单相多相合金的凝固

1、1会计学单相多相合金的凝固单相多相合金的凝固牛牛文库文档分享2第二节 合金凝固界面前沿的成分过冷第三节 “成分过冷”对合金单相固溶体结晶形态的影响第四节 共晶合金的凝固牛牛文库文档分享3一、平衡凝固一、平衡凝固二、液相充分混合均匀二、液相充分混合均匀三、液相只有有限扩散三、液相只有有限扩散四、液相中部分混合（有对流作用）四、液相中部分混合（有对流作用） 以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。牛牛文库文档分享4一、平衡凝固条件下的溶质再分配

2、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的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分扩散均匀扩散均匀。开始（开始（ T=TL）时：）时： CS = K0C0 CL= C0凝固过程凝固过程( ( T = T* ) )中，固中，固- -液界面上成分为：液界面上成分为：sCCSLLCC 固、液相质量分数固、液相质量分数 fs 、fL与固液相成分间关系式：与固液相成分间关系式： 1)(0LSLLSffCfCfCSSSfKCKC)1(1000 凝固终了时，固相成分均匀地

3、为凝固终了时，固相成分均匀地为: CS = C0牛牛文库文档分享5二、液相充分混合均匀时的溶质再分配二、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在液相中充分混合均匀。起始凝固时与平衡凝固时相同：起始凝固时与平衡凝固时相同：C S = K 0C 0 ，C L = C 0)1(000)1 (KSSfCKC)1(00KLLfCC凝固过程中固液界面上的成凝固过程中固液界面上的成分为（分为（Scheil公式公式 ）：LssSLCdfdfCC)1 ()(*因因接着凝固时由于固相中无扩散，接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由成分沿

4、斜线由K0C0逐渐上升。逐渐上升。牛牛文库文档分享6n随着固相分数（随着固相分数（fS）增加，凝固）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。成分比平衡的要低。n当温度达到平衡的固相线时，势当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相（杠杆原必仍保留一定的液相（杠杆原理），甚至达到共晶温度理），甚至达到共晶温度TE时仍时仍有液相存在。这些保留下来的液有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。成部分共晶组织。 牛牛文库文档分享711000

5、xeKKCCLDRL凝固凝固稳定状态稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：凝固过程分为三个阶段凝固过程分为三个阶段： 最初过渡区最初过渡区 稳定态区稳定态区 最后过渡区最后过渡区 当当 时，时，CL(x)C0降到降到:称为溶质富集层的称为溶质富集层的“特征距离特征距离”。RDxLeKC1)11(00X 特征距离特征距离牛牛文库文档分享8曲线的形状受凝固速度曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数、溶质在液相中的扩散系数DL、分配常数、分配常数K0影响，影响，R越大，越大，DL越小，越小，K0越小，越小，则在固则在固-液界面前沿溶质富集越严

6、重，曲线越陡峭。液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。 另外，最初过渡区的长度取决于另外，最初过渡区的长度取决于K0、R、DL的值，的值，K0越大、越大、R越大或越大或DL越小，则最初过渡区越短；最后越小，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，与溶质富集层过渡区长度比最初过渡区的要小得多，与溶质富集层的的“特征距离特征距离”的数量级相同。的数量级相同。 牛牛文库文档分享9四、四、液相中部分混合液相中部分混合时的溶质再分配时的溶质再分配 在部分混合情况下，固在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界层液界面处的液相中存在一扩散边界层，在，在边界层内只靠扩散传质边界层内

7、只靠扩散传质（静止无对流），在（静止无对流），在边界层以外边界层以外的的液相因有对流作用液相因有对流作用成分得以保持均一成分得以保持均一。 液相充分大时边界层宽度液相充分大时边界层宽度 N 内任意一点内任意一点x液相成分液相成分 ：当液相不是充分大当液相不是充分大 时：时：NLLDRXDRLLeeCCCC11100NLDRXDRLLLLeeCCCC111液相部分混合达稳态时液相部分混合达稳态时C*s及及C*L值：值：NLDRLeKKCC)1(000NLDRSeKKKCC)1(0000牛牛文库文档分享10令令 为有效分配系数，为有效分配系数， KE 与平衡分配系数与平衡分配系数 K0 的关系：的

8、关系：0CCKSENLDREeKKKK)1(000 KE = K0 ：发生在：发生在 1 时（见式时（见式4-6），即慢生长速度和最大的），即慢生长速度和最大的搅动对流，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。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：发生在 1 时，即快生长速度凝固、或没有任何对流时，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。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：相当于液相部分混合(有对流有对流)的情况，工程中常在该范围。的情况，工程中常在该范围。 四种单

9、向凝固条件下的溶质分布情况示意图。四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。LNDRLNDR牛牛文库文档分享11第二节第二节 合金凝固界面前沿合金凝固界面前沿的成分过冷的成分过冷牛牛文库文档分享12n “成分过冷成分过冷”的形成条件分的形成条件分析析 （K01 情况下情况下) ： 界面前沿形成溶质富集层界面前沿形成溶质富集层 液相线温度液相线温度TL(x)随随x增大上升增大上升 当当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）（界面前沿液相的实际温度梯度）小小于液相线的斜率时，即于液相线的斜率时，即: 出现出现“成分过冷成分过冷” 。a)C%CL*=C0/k0CS=C0mLTSTMCL(X)b)XXC0C

10、L*CS*Ti界面界面c)C%T成分过冷 区T2实 际T1实 际TL(X)0)(xLLxxTG00011) (xDRLmLLeKKCmTxT牛牛文库文档分享13000L)1 (RG KKDCmLLNLDRLLLeKKDCm00L11RG 牛牛文库文档分享14 由判据由判据 可见，下列条件有助于形可见，下列条件有助于形成成“成分过冷成分过冷”：l 液相中温度梯度小（液相中温度梯度小（G L小）；小）；l 晶体生长速度快，晶体生长速度快，R大；大；l m L大，即陡的液相线斜率；大，即陡的液相线斜率；l 原始成分浓度高，原始成分浓度高，C 0大；大；l 液相中溶质扩散系数液相中溶质扩散系数 D L

11、低；低；l K 01 时，时，K 0 小；小；K 01 时，时，K 0 大大000L)1 (RG KKDCmLL工艺因素工艺因素材料因素材料因素牛牛文库文档分享15以液相只有扩散的情况为例：以液相只有扩散的情况为例：n “成分过冷成分过冷”区的最大过冷度：区的最大过冷度：n“成分过冷成分过冷”出现的区域宽度：出现的区域宽度： )1 (ln1 )1 (000000maxKDGKCmRRDGKKCmTLLLLLL20020)1(22XRkCmGDkRDLLL牛牛文库文档分享16第三节第三节 “成分过冷成分过冷”对合金单相固对合金单相固溶体结晶形态的影响溶体结晶形态的影响一、热过冷及其对纯金属液固界

12、面形态的影响一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响二、二、“成分过冷成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规对合金固溶体晶体形貌的影响规律律三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长五、自由树枝晶的生长五、自由树枝晶的生长六、枝晶间距六、枝晶间距牛牛文库文档分享17n纯金属液相在正温度梯度的区域内晶体生长的凝固界面通纯金属液相在正温度梯度的区域内晶体生长的凝固界面通常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度Tm，过冷度，过冷度Tk 提供凝固所必须的动力学驱动力

13、，称为提供凝固所必须的动力学驱动力，称为“动力学过冷动力学过冷” 。 TkTm界 面LSGLGS 牛牛文库文档分享18n当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于T k 的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过冷，习惯上称为冷，习惯上称为“热过冷热过冷” 。纯金属在负温度梯度下可发展。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。为树枝晶。界面 T m - T kLSGLGS 牛牛文库文档分享19牛牛文库文档分享20n胞状界面的成分过冷区的宽度约在胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一

14、一0.1cm之间，随着之间，随着成分过冷的增大，发生：成分过冷的增大，发生： 沟沟 槽槽不规则的胞状界面不规则的胞状界面狭长的胞状界面狭长的胞状界面规则胞状态规则胞状态胞状晶的生长方向垂直于固胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构胞状晶可认为是一种亚结构。牛牛文库文档分享21 随界面前成分过冷区逐渐加宽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晶凸起伸向熔体更远处胞状晶择优方向生长胞状晶择优方向生长胞状晶的横断面出现凸缘胞状晶的横断面出现凸缘短小的锯齿状短小的锯齿状“二次枝晶二次枝晶” （胞状树枝晶

15、）（胞状树枝晶）在成分过冷区足够大时，二次枝晶在成分过冷区足够大时，二次枝晶上长出上长出“三次枝晶三次枝晶” （动画）（动画）牛牛文库文档分享22牛牛文库文档分享23n界面前成分过冷的极大值大于界面前成分过冷的极大值大于熔体中非均质形核所需的过冷熔体中非均质形核所需的过冷度时，度时，在柱状枝晶生长的同时，在柱状枝晶生长的同时，前方前方熔体内发生非均质形核熔体内发生非均质形核过过程，并在过冷熔体中的自由生程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了方向各异的等轴晶长，形成了方向各异的等轴晶（自由树枝晶）自由树枝晶）。 等轴枝晶的存在阻止了柱等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的状晶区的单向延伸，

16、此后的结晶过程便是等轴晶区不断结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程向液体内部推进的过程。牛牛文库文档分享24n晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的面是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能大的面是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝晶等轴树枝晶。n方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有清晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平衡清晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平

17、衡态近乎球形态近乎球形 。牛牛文库文档分享25n晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为长方式，称为“外生生长外生生长”。n平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。生生长。n等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长内生生长”。牛牛文库文档分享26n枝晶间距枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是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

18、用的有一次枝晶（柱状晶主干）法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距间距d1、和二次分枝间距、和二次分枝间距 d2 两种。两种。材料性能好材料性能好热裂纹倾向小热裂纹倾向小且分散且分散显微缩松、夹杂物细小显微缩松、夹杂物细小成分趋于均匀化成分趋于均匀化细晶强化效果显著细晶强化效果显著枝晶间距小枝晶间距小牛牛文库文档分享27210001)1(RGDKCmadLLL2141)1(6401LLLGRCKDmd冈本平冈本平 Hunt J.D R与与GL的乘积相当于冷却速度（的乘积相当于冷却速度（oC/sec）。）。冷却速度大，二次臂枝晶间距冷却速度大，二次臂枝晶间距d2越小越小。微量变

19、质元素（如稀土）影响合金微量变质元素（如稀土）影响合金CL、k0、slsl，也可使二次臂枝晶间距，也可使二次臂枝晶间距d2减小。减小。31)(2LSGRTAdTS 非平衡凝固的温度区间，A 与合金性质相关的常数牛牛文库文档分享28第四节第四节 共晶合金的凝固共晶合金的凝固 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。晶合金凝固方式及组织。一、一、 共晶组织的分类及特点共晶组织的分类及特点二、二、 共晶组织的形成机理共晶组织

20、的形成机理牛牛文库文档分享29一、共晶组织的分类及特点一、共晶组织的分类及特点（一）（一） 规则共晶与非规则共晶规则共晶与非规则共晶（二）（二） 非平衡状态下的共晶共生区非平衡状态下的共晶共生区（三）（三） 离异生长及离异共晶离异生长及离异共晶牛牛文库文档分享30（一）（一） 规则共晶与非规则共晶规则共晶与非规则共晶规则共晶：规则共晶：金属金属金属，金属，如如: Pb-Sn ，Ag-Cu层片状共晶层片状共晶 金属金属金属间化合物金属间化合物，如如: Al-AlAl-Al3 3NiNi棒状共晶棒状共晶 非规则非规则共晶共晶金属金属非金属，非金属，如: Fe-C , Al-Si 共晶非金属非金属非

21、金属，非金属，如如: 琥珀睛琥珀睛-茨醇共晶茨醇共晶 粗糙粗糙界面粗糙粗糙界面粗糙粗糙光滑界面光滑界面光滑光滑光滑界面光滑界面牛牛文库文档分享31n金属金属-金属金属共晶及共晶及金属金属-金属间化合物金属间化合物共晶多为第共晶多为第类共晶，其典型的显微形态是类共晶，其典型的显微形态是有规则的层片状有规则的层片状，或，或其中其中有一相为棒状有一相为棒状，因此称为，因此称为“规则共晶规则共晶”。n规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生规则共晶长大时，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，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长大方式称之为

22、“共生生长共生生长”。牛牛文库文档分享32 图图4-24 Al-Al3Ni棒状共晶棒状共晶 （上（上纵截面，下纵截面，下横截面）横截面）图图4-23 Pb-Sn层片状共晶层片状共晶牛牛文库文档分享33n 金属金属-非金属共晶属于第非金属共晶属于第类共晶体，长大过程类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的往往仍是相互偶合的“共生共生”长大长大，但由于小晶，但由于小晶面相（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，面相（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，且对凝固条件（如杂质元素或变质元素）十分敏且对凝固条件（如杂质元素或变质元素）十分敏感，容易发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无感，容易发生弯曲和分枝，所得

23、到的组织较为无规则，属于规则，属于“不规则共晶不规则共晶”。牛牛文库文档分享34Al-Si共晶合金组织长大过程的数值模拟共晶合金组织长大过程的数值模拟 牛牛文库文档分享35 图4-26 两相非偶合生长形成不规则共晶 规则共晶体 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 牛牛文库文档分享36 根据平衡相图，共晶反根据平衡相图，共晶反应只发生在一个固定的成应只发生在一个固定的成分，任何偏离这一成分的分，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得合金凝固后都不能获得100100的共晶组织。如的共晶组织。如Pb-SnPb-Sn合合金在平衡凝固时，只有金在平衡凝固时，

24、只有Pb-Pb-61.9Sn61.9Sn的共晶合金才能获的共晶合金才能获得得100100共晶组织。共晶组织。非平衡凝固过程，由于共非平衡凝固过程，由于共晶生长动力学因素的影响晶生长动力学因素的影响，共晶组织有以下三种情，共晶组织有以下三种情况：况： 1) 共晶成分的合金共晶成分的合金，在，在冷冷速较快速较快时，时， 不一定能得到不一定能得到100的共晶组织，而是得的共晶组织，而是得到到亚共晶或过共晶亚共晶或过共晶；2）有些）有些非共晶成分的合非共晶成分的合金金在在冷速较快冷速较快时可以在时可以在TE以下温度得到以下温度得到100的共的共晶晶组织，该区域称之为组织，该区域称之为共共生区生区（图中

25、阴影区）（图中阴影区） ；3）有些）有些非共晶成分的合金非共晶成分的合金，在，在一定冷速一定冷速下，既不出下，既不出现现100的共晶组织，也不的共晶组织，也不出现初晶出现初晶+共晶的情况，而共晶的情况，而是出现是出现“离异共晶离异共晶”。牛牛文库文档分享371、“对称型共生区对称型共生区” 2、“非对称型共生区非对称型共生区”3、共生区的概念的意义、共生区的概念的意义牛牛文库文档分享38n两个组元熔点相近、两个组元熔点相近、两条液相线基本对称、两条液相线基本对称、两相长大速度基本相两相长大速度基本相同的非小晶面同的非小晶面-非小非小晶面合金，容易形成晶面合金，容易形成对称型共生区。对称型共生区

26、。 牛牛文库文档分享39n 当两个组元熔点相差较当两个组元熔点相差较大，两条液相线不对称时，大，两条液相线不对称时，共晶点往往偏向于低熔点共晶点往往偏向于低熔点组元一侧，而共生区则由组元一侧，而共生区则由共晶点向高熔点组元一侧共晶点向高熔点组元一侧倾斜。倾斜。原因：由于浓度起伏和扩散的原因：由于浓度起伏和扩散的原因，共晶成分附近的低熔点原因，共晶成分附近的低熔点相在非平衡结晶条件下较高熔相在非平衡结晶条件下较高熔点相更易于析出，其生长速度点相更易于析出，其生长速度也更快。因此结晶时往往容易也更快。因此结晶时往往容易出现低熔点组元一侧的初生相出现低熔点组元一侧的初生相。为了满足共生生长所需的基。

27、为了满足共生生长所需的基本条件，就需要合金液在含有本条件，就需要合金液在含有更多高熔点组元成分的条件下更多高熔点组元成分的条件下进行共晶转变。进行共晶转变。牛牛文库文档分享40 把平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程把平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程联系了起来；联系了起来； 可以满意地解释非平衡结晶现象：如非共晶成分的合金可可以满意地解释非平衡结晶现象：如非共晶成分的合金可以结晶成以结晶成100的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而得不到得不到100共晶组织；共晶组织； 有助于对共生生长和离异生长这两种不同共晶方有助于对共生生长和离异生长这两种不同

28、共晶方式作进一步分析和探讨。式作进一步分析和探讨。 共生区的概念与平衡图并不矛盾，在无限缓慢的共生区的概念与平衡图并不矛盾，在无限缓慢的冷却条件下，共生区退缩到共晶点冷却条件下，共生区退缩到共晶点E，合金液即按平，合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶。衡相图所示的规律进行结晶。牛牛文库文档分享41（三）（三） 离异生长及离异共晶离异生长及离异共晶1、离异生长与离异共晶的概念、离异生长与离异共晶的概念 2. 晶间偏析型离异共晶的形成晶间偏析型离异共晶的形成3、“晕圈晕圈”离异共晶形成离异共晶形成牛牛文库文档分享42n 在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生

29、区的情况：共晶两相没有共同的生长界面，它们各的情况：共晶两相没有共同的生长界面，它们各自以不同的速度独立生长，即自以不同的速度独立生长，即两相的析出在时间两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的上和空间上都是彼此分离的，因而形成的组织没，因而形成的组织没有共生共晶的特征。这种非共生生长的共晶结晶有共生共晶的特征。这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组织称离异共晶。方式称为离异生长，所形成的组织称离异共晶。n离异共晶分离异共晶分“晶间偏析型晶间偏析型”和和“晕圈型晕圈型”两种类两种类型。型。牛牛文库文档分享432、“晶间偏析型晶间偏析型”离异共晶离异共晶n由系统本身的原因所引起由系

30、统本身的原因所引起：如果合金成分偏离共晶点很如果合金成分偏离共晶点很远，初晶相长得很大，共晶远，初晶相长得很大，共晶成分的残留液体很少，类似成分的残留液体很少，类似于薄膜分布于枝晶之间。当于薄膜分布于枝晶之间。当共晶转变时，一相就在初晶共晶转变时，一相就在初晶相的枝晶上继续长出，面把相的枝晶上继续长出，面把另一相单独留在枝晶间。另一相单独留在枝晶间。由另一相的生核困难所引起由另一相的生核困难所引起：合金偏离共晶成分，初晶相长合金偏离共晶成分，初晶相长得较大，如另一相不能以初生得较大，如另一相不能以初生相为衬底而生核，或因液体过相为衬底而生核，或因液体过冷倾向大使该相析出受阻时，冷倾向大使该相析

31、出受阻时，初生相就继续长大而把另一相初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。留在枝晶间。牛牛文库文档分享44n两相性质差别较大的非小晶面两相性质差别较大的非小晶面小晶面共晶合金中能更经小晶面共晶合金中能更经常地见到这种晕圈组织。由于两相在生核能力和生长速度常地见到这种晕圈组织。由于两相在生核能力和生长速度上的差别，第二相环绕着领先相表面生长而形成一种镶边上的差别，第二相环绕着领先相表面生长而形成一种镶边外围层的情况，此外围层称为外围层的情况，此外围层称为“晕圈晕圈”。牛牛文库文档分享45n 如果领先相的固如果领先相的固-液界面全部是慢液界面全部是慢生长面，会被快速生长的第二相晕生长面，会被快速生

32、长的第二相晕圈所封闭，则两相与熔体之间就没圈所封闭，则两相与熔体之间就没有共同的生长界面，而只有形成晕有共同的生长界面，而只有形成晕圈的第二相与熔体相接触，所以原圈的第二相与熔体相接触，所以原先的领先相只能依靠原子通过晕圈先的领先相只能依靠原子通过晕圈的扩散进行，最后形成领先相呈球的扩散进行，最后形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。球墨铸团状结构的离异共晶组织。球墨铸铁的共晶转变是其典例。铁的共晶转变是其典例。牛牛文库文档分享46n 如果领先相的如果领先相的固固液界面是各液界面是各向异性向异性的，第二相只能将其慢的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其生长面包围住，而其快生长面快生长面仍能突破

33、晕圈的包围仍能突破晕圈的包围并与熔体并与熔体相接触，则晕圈是不完整的。相接触，则晕圈是不完整的。这时两相仍能组成共同的生长这时两相仍能组成共同的生长界面而以界面而以共生方式进行偶合结共生方式进行偶合结晶晶。灰铸铁中的片状石墨与奥。灰铸铁中的片状石墨与奥氏体的共生生长则属此类。氏体的共生生长则属此类。 牛牛文库文档分享47二、二、 共晶组织的形成机理共晶组织的形成机理牛牛文库文档分享48牛牛文库文档分享49 层片状共晶组织是最常见的一类非小晶面一非小晶面共生共晶组织。现以球状共晶团为例，讨论层片状共晶组织的形成过程。1、层片状共晶生核过程及、层片状共晶生核过程及“搭桥搭桥”方式方式2、共生过程的

34、协同生长、共生过程的协同生长3、片层距的调整、片层距的调整4、胞状、树枝状共晶的形成、胞状、树枝状共晶的形成牛牛文库文档分享50 相固溶体在相固溶体在相球面上的析出相球面上的析出 领先相富领先相富A组元的组元的固溶体小球析出固溶体小球析出 界面前沿界面前沿B组元原子的不断富集组元原子的不断富集 向前方及侧面的熔体中排出向前方及侧面的熔体中排出A组元原子组元原子 相依附于相依附于相的侧面长出分枝相的侧面长出分枝 相沿着相沿着相的球面与侧面迅速铺展相的球面与侧面迅速铺展 交替进行交替进行 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牛牛文库文

35、档分享51n“搭桥搭桥”方式方式：领先相表面一旦出现第二相，则可通过这：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。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。层片状共晶的两种形核、长大方式示意图。牛牛文库文档分享52n非小晶面向前生长不取决于晶体的性质，只取决非小晶面向前生长不取决于晶体的性质，只取决于热流方向及原子扩散。于热流方向及原子扩散。共生协同生长共生协同生长：两相各向其界面前沿排出另一组元的原子，由于：两相各向其界面前沿排出另

36、一组元的原子，由于相前沿富相前沿富B，而，而相前沿富相前沿富A，扩散速度正比于溶质的浓度梯度，因此横，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的多。共晶两相通过横向扩散不断排走界面前沿积向扩散速度比纵向大的多。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，齐头并进地快速累的溶质，且又互相提供生长所需的组元，彼此合作，齐头并进地快速向前生长。向前生长。牛牛文库文档分享53n此处此处B原子聚集而浓度升高原子聚集而浓度升高 n 相在此处推进的速度变慢相在此处推进的速度变慢n 形成凹坑形成凹坑 nn 凝固速度越快，相应的片层距就会越小。凝固速度越快

37、，相应的片层距就会越小。21Rk 相片层中心处相片层中心处B原子扩散比原子扩散比-交界要困难得多交界要困难得多牛牛文库文档分享544、胞状、树枝状共晶的形成胞状、树枝状共晶的形成（第三组元的影响）（第三组元的影响）A、B两相每相排出第三组元的原子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形成富集层（达到几百个层片厚度数量级）级）在适当的工艺条件下在适当的工艺条件下 (如如GL较小、较小、R较较大时大时)，界面前方液体产生成分过冷，界面前方液体产生成分过冷导致界面形态的改变，形成胞状界面导致界面形态的改变，形成胞状

38、界面 当当第三组元浓度较大第三组元浓度较大，或在，或在更大更大的凝固速度的凝固速度下，成分过冷进一步扩下，成分过冷进一步扩大，大，胞状共晶胞状共晶将发展为将发展为树枝状共晶树枝状共晶组织，甚至还会导致共晶合金组织，甚至还会导致共晶合金自外自外生生长到内生生长的转变生生长到内生生长的转变。牛牛文库文档分享55形成棒状共晶的一般条件：形成棒状共晶的一般条件： 如果一相的体积分数小于如果一相的体积分数小于1时，该相将以棒状结构出现；时，该相将以棒状结构出现； 如果体积分数在如果体积分数在 1/ 之间之间时，两相均以片状结构出现。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

39、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。态沿着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。牛牛文库文档分享56第三组元的影响第三组元的影响n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引起一个组成相产生成分过冷。产生成分过冷现第三组元仅引起一个组成相产生成分过冷。产生成分过冷相的层片在生长过程中将会越过另一相层片的界面而伸入液相的层片在生长过程中将会越过另一相层片的界面而伸入液相中，通过搭桥作用，相中，通过搭桥作用，落后的一相将被生长落后的一相将被生长快的一相割成筛网状快的一相

40、割成筛网状，并最终发展成棒状，并最终发展成棒状组织。组织。牛牛文库文档分享57n 由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，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晶小面故这类共晶合金比非晶小面-非小晶面共晶合金具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具

41、有代表性的是 Fe-C 和和 A1-Si 两种合金。两种合金。牛牛文库文档分享58n领先相石墨以旋转孪晶生长领先相石墨以旋转孪晶生长机制垂直于棱柱面以机制垂直于棱柱面以10T0方向呈片状生长，而奥氏体方向呈片状生长，而奥氏体则以非封闭晕圈形式包围着则以非封闭晕圈形式包围着石墨片（石墨片（0001）基面跟随着）基面跟随着石墨片一起长大。石墨片一起长大。伸入液相的石墨片前端通过伸入液相的石墨片前端通过旋转孪晶的作用不断改变生旋转孪晶的作用不断改变生长方向而发生弯曲，并不断长方向而发生弯曲，并不断分枝出新的石墨片。奥氏体分枝出新的石墨片。奥氏体则依靠石墨片则依靠石墨片10T0方向生长方向生长过程中在

42、其周围形成的富过程中在其周围形成的富Fe液层而迅速生长，并不断将液层而迅速生长，并不断将石墨片的侧面包围起来。石墨片的侧面包围起来。在高纯度在高纯度Fe-C合金共晶凝合金共晶凝固中，领先相石墨的外露面固中，领先相石墨的外露面为（为（0001）基面，往往按）基面，往往按螺旋位错生长机制垂直于基螺旋位错生长机制垂直于基面按面按000l方向生长，从而方向生长，从而形成球状石墨形成球状石墨+奥氏体晕圈奥氏体晕圈的离异共晶组织。的离异共晶组织。10T0灰铸铁共晶共生生长灰铸铁共晶共生生长牛牛文库文档分享59Al Si 合金共生生长合金共生生长n当领先相当领先相 Si 以以反射孪晶生长机理反射孪晶生长机理

43、在界面前沿不断分枝生在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组织是在长时，形成的共生共晶组织是在-A1的连续基体中分布着的连续基体中分布着紊乱排列的板片状紊乱排列的板片状Si的两相混合体。的两相混合体。 在在Al-Si共晶合金液中加入共晶合金液中加入Na、Sr等微量变质元素，共晶等微量变质元素，共晶生长中不断封锁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原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，使共晶的反射孪晶，使共晶Si不断分枝，粗片状共晶不断分枝，粗片状共晶Si大大细化大大细化，并逐渐转变为，并逐渐转变为纤维状共晶纤维状共晶Si的组织的组织。牛牛文库文档分享60牛牛文库文档分

44、享61a) 不同的成分过冷情况不同的成分过冷情况 b) 无成分过冷无成分过冷 平面晶平面晶C) 窄成分过冷区间窄成分过冷区间 胞状晶胞状晶 d) 成分过冷区间较宽成分过冷区间较宽 柱状树枝晶柱状树枝晶 e) 宽成分过冷宽成分过冷 内部等轴晶内部等轴晶牛牛文库文档分享62牛牛文库文档分享63柱状树枝晶生长过程的数值模拟柱状树枝晶生长过程的数值模拟牛牛文库文档分享64不等轴自由树枝晶（两维）不等轴自由树枝晶（两维）生长过程的数值模拟。生长过程的数值模拟。纯镍等轴树枝晶长大纯镍等轴树枝晶长大过程的数值模拟过程的数值模拟牛牛文库文档分享65 图图11-3单向凝固时铸棒内溶质的分布单向凝固时铸棒内溶质的分布 牛牛文库文档分享66 a）变质前）变质前, b) 0.1%Sr变质后变质后, c) 0.1%Sr变质后变质后 x1000 x2000, x6000图图4-42 Al-Si 共晶合金共晶合金 Sr 变质前后的共晶变质前后的共晶 Si 形态形态牛牛文库文档分享67牛牛文库文档分享68牛牛文库文档分享69二、液相充分混合均匀时的溶质再分配二、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在液相中充分混合均匀。起始凝固时与平衡凝固时相同：起始凝固时与平衡凝固时相同：C S = K