材料科学基础第7章PPT课件

第七章 二元系相图及其合金的凝固 合金在成分 温度变化时 其状态可能发生变化 合金相图就是用图解的方法表示不同成分 温度下合金中相的平衡关系 由于相图是在极其缓慢的冷却条件下测定的 又称为平衡相图 根据相图可以了解不同成分合金在温度变化时的相变及组织形成规律 二元相图都是由一种或几种基本类型的相图组成的 基本类型的二元相图有 匀晶 共晶和包晶相图 第一节基本概念 一 相图的几个基本概念 一 相图的几个基本概念组元合金合金系 通常把组合成合金的最简单 最基本 能够独立存在的物质称为组元 元素 稳定化合物 将一种金属元素同一种或几种其他元素结合在一起所形成的具有金属特性的物质 有两个或两个以上组元按不同比例配制成的一系列不同成分的合金 Pb Sn系 Fe Fe3C系 二 相律 自由度数 独立组分数 相数 外界因素 自由度是在温度 压力 组分浓度等可能影响系统平衡状态的变量中 可以在一定范围内任意改变而不会引起旧相消失或新相产生的独立变量的数目 处于平衡状态下的多相 P个相 体系 每个组元 共有C个组元 在各相中的化学势都必须彼此相等 处于平衡状态的多元系中可能存在的相数将有一定的限制 这种限制可用吉布斯相律表示之 f C P 2式中 f为体系的自由度数 它是指不影响体系平衡状态的独立可变参数 如温度 压力 浓度等 的数目 C为体系的组元数 P为相数 对于不含气相的凝聚体系 压力在通常范围的变化对平衡的影响极小 一般可认为是常量 因此相律可写成下列形式 f C P 1相律给出了平衡状态下体系中存在的相数与组元数及温度 压力之间的关系 对分析和研究相图有重要的指导作用 f 0 无变量系统 f 2 3 1 在二元系中 在水平线中三相平衡 成分和温度都固定不变 恒温转变f 1 单变量系统 f 2 1 1 在二元系中 在两相区内温度和成分只有一个独立变量 在相区内任意改变温度 则成分随之变化 反之亦然 f 2 双变量系统在二元系中 在单相区内可以独立改变温度而保持原状态 一 相图建立的一些方法 第二节二元合金相图的建立 二元相图是根据各种成分材料的临界点绘制的 临界点表示物质结构状态发生本质变化的相变点 测定材料临界点有动态法和静态法两种方法 1动态法热分析 thermalanalysis 膨胀法 dilatometrymethod 电阻法 electricalresistivitymethod 2静态法金相法 metallographicmethod X射线衍射分析 X raydiffractionmethod 硬度测定法 hardnessmethod 相图的精确测定必须由多种方法配合使用 第二节二元合金相图的建立 二 二元合金相图建立 二元匀晶相图 第二节二元合金相图的建立 二 二元合金相图建立 二元匀晶相图 第三节匀晶相图 熔点液相区固相区液固双相区液相线固相线 一 相图分析 第三节匀晶相图 二 匀晶合金结晶过程分析 匀晶合金结晶过程分析 从液相中析出匀晶固相 固溶体 的成分变化析出固相成分沿固相线变化剩余液相成分沿液相线变化液相成分变化和固相成分变化同步进行 并遵守杠杆定律 三 杠杆定律 leverrule 杠杆定律的两端一定是单相杠杆的杆是某一温度杠杆的支点及时研究合金的平均成分杠杆定律是计算双相的重量百分含量 在二元相图中 当两相处于平衡共存的两相区时 两相的质量比可以用杠杆定律求得 例如在T温度时 液相L和固溶体 达到平衡 液 固两相质量百分数分别为WL W 则有 WL W bc ab如果把abc看作一根杠杆 上式中的WL W 恰好与它们的杠杆臂成反比关系 杠杆定律只适用于两相平衡区 第三节匀晶相图 三 杠杆定律 leverrule 四 固溶体的平衡凝固过程 第三节匀晶相图 平衡凝固是指凝固过程中的每个阶段都能达到平衡 即在相变过程中有充分时间进行组元间的扩散 以达到平衡相的成分 固溶体的凝固过程与纯金属一样 也包括形核与长大两个阶段 但由于合金中存在第二组元 使其凝固过程较纯金属复杂 例如合金结晶出的固相成分与液态合金不同 所以形核时除需要能量起伏外还需要一定的成分起伏 固溶体的凝固在一个温度区间内进行 这时液 固两相的成分随温度下降不断地发生变化 这种凝固过程必然依赖于两组元原子的扩散 需要着重指出的是 在每一温度下 平衡凝固实质包括三个过程 液相内的扩散过程 固相的继续长大 固相内的扩散过程 在凝固时 每一个晶核形成一颗晶粒 由于在每一温度下扩散进行充分 晶粒内的成分是均匀一致的 因此 平衡凝固得到的固溶体显微组织和纯金属相同 除了晶界外 晶粒之间和晶粒内部的成分却是相同的 五 固溶体的非平衡凝固过程 第三节匀晶相图 固溶体的凝固依赖于组元的扩散 要达到平衡凝固 必须有足够的时间使扩散进行充分 但在工业生产中 合金溶液浇涛后的冷却速度较快 在每一温度下不能保持足够的扩散时间 使凝固过程偏离平衡条件 称为非平衡凝固 非平衡凝固中 液 固两相的成分将偏离平衡相图中的液相线和固相线 由于固相内组元扩散较液相内组元扩散慢得多 故偏离固相线的程度就大得多 它成为非平衡凝固过程中的主要矛盾 五 固溶体的非平衡凝固过程 固相平均成分线液相平均成分线 将铸件加热至固相线以下100 200 的温度进行较长时间的保温 是偏析元素充分扩散 达到成分的均匀化 扩散退火 均匀化退火 六 固溶体的自由能 成分曲线 第三节匀晶相图 第四节二元共晶相图及其凝固分析 点熔点a b最大溶解度点c d共晶点e线液相线固相线溶解度曲线共晶线面单相区双相区 LE M N 共晶反应 共晶反应的条件 成分 温度 共晶体共晶合金亚共晶合金过共晶合金 LE M N 共晶 一 二元共晶合金的凝固过程 二 二元共晶合金的凝固过程 共晶合金在发生共晶反应刚结束的时候相的相对含量是多少 2 共晶合金在室温相的相对含量是多少 共晶合金金相照片 Pb Sn共晶合金 二 二元亚共晶合金的凝固过程 最后的组织 初 共晶最后的相组成 二 二元亚共晶合金的凝固过程 1 50 Sn wt 的合金刚开始共晶反应之前相的相对含量 2 50 Sn wt 的合金共晶反应结束时相的相对含量 3 50 Sn wt 的合金共晶反应结束后的组织组成物对含量 亚共晶合金金相照片 Pb Sn合金 含50 Sn的Pb Sn合金显微组织 三 二元过共晶合金的凝固过程 1 80 Sn合金平衡凝固过程L L 初 L 共晶 2 80 Sn合金平衡凝固室温的组织 初 共晶 3 80 Sn合金平衡凝固室温的相组成 三 二元过共晶合金的凝固过程的定量分析 1 80 Sn wt 的合金刚开始共晶反应之前相的相对含量 2 80 Sn wt 的合金共晶反应结束时相的相对含量 3 80 Sn wt 的合金共晶反应结束后的组织组成物对含量 四 小于19 Sn 共晶合金的凝固过程 四 小于19 Sn 共晶合金的凝固过程 1 10 Sn wt 的室温时组织组成物的相对含量 2 10 Sn wt 的室温时相组成物的相对含量 金相照片 Pb 10 Sn合金 伪共晶 非共晶成分的合晶所得到的共晶组织 在非平衡凝固条件下 某些亚共晶或过共晶的合晶也能得到全部的共晶组织 伪共晶在相图上是一个区域 其位置偏向高熔点的一方 五 二元共晶合晶的非平衡凝固 离异共晶共晶体中的 相依附于出生 相生长 而将共晶体中另外一相 推到最后凝固的境界处 使共晶体两相分离 第五节二元包晶合金 点熔点溶解度点包晶点线液相线固相线溶解度曲线包晶线面 L L 二元包晶相图相区分析 LC P D 二元包晶合金 包晶反应示意图LC P D 一 二元包晶相图分析 1 w Ag 为42 4 的Pt Ag合金 合金I 在大多数情况下 由包晶反应所形成的 相倾向于依附初生相a的表面形核 以降低形核功 并消耗液相和a相而生长 当a相被新生的卢相包围以后 a相就不能直接与液相L接触 一 二元包晶相图分析 1 42 4 Ag wt 的合金刚开始发生包晶反应之前相的相对含量 3 42 4 Ag wt 的合金室温时候相的相对含量 2 42 4 Ag wt 的合金包晶反应结束时相的相对含量 4 42 4 Ag wt 的合金室温时候组织组成物的相对含量 1 42 4 Ag wt 合金 一 二元包晶相图分析 42 4 w Ag 66 3 的pt Ag 合金II 合金II缓冷至包晶转变前的结晶过程与上述包晶成分合金相同 由于合金II中的液相的相对量大于包晶转变所需的相对量 所以包晶转变后 剩余的液相在继续冷却过程中 将按匀晶转变方式继续结晶出产 相 其成分沿CB液相线变化 而b相的成分沿PB线变化 直至t3温度全部凝固结 2 42 4 w Ag 66 3 的pt Ag 合金II 一 二元包晶相图分析 1 合金II 60 Ag wt 的合金刚开始发生包晶反应之前相的相对含量 3 合金II 60 Ag wt 的合金室温时候相的相对含量 2 合金II 60 Ag wt 的合金发生包晶反应结束时相的相对含量 4 合金II 60 Ag wt 的合金室温时候组织组成物的相对含量 2 42 4 w Ag 66 3 的pt Ag 合金II 一 二元包晶相图分析 合金III在包晶反应前的结晶情况与上述情况相似 包晶转变前合金中 相相对量大于包晶反应所需的量 所以包晶反应后 除了新形成的 相外 还有剩余的 相存在 包晶温度以下 相中将析出 II 而 相中析出 II 因此该合金金的室温平衡组织为 II II 3 10 5 w Ag 42 4 的Pt Ag合金 合金III 一 二元包晶相图分析 1 合金 20 Ag wt 的合金刚开始发生包晶反应之前相的相对含量 3 合金 60 Ag wt 的合金室温时候相的相对含量 2 合金 60 Ag wt 的合金发生包晶反应结束时相的相对含量 3 10 5 w Ag 42 4 的Pt Ag合金 合金III 包晶转变的产物 相包围着初生相 使液相与 相隔开 阻止了液相和 相中原子之间直接地相互扩散 而必须通过 相 这就导致了包晶转变的速度往往是极缓慢的 影响包晶转变能否进行完全的主要矛盾是所形成新相 内的扩散速率 第五节二元包晶合金 二 包晶合金的非平衡凝固 2 实际生产中的冷速较快 包晶反应所依赖的固体中的原子扩散往往不能充分进行 导致包晶反应的不完全性 即在低于包晶温度下 将同时存在未参与转变的液相和 相 其中液相在继续冷却过程可能直接结晶出 相或参与其他反应 而 相仍保留在 相的心部 形成包晶反应的非平衡组织 第五节二元包晶合金 二 包晶合金的非平衡凝固 第六节其它类型二元相图 形成稳定化合物的相图合金系中两组元之间还可能形成稳定的金属化合物 其组成可用通式AmBn表示 它具有固定的成分和一定的熔点 可把它看成独立的组元 它的分析可作为两个简单相图进行 Ti Ni合金相图中的TiNi化合物 熔点1310 和TiNi3化合物 熔点1380 都有固定的熔点 熔点以下也不会分解 所以它们都是稳定化合物 然而化合物Ti2Ni则没有固定的熔点 它是包晶转变的产物 稳定化合物可以看作一个组元 将相图划分成几个简单的相图 例如Ti Ni相图 可以划分成Ti TiNi相图 含有共晶 包晶和共析转变 TiNi TiNi3共晶相图 TiNi3 Ni共晶相图 这样划分对于复杂相图的分析是十分有利的 第六节其它类型二元相图 2 具有共析转变的相图共析转变属于固态相变的一种类型 和共晶反应一样是由一个相分解为两个相的三相平衡等温转变 共析转变的特点是 由特定成分的单相固态合金 在恒定的温度下 分解成两个新的 具有一定晶体结构的固相 其反应式可表达为 反应产物和的相对重量有一固定的比例 由于共析反应是在固态下进行的 其原子扩散条件很差 晶核成长速度很小 所以共析转变物的组织是比较细密的两相相间的机械混合物 c d e 第六节其它类型二元相图 3 具有偏晶转变的相图偏晶转变是由一个液相L1分解为一个固相和另一成分的液相L2的恒温转变 第六节其它类型二元相图 4 具有合晶转变的相图合金转变是由两个成分不同的液相L1和L2相互作用形成一个固相具有这类转变的合金很少 如NaZn K Zn等 第六节其它类型二元相图 5 具有熔晶转变的相图熔晶转变 由一个固相恒温分解为一个液相和另一个固相 具有熔晶转变的合金也很少 Fe B Fe S Cu Sb等合金系具有熔晶转变 第七节典型二元相图分析 一 Fe C相图分析 1 铁碳合金的组元及基本相 一 纯铁的同素异构转变二 铁碳合金的组元三 铁碳合金的基本相铁素体奥氏体渗碳体 2 相图分析 点 一 Fe C相图分析 LB H AJ LB AE Fe3C AS FP Fe3C 3 相图分析 线 三大恒温反应 三条重要的水平线HJB 包晶反应线LB H AJECF 共晶反应线LB AE Fe3CPSK 共析反应线AS FP Fe3C 一 Fe C相图分析 3 相图分析 线三条重要的曲线GS线 A3线 奥氏体析出铁素体的起始温度 或铁素体全部转变成为奥氏体的终了温度 ES线 Acm线 碳在奥氏体中的溶解度曲线 二次渗碳体析出线 PQ线 碳在铁素体中的析出线 三次渗碳体析出线 一 Fe C相图分析 4 碳钢在平衡条件下的结晶过程分析 共析钢 亚共析钢 过共析钢 工业纯铁 共晶白口铸铁 亚共晶白口铸铁 过共晶白口铸铁 1 工业纯铁 0 01 C 的结晶过程 工业纯铁 0 01 C 在室温时相组成物和组织组成物的相对量 相组成物的相对量 组织组成物的相对量 2 共析钢 0 77 C 的结晶过程 共析钢 0 77 C 在室温时相组成物和组织组成物的相对量 相组成物的相对量 组织组成物的相对量 3 亚共析钢 0 40 C 的结晶过程 亚共析钢 0 40 C 在室温时相组成物和组织组成物的相对量 相组成物的相对量 组织组成物的相对量 4 过共析钢 1 2 C 的结晶过程 过共析钢 1 2 C 在室温时相组成物和组织组成物的相对量 相组成物的相对量 组织组成物的相对量 5 共晶白口铸 4 3 C 的结晶过程 6 亚共晶白口铸铁 3 0 C 的结晶过程 7 过共晶白口铸铁 5 0 C 的结晶过程 5 含碳量对碳钢平衡组织和性能的影响 5 含碳量对碳钢平衡组织和性能的影响 以上分析表明 碳钢在室温下的平衡组织皆由铁素体 F 和渗碳体 Fe3C 两相组成 随着含碳量的增加 碳钢中铁素体的数量逐渐减少 渗碳体的数量逐渐增多 从而使得组织按下列顺序发生变化 F F P P P Fe3CII铁素体是软韧相 渗碳体是硬脆相 珠光体由铁素体和渗碳体所组成 渗碳体以细片状分布在铁素体的基体上 起了强化作用 因此 珠光体有较高的强度和硬度 但塑性较差 随着含碳量升高 钢的强度 硬度增加 塑性下降 当钢中的含碳量超过1 0 以后 钢的硬度继续增加 而强度开始下降 这主要是由于脆性的二次渗碳体沿奥氏体晶界呈网状析出所致 第七节典型二元相图分析 二 SiO2 Al2O3系相图分析 SiO2 Al2O3系是陶瓷和耐火材料的研究工具刚玉 Al2O3 菱方点阵 莫来石 Mullite 3Al2O3 2SiO2 固溶体 石英 SiO2 1587 共晶反应L SiO2 Mullite1828 包晶反应L Al2O3 Mullite 调幅分解 第八节二元相图的分析及应用 二元相图的几何规律相图中所有的线条都代表发生相转变的温度和平衡相的成分 所以相界线是相平衡的体现 平衡相成分必须沿着相界线随温度而变化 两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它们分开 而不能以一条线接界 两个两相区必须以单相区或三相水平线隔开 也就是说 在二元相图中 相邻相区的相数差为1 点接触情况除外 这个规则称为相区接触法则 二元相图中的三相平衡必为一条水平线 表示恒温反应 在这条水平线上存在3个表示平衡相的成分点 其中两点应在水平线的两端 另一点在端点之间 水平线的上下方分别与3个两相区相接 单相区的分界线与三相等温线相交 则分界线的延长线应进人另一两相区内 而不会进人单相区内 一 二元相图的分析 2 二元相图分析方法先看相图中是否存在稳定化合物 如有 则以这些化合物为界 把相图分成几个区域进行分析 根据相区接触法则 区别各相区 找出三相共存水平线 分析这些恒温转变的类型 应用相图分析具体合金随温度改变而发生的相转变和组织变化规律 在单相区 该相的成分与原合金相同 在两相 不同温度下两相成分相界线而变 根据研究的温度画出连结线 其两端分别与两条相界相交 由此根据杠杆法则可求出两相的相对量 三相共存时 三个相的成分是固定的 可用杠杆法则求出恒温转变前 后组成相的相对量 在应用相图分析实际情况时 切记相图只给出体系在平衡条件下存在的相和相对量 并不能表示出相的形状 大小和分布 相图只表示平衡状态的情况 而实际生产条件下合金和陶瓷很少能达到平衡状态 因此要特别重视它们在非平衡条件下可能出现的相和组织 尤其是陶瓷 其熔体的粘度较合金大 组元的扩散比合金慢 因此 许多陶瓷凝固后极易形成非晶体或亚稳相 相图的建立由于某种原因而可能存在误差和错误 则可用相律来判断 第八节二元相图的分析及应用 一 二元相图的分析 三相共存水平线 第八节二元相图的分析及应用 1 分析凝固的过程 组织2 判断热处理的可能性3 判断决定热处理温度 热加工温度4 判断合金的性能相图既可以表明合金成分与组织间的关系 又可以反映不同合金的结晶特点 第八节二元相图的分析及应用 二 二元相图的应用 合金的机械性能和物理性能决定于它们的成分和组织 合金的某些工艺性能则取决于其结晶特点 因此 在相图 合金成分 合金性能之间有着一定的联系 利用这些规律 可以根据相图大致判断不同合金的性能 作为开发和选用合金的参考 第八节二元相图的分析及应用 1 合金机械性能与相图的关系 当合金由两相组成时 这些性能是组成相性能的计算平均值 即与合金成分呈直线关系 固溶体的机械性能与合金成分呈曲线关系 对应化合物在曲线上出现奇异点 事实上双相合金的机械性能还与各相的分散度有关 组成相越细小分散 其强度 硬度越高 第八节二元相图的分析及应用 2 合金铸造性能与相图的关系 合金的铸造性能主要表现在 流动性 即液体充填铸型的能力 缩孔 偏析及热裂倾向等方面 从状态图来看 合金的铸造性能首先是决定于液相线与固相线间的水平距离及结晶的温度间隔 液相线与固相线间的垂直距离 试验表明 液相线与固相线间的水平距离及垂直距离越大 则固溶体的枝晶偏析越大 合金的流动性越差 形成固溶体的合金流动性不如纯金属 而且在液相线和固相线的最大间隔处达到最低点 在具有共晶转变的合金系中 靠近共晶成分的合金流动性最好 因为此处液相线与固相线的间隔最小 而且这里的合金熔点最低 结晶温度区间的大小还影响到缩孔的性能 液相线与固相线距离越大 枝晶就越发达 因而在枝晶间隙中形成的疏松 即分散缩孔 越多 反之则分散缩孔越少而集中缩孔越多 结晶温度区间大的合金 铸造时有较大的热裂倾向 如果不考虑其它因素 则结晶区间越小 合金热裂倾向也越小 第九节二元合金的凝固理论 固溶体凝固的特征为平衡的液相和固相之间有成分差别 在凝固时要发生溶质的重新分布 在一定温度下 固 液两平衡相中溶质浓度的比值k0称为溶质的平衡分配系数 k0 CS CLCS CL分别为固 液相的平衡浓度 一 固溶体的平衡凝固 k0 l时 随溶质增加 合金凝固的开始温度和终结温度降低 k0 1时 随溶质的增加 合金凝固的开始温度和终结温度升高 k0 1时 表示该合金凝固时重新分布的溶质成分与原合金成分越接近 即重新分布的程度越小 第九节二元合金的凝固理论 1 分类 根据形态分类 层片状棒状 纤维状 球状针状螺旋状等 二 共晶凝固理论 第九节二元合金的凝固理论 二 共晶凝固理论 1 分类 根据组合类型分类 1 金属 金属型 粗糙 粗糙界面 由金属 金属组成的共晶 如Pb Cd Cd Zn Zn Sn Ph Sn等 以及许多由金属 金属间化合物组成的合金 如Al Ag2AI Cd SnCd等均属于此类 这类共晶大多是层片状或棒状共晶 2 金属 非金属型 粗糙 光滑界面 在金属 非金属型中 两组成相为金属 非金属或金属 亚金属 其中非金属或金属性较差的一相在凝固时 其液 固界面为光滑界面 如Al Ge Ph Sb Al St Fe C 石墨 等合金共晶属于此类 这类共晶组织通常形态复杂 如针片状 骨骼状等 3 非金属 非金属 光滑 光滑界面 此类共晶组织形态研究甚少 而且不属于合金研究的范围 故不加以讨论 金属铸锭的宏观组织通常由三个晶区组成 外表层的细晶区中间的柱状晶区心部的等轴晶区根据浇注条件的不同 铸锭中存在的晶区数目和它们的相对厚度可以改变 第九节合金铸件的组织与缺陷 一 铸锭组织的形成 1 细晶区2 柱状晶区3 等轴晶区 表层细晶区铸锭的最外层是一层很薄的细小等轴晶粒 equiaxedgrain 区 各晶粒的取向是随机的 当金属液注入铸模后 由于模壁温度较低 表层金属液受到模壁的强烈过冷 形成大量晶核 同时 模壁及金属液中的杂质有非均匀形核的作用 因而形成细晶组织 第九节合金铸件的组织与缺陷 一 铸锭组织的形成 1 细晶区2 柱状晶区3 等轴晶区 柱状晶区 columnarzone 柱状晶区由垂直于模壁的粗大的柱状晶构成 在细晶区形成的同时 模壁温度升高 金属液冷却减慢 此外 由于细晶区结晶潜热的释放 使细晶区前沿液体的过冷度减小 形核率大大下降 此时各晶粒可较快成长 它们的生长方向是任意的 但只有那些一次晶轴垂直于模壁的晶体 因与散热方向一致而优先生长 从而长成柱状晶粒 而另一些晶轴倾斜于模壁的晶体的生长则受到阻碍而不能继续生长 第九节合金铸件的组织与缺陷 一 铸锭组织的形成 1 细晶区2 柱状晶区3 等轴晶区 第九节合金铸件的组织与缺陷 一 铸锭组织的形成 1 细晶区2 柱状晶区3 等轴晶区 中心等轴晶区随着柱状晶的发展 经过散热 铸锭中心部分的液态金属的温度已比较均匀 全部降至熔点以下 再加上液态金属中的杂质等因素的作用 满足了形核时对过冷度的要求 于是在整个剩余液体中同时形核 由于此时的散热已经失去了方向性 晶核在液体中可以自由生长 在各个方向上的长大速度差不多相等 于是就长成了等轴晶 当它们长到与柱状晶相遇 全部液体凝固完毕后 就形成了明显的中心等轴晶区 第九节合金铸件的组织与缺陷 二 铸锭组织的特性 表层细晶区的晶粒十分细小 组织致密 机械性能很好 但由于细晶区的厚度一般都很薄 有的只有几个毫米厚 所以没有多大的实际意义 在柱状晶区中 晶粒彼此间的界面比较平直 组织比较致密 但当沿不同方向生长的两组柱状晶相遇时 其接触面会富集较多的杂质 气泡等 因而是铸锭的脆弱结合面 当压力加工时 易于沿这些脆弱面开裂 对塑性差的金属或合金 如钢铁和镍合金等 应力求避免形成发达的柱状晶区 否则往往导致热轧开裂而产生废品 而对塑性好的金属或合金 即使全部为柱状晶组织 也能顺利地进行热轧而不至开裂 此外 柱状晶区的性能有方向性 沿柱状晶晶轴方向的强度较高 等轴晶区的各个晶粒在长大时彼此交叉 枝杈间的搭接牢固 裂纹不易扩展 另外 等轴晶区不存在明显的脆弱