材料成形原理 華科 第4章-單相與多相合金的凝固

第四章單相和多相合金的凝固傳質(zhì)控制方程：菲克第二定律：（非穩(wěn)態(tài)、無總體流動(dòng)、無化學(xué)反應(yīng)）菲克第一定律：JA--體系中A物質(zhì)在擴(kuò)散場(chǎng)某處的擴(kuò)散通量mol/(m2.s)，或擴(kuò)散強(qiáng)度概念：?jiǎn)蜗嗪辖稹倘荏w、金屬間化合物，純金屬多相合金——共晶，包晶，偏晶反應(yīng)生成一維擴(kuò)散時(shí)：2§4.1

單相合金的凝固4.1.1凝固過程的溶質(zhì)再分配起因：同一溫度下的固相與液相溶質(zhì)的溶解度不同。31.溶質(zhì)平衡分配系數(shù)42.平衡凝固時(shí)溶質(zhì)的再分配

固相與液相中溶質(zhì)擴(kuò)散均充分進(jìn)行。平衡凝固時(shí)溶質(zhì)濃度：5平衡凝固時(shí)溶質(zhì)的再分配僅取決于熱力學(xué)參數(shù)K0，與動(dòng)力學(xué)無關(guān)。凝固過程雖然存在溶質(zhì)再分配，但凝固終了時(shí)，固相的成分仍為原始成分C06Scheil

公式---非平衡凝固杠桿定律固相無擴(kuò)散，液相均勻混合

3.近平衡結(jié)晶時(shí)溶質(zhì)的再分配

C074.1.2成分過冷幾個(gè)概念：溫度梯度熱過冷成分過冷8成分過冷——溶質(zhì)富集引起界面前液體凝固溫度（熔點(diǎn)、液相線溫度）變化合金原始成分C0，平衡結(jié)晶溫度Tm（T0），液相線斜率m1、成分過冷的判據(jù)9成分過冷的條件：（液相部分混合）液相只有擴(kuò)散時(shí)：（通式）Tx10由判據(jù)可見，下列條件有助于形成“成分過冷”：

液相中溫度梯度?。℅L?。?；晶體生長(zhǎng)速度快，R大；

mL大，即陡的液相線斜率；原始成分濃度高，C0大；液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL低；

K0＜1時(shí)，K0?。籏0＞1時(shí)，K0大工藝因素材料因素產(chǎn)生成分過冷的條件：固液界面前沿溶質(zhì)富集，產(chǎn)生溶質(zhì)再分配固液界面前方液相的實(shí)際溫度梯度GL符合一定條件。112、成分過冷的本質(zhì)（1）溶質(zhì)富集使平衡結(jié)晶溫度大為降低，減小了實(shí)際過冷度，甚至阻礙晶體生長(zhǎng)。（2）成分過冷使界面不穩(wěn)定，將不能保持平面。(b)無溶質(zhì)再分配的界面前過冷情況?有成分過冷12純金屬液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)晶體生長(zhǎng)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Tm，過冷度ΔTk

提供凝固所必須的動(dòng)力學(xué)驅(qū)動(dòng)力，稱為“動(dòng)力學(xué)過冷”

。3熱過冷及其對(duì)純金屬液固界面形態(tài)的影響13當(dāng)界面液相一側(cè)形成負(fù)溫度梯度時(shí)純金屬界面前方獲得大于ΔTk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“熱過冷”。純金屬在負(fù)溫度梯度下可發(fā)展為樹枝晶。144、成分過冷對(duì)單相合金凝固過程的影響1）無成分過冷的平面生長(zhǎng)平面生長(zhǎng)的條件：界面前方無成分過冷時(shí)平面生長(zhǎng)

a）局部不穩(wěn)定界面

b）最終穩(wěn)定界面，獲得成分完全均勻的柱狀晶或單晶體15Al-0.1Cu,G/R＝4.5×104(K·sec/cm2)右圖：Al-0.1Cu,G/R＝0.42×104(K·sec/cm2)（縱向、橫向）16穩(wěn)定界面的推進(jìn)速率即晶體的生長(zhǎng)速率R可由界面上熱平衡方程導(dǎo)出

：所以：式中λS，λL—固、液兩相的導(dǎo)熱系數(shù)；

ρ，L—合金的密度和結(jié)晶潛熱。172）窄成分過冷區(qū)的胞狀生長(zhǎng)圖a）窄成分過冷區(qū)的形成

b）平界面在成分過冷作用下失去穩(wěn)定

c）穩(wěn)定的胞狀界面形態(tài)的形成18CBr4(ΔS/R=1.27)由平面到胞狀的轉(zhuǎn)變（a)平面生長(zhǎng)（b)胞狀生長(zhǎng)19溝槽不規(guī)則的胞狀界面狹長(zhǎng)的胞狀界面規(guī)則胞狀態(tài)胞狀晶的生長(zhǎng)方向垂直于固-液界面（與熱流相反與晶體學(xué)取向無關(guān)）。胞狀晶可認(rèn)為是一種亞結(jié)構(gòu)。胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l一0.1cm之間，隨著成分過冷的增大，發(fā)生：203）較寬成分過冷區(qū)的柱狀樹枝晶生長(zhǎng)圖柱狀枝晶生長(zhǎng)過程21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→胞狀晶擇優(yōu)方向生長(zhǎng)→胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣→短小的鋸齒狀“二次枝晶”（胞狀樹枝晶）在成分過冷區(qū)足夠大時(shí)，二次枝晶上長(zhǎng)出“三次枝晶”224）寬成分過冷區(qū)的自由樹枝晶生長(zhǎng)圖從柱狀枝晶的外生生長(zhǎng)轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

等軸枝晶的內(nèi)生生長(zhǎng)枝狀晶＋自由樹枝晶（等軸晶）231、自由樹枝晶形成條件界面前成分過冷的極大值大于熔體中非均質(zhì)形核所需的過冷度時(shí)，在柱狀枝晶生長(zhǎng)的同時(shí)，前方熔體內(nèi)發(fā)生非均質(zhì)形核過程，并在過冷熔體中的自由生長(zhǎng)，形成了方向各異的等軸晶（自由樹枝晶）。幾個(gè)問題：242、為什么成為樹枝晶的形態(tài)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晶面。界面能大的晶面（垂直）生長(zhǎng)速度較快，長(zhǎng)成等軸樹枝晶。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，其平衡態(tài)近乎球形。在近平衡狀態(tài)下，多面體的棱角前沿液相中的溶質(zhì)濃度梯度較大，擴(kuò)散速度快，而大平面前沿溶質(zhì)濃度梯度小，擴(kuò)散速度慢，因此棱角處晶體長(zhǎng)大快，而平面處小，近球形多面體逐漸長(zhǎng)成星形。25263、“外生生長(zhǎng)”與“內(nèi)生生長(zhǎng)”的概念晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長(zhǎng)方式，稱為“外生生長(zhǎng)”。平面生長(zhǎng)、胞狀生長(zhǎng)和柱狀枝晶生長(zhǎng)皆屬于外生生長(zhǎng)。等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長(zhǎng)的方式則稱為“內(nèi)生生長(zhǎng)”。275）樹枝晶的生長(zhǎng)方向和枝晶間距立方晶系<100>晶向生長(zhǎng)密排六方為（）方向生長(zhǎng)體心立方為<110>晶向圖5-8立方晶系枝晶的生長(zhǎng)方向

a）小平面生長(zhǎng)b）非小平面生長(zhǎng)28枝晶間距：指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。它是樹枝晶組織細(xì)化程度的表征。實(shí)際中，枝晶間距采用金相法測(cè)得統(tǒng)計(jì)平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d1、和二次分枝間距

d2

兩種。材料性能好熱裂紋傾向小分散顯微縮松、夾雜物細(xì)小、成分趨于均勻化細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著枝晶間距小29枝晶間距的預(yù)測(cè)一次臂間距d1的表達(dá)式：

二次臂枝晶間距d2的表達(dá)式：岡本平HuntJ.DR與GL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d2越小。微量變質(zhì)元素（如稀土）影響合金CL、k0、σsl，也可使二次臂枝晶間距d2減小?！鱐S—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)30合金固溶體凝固時(shí)的晶體生長(zhǎng)形態(tài)a)不同的成分過冷情況

b)無成分過冷平面晶C)窄成分過冷區(qū)間

胞狀晶

d)成分過冷區(qū)間較寬柱狀樹枝晶

e)寬成分過冷內(nèi)部等軸晶31

平面晶是溶質(zhì)濃度C0=0的特殊情況。溶質(zhì)濃度一定時(shí)，隨著GL的減小和v的增大；或GL和V一定時(shí)，隨著C0的增大，晶體形貌由平面晶依次轉(zhuǎn)變成胞狀晶、胞狀樹枝晶、柱狀樹枝晶和等軸樹枝晶。R32

大部分合金存在著兩個(gè)或兩個(gè)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)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。共晶組織的分類及特點(diǎn)共晶組織的形成機(jī)理§4.2

共晶合金的凝固33一、共晶組織的特點(diǎn)及共晶合金的分類規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶宏觀特征：平面晶、胞狀晶、柱狀晶、

等軸晶等

微觀組織：兩相析出物的形狀與分布，

規(guī)則和非規(guī)則。共晶組織34規(guī)則共晶：金屬—金屬，如:Pb-Sn

，Ag-Cu層片狀共晶

金屬—金屬間化合物，如:Al-Al3Ni棒狀共晶

非規(guī)則共晶金屬—非金屬，如:Fe-C,Al-Si

共晶非金屬—非金屬，如:琥珀睛-茨醇共晶

粗糙－粗糙界面粗糙—光滑界面光滑—光滑界面35粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶金屬-金屬共晶及金屬-金屬間化合物共晶多為第Ⅰ類共晶，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀，或其中有一相為棒狀，因此稱為“規(guī)則共晶”。規(guī)則共晶長(zhǎng)大時(shí)，兩相彼此緊密相連，相互依賴生長(zhǎng)，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運(yùn)動(dòng)。這種長(zhǎng)大方式稱之為“共生生長(zhǎng)”。36圖4-24Al-Al3Ni棒狀共晶（上——縱截面，下——橫截面）圖4-23Pb-Sn層片狀共晶37粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶

金屬-非金屬共晶屬于第Ⅱ類共晶體，長(zhǎng)大過程往往仍是相互偶合的“共生”長(zhǎng)大，但由于小晶面相（非金屬相）晶體長(zhǎng)大具有強(qiáng)烈的方向性，且對(duì)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規(guī)則，屬于“不規(guī)則共晶”。38Al-Si共晶合金組織長(zhǎng)大過程39光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶非金屬-非金屬屬于第Ⅲ類共晶體，長(zhǎng)大過程不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物，也屬于“不規(guī)則共晶”。圖4-26兩相非偶合生長(zhǎng)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40共生生長(zhǎng)與共生共晶離異生長(zhǎng)與離異共晶二、共晶合金的結(jié)晶方式41

根據(jù)平衡相圖，共晶反應(yīng)只發(fā)生在一個(gè)固定的成分，任何偏離這一成分的合金凝固后都不能獲得100％的共晶組織。如Pb-Sn合金在平衡凝固時(shí)，只有Pb-61.9Sn的共晶合金才能獲得100％共晶組織。二、共晶合金的結(jié)晶方式非平衡凝固過程，由于共晶生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)因素的影響，共晶組織有以下三種情況：

1)共晶成分的合金，在冷速較快時(shí)，不一定能得到100％的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶；2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)可以在TE以下溫度得到100％的共晶組織，該區(qū)域稱之為共生區(qū)（圖中陰影區(qū)）

；3）有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，既不出現(xiàn)100％的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。421、“對(duì)稱型共生區(qū)”兩個(gè)組元熔點(diǎn)相近、兩條液相線基本對(duì)稱、共晶兩相性質(zhì)相近、析出動(dòng)力學(xué)大致相當(dāng)、兩相長(zhǎng)大速度基本相同的非小晶面-非小晶面合金，容易形成對(duì)稱型共生區(qū)。432、“非對(duì)稱型共生區(qū)”當(dāng)兩個(gè)組元熔點(diǎn)相差較大，兩條液相線不對(duì)稱時(shí)，共晶點(diǎn)往往偏向于低熔點(diǎn)組元一側(cè)，而共生區(qū)則由共晶點(diǎn)向高熔點(diǎn)組元一側(cè)傾斜。443、共生區(qū)的概念的意義把平衡相圖概念和不平衡共晶結(jié)晶動(dòng)力學(xué)過程聯(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以結(jié)晶成100％的共晶組織，而共晶成分的合金結(jié)晶時(shí)反而得不到100％共晶組織；45圖6-3非小平面－非小平面共晶共生區(qū)實(shí)際共晶共生區(qū)在共生區(qū)外，一相的生長(zhǎng)速度快得多，故出現(xiàn)初生相；在共生區(qū)內(nèi)兩相以同樣的速度生長(zhǎng)；共生區(qū)內(nèi)兩相共生生長(zhǎng)的基本方式是靠原子在界面前沿的短距離擴(kuò)散，故共生生長(zhǎng)時(shí)兩相生長(zhǎng)速度快，超過各相獨(dú)自生長(zhǎng)速度；在所有情況下，過冷度增大，則共生區(qū)變寬。共生區(qū)的形狀隨液相溫度梯度、初生相、共晶相長(zhǎng)大速度、溫度等因素變化而多樣化。46（二）離異生長(zhǎng)及離異共晶1、離異生長(zhǎng)與離異共晶的概念

2.晶間偏析型離異共晶的形成3、“暈圈”離異共晶形成471、離異生長(zhǎng)與離異共晶的概念在共晶轉(zhuǎn)變中也存在著合金液不能進(jìn)入共生區(qū)的情況：共晶兩相沒有共同的生長(zhǎng)界面，它們各自以不同的速度獨(dú)立生長(zhǎng)，即兩相的析出在時(shí)間上和空間上都是彼此分離的，因而形成的組織沒有共生共晶的特征。這種非共生生長(zhǎng)的共晶結(jié)晶方式稱為離異生長(zhǎng)，所形成的組織稱離異共晶。離異共晶分“晶間偏析型”和“暈圈型”兩種類型。482、“晶間偏析型”離異共晶由系統(tǒng)本身的原因所引起：如果合金成分偏離共晶點(diǎn)很遠(yuǎn)，初晶相長(zhǎng)得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜分布于枝晶之間。當(dāng)共晶轉(zhuǎn)變時(shí)，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長(zhǎng)出，而把另一相單獨(dú)留在枝晶間。當(dāng)一相大量析出，而另一相尚未開始結(jié)晶時(shí)，將形成晶間偏析型離異共晶。由另一相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長(zhǎng)得較大，如另一相不能以初生相為襯底而生核，或因液體過冷傾向大使該相析出受阻時(shí)，初生相就繼續(xù)長(zhǎng)大而把另一相留在枝晶間。合金成分偏離共晶成分越遠(yuǎn)，共晶反應(yīng)所需過冷度越大，越容易生成“晶間偏析型”離異共晶。493、“暈圈型”離異共晶形成

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)常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長(zhǎng)速度上的差別，第二相環(huán)繞著領(lǐng)先相表面生長(zhǎng)而形成一種鑲邊外圍層的情況，此外圍層稱為“暈圈”。50封閉型圈暈如果領(lǐng)先相的固-液界面全部是慢生長(zhǎng)面，會(huì)被快速生長(zhǎng)的第二相暈圈所封閉，則兩相與熔體之間就沒有共同的生長(zhǎng)界面，而只有形成暈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。球墨鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變是其典例。51如果領(lǐng)先相的固—液界面是各向異性的，第二相只能將其慢生長(zhǎng)面包圍住，而其快生長(zhǎng)面仍能突破暈圈的包圍并與熔體相接觸，則暈圈是不完整的。這時(shí)兩相仍能組成共同的生長(zhǎng)界面而以共生方式進(jìn)行偶合結(jié)晶。灰鑄鐵中的片狀石墨與奧氏體的共生生長(zhǎng)則屬此類。52共晶組織的形成機(jī)理規(guī)則共晶凝固——金屬-金屬非規(guī)則共晶凝固——金屬-非金屬53三、規(guī)則共晶凝固

層片狀共晶組織的形核及長(zhǎng)大棒狀共晶生長(zhǎng)541.層片狀共晶組織的形核及長(zhǎng)大

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，組織中共晶兩相呈片狀交疊生長(zhǎng)。一般其長(zhǎng)大速度在各個(gè)方向是均勻的，因此有球形生長(zhǎng)的固液前沿。現(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“搭橋”方式

（2）共生過程的協(xié)同生長(zhǎng)

（3）片層距的調(diào)整

（4）胞狀、樹枝狀共晶的形成55（1）共晶團(tuán)的形成

β相固溶體在α相球面上的析出領(lǐng)先相富A組元的α固溶體小球析出界面前沿B組元原子的不斷富集向前方及側(cè)面的熔體中排出A組元原子

α相依附于β相的側(cè)面長(zhǎng)出分枝

β相沿著α相的球面與側(cè)面迅速鋪展

交替進(jìn)行……形成具有兩相沿著徑向并排生長(zhǎng)的散射狀球形共生界面雙相核心56“搭橋”方式：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(zhǎng)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(gè)層片重新生核。57搭橋式生核方式彼此依附、交替生長(zhǎng)的方式層片狀共晶的兩種形核、長(zhǎng)大方式示意圖。58（2）共生過程的協(xié)同生長(zhǎng)非小晶面向前生長(zhǎng)不取決于晶體的性質(zhì)，只取決于熱流方向及原子擴(kuò)散。共生協(xié)同生長(zhǎng)：兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，由于α相前沿富B，而β相前沿富A，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累的溶質(zhì)，且又互相提供生長(zhǎng)所需的組元，彼此合作，齊頭并進(jìn)地快速向前生長(zhǎng)。59（3）片層距的調(diào)整→此處B原子聚集而濃度升高→

α相在此處推進(jìn)的速度變慢→形成凹坑→

B原子擴(kuò)散越發(fā)困難→新的β相片層則在此處形成，凝固速度越快，相應(yīng)的片層距就會(huì)越小。

α相片層中心處B原子擴(kuò)散比α-β交界要困難得多60（4）胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響）A、B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)散形成富集層（達(dá)到幾百個(gè)層片厚度數(shù)量級(jí)）在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下(如GL較小、R較大時(shí))，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷導(dǎo)致界面形態(tài)的改變，形成胞狀界面當(dāng)?shù)谌M元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過冷進(jìn)一步擴(kuò)大，胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶組織，甚至還會(huì)導(dǎo)致共晶合金自外生生長(zhǎng)到內(nèi)生生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變。612.棒狀共晶生長(zhǎng)形成棒狀共晶的一般條件：如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分?jǐn)?shù)在1/π~?之間時(shí)，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。

棒狀共晶：該組織中一個(gè)組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長(zhǎng)方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。界面可能有低界面能，體積分?jǐn)?shù)小于1／Π也會(huì)出現(xiàn)片層狀共晶。由于片層狀兩相間位相關(guān)系強(qiáng)，62第三組元的影響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(gè)組成相產(chǎn)生成分過冷，而阻礙該相長(zhǎng)大。生長(zhǎng)較快的相將會(huì)越過另一相層片的界面而伸入液相中，通過搭橋作用，落后的一相將被生長(zhǎng)快的一相割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀組織。6364棒狀共晶特征尺寸

－共晶若的體積分?jǐn)?shù)

f

<(1/)0.32，棒狀0.32<f

<0.5，片狀r——六邊形等面積圓的半徑，代替間距

65四、非規(guī)則共晶凝固由于小晶面本身存在著多種不同的生長(zhǎng)機(jī)制，故這類共晶合金比非晶小面-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(duì)生長(zhǎng)條件的變化也表現(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Fe-C

和A1-Si

兩種合金。66領(lǐng)先相石墨以旋轉(zhuǎn)孿晶生長(zhǎng)機(jī)制垂直于棱柱面以[10T0]方向呈片狀生長(zhǎng)，而奧氏體則以非封閉暈圈形式包圍著石墨片（0001）基面跟隨著石墨片一起長(zhǎng)大。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長(zhǎng)方向而發(fā)生彎曲，并不斷分枝出新的石墨片。奧氏體則依靠石墨片[10T0]方向生長(zhǎng)過程中在其周圍形成的富Fe液層而迅速生長(zhǎng)，并不斷將石墨片的側(cè)面包圍起來。在高純度Fe-C合金共晶凝固中，領(lǐng)先相石墨的外露面為（0001）基面，往往按螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制垂直于基面按[000l]方向生長(zhǎng)，從而形成球狀石墨+奧氏體暈圈的離異共晶組織。在一般工業(yè)Fe-C合金中，由于氧、硫等第三組元雜質(zhì)的影響，共晶石墨則以旋轉(zhuǎn)孿晶生長(zhǎng)機(jī)制沿[10T0]方向生長(zhǎng)，從而形成片狀石墨結(jié)構(gòu)的共生共晶組織。如果在工業(yè)鐵液中加入微量的鎂或鈰等球化元素，也可得到球狀石墨的離異共晶組織?；诣T鐵共晶共生生長(zhǎng)67Al–Si合金共生生長(zhǎng)當(dāng)領(lǐng)先相Si以反射孿晶生長(zhǎng)機(jī)理在界面前沿不斷分枝生長(zhǎng)時(shí)，形成的共生共晶組織是在α-A1的連續(xù)基體中分布著紊亂排列的板片狀Si的兩相混合體。在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量變質(zhì)元素，共晶生長(zhǎng)中不斷封鎖共晶Si原有反射孿晶臺(tái)階而又不斷產(chǎn)生新的反射孿晶，使共晶Si不斷分枝，粗片狀共晶Si大大細(xì)化，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀共晶Si的組織。68

a）變質(zhì)前,b)0.1%Sr變質(zhì)后,c)0.1%Sr變質(zhì)后

x1000x2000,x6000圖4-42Al-Si共晶合金Sr

變質(zhì)前后的共晶Si形態(tài)69§4.3

偏晶合金和包晶合金的凝固偏晶相圖反應(yīng)產(chǎn)生的固相量總大于液相量，因此固相連成一個(gè)整體，而液相不連續(xù)的分布在基體中，最終組織與亞共晶組織類似。一、偏晶合金的凝固70偏晶合金的特點(diǎn)是：①在一定溫度以上兩組元在液態(tài)無限互溶；②在固態(tài)有限互溶，各組元的k＜1；③在一定的成分和溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)兩個(gè)互不溶解的液體Ll和L2；偏晶成分Cm的液體在Tm溫度時(shí)液體L1中能分解出兩個(gè)相：固相α和新的液相L2，即

L1=α＋L2

此轉(zhuǎn)變與共晶轉(zhuǎn)變非常相似，但共晶轉(zhuǎn)變是從液體中同時(shí)析出兩個(gè)固相而偏晶轉(zhuǎn)變時(shí)只析出一個(gè)固相，另一個(gè)則為液相L2，故稱為偏晶。隨著溫度的下降，L2中會(huì)不斷析出α，最后殘余的液體L2在一定溫度時(shí)還會(huì)產(chǎn)生其它轉(zhuǎn)變，如共晶、包晶等。

71原始液相與新形成的液相的界面能是完全各向同性的，因而界面曲率是固定的，界面為球體的一部分。界面能對(duì)凝固形態(tài)起著決定性的影響。

（1）σaL1=σaL2+σL1L2cosθ

，L2可以潤(rùn)濕固相a（0＜θ＜180°）。L2相可以在固相a上形核，a與L2并排長(zhǎng)大，L2在生長(zhǎng)過程中被固相拉長(zhǎng)，形成棒狀或纖維狀凝固組織。72（2）σaL2

＞σaL1+σL1L2，L2液相不能潤(rùn)濕固相a，新析出的液相將不依賴于固相異質(zhì)形核，而是在凝固界面前的液相中形核，并因兩種液相密度的不同而上浮或下沉。當(dāng)L2上浮速度大于固液界面推進(jìn)速度，L2將上浮到液相L1頂部，凝固試樣上層全部為β，下層全部為a相。反之，L2將被a相包圍，固相排除的B原子繼續(xù)供給L2，L2拉長(zhǎng)，最終組織是a相基體上分布棒狀或纖維狀β，其棒間距與共晶一樣.73（3）σaL1>σaL2+σL1L2，L2可完全潤(rùn)濕固相（θ=0）。固相將被液相L2封閉，不可能出現(xiàn)穩(wěn)定生長(zhǎng)過程，a只能斷續(xù)在L1-L2界面上形成，最終是a和β交替分層組織。在實(shí)際凝固過程中這種情況是很難見到的。74二、包晶合金的凝固包晶合金的特點(diǎn)為：①液態(tài)無限互溶，固態(tài)有限互溶，②有一對(duì)固、液相線的分配系數(shù)大于1；③兩條液相線按同一方向傾斜；④在溫度TP略下時(shí)，成分為B的液體與成分為D的α相產(chǎn)生包晶轉(zhuǎn)變，形成成分為P的新相β。DBP751．平衡結(jié)晶

指結(jié)晶過程中各相的成分能按狀態(tài)圖的要求而充分均化。包晶轉(zhuǎn)變的實(shí)質(zhì)是液體中的B原子繼續(xù)向α內(nèi)溶解而使A原子的排列方式產(chǎn)生改變，由α的結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)棣碌慕Y(jié)構(gòu)，而β相的固溶能力較強(qiáng)，在TP時(shí)的成分為P。

可見，包晶轉(zhuǎn)變必須伴隨著B原子向α相擴(kuò)散和溶解的過程，因此這個(gè)反應(yīng)只能在α相表面進(jìn)行。先在表面進(jìn)行包晶轉(zhuǎn)變形成β層，然后B原子擴(kuò)散通過β層向相界面輸送，使α不斷轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，即β的界面不斷向α?nèi)推進(jìn)，直到全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷?/p>

76包晶轉(zhuǎn)變也要求一定的過冷，設(shè)包晶轉(zhuǎn)變?cè)跍囟萒時(shí)進(jìn)行，過冷度為（TP-T），此時(shí)β相界面上的濃度如圖所示。兩個(gè)界面上的成分是不同的,存在一個(gè)濃度梯度,因此B原子要從β－L界面不斷向β－α界面擴(kuò)散。

77

2.不平衡結(jié)晶

在實(shí)際情況下，液體和固體中的原子擴(kuò)散都是不充分的。β相在α相表面發(fā)生異質(zhì)形核并很快沿表面生長(zhǎng)，將α相包裹在中間。進(jìn)一步的包晶反應(yīng)通過β相內(nèi)的擴(kuò)散進(jìn)行。液相中的溶質(zhì)B自β/L界面向α/β界面擴(kuò)散，導(dǎo)致α/β

界面向α相一側(cè)擴(kuò)展。而組元A則自α/β界面向β/L界面擴(kuò)散，導(dǎo)致該界面向液相擴(kuò)展并完成。

78由于固相擴(kuò)散速度比較緩慢，包晶凝固過程中凝固界面生長(zhǎng)速率緩慢，有利于α相的大量形核。利用這一特點(diǎn)進(jìn)行晶粒細(xì)化。同時(shí)，在有限的凝固過程中包晶反應(yīng)很難充分進(jìn)行。凝固完成后在β相的中心通常存在著非平衡的α。79半固態(tài)坯料制備二次加熱觸變成形合金原料設(shè)計(jì)、配制加熱、熔煉攪拌(機(jī)械或電磁等)半固態(tài)漿料流變壓鑄成形其他流變成形部件毛坯經(jīng)加熱熔煉的合金原料液體通過機(jī)械攪拌、電磁攪拌或其他復(fù)合攪拌，在結(jié)晶凝固過程中形成半固態(tài)漿料。流變成形觸變成形§4.4

半固態(tài)金屬的凝固80半固態(tài)金屬的特點(diǎn)：半固態(tài)金屬的內(nèi)部結(jié)構(gòu)高固相分?jǐn)?shù)低固相分?jǐn)?shù)在高固相分?jǐn)?shù)時(shí)，液相成分僅限于部分晶界。在低固相分?jǐn)?shù)時(shí)，因相顆粒游離在液相成分之中。81與常規(guī)鑄造方法形成的枝晶組織不同，利用流變鑄造方法生產(chǎn)的半固態(tài)金屬具有獨(dú)特的非枝晶、近似球形的顯微結(jié)構(gòu)。60Si2Mn合金的球形晶粒非枝晶的形成與演化82半固態(tài)鑄造與常規(guī)鑄造的組織比較（左）Sn-15％Pb合金的球形晶粒；（右）Al-6.6％Si合金的常規(guī)鑄造組織83結(jié)晶開始時(shí)，攪拌促進(jìn)了晶核的產(chǎn)生。此時(shí)晶核是以枝晶生長(zhǎng)的。隨著溫度的下降，雖然晶粒仍然是以枝晶生長(zhǎng)方式生長(zhǎng)，但是由于攪拌的作用，造成晶粒之間互相磨損、剪切以及液體對(duì)晶粒劇烈沖刷，這樣，枝晶臂被打斷，形成了更多的細(xì)小晶粒，其自身結(jié)構(gòu)也逐漸向