點（α＋β）共晶成分在E點2/1/202414柏振海baizhai@(a)亞共晶合金；(b)過共晶合金；(c)一般鑄態(tài)的共晶合金；(d)共晶合金定向凝固的橫截面Ag-Cu合金的顯微組織2/1/202415柏振海baizhai@（1）有良好的流動性，能很好地填充鑄模共晶合金（2）共晶合金熔點最低，簡化熔化和鑄造工藝，降低能源消耗和坩堝腐蝕鉛和錫的共晶熔點為183℃，制成鉛、錫和鉍三元共晶，其熔點降至96℃利用共晶熔點最低的特性配制各種易熔合金，如焊料、保險絲材料（3）利用定向凝固使共晶兩相獲得細而均勻的定向排列，制造共晶復合材料鑄鐵和鋁硅系鑄造合金，以及各種焊料合金2/1/202416柏振海baizhai@共晶反應前從液體中單獨析出的β相稱為初晶，以區(qū)別共晶中的β相初晶組織的形態(tài)過共晶Pb-Sb的顯微組織Pb-70Sn的顯微組織，500x形態(tài)取決于初晶相的固/液界面的微觀結構粗糙界面光滑界面一般呈樹枝狀，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，試樣表面恰好通過枝晶主軸時，顯示出完整的枝晶形貌，Ag-Cu合金α和β初晶皆呈樹枝狀一般呈規(guī)則的多邊形，如方塊、三角形，針狀或條狀等2/1/202417柏振海baizhai@相圖應用1：鋁合金分類鋁合金相圖中富鋁側都具有共晶特征，據(jù)此可以大致將鋁合金進行分類鑄造鋁合金變形鋁合金α+βα可以熱處理強化鋁合金不可熱處理強化鋁合金1.鑄造鋁合金，2.變形鋁合金無固溶度變化存在固溶度變化，有第二相析出總能獲得單相合金狀態(tài)具有共晶反應，低熔點，易流動2/1/202418柏振海baizhai@I合金（Pb－10％Sn）：組織：α+βII

Pb－Sn共晶系合金平衡凝固500x2/1/202419柏振海baizhai@II合金Pb－Sn共晶系合金平衡凝固共晶溫度時共晶組織中兩相相對含量全部共晶組織2/1/202420柏振海baizhai@Pb－Sn共晶合金平衡凝固的組織2/1/202421柏振海baizhai@Pb－Sn亞共晶合金平衡凝固的組織亞共晶III合金：Pb－50％Sn組織α＋（α＋β）共晶＋βIIαα+ββII500x2/1/202422柏振海baizhai@Pb－Sn過共晶合金平衡凝固的組織

VI合金：過共晶合金（Pb－70％Sn

）βαII(α+β)500x組織：β+αII+(α+β)共晶2/1/202423柏振海baizhai@各種典型Pb－Sn合金的冷卻曲線2/1/202424柏振海baizhai@3共晶組織及其形成機理共晶組織的基本特征：兩相交替排列層片狀(Pb-Cd),×250棒狀纖維狀(Sn-Pb)(橫截面),×150針狀(Al-Si),×100螺旋狀(Zn-MgZn2),×500蛛網(wǎng)狀(Al-Si),×100骨骼狀(Al-Ge),×500兩相的形態(tài)多種多樣：層片狀、棒狀（或帶狀）、纖維狀（或點狀）、針狀、螺旋狀、蛛網(wǎng)狀及骨骼狀（枝狀）等等2/1/202425柏振海baizhai@共晶組織形態(tài)按組成相的形態(tài)和分布特征可分七種層片狀（Pb－Sn，200x）棒狀放射狀（Cu－P），200x2/1/202426柏振海baizhai@共晶組織形態(tài)蛛網(wǎng)狀球狀Cu－Cu2O針狀Al－Si螺旋狀Zn－MgZn2/1/202427柏振海baizhai@共晶組織形態(tài)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2/1/202428柏振海baizhai@與固/液界面結構（或熔化熵）有關共晶組織形態(tài)按共晶兩相的固/液界面特性分成三類（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共晶2/1/202429柏振海baizhai@金屬-金屬共晶和金屬-金屬間化合物共晶1．粗糙-粗糙界面共晶（金屬-金屬型共晶，規(guī)則共晶）層片狀(Pb-Cd),×250棒狀纖維狀(Sn-Pb)(橫截面),×150合金較純時，呈簡單規(guī)則的組織形態(tài)：層片狀，棒狀或纖維狀各個相從其液體中成長時，可均勻成長2/1/202430柏振海baizhai@兩相并排凝固時，影響成長形態(tài)的主要因素是熱流方向和兩組元在液體中的強烈互相擴散粗糙-粗糙界面共晶共晶凝固時固/液界面的平衡相濃度以穩(wěn)態(tài)的定向凝固為例2/1/202431柏振海baizhai@過冷到T2溫度粗糙-粗糙界面共晶共晶凝固時固/液界面的平衡相濃度α、/β均達到過飽和，形核析出若α領先形核并成長，含B量比原液體少，剩余的B排出在界面近旁的液體中，增大了β相過飽和度，促使β相在α相上形核長大β相界面液體中的成分變至含A量更高的j點。含A量較高的液體有利于析出α相α相、β相反復的互相促進，交替形核成長，形成α和β相間排列的晶體同時α和β兩相向液體中成長2/1/202432柏振海baizhai@α相界面的液體成分k，β相界面的液體成分j，兩相間的橫向濃度差j-k粗糙-粗糙界面共晶層狀共晶成長時界面前沿的橫向原子擴散界面液體中縱向濃度差k-e（或j-e）共晶兩相界面前沿橫向濃度差比縱向濃度差約大一倍α和β兩相緊靠在一起，橫向原子擴散距離短，在液體中產(chǎn)生強烈橫向原子擴散，促使兩相并列競爭成長固/液界面為等溫面，其成長方向與散熱方向一致共晶成長固/液界面液體中橫向濃度差大，原子擴散距離短，在同樣條件下，共晶凝固速度比單相溶體快2/1/202433柏振海baizhai@靠兩相不斷成長來維持，兩相同時存在共同成長時才稱為共晶凝固粗糙-粗糙界面共晶成長層片界面成長方向共晶凝固所共同構成的共晶領域，稱為共晶晶?；蚬簿F共晶晶粒內，兩相之間一般都存在一定的晶體學位向關系以降低界面能Al-CuAl2共晶的位向關系Pb-Sn共晶在穩(wěn)態(tài)成長時的優(yōu)先位向關系2/1/202434柏振海baizhai@一個共晶晶粒中的每一單片層并不都需要單獨形核層片共晶形核層片共晶形核和成長時搭橋分枝示意圖(a)單獨的α片；(b)β相在α片上形核；(c)α相在片邊緣搭橋分枝球團共晶形核和成長時的搭橋分枝示意圖(a)β相在α相上形核；(b)兩相搭橋分枝成長；(c)球團成長前沿的分枝情況X射線和電子衍射證明，片層間多半是通過搭橋連接起來2/1/202435柏振海baizhai@共晶組織片層厚度片層厚度共晶的片層厚度（λ）與其成長速度（R）的平方根成反比共晶中鄰近兩相單片厚度之和λ=kR-1/2(k為常數(shù))過冷度愈大，成長速度愈大，相當于擴散的時間減少，靠縮小片層厚度以短擴散距離來適應其成長，片層厚度愈薄(1)2/1/202436柏振海baizhai@呈層片狀還是棒狀，決定于共晶中兩相的相對量（體積分數(shù)）、相間界面能及凝固條件規(guī)則共晶形狀共晶成長時應具有最低的界面能棒狀結構總界面積隨共晶中一相的體積分數(shù)增加而增加較快，層片狀結構的變化較小共晶中一相體積分數(shù)在30%以下時，利于形成棒狀共晶共晶中一相的體積分數(shù)達30~50%時，有利于形成層片狀共晶兩相界面能的各向異性較大，層片狀共晶中的兩相可采取具有最低界面能的取向關系，有些共晶合金中一相的體積小于30%，也可獲得層片狀共晶2/1/202437柏振海baizhai@某些條件下也能產(chǎn)生不穩(wěn)定的界面規(guī)則共晶形狀從平面的共晶面產(chǎn)生的兩種不穩(wěn)定性(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）兩共晶相之一從共晶界面單獨長出去，出現(xiàn)初晶加共晶顯微組織第三組元被排出在兩相界面前沿而產(chǎn)生成分過冷區(qū)在某一臨界G/R值下，如同固溶體合金一樣產(chǎn)生胞狀共晶或樹枝狀共晶中等成長速度時，由于局部液體成分偏離共晶成分2/1/202438柏振海baizhai@某些條件下也能產(chǎn)生不穩(wěn)定界面規(guī)則共晶形狀Al-CuAl2共晶合金的縱截面(a)胞狀共晶組織；(b)樹枝狀共晶組織從平面的共晶面產(chǎn)生的兩種不穩(wěn)定性(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）2/1/202439柏振海baizhai@主要是指金屬－非金屬型共晶，如Fe-C系和Al-Si系兩類鑄造合金的共晶2．粗糙－平滑界面共晶（金屬－非金屬型共晶，不規(guī)則或復雜規(guī)則共晶）針狀(Al-Si),×100螺旋狀(Zn-MgZn2),×500蛛網(wǎng)狀(Al-Si),×100骨骼狀(Al-Ge),×500具有不規(guī)則或復雜規(guī)則的組織形態(tài)主要原因是由于非金屬相晶體結構上的特性不同，使其成長時具有明顯的各向異性2/1/202440柏振海baizhai@規(guī)則共晶界面等溫，兩相排列整齊，凝固后組織完全規(guī)則，層片厚度僅受成長速度的影響規(guī)則共晶與不規(guī)則共晶規(guī)則共晶界面Al-Si共晶成長形貌示意圖不規(guī)則共晶界面非等溫，兩相排列不齊，組織粗大，非金屬相位向各不相同，兩枝間平均間距（λ）大，兩枝間的大、小間距差別也大，在一定范圍內變動2/1/202441柏振海baizhai@規(guī)則共晶與不規(guī)則共晶共晶的平均間距（λ）和界面過冷度（ΔT）受成長速度（R）及溫度梯度（G）的影響規(guī)則共晶界面Al-Si共晶成長形貌示意圖Al-Si合金2/1/202442柏振海baizhai@固/液界面動態(tài)過冷度：平滑界面1~2℃，粗糙界面0.01~0.05℃，中Al相（粗糙界面）應該長在界面前頭，Si相（平滑界面）應落在后頭共晶成長界面的過冷主要來源于成分過冷，動態(tài)過冷所占份量很少實際長在界面前頭的是Si相而不是Al相兩相的體積分數(shù)和成分過冷說明2/1/202443柏振海baizhai@Al-Si合金Al-Si系的共晶點12.7%Si（重量），二者相互固溶度很少，Al相的體積分數(shù)遠大于Si相Si相界面排出的Al濃度高，導致更大的成分過冷而加速Si的成長Al相界面較寬，排出的Si量少，成分過冷小，且Si原子不易擴散Al相界面達到一定寬度后，中間部分出現(xiàn)凹陷，落后于界面前沿2/1/202444柏振海baizhai@Si相成長各向異性Al-Si系的不規(guī)則共晶Si相成長間距隨成長而遠離的晶枝，其前沿溶質多，成分過冷大，達到一定間距（λ分支）時，就不穩(wěn)定而產(chǎn)生分支，以避免枝間距過大愈長愈接近的晶枝達到一定極限值時，Si量耗盡就停止成長，故界面的Si晶枝保持在λ極限~λ分支范圍內變動Si長成以{111}為界面的薄帶狀晶體，各晶枝的取向不同，表現(xiàn)為分散和不規(guī)則的Si相在每個共晶領域內的Si晶基本上都是連成一個整體2/1/202445柏振海baizhai@Al-Si系的不規(guī)則共晶Si相成長Al-Si共晶中Si相的形貌成長速度較慢的硅晶呈粗片狀成長速度較快的硅晶呈細纖維狀(a)深腐蝕鋁基體后的Si片的掃描電鏡照片，×5000（R：240微米/秒；G：11℃/毫米）(c)從共晶中萃取的Si片的透射電鏡照片，×6000（R：240微米/秒；G：11℃/毫米）(b)深腐蝕鋁基體后的Si纖維的掃描電鏡照片，×5000（R：1200微米/秒；G：11℃/毫米）(d)從共晶中萃取的Si纖維的透射電鏡照片，×6000（R：1200微米/秒；G：11℃/毫米）2/1/202446柏振海baizhai@4共晶系合金的非平衡凝固和組織1．“偽共晶組織”實際冷卻速度較快，使共晶系合金的凝固過程和顯微組織與正常狀態(tài)發(fā)生偏離平衡凝固條件下，共晶成分的合金才能獲得全部共晶組織非平衡凝固時，共晶合金可能獲得亞（或過）共晶組織，非共晶合金也可能獲得全部共晶組織，這種由非共晶合金所獲得的全部共晶組織稱為“偽共晶組織”2/1/202447柏振海baizhai@共晶系合金的非平衡凝固和組織1．“偽共晶組織”兩類偽共晶區(qū)相圖(a)粗糙－粗糙界面系的對稱型偽共晶區(qū)；(b)粗糙－平滑界面系的歪斜偽共晶區(qū)實際冷卻速度較快，使共晶系合金的凝固過程和顯微組織與正常狀態(tài)發(fā)生偏離形成全部共晶組織的成分和溫度范圍為“偽共晶區(qū)”或“配對區(qū)”偽共晶區(qū)的成分范圍隨過冷度增大而增寬2/1/202448柏振海baizhai@（1）偽共晶區(qū)相對于共晶點隨溫度降低呈近乎對稱地擴大，共晶具有規(guī)則的組織形態(tài)金屬合金系中偽共晶區(qū)形狀金屬－金屬共晶如Pb-Sn、Ag-Cu和Cd-Zn系…..（2）偽共晶區(qū)偏向一邊歪斜地擴大，具有不規(guī)則共晶組織形態(tài)金屬－非金屬（或亞金屬）共晶如Al-Si、Fe-C和Sn-Bi系…..例外如：Al-Al3Ni、Ni-Ni3Nb、Al-Al9Co、ZnZn15Ti等雖具有歪斜偽共晶區(qū)，屬于粗糙－平滑界面型共晶，但卻具有規(guī)則的共晶組織2/1/202449柏振海baizhai@兩個相的結晶速率與過冷度的關系差別很大，結晶速率隨過冷度增加而降低較快的相就會被抑制，偽共晶區(qū)歪斜地偏向該相的一邊晶體結構復雜和平滑界面的相的成長速率隨溫度下降而降低較快，歪斜的偽共晶區(qū)往往偏向晶體結構復雜和平滑界面的一邊偽共晶區(qū)形狀兩類偽共晶區(qū)相圖(a)粗糙－粗糙界面系的對稱型偽共晶區(qū)；(b)粗糙－平滑界面系的歪斜偽共晶區(qū)由組成相的結晶動力學特性所決定兩個相的單獨成長速率與過冷度的關系差別不大，則偽共晶區(qū)向共晶點下面兩邊呈對稱性地擴大2/1/202450柏振海baizhai@歪斜于Si的一邊Al-Si系的偽共晶區(qū)Al-Si系的偽共晶區(qū)(a)Al-Si系等軸成長時的偽共晶區(qū)；(b)加鈉鹽變質后偽共晶區(qū)往右上移，并使鋁的液相線也往上移一般鑄造的共晶（甚至過共晶）合金獲得亞共晶組織，但過共晶合金一定要過冷至偽共晶區(qū)才可獲得全部共晶組織片狀Si晶粒性脆，合金不能用于實際，細纖維狀Si可提高合金的韌性和強度合金從液態(tài)激冷（淬火）可獲得纖維狀Si組織2/1/202451柏振海baizhai@加入少量Na、P或Sr進行變質處理獲得細小分支的Si纖維組織Al-Si系的變質過共晶Al-Si合金的顯微組織，(a)未加鈉，×200；(b)加鈉變質后，偽共晶區(qū)上升至Al的液相線的延伸線以上區(qū)域，使過共晶合金緩冷也可獲得偽共晶或亞共晶組織×2002/1/202452柏振海baizhai@Al-Si系的變質ZL102（100x），鑄造，未變質處理，混合酸腐蝕組織：共晶體（白色α固溶體＋灰色粗大針狀Si）ZL102（100x），鑄造，變質處理，混合酸腐蝕組織：初晶α＋共晶體（α＋Si），基體為黑白相間分布的共晶體，白色樹枝狀或卵狀為初晶α固溶體，變質處理后，共晶點向右下方移動，合金獲得亞共晶組織，且共晶體中Si為細粒狀2/1/202453柏振海baizhai@1.Na選擇性吸附在Si晶體的孿晶面{111}凹槽處而阻止其成長，促使產(chǎn)生更多的分支，提高Al的界面過冷度，導致Al加速成長，變成超前