课件：第章合金的凝固.ppt

1,第5章 合金的凝固,2,5.1 凝固过程溶质再分配 5.2 合金凝固界面前沿的成分过冷 5.3“成分过冷”对单相固溶体结晶形态的影响 5.4 共晶合金的凝固 5.5 包晶合金的凝固,主要内容,3,5.1 凝固过程溶质再分配,一、平衡凝固 二、液相充分混合均匀 三、液相只有有限扩散 四、液相中部分混合（有对流作用）,由于合金在结晶过程中，析出固相的溶质含量不同于液相，而使固液界面前的液体溶质富集或贫化的现象，称为溶质再分配。,4,一、平衡凝固条件下的溶质再分配,平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分扩散均匀。,5,开始（ T=TL）时： CS = K0C0 CL= C0,6,凝固过程中( T = T* ) ：,7,凝固终了时，固相成分均匀地为: CS = C0,8,二、液相充分混合均匀时的溶质再分配,该情况下溶质在固相中没有扩散，而在液相中充分混合均匀。,起始凝固时： C S = K 0C 0 ，C L = C 0,9,该情况下溶质在固相中没有扩散，而在液相中充分混合均匀。,凝固过程中固液界面上的成分为（Scheil公式 ）：,接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由K0C0逐渐上升。,10,随着固相分数（fs）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。 当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相，甚至达到共晶温度TE时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。,11,三、液相有限扩散时的溶质再分配,凝固过程分三个阶段：最初过渡区 稳定态区 最后过渡区,12,凝固稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：,13,曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数DL、分配系数K0影响，R越大，DL越小，K0越小，则在固-液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。,14,另外，最初过渡区的长度取决于K0、R、DL的值，K0越大、R越大或DL越小，则最初过渡区越短；最后过渡区长度比最初过渡区的要小得多。,15,四、液相中部分混合时的溶质再分配,在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界层，在边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在边界层以外的液相因有对流作用成分得以保持均一。,液相充分大时边界层宽度 N 内任意一点x液相成分 ： 当液相不是充分大 时：,16,在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界层，在边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在边界层以外的液相因有对流作用成分得以保持均一。,液相部分混合达稳态时C*s及C*L值：,17,令 为有效分配系数， KE 与平衡分配系数 K0 的关系：,KE = K0 ：发生在 1 时，即慢生长速度和最大的搅动对流，N 很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。 KE =1：发生在 1 时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，N 很大的情况，这相当于液相只有扩散时的情况。 K0KE1：相当于液相部分混合(有对流)的情况，工程中常在该范围。 四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。,18,5.2 合金凝固界面前沿 的成分过冷,一、“成分过冷”条件和判据 二、“成分过冷”的过冷度,19,一、“成分过冷”条件和判据,“成分过冷”的形成条件分析 （K01 情况下) ： 界面前沿形成溶质富集层 液相线温度TL(x)随x增大上升 当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）小于液相线的斜率时，即: 出现“成分过冷” 。,20,成分过冷：结晶时，固液界面前方某一区域内，液体的实际温度低于平衡结晶温度，即该部分液体处于过冷状态，这种过冷是结晶过程中由液相中的溶质分布变化（溶质再分配）引起的，称为成分过冷。 热过冷：结晶时，固液界面前方的过冷度完全取决于液体中的温度分布，这种过冷称为“热过冷”。,21,液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据 液相部分混合时形成“成分过冷”的判据,“成分过冷” 判据,22,由判据 可见，下列条件有助于形成“成分过冷”： 液相中温度梯度小（G L小）； 晶体生长速度快（R大）； 液相线斜率大（ m L大）； 原始成分浓度高（C 0大）； 液相中溶质扩散系数 小（D L小）； K 01 时，K 0 越小，成分过冷度越大。,工艺因素,材料因素,23,二、“成分过冷”的过冷度,以液相只有扩散的情况为例： “成分过冷”区的最大过冷度： “成分过冷”出现的区域宽度：,24,5.3 “成分过冷”对单相固溶体合金结晶形态的影响,一、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律 二、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌 三、较宽成分过冷作用下的枝晶生长 四、自由树枝晶的生长 五、枝晶间距,25,一、“成分过冷”对合金固溶体 晶体形貌的影响规律,随“成分过冷”程度增大，固溶体生长方式： 平面晶 胞状晶 胞状树枝晶(柱状树枝晶) 内部等轴晶(自由树枝晶),26,二、成分过冷作用下的胞状组织 的形成及其形貌,胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l0.1cm之间，随着成分过冷的增大，发生：,沟 槽,不规则的胞状界面,狭长的胞状界面,规则胞状态,胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构。,27,三、较宽成分过冷作用下的枝晶生长,随界面前成分过冷区逐渐加宽 胞晶凸起伸向熔体更远处 胞状晶择优方向生长 胞状晶的横断面出现凸缘 短小的锯齿状“二次枝晶” （胞状树枝晶） 在成分过冷区足够大时，二次枝晶 上长出“三次枝晶”,28,四、自由树枝晶的生长,自由树枝晶形成条件,29,自由树枝晶形成条件,形成方向各异的等轴晶 （自由树枝晶）,界面前成分过冷 的极大值,非均质形核所需的过冷度,30,自由树枝晶形成条件,等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。,31,五、枝晶间距,枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是树枝晶组织细化程度的表征。实际中，枝晶间距采用金相法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距d1、和二次分枝间距 d2 两种。,材料性能好,枝晶间距小,32,枝晶间距的预测 一次臂间距d1的表达式： 二次臂枝晶间距d2的表达式：,冈本平 Hunt J.D,v与GL的乘积相当于冷却速度（oC/sec）。冷却速度大，二次臂枝晶间距d2越小。 微量变质元素（如稀土）也可使二次臂枝晶间距d2减小。,TS 非平衡凝固的温度区间，A 与合金性质相关的常数,33,5.4 共晶合金的凝固,大部分合金存在着两个或两个以上的相，多相合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂。本节讨论最为普遍的共晶合金凝固方式及组织。 一、 共晶组织的分类及特点 二、 共晶组织的形成,34,一、共晶组织的分类及特点,（一） 规则共晶与非规则共晶 （二） 非平衡状态下的共晶共生,35,（一） 规则共晶与非规则共晶,规则共晶：,金属金属，如: Pb-Sn ，Ag-Cu层片状共晶,金属金属间化合物，如: Al-Al3Ni棒状共晶,非规则共晶,金属非金属，如: Fe-C , Al-Si 共晶,非金属非金属，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,2019/8/23,36,可编辑,37,粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶,金属-金属共晶 金属-金属间化合物共晶 规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生长，两相前方的液体区域中存在溶质的运动。这种长大方式称之为“共生生长”。,典型的显微形态: 有规则的层片状，或其中有一相为棒状，因此称为“规则共晶”。,38,图 Al-Al3Ni棒状共晶 （上纵截面，下横截面）,图 Pb-Sn层片状共晶,39,粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶,金属-非金属共晶属于第类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”长大，但由于 小晶面相晶体长大具有强烈的方向性（非金属相） 对凝固条件十分敏感（如杂质元素或变质元素） 容易发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无规则，属于“不规则共晶”。,40,Al-Si共晶合金组织,41,光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶,非金属-非金属属于第类共晶体，长大过程不再是偶合的。所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于“不规则共晶”。,右图：两相非偶合生长形成不规则共晶： 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,a b c,42,根据平衡相图，共晶反应只发生在一个固定的成分，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得100的共晶组织。但在非平衡凝固状态下出现了伪共晶、离异共晶。,（二） 非平衡状态下的共晶共生区,43,二、 共晶组织的形成,（一） 非小晶面 非小晶面 共生共晶的形成 （二） 非小晶面 小晶面 共晶合金的结晶,44,（一）非小晶面非小晶面 共生共晶的形成,层片状共晶组织的形核及长大 棒状共晶生长,45,层片状共晶组织的形核及长大,层片状共晶组织是最常见的一类非小晶面非小晶面共生共晶组织。 层片状共晶组织的形成过程： 1、层片状共晶生核过程及“搭桥”方式 2、共生过程的协同生长 3、片层距的调整 4、胞状、树枝状共晶的形成,46,共晶团的形成,领先相富A组元的固溶体小球析出,界面前沿B组元原子的不断富集,向前方及侧面的熔体中排出A组元原子,相沿着相的球面与侧面迅速铺展,形成具有两相沿着径向并排生长的球形共生界面双相核心, 相固溶体在相球面上的析出,相依附于相的侧面长出分枝,交替进行,1、层片状共晶生核过程及“搭桥”方式,47,“搭桥”方式：领先相表面一旦出现第二相，则可通过这种彼此依附、交替生长的方式产生新的层片来构成所需的共生界面，而不需要每个层片重新生核。,层片状共晶的两种形核、长大方式示意图。,48,2、共生过程的协同生长,非小晶面向前生长只取决于热流方向及原子扩散。,49,共生协同生长：两相各向其界面前沿排出另一组元的原子，由于相前沿富B，而相前沿富A，扩散速度正比于溶质的浓度梯度，因此横向扩散速度比纵向大得多。共晶两相通过横向扩散不断排走界面前沿积累的溶质，且又互相提供生长所需的组元，彼此合作，齐头并进地向前生长。,50,3、片层距的调整,此处B原子聚集而浓度升高 相在此处推进的速度变慢 形成凹坑 B原子扩散越发困难 新的相片层则在此处形成，,凝固速度越快，相应的片层距就会越小。,相片层中心处B原子扩散比-交界要困难得多,51,4、胞状、树枝状共晶的形成 （第三组元的影响）,A、B两相每相排出第三组元的原子 无法横向扩散，只能向液体内部扩散 形成富集层（达到几百个层片厚度数量级） 在适当的工艺条件下 (如GL较小、R较大时)，界面前方液体产生成分过冷 导致界面形态的改变，形成胞状界面,当第三组元浓度较大，或在更大的凝固速度下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶将发展为树枝状共晶组织。,52,棒状共晶生长,形成棒状共晶的一般条件： 如果一相的体积分数小于1 时，该相将以棒状结构出现； 如果体积分数在 1/ 之间 时，两相均以片状结构出现。,棒状共晶：该组织中一个组成相以棒状或纤维状形态沿着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。,53,第三组元的影响,如果第三组元在两相中的平衡分配系数相差较大，则可能出现第三组元仅在某一个相的固-液界面前沿富集（出现成分过冷），阻碍该相继续长大。而另一相长大速度相对较快，通过搭桥作用，落后,的一相将被生长快的一相割成筛网状，并最终发展成棒状组织。,54,（二）非小晶面小晶面共晶合金的结晶,由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，故这类共晶合金比非小晶面-非小晶面共晶合金具有更为复杂的组织形态变化，且对生长条件的变化也表现出高度的敏感。即使是同一种合金，在不同的条件下则能形成多种形态各异、性能悬殊的共生共晶甚至离异共晶组织。这类共晶合金最具有代表性的是 Fe-C 和 A1-Si 两种合金。,55,在高纯度Fe-C合金共晶凝固中，领先相石墨的外露面为（0001）基面，往往按螺旋位错生长机制垂直于基面按000l方向生长，从而形成球状石墨+奥氏体晕圈的离异共晶组织。,铸铁中石墨的共晶共生生长,56,在一般工业Fe-C合金中，由于氧、硫等第三组元杂质的影响，共晶石墨则以旋转孪晶生长机制沿10T0 方向生长，从而形成片状石墨结构的共生共晶组织。如果在工业铁液中加入微量的镁或铈等球化元素，也可得到球状石墨的离异共晶组织。,57,石墨生长的螺旋台阶,58,球状石墨的生长,59,Al Si 合金共生生长,当领先相 Si 以孪晶生长在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组织是在-A1的连续基体中分布着紊乱排列的板片状Si的两相混合体。,60,在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量变质元素，共晶生长中不断封锁共晶Si原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，使共晶Si不断分枝，粗片状共晶Si大大细化，并逐渐转变为纤维状共晶Si的组织。,61,5.5 包晶合金的凝固,Pt-Ag合金相图和包晶转变特征 a）Pt-Ag合金相图 b）包晶转变特征,62,包晶反应及其组织的形成,Ag-56.0%Zn纵截面凝固组织照片,(a