1、u大部分合金存在着两个或两个以上的相，其凝固过大部分合金存在着两个或两个以上的相，其凝固过程称为程称为多相合金凝固多相合金凝固。u多相合金的凝固多相合金的凝固比比单相固溶体的凝固单相固溶体的凝固情况复杂情况复杂，除，除了可能存在的初生单相固溶体结晶以外，多相合金还了可能存在的初生单相固溶体结晶以外，多相合金还可能会出现其它结晶反应，如共晶、包晶及偏晶反应可能会出现其它结晶反应，如共晶、包晶及偏晶反应等。本章以讨论共晶凝固为主，适当介绍包晶合金凝等。本章以讨论共晶凝固为主，适当介绍包晶合金凝固。固。第一节第一节 共晶组织的分类与特点共晶组织的分类与特点 第二节第二节 规则共晶的凝固规则共晶的凝固
2、 第三节第三节 共晶与枝晶相的竞争生长共晶与枝晶相的竞争生长 第四节第四节 非小平面非小平面-小平面非规则共晶的一小平面非规则共晶的一 般特征及形成机制般特征及形成机制 第五节第五节 灰口铸铁的非规则共晶结晶灰口铸铁的非规则共晶结晶 第六节第六节 Al-Si合金的非规则共晶结晶合金的非规则共晶结晶第七节第七节 包晶凝固包晶凝固 规则共晶：规则共晶：非规则非规则共晶共晶金属金属非金属，非金属，如如:Fe-C ,Al-Si 共晶共晶非金属非金属非金属，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金属金属金属，金属，如如:Pb
3、-Sn，Ag-Cu层片状共晶层片状共晶 部分部分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 第一节第一节 共晶组织的分类与特点共晶组织的分类与特点 粗糙粗糙-粗糙界面（非小晶面粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶非小晶面）共晶金属金属-金属金属共晶及共晶及金属金属-金金属间化合物属间化合物共晶多为第共晶多为第类共晶，此类共晶的两相类共晶，此类共晶的两相按偶合方式进行按偶合方式进行“共生生共生生长长”，其典型的显微形态，其典型的显微形态是是有规则的层片状有规则的层片状，或其，或其中中有一相为棒状，有一相为棒状，因此称因此称为为“规则共晶规则共晶”。图
4、5-1 Pb-Sn层片状规则共晶（金属（金属-金属）金属）Al-Al2Cu层片状层片状规则共晶规则共晶 平行于凝固方向平行于凝固方向垂直于凝固方向垂直于凝固方向（金属（金属-金属间化合物）金属间化合物）（纤维状纤维状）粗糙粗糙-光滑界面（非小晶面光滑界面（非小晶面-小晶面）共小晶面）共晶晶 金属-非金属共晶及某些金属-金属间化合物共晶系统属于此类。其长大过程两相往往仍是相互偶合的共生生长，但由于共晶体中小平面相各向异性强，易按自身特定的晶体学取向生长，容易发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无规则。故属于非规则共晶。灰铸铁的共晶石墨灰铸铁的共晶石墨 Al-Si合金中的共晶合金中的共晶Si（定向凝固
5、）（定向凝固）（金属（金属-非金属）非金属）图5-5 Mg-Mg2Sn非规则共晶（金属（金属-金属间化合物）金属间化合物）Al-Fe合金中的共晶Al3Fe（定向凝固）光滑光滑-光滑界面（小晶面光滑界面（小晶面-小晶面）共晶小晶面）共晶非金属非金属-非金属属于第非金属属于第类共晶体，长大过程两相不再是偶合的。类共晶体，长大过程两相不再是偶合的。所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于“非规则共晶非规则共晶”。两相非偶合生长形成非规则共晶非规则共晶 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 也存在也存在例外例外而为而为
6、规则规则第二节第二节 规则共晶的凝固规则共晶的凝固 一、一、层片状共晶组织的形核过程层片状共晶组织的形核过程 二、二、层片状共晶的扩散耦合生长层片状共晶的扩散耦合生长三、三、层片状共晶生长界面过冷度层片状共晶生长界面过冷度 四、四、确定共晶片层距的最小过冷度准则确定共晶片层距的最小过冷度准则 五、五、棒状共晶生长棒状共晶生长 层片状共晶组织的形核过程层片状共晶组织的形核过程 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
7、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“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、长大方式层片状共晶的两种形核、长大方式示意动画示意动画层片状共晶的两种形
8、核、长大方式层片状共晶的两种形核、长大方式示意动画示意动画相互依附交替形成相互依附交替形成“搭桥搭桥”方方式式层片状共晶的扩散耦合生长层片状共晶的扩散耦合生长 LLCCC因界面前溶质富集的振幅因界面前溶质富集的振幅仅为仅为 ，界面界面过冷度最大值为过冷度最大值为即即界面生长温度界面生长温度接近接近平衡平衡共晶温度共晶温度。故共晶生长界面的过冷度通常很小规则共晶另一规则共晶另一重要特征重要特征。两相在相互隔离的两个容器中，从共晶成分的熔体中生长情况：成分富集程度及范围均很大的溶质边界层，其厚度约 RDL/2层片状规则共晶生长的实际情况：固-液界面前横向扩散横向扩散主导主导溶质富集程度很低，边界层
9、厚度很小，约富集程度高富集程度高溶质边界层厚度溶质边界层厚度102微米量级微米量级 溶质边界层厚度溶质边界层厚度100微米量级微米量级 富集程度低富集程度低横向扩散偶合生长横向扩散偶合生长LLCCCmaxcT2/2/RDL/22/总结总结层片状规则共晶生长过程的主要特征：层片状规则共晶生长过程的主要特征：界面前溶质界面前溶质横向扩散横向扩散占主导占主导(单相时垂直界面扩散为主单相时垂直界面扩散为主)；因因两相偶合生长两相偶合生长，其，其生长速度生长速度比单相生长情况下比单相生长情况下快快；相比于单相生长时很大的溶质富集程度相比于单相生长时很大的溶质富集程度(如如“液相只有扩散液相只有扩散”的的
10、C0/K0)，其，其溶质富集程度溶质富集程度很小很小，最大仅为，最大仅为1/2();其界面前方其界面前方溶质富集边界层厚度溶质富集边界层厚度很小很小，约为片层距的一半，约为片层距的一半 ，尺度为尺度为微米量级微米量级，而单相生长时相应厚度约而单相生长时相应厚度约 尺度尺度为为数百微米量级数百微米量级；由上述原因可推论：其界面前方通常由上述原因可推论：其界面前方通常难以形成成分过冷难以形成成分过冷；生长界面温度生长界面温度接近接近平衡共晶温度平衡共晶温度，故规则共晶，故规则共晶生长界面过冷度生长界面过冷度通常通常显著小于单相凝固界面过冷度。显著小于单相凝固界面过冷度。(也明显小于非规则共晶也明显
11、小于非规则共晶)RDL/22/进一步了解：进一步了解：“界面过冷度界面过冷度”依据依据相液相线及其延长线变化相液相线及其延长线变化 层片状共晶生长界面过冷度层片状共晶生长界面过冷度 扩散场成分引起的过冷度扩散场成分引起的过冷度 LT界面温度等温面界面温度等温面 界面液相浓度界面液相浓度 LC界面液相线界面液相线LCLCSCL 降低降低升高升高CTLeCTTT定义为：定义为：为什么界面前为什么界面前 如此分布？如此分布？LTeT 依据依据相液相线及其延长线变化相液相线及其延长线变化 LT-为什么？为什么？qTeTLT-垂直于垂直于 交界面溶质交界面溶质横向横向扩散流量为扩散流量为:RKRmmDK
12、CTcLe/1)/(1 2)1(0c为简化及分析方便，通常确定共晶界面前平均为简化及分析方便，通常确定共晶界面前平均CT扩散场成分引起的过冷度扩散场成分引起的过冷度 CT相相生长而排出到界面前的生长而排出到界面前的B原子流量：原子流量：4/)1(0hKRCJLr4/)1(0hKRCe/2/)/(hCDJLttrJJ LeDRKCC2)1(0)/(mTCcmTCc/成分引起的平均过冷度成分引起的平均过冷度 transverse diffusion rejection 虽然界面前不同位置虽然界面前不同位置 不一样不一样 LT需要特别指出：需要特别指出：这里讨论的这里讨论的 (共晶温度共晶温度 与界
13、面处液相线与界面处液相线 之之差差)，并非属于成分过冷（成分过冷为界面及其前，并非属于成分过冷（成分过冷为界面及其前方液相线方液相线 与实际温度之差）与实际温度之差）;到此为止，尚未考虑一定片层距情况下的曲率效应到此为止，尚未考虑一定片层距情况下的曲率效应对界面温度的影响。但从对界面温度的影响。但从前面（前面（图图6-12）看到）看到，曲率效应必然左右界面过冷度。曲率效应必然左右界面过冷度。CTeTLTLT层片状共晶界面曲率效应层片状共晶界面曲率效应 其其大小大小及及方向方向决定了决定了 及及 片层的片层的曲率曲率(各处不同各处不同）层片状共晶界面曲率效应层片状共晶界面曲率效应 较小较小时相图
14、时相图=时的相图时的相图 rcqeTTTTT界面界面总过冷度总过冷度 为为定值定值 对应共晶生长界面液相线温度对应共晶生长界面液相线温度 如图所示如图所示 过冷度差值过冷度差值(图中阴影部分图中阴影部分)必然由必然由曲率过冷曲率过冷 来补偿来补偿 rT即：即：曲率致熔点下降曲率致熔点下降假设曲率处处相等假设曲率处处相等(取平均曲率取平均曲率)，则有：，则有：rrKT 平均曲率过冷平均曲率过冷 确定共晶片层距的确定共晶片层距的 rcKRKT从纯数学角度，总过冷度与片层距从纯数学角度，总过冷度与片层距关系关系 非唯非唯一一解解，即，即有很多组有很多组 数据可满足上述关系式数据可满足上述关系式 此即
15、确定共晶片层距此即确定共晶片层距最小过冷度准则(极值准则)过冷度增大过冷度增大科研及生产实际表明：对于科研及生产实际表明：对于特定合金特定合金在在确定凝固冷却条件确定凝固冷却条件下，规则共晶片层距虽然具有一定的分散度，但分散度并下，规则共晶片层距虽然具有一定的分散度，但分散度并不大，其不大，其平均间距平均间距略高于略高于 。e研究表明，合金及条件一定时，共晶片层距处于一定范围：研究表明，合金及条件一定时，共晶片层距处于一定范围：其其下限下限为为 ，而其，而其上限上限却高于却高于 约约20%。ee若若R增大，将会使图中增大，将会使图中 线性关系的斜率绝对值增大，线性关系的斜率绝对值增大，而而R对
16、对 曲线无影响。因此，曲线无影响。因此，R增大将使增大将使 曲线的曲线的极值点位置左移，从而获得更小的共晶片层距。极值点位置左移，从而获得更小的共晶片层距。2121RKRKKcrercKRKT2121RKRKKcre:取决于合金因素取决于合金因素(K0、DL、m、成分等）成分等）R：取决于凝固条件，如：铸型冷却能：取决于凝固条件，如：铸型冷却能力、铸件壁厚、凝固位置力、铸件壁厚、凝固位置 等等；又如：定向凝固的抽拉速度、温梯又如：定向凝固的抽拉速度、温梯:取决于取决于界面张力界面张力2/1RKTRe2/12/1)(2creKKRT或：或：看实例看实例R2=10 R1R1 生长方向Al-Cu共晶
17、片层距与凝固速率R2/1RKTRe2121RKRKKcre物理机制？物理机制？片层距调整物理机制片层距调整物理机制(R增大）增大）此处此处B原子聚集而浓度升高原子聚集而浓度升高 相在此处推进的速度变慢相在此处推进的速度变慢 形成凹坑形成凹坑 B原子扩散越发困难原子扩散越发困难 新的新的相片层则在此处形成，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凝固速度越快，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棒状共晶生长棒状共晶生长形成棒状共晶的一般条件：形成棒状共晶的一般条件：u若一相的体积分数小于若一相的体积分数小于1/
18、时，该相将以棒状结构出现；时，该相将以棒状结构出现；u 若体积分数在若体积分数在 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态沿棒状共晶：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。着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。第三组元的影响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。产生成分过冷相的层片在生长过程中将会越过另一相层片的界面
19、而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中，通过搭桥作用，伸入液相中，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，快的一相割成筛网状，并最终发展成棒状组并最终发展成棒状组织。织。第三节第三节 共晶与枝晶相的竞争生长共晶与枝晶相的竞争生长 一、一、共晶生长界面的失稳共晶生长界面的失稳 二、偏离平衡相图的共晶共生区二、偏离平衡相图的共晶共生区(Couple-Zone)三、离异生长及离异共晶三、离异生长及离异共晶 上节介绍了上节介绍了层片状层片状及及棒状规则共晶棒状规则共晶标准的标准的生长过程及其规律。生长过程及其规律。然而，实际应用的合金往往偏离共晶成
20、分或含有其它组元及杂然而，实际应用的合金往往偏离共晶成分或含有其它组元及杂质，非小平面质，非小平面-非小平面合金还可能出现各种各样与上述标准的非小平面合金还可能出现各种各样与上述标准的规则共晶完全不同的共晶生长方式及相应的组织形态。规则共晶完全不同的共晶生长方式及相应的组织形态。共晶生长界面的失稳共晶生长界面的失稳 仅一相失稳仅一相失稳 两相同时失稳两相同时失稳 共晶成分的纯二元合金结晶，由于溶质横向扩散作用，共晶生长界面前沿无成分过冷，且宏观上平整。单相界面失稳单相界面失稳：偏离共晶成分的合金，GL/R较低条件下；两相同时失稳两相同时失稳：合金中存在对及两相均为K00情况类似)实际中可能出现
21、两种情况的界面失稳：实际中可能出现两种情况的界面失稳：单相界面失稳的情况分析单相界面失稳的情况分析：偏离共晶成分的液相过冷到偏离共晶成分的液相过冷到Te以以下进行共晶凝固，其下进行共晶凝固，其TL总是高于总是高于Te，对应于初生相的共晶，对应于初生相的共晶中一相处于更高的过冷状态，故该相生长速度快于共晶体，中一相处于更高的过冷状态，故该相生长速度快于共晶体，一旦在某些位置突破共晶生长界面而延伸到前方液体中，则一旦在某些位置突破共晶生长界面而延伸到前方液体中，则原共晶固液界面前方易形成长距离的溶质富集层（将远大于原共晶固液界面前方易形成长距离的溶质富集层（将远大于/2），于是此单相将会发生严重的
22、成分过冷，必然形成单），于是此单相将会发生严重的成分过冷，必然形成单相的树枝晶。相的树枝晶。该过程为该过程为枝晶相与共晶的枝晶相与共晶的。结果：结果：形成一种混合组织，即单相树枝晶以及形成一种混合组织，即单相树枝晶以及它们之间的两相层片状（或纤维状）共晶体。它们之间的两相层片状（或纤维状）共晶体。注意：注意：此处的单相树枝晶并非在共晶转变前形此处的单相树枝晶并非在共晶转变前形成的初生相。成的初生相。两相同时失稳的情况分析两相同时失稳的情况分析：当合金中存在对当合金中存在对及及两相偏析严两相偏析严重的第三组元时，其原子在共晶凝固界面前沿形成溶质富集重的第三组元时，其原子在共晶凝固界面前沿形成溶质
23、富集层，因横向扩散可忽略而只能依靠向液体内部的纵向扩散来层，因横向扩散可忽略而只能依靠向液体内部的纵向扩散来平衡，两相前的富集层分别类似于单相凝固情形，厚度可能平衡，两相前的富集层分别类似于单相凝固情形，厚度可能达到几百个层片数量级。在适当的工艺条件下达到几百个层片数量级。在适当的工艺条件下(如如GL较小、较小、R较大时较大时)，界面前方液体将形成成分过冷，导致界面失稳。，界面前方液体将形成成分过冷，导致界面失稳。结果：结果：随着成分过冷程度的增大随着成分过冷程度的增大，类似于单相固，类似于单相固溶体结晶的溶体结晶的变化趋势变化趋势：两相平行且共晶固液界面：两相平行且共晶固液界面宏观平坦宏观平
24、坦胞状共晶界面胞状共晶界面(两相层片发生弯曲而两相层片发生弯曲而形成扇形结构形成扇形结构)树枝状共晶树枝状共晶等轴共晶等轴共晶注意：注意：上述胞状生长中，共晶两相上述胞状生长中，共晶两相仍以垂直于共晶固液界面仍以垂直于共晶固液界面。示例示例 a)不纯Pb-Cd胞状共晶组织 b)Al-CuAl2树枝状共晶团 c)NiAl-Cr等轴共晶（R=28m/s）工艺因素工艺因素GL/R和熔体对流对共晶界面失稳的影响和熔体对流对共晶界面失稳的影响 由上述可知，合金成分、微量元素或杂质的性质及浓度等因素，均由上述可知，合金成分、微量元素或杂质的性质及浓度等因素，均会影响共晶凝固界面是否失稳及其程度。这里不予重
25、复。会影响共晶凝固界面是否失稳及其程度。这里不予重复。相同杂质时：相同杂质时：工艺因素工艺因素GL减小、减小、R增大，均会致共晶界面失稳增大，均会致共晶界面失稳 NiAlMo共晶共晶R:失稳转为胞状共晶失稳转为胞状共晶 R=2.2m/S R=28 m/S R增大增大白亮色组织白亮色组织为为-Mo相相 黑色组织为金属黑色组织为金属间化合物间化合物NiAl相相 纤维状规则排列纤维状规则排列（间距间距3.0m）失稳转为胞状共晶失稳转为胞状共晶（间距（间距1.0m）工艺因素工艺因素GL/R和和熔体对流熔体对流对共晶界面失稳的影响对共晶界面失稳的影响 不同定向凝固速度下的对流效应不同定向凝固速度下的对流
26、效应对凝固界面及其组织的作用对凝固界面及其组织的作用 微管外：增大微管外：增大R致使致使对流加剧对流加剧，导致不同部位成分差距显著，导致不同部位成分差距显著，结果：成分偏离共晶成分大的结果：成分偏离共晶成分大的位置出现单相失稳，规则共晶位置出现单相失稳，规则共晶间出现了间出现了-Al树枝晶树枝晶预置微管预置微管 5.5mm 微管内：因无对流，改变微管内：因无对流，改变R并不改变凝固方式和形貌并不改变凝固方式和形貌0.8“液淬法液淬法”保留生长界面保留生长界面形貌，原液相液淬后为形貌，原液相液淬后为 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
27、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-Pb-SnSn合金在平衡凝固时，只合金在平衡凝固时，只有有Pb-61.9SnPb-61.9Sn的共晶合金的共晶合金才能获得才能获得100100共晶组织。共晶组织。偏离平衡相图的共晶共生区偏离平衡相图的共晶共生区(Couple-Zone)非平衡凝固过程，由于非平衡凝固过程，由于共晶生长动力学因素的共晶生长动力学因素的影响，共晶组织有以下影响，共晶组织有以下三种情况：三种情况：1)共晶成分的合金共晶成分的合金，在，在冷速较快冷速较快时，时，不一定能不一定能得到得到100的共晶组织，
28、的共晶组织，而是得到而是得到亚共晶或过共亚共晶或过共晶晶；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，既不出现下，既不出现100的共晶组织，也不出的共晶组织，也不出现初晶现初晶+共晶的情况，而是共晶的情况，而是出现出现“离异共晶离异共晶”。共晶凝固与与Cooperative Growth&Couple Zone)共晶生长过程，两相共晶生长过程，两相彼此交替相邻彼此
29、交替相邻且且具有共具有共同的生长界面同的生长界面，通过界面前方液相中溶质，通过界面前方液相中溶质横向偶合扩散横向偶合扩散，互相不断地互相不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元为相邻的另一相提供生长所需的组元，彼此，彼此协同向前的共晶协同向前的共晶。对应于对应于相图上相图上发生共晶发生共晶共生生长的区域共生生长的区域称称为为。两个组元两个组元熔点相近熔点相近、两条、两条液相线基本对称液相线基本对称、两相长两相长大速度基本相同大速度基本相同的的非小晶非小晶面面-非小晶面合金非小晶面合金，容易形，容易形成成。两个组元两个组元熔点相差较大熔点相差较大，两条，两条液相线不对称液相线不对称，共晶点往往偏共
30、晶点往往偏向于低熔点组元一侧向于低熔点组元一侧，容易形，容易形成成。共生区由共。共生区由共晶点向高熔点组元一侧倾斜。晶点向高熔点组元一侧倾斜。(一般发生在接近一般发生在接近GL=0的情况下的情况下)共晶共生区共晶共生区的的 根据根据枝晶相枝晶相与与共晶共晶的新的新对于对于GL0的情况下，则的情况下，则定向凝固条件下定向凝固条件下如图所示的情形如图所示的情形 形如形如砧斧状砧斧状 上部宽区域上部宽区域发生在发生在低过低过冷度慢生长冷度慢生长条件下，而条件下，而下部区域下部区域对应于对应于大过冷度的高速生长大过冷度的高速生长。，随过冷度增大生长，随过冷度增大生长速率加快速率加快，共晶形态变化规律为
31、：，共晶形态变化规律为：平面共生共晶平面共生共晶 胞状共晶胞状共晶树枝树枝状共晶状共晶 等轴共晶等轴共晶 两侧区域，两侧区域，则则枝晶枝晶相与共晶相与共晶 对称型对称型 凝固方式及最终组织形态取决于特定条件下共晶与单相枝凝固方式及最终组织形态取决于特定条件下共晶与单相枝晶的生长速率晶的生长速率R的高低（的高低（共晶与单相枝晶的竞争共晶与单相枝晶的竞争分析分析）：）：非对称型非对称型 原始成分原始成分C0合金合金 最大最大类似推理：类似推理：最大最大再次最大再次最大最大最大由上述分析可知：由上述分析可知：对于对于规则共晶规则共晶的的对称型共生区对称型共生区，共晶成分附近的合金在任何生长，共晶成分
32、附近的合金在任何生长速率（或过冷度）下均能形成完全的共晶组织；速率（或过冷度）下均能形成完全的共晶组织；然而，对于然而，对于不规则共晶不规则共晶（具有小平面相）的（具有小平面相）的合金系合金系，大过冷度的，大过冷度的快速生长时出现快速生长时出现非对称型共生区非对称型共生区，共生区往往偏向于生长困难的，共生区往往偏向于生长困难的相之一侧。其最重要的实际影响是，共晶成分的合金在大过冷度相之一侧。其最重要的实际影响是，共晶成分的合金在大过冷度凝固时可能不为完全的共晶组织，甚至当成分凝固时可能不为完全的共晶组织，甚至当成分C0处于共晶点的处于共晶点的 相一侧时，也可能形成相一侧时，也可能形成 相树枝晶
33、。相树枝晶。须注意：图须注意：图6-23表达的是表达的是当前凝固情况下当前凝固情况下熔体成分和界面过冷温熔体成分和界面过冷温度所处条件下的凝固规律；度所处条件下的凝固规律；图中图中“树枝晶树枝晶+共晶共晶”及及“树枝晶树枝晶+共晶共晶”的区域，的区域，或或并非初并非初生相，而是由于界面失稳单相枝晶与其间的共晶伴随生长生相，而是由于界面失稳单相枝晶与其间的共晶伴随生长 共生区的概念的意义共生区的概念的意义 把平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程联系了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；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以满意地解释非平衡结晶现象：如非共晶成
34、分的合金可以结晶成可以结晶成100的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而得不到而得不到100共晶组织；共晶组织；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共生区退缩到共晶点E，合金液即按平衡相图所示的规律进行，合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶。结晶。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1、离异生长与离异共晶的概念、离异生长与离
35、异共晶的概念 在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况：在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况：共晶两相共晶两相没有共同的生长界面没有共同的生长界面，它们各自以不同的速度，它们各自以不同的速度独立生长，即独立生长，即两相的析出在时间上和空间上都是彼两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的此分离的，因而形成的组织没有共生共晶的特征。这种，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方式称为非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长离异生长，所形成的组织，所形成的组织称称离异共晶离异共晶。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”两种类型。两种类型。2、
36、“晶间偏析型晶间偏析型”离异共晶离异共晶由系统本身的原因所引起由系统本身的原因所引起：如果合：如果合金成分偏离共晶点很远，初晶相长金成分偏离共晶点很远，初晶相长得很大，共晶成分的残留液体很少，得很大，共晶成分的残留液体很少，类似于薄膜分布于枝晶之间。当共类似于薄膜分布于枝晶之间。当共晶转变时，一相就在初晶相的枝晶晶转变时，一相就在初晶相的枝晶上继续长出，面把另一相单独留在上继续长出，面把另一相单独留在枝晶间。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：合金偏离共晶成分，初晶相长得较大，偏离共晶成分，初晶相长得较大，如另一相不能以初生相为衬底而生如另一相不能以初生相为衬底而生
37、核，或因液体过冷倾向大使该相析核，或因液体过冷倾向大使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。另一相留在枝晶间。3、“晕圈型晕圈型”离异共晶形成离异共晶形成 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”。封闭型圈晕封闭型圈晕 如果领先相的固
38、如果领先相的固-液界面全部液界面全部是慢生长面，会被快速生长的第是慢生长面，会被快速生长的第二相晕圈所封闭，则两相与熔体二相晕圈所封闭，则两相与熔体之间就没有共同的生长界面，而之间就没有共同的生长界面，而只有形成晕圈的第二相与熔体相只有形成晕圈的第二相与熔体相接触，所以原先的领先相只能依接触，所以原先的领先相只能依靠原子通过晕圈的扩散进行，最靠原子通过晕圈的扩散进行，最后形成领先相呈球团状结构的离后形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。球墨铸铁的共晶转异共晶组织。球墨铸铁的共晶转变是其典例。变是其典例。非封闭型晕圈：非封闭型晕圈：如果领先相的如果领先相的固固液界面是各向液界面是各向异性异性的，
39、第二相只能将其慢生长的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其面包围住，而其快生长面仍能突快生长面仍能突破晕圈的包围破晕圈的包围并与熔体相接触，并与熔体相接触，则晕圈是不完整的。这时两相仍则晕圈是不完整的。这时两相仍能组成共同的生长界面而以能组成共同的生长界面而以共生共生方式进行偶合结晶方式进行偶合结晶。灰铸铁中的。灰铸铁中的片状石墨与奥氏体的共生生长则片状石墨与奥氏体的共生生长则属此类。属此类。非小平面非小平面-小平面共晶的一般特征及形成机制小平面共晶的一般特征及形成机制 由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，故该类共晶组织形态复杂多由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，故该类共晶组织形态复
40、杂多变，共晶结晶方式在诸方面与规则共晶不同，其变，共晶结晶方式在诸方面与规则共晶不同，其如下：如下：（1）共晶生长液固界面不再为等温面，界面形态则成为参差不齐的非平）共晶生长液固界面不再为等温面，界面形态则成为参差不齐的非平面（如灰铸铁共晶团）；面（如灰铸铁共晶团）；（2）共晶体中小平面相方向不规则分布，且呈现共晶间距的不均匀性；）共晶体中小平面相方向不规则分布，且呈现共晶间距的不均匀性；（3）平均间距远大于规则共晶的间距；）平均间距远大于规则共晶的间距；（4）生长界面过冷度比规则共晶的大；）生长界面过冷度比规则共晶的大；（5）由于生长过冷度大，生长界面前的液相中可能形成新的共晶晶核；）由于生
41、长过冷度大，生长界面前的液相中可能形成新的共晶晶核；（6）共晶生长方式及最终形态会随着生长动力学条件而发生显著改变，）共晶生长方式及最终形态会随着生长动力学条件而发生显著改变，如冷却条件、微量第三组元的存在等因素。如冷却条件、微量第三组元的存在等因素。微量元素对生长方式的显著影响，恰恰是这类共晶微量元素对生长方式的显著影响，恰恰是这类共晶合金可通过变质处理籍以改变其组织形态的基础。合金可通过变质处理籍以改变其组织形态的基础。粗糙界面粗糙界面光滑界面光滑界面实验验证实验验证灰口铸铁的非规则共晶结晶灰口铸铁的非规则共晶结晶 灰铸铁灰铸铁球铁球铁相关概念相关概念:Fe-C相图上相图上C%大于大于2.
42、1%C左右的合金，左右的合金，具有具有“铁液铁液奥氏体奥氏体+高高碳相碳相”共晶反应共晶反应，统称为，统称为铸铁铸铁。共晶共晶高碳相高碳相为渗碳体或合金碳化物的一类铸铁称为为渗碳体或合金碳化物的一类铸铁称为白口铸铁白口铸铁;而而高碳相高碳相为石墨的一类铸铁则称为为石墨的一类铸铁则称为。灰口铸铁灰口铸铁石墨生长方式随成分、冷却条件等因素而有显著差异，所石墨生长方式随成分、冷却条件等因素而有显著差异，所形成有：形成有：片状石墨片状石墨、蠕虫状石墨蠕虫状石墨、球状石墨球状石墨 三类石墨形态三类石墨形态 从而有：从而有：灰铸铁灰铸铁 蠕墨铸铁蠕墨铸铁 球墨铸铁球墨铸铁 三类灰口铸铁三类灰口铸铁u 奥氏
43、体奥氏体-石墨共晶的多种方式石墨共晶的多种方式u 灰铸铁的共晶（片状石墨灰铸铁的共晶（片状石墨+奥氏体）结晶奥氏体）结晶u 球墨铸铁的共晶（球状石墨球墨铸铁的共晶（球状石墨+奥氏体）结晶奥氏体）结晶 奥氏体奥氏体-石墨石墨(-G)共晶的多种方式共晶的多种方式 凝固速度加快凝固速度加快 胞状方式胞状方式 定向结晶定向结晶“偏离偏离”、“汇聚汇聚”交替定向生长交替定向生长 内生等轴共晶内生等轴共晶石墨晶体结构石墨晶体结构定向凝固：定向凝固：-G共晶方式共晶方式及及G形形态态随条件而随条件而变变化化三类铸铁三类铸铁光学显微组织光学显微组织 三种石墨的三种石墨的空间形貌空间形貌 非定向凝固非定向凝固通
44、常铸造条件下通常铸造条件下 领先相石墨以旋转孪晶生长机制领先相石墨以旋转孪晶生长机制垂直于棱垂直于棱柱面柱面以以10T T0方向呈片状生长，而方向呈片状生长，而则以则以非封闭晕圈非封闭晕圈形式包围着形式包围着G片（片（0001）基面）基面,跟随着石墨片一起长大跟随着石墨片一起长大(偶合共生方式偶合共生方式)。灰铸铁灰铸铁共晶结晶共晶结晶(片状石墨片状石墨+奥氏体奥氏体)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旋转孪晶的作用不断改变生长方向而发生的作用不断改变生长方向而发生弯曲弯曲，并并不断分枝不断分枝出新的石墨片。奥氏体则出新的石墨片。奥氏体则依靠石墨片依靠石墨片10T T0方
45、向生长过程中在方向生长过程中在其周围形成的富其周围形成的富Fe液层而迅速生长，液层而迅速生长，并不断将石墨片的侧面包围起来。并不断将石墨片的侧面包围起来。1灰铸铁灰铸铁(未处理的工业铁水未处理的工业铁水)S、O含量高含量高G棱柱面暴露于铁液棱柱面暴露于铁液,其快生长特性得以发挥，其快生长特性得以发挥，石墨主要按石墨主要按 方向推进呈片状生长。方向推进呈片状生长。因因共晶团内共晶团内G片的增厚主要依赖片的增厚主要依赖于于C原子在固相原子在固相内扩散而进行，内扩散而进行，其其增厚速度受到严重制约增厚速度受到严重制约，又因又因石墨基面本身的慢生长特性石墨基面本身的慢生长特性，故：，故：V0001V共
46、晶团内石墨空间形貌灰铸铁灰铸铁石墨呈片状的主要原因石墨呈片状的主要原因 片状石墨形成片状石墨形成热力学本质热力学本质？球墨铸铁的共晶结晶（球状石墨球墨铸铁的共晶结晶（球状石墨+奥氏体）奥氏体）n而独立于初生奥氏体的石墨球在共晶阶段当然很快为共晶奥氏体所包围 引子：引子：对于亚共晶球铁亚共晶球铁，TL以下首先析出初生奥氏体；因球化及孕育处理造成的局域热力学及动力学条件，TLTE之间石墨球也独自在铁液中析出；n“石墨球+奥氏体封闭晕圈”共晶生长直至凝固结束n因熔体对流及密度差等作用石墨球易在熔体中漂移，且一旦与初生奥氏体枝晶接触即很快为其包围；球铁凝固的一般过程球铁凝固的一般过程S、O含量低G基面
47、暴露于铁液，基面暴露于铁液，而棱柱面则相互贴而棱柱面则相互贴合而湮没起来，各锥形石墨基面法向等合而湮没起来，各锥形石墨基面法向等速生长，形成总体为球的多晶组合体。速生长，形成总体为球的多晶组合体。Mg、Ce等球化处理或高纯度铁液 看似单个的石看似单个的石墨球，实际上墨球，实际上是由多个锥形是由多个锥形石墨微晶呈辐石墨微晶呈辐射状组合而成射状组合而成的多晶体的多晶体 石墨球化的热力学本质石墨球化的热力学本质 为包围的G球生长过程受熔体有害元素干扰的几率大为降低；G依赖C原子在固体中扩散而获得的生长速率无疑会降低；熔体中G即已畸变，难成封闭晕圈球墨铸铁共晶结晶球墨铸铁共晶结晶因小平面属性未变质因小
48、平面属性未变质Si晶体以唯一晶体以唯一晶向生长，当领先相晶向生长，当领先相 Si 以以反射孪晶生长机理反射孪晶生长机理在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组织是在织是在-A1连续基体中分布着紊乱排列的连续基体中分布着紊乱排列的板片状板片状Si的两相混合体。的两相混合体。Si晶体：四面体构成的钻石面心立方结构 看形貌看形貌Al-Si合金的非规则共晶结晶合金的非规则共晶结晶 未变质未变质Al-Si合金的共晶生长合金的共晶生长 未变质未变质 Na或或Sr变质变质 变质机制杂质促发孪晶机制（杂质促发孪晶机制（IIT）：Na、Sr等微量变质元素，等微量变质元
49、素，在在Al-Si共晶生长共晶生长中不断封锁原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，孪晶密度中不断封锁原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，孪晶密度由由0.41.0mm增为约增为约0.0050.1m，使共晶，使共晶Si不断分枝；变质后不断分枝；变质后纤维共纤维共晶硅晶硅生长方向虽仍有生长方向虽仍有(面内生长面内生长)，却多为，却多为(面内生长面内生长)及及(面外生长面外生长)纤维状共晶纤维状共晶Si的组织的组织Si晶体：四面体构成的钻石面心立方结构 板片状共晶板片状共晶Si限制形核理论认为限制形核理论认为：变质元素抑制变质元素抑制AlP作为作为Si异质异质形核的作用，且降低形核的作用，且
50、降低Si原子在熔体中的扩散系数，原子在熔体中的扩散系数，因此变质后的因此变质后的Al-Si合金合金共晶生长过冷度共晶生长过冷度通常通常显著显著增大增大，共晶组织得以细化而起到变质效果。，共晶组织得以细化而起到变质效果。SiAlP1）共晶形核温度）共晶形核温度TN降低，再辉程度显著增大；降低，再辉程度显著增大；2）因共晶平台温度）因共晶平台温度TG降低，降低，共晶生长过冷度共晶生长过冷度增大；增大；3）共晶凝固时间缩短。）共晶凝固时间缩短。而而P却产生与却产生与Sr完全相反的影响完全相反的影响 Sr变质的作用变质的作用（从凝固热分析曲线看）：（从凝固热分析曲线看）：变质与变质与Al-Si合金共晶
