單相及多相合金結(jié)晶

1、 本章從凝固過程溶質(zhì)再分配的規(guī)律談起，著重討論所涉及到的本章從凝固過程溶質(zhì)再分配的規(guī)律談起，著重討論所涉及到的“成分過冷成分過冷”條件及其對(duì)條件及其對(duì)合金凝固組織的影響規(guī)律、單相固溶體合金及多相合金的凝固。并為后續(xù)章節(jié)的內(nèi)容的討論合金凝固組織的影響規(guī)律、單相固溶體合金及多相合金的凝固。并為后續(xù)章節(jié)的內(nèi)容的討論奠定基礎(chǔ)。奠定基礎(chǔ)。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶第一節(jié)第一節(jié) 凝固過程溶質(zhì)再分配凝固過程溶質(zhì)再分配一、絕對(duì)平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配一、絕對(duì)平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配 所謂絕對(duì)平衡凝固是指液、固相溶質(zhì)成分完全達(dá)到平衡狀態(tài)圖對(duì)應(yīng)溫度的平所謂絕對(duì)平衡凝固是指液、固相溶質(zhì)成分完全達(dá)到

2、平衡狀態(tài)圖對(duì)應(yīng)溫度的平衡成分。這時(shí)，假設(shè)固相、液相中成分均及時(shí)充分?jǐn)U散均勻。如圖衡成分。這時(shí)，假設(shè)固相、液相中成分均及時(shí)充分?jǐn)U散均勻。如圖4-1 4-1 所示，設(shè)所示，設(shè)試樣從一端開始凝固試樣從一端開始凝固. .。 開始時(shí)：開始時(shí)：T=TL T=TL 時(shí)，時(shí)，C CS=S=K K0 0C C0 0，C CL= L= C C0 0。 凝固過程中：凝固過程中：T=TT=T* *，固，固- -液界面上成分為液界面上成分為C C s s = = C S C S，C C L L = = C LC L ，固相及液相，固相及液相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為f S f S 及及f Lf L，于是有，于是有

3、單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶即整理得：凝固終了時(shí)1 = s f ，固相成分均勻地為CS =C0。 二、固相無擴(kuò)散而液相中完全混合的溶質(zhì)再分配二、固相無擴(kuò)散而液相中完全混合的溶質(zhì)再分配 這種情況假設(shè)溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而溶質(zhì)在液相充分混合均勻。如圖4-2 所示，設(shè)試樣從一端開始凝固。開始時(shí)T=TL，CS= K0C0 ，CL= C0，降至T*時(shí)，固-液界面上固相成分CS ，與液相成分CL 平衡，由于固相中無擴(kuò)散，成分沿斜線由K0C0 逐漸上升（固相先后凝固各部分成分不同）而液相因完全混合，平均成分C L = C L ， 三、固相中無擴(kuò)散而液相中

4、只有擴(kuò)散的溶質(zhì)再分配三、固相中無擴(kuò)散而液相中只有擴(kuò)散的溶質(zhì)再分配 假設(shè)溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散。由于液相只有擴(kuò)散，固相中排出的溶質(zhì)難以在液相中迅速散開達(dá)到均勻，而在固-液界面前沿形成溶質(zhì)富集邊界層。 分析：如圖4-3 所示，設(shè)離開固-液界面伸向液相的距離為x，根據(jù)固-液面前沿液相溶質(zhì)富集層成分分布及變化情況，凝固過程分為三個(gè)階段：單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶最初過渡區(qū)：T=TL 時(shí)，CS= K0C0，多余溶質(zhì)排向液相，由于擴(kuò)散（無對(duì)流）不足以使之完全排向遠(yuǎn)方。界面前溶質(zhì)出現(xiàn)富集（開始積累）。隨著凝固進(jìn)行，CS 逐漸上升，C*L 也逐漸上升，直至穩(wěn)

5、定態(tài)區(qū)：當(dāng)時(shí)，C*S= C0，這時(shí)進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)，固相凝固排出的溶質(zhì)原子等于液相中擴(kuò)散離開界面的原子數(shù)量。穩(wěn)定狀態(tài)，液相各點(diǎn)的成分保持不變. ，即R 為凝固速度，D 為擴(kuò)散系數(shù)；最后過渡區(qū)：直到剩下液體不多時(shí)，凝固接近完畢，界面上溶質(zhì)原子向液體擴(kuò)散受到限制，于是界面上液相溶質(zhì)濃渡又再上升（比開始凝固時(shí)濃度要高得多），固相濃度隨之急劇上升，直至凝固結(jié)束。因此往往在最后凝固的區(qū)域，K01的溶質(zhì)由于急劇升高而造成嚴(yán)重集聚偏析。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶穩(wěn)定態(tài)時(shí)： 方程的解為： 根據(jù)邊界條件： 單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶整理得： （ 穩(wěn)定狀態(tài)階段富集層溶質(zhì)分布情況） 一般將R

6、Dx L = 稱為特征距離：此時(shí)，（CL- C0）值降到e K； 在同樣的原始成分C0 時(shí)，R 越大，DL 越小，K0 越小，則在液-固界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。 上述是凝固速度R 不變的情況，如果凝固速度R 發(fā)生變化，液、固相的成分均會(huì)發(fā)生波動(dòng)。結(jié)合下圖講解R2R1 及R2R1 的情況：舊穩(wěn)定狀態(tài)過渡區(qū)（高度、距離、時(shí)間長短）新的穩(wěn)定狀態(tài)（陡峭情況、面積）單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶四、液相中部分混合（有對(duì)流作用）的溶質(zhì)再分配四、液相中部分混合（有對(duì)流作用）的溶質(zhì)再分配 在部分混合情況下，固-液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界層，在邊界層內(nèi)只靠擴(kuò)散傳質(zhì)（靜止無對(duì)流），在邊界

7、層以外的液相因有對(duì)流作用成分得以保持均一。 分析：如果液相容積很大，邊界層以外液相將不受已凝固相的影響，而保持原始成分C0；而固相成分CS ，在凝固速度R、邊界層寬度N一定情況下也將保持一定，只是CS 值不是C0 而小于C0，因?yàn)榕c“液相只有擴(kuò)散”條件相比可知: C *L C0/K0單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶在達(dá)到穩(wěn)定態(tài)時(shí)：解此微分方程，代入邊界條件：得： 液相充分大時(shí)邊界層寬度N N 內(nèi)任意一點(diǎn)x x液相成分當(dāng)液相不是充分大，則N 以外的CL 將不再固定于C0 不變，而是逐漸提高的，設(shè)以L C 代之，則邊界層寬度N 內(nèi)任意一點(diǎn)x液相成分為：單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)

8、晶 該式也適應(yīng)液相只有擴(kuò)散的情況，以及液相完全混合的情況。第二節(jié)第二節(jié) 合金凝固界面前沿的成分過冷合金凝固界面前沿的成分過冷 凝固過程的溶質(zhì)再分配引起固-液界面前沿的溶質(zhì)富集，導(dǎo)致界面前沿熔體液相線的改變而可能產(chǎn)生所謂的“成分過冷”。本節(jié)主要介紹成分過冷的形成條件、判據(jù)、影響因素及其程度。一、“成分過冷”條件和判據(jù)分析： 在K01 情況下（如圖4-7a）：設(shè)在界面前沿形成一個(gè)溶質(zhì)富集層（圖4-7b），在界面上的液相成分CL 最大，離開界面處，液相濃度隨距離x 逐漸降低；圖4-7c 中界面上相應(yīng)TL（x）為Ti。液相線溫度TL（x）隨距離x逐漸上升?！俺煞诌^冷”條件：當(dāng)界面前沿液相的實(shí)際溫度梯度

9、GL（對(duì)應(yīng)于T2 實(shí)際）小于液相線的斜率時(shí)，即則出現(xiàn)“成分過冷”（由溶質(zhì)成分富集引起的過冷）。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶（一） 液相只有擴(kuò)散的條件下“成分過冷”判據(jù)“成分過冷”的判據(jù)：（二）液相部分混合（有對(duì)流）的情況（推導(dǎo)過程自學(xué)）“成分過冷”的判據(jù)：不難看出，下列條件有助于形成“成分過冷”：1 1） 液相中溫度梯度?。℅L GL ?。礈囟葓霾欢?；2 2）晶體生長速度快，R R 大；3 3）mL mL 大，即陡的液相線斜率；4 4）原始成分濃度高，C C0 0 大；5 5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL DL 低；6 6）K0K01 1 時(shí)，K0 K0 ??；K0K01 1 時(shí)，K0

10、 K0 大二、“成分過冷”的過冷度以液相只有擴(kuò)散的情況為例（推導(dǎo)過程自學(xué)）：“成分過冷”的最大過冷：“成分過冷”冷出現(xiàn)的區(qū)域?qū)挾龋簡蜗嗉岸嘞嗪辖鸬慕Y(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶第三節(jié)第三節(jié) “ “成分過冷成分過冷”對(duì)合金單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響對(duì)合金單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響 合金單相固溶體的凝固情況，不僅適合于完全互溶的單相合金，以及部分互溶的端合金單相固溶體的凝固情況，不僅適合于完全互溶的單相合金，以及部分互溶的端際固溶體合金，也適合于具有共晶及包晶反應(yīng)合金的先期固溶體的凝固。合金的結(jié)晶長際固溶體合金，也適合于具有共晶及包晶反應(yīng)合金的先期固溶體的凝固。合金的結(jié)晶長大的形態(tài)主要與傳熱及傳質(zhì)有關(guān)，而純

11、金屬則僅熱流有關(guān)（無溶質(zhì)傳送）。為了更好地大的形態(tài)主要與傳熱及傳質(zhì)有關(guān)，而純金屬則僅熱流有關(guān)（無溶質(zhì)傳送）。為了更好地理解理解“成分過冷成分過冷”對(duì)合金單相固溶體凝固的影響，首先簡單討論對(duì)合金單相固溶體凝固的影響，首先簡單討論“熱過冷熱過冷”及其對(duì)凝固及其對(duì)凝固界面形態(tài)的影響。界面形態(tài)的影響。 一、一、 熱過冷及其對(duì)純金屬液固界面形態(tài)的影響熱過冷及其對(duì)純金屬液固界面形態(tài)的影響 純金屬液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)（純金屬液相在正溫度梯度的區(qū)域內(nèi)（dxdx/ /dT dT 0 0）見圖）見圖4-84-8，晶體生長的凝固界面通，晶體生長的凝固界面通常為平直形態(tài)，而且是等溫面（平衡結(jié)晶溫度），其溫度低于平

12、衡熔點(diǎn)溫度常為平直形態(tài)，而且是等溫面（平衡結(jié)晶溫度），其溫度低于平衡熔點(diǎn)溫度TmTm，這種過，這種過冷正好提供凝固所必須的動(dòng)力學(xué)驅(qū)動(dòng)力，通常稱為冷正好提供凝固所必須的動(dòng)力學(xué)驅(qū)動(dòng)力，通常稱為“動(dòng)力學(xué)過冷動(dòng)力學(xué)過冷” ” T Tk k。分析圖。分析圖4-94-9：如何維持平面推進(jìn)如何維持平面推進(jìn)單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶當(dāng)界面液相一側(cè)形成負(fù)溫度梯度時(shí)：Dx/dT 0 ，圖4-10，純金屬界面前方獲得大于Tk 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”，以區(qū)別于“成分過冷”。分析圖4-11單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶二、“成分過冷”對(duì)合金固溶體

13、晶體形貌的影響規(guī)律 對(duì)于合金凝固，除了可能出現(xiàn)的“熱過冷”影響外，還可能受“成分過冷”的影響，而且后者往往更為重要。即使液相一側(cè)不出現(xiàn)負(fù)的溫度梯度，由于溶質(zhì)再分配引起界面前沿的溶質(zhì)富集，從而導(dǎo)致熔點(diǎn)乃至平衡結(jié)晶溫度的變化。在負(fù)溫梯下，合金的情況與純金屬相似，合金固溶體結(jié)晶易于出現(xiàn)樹枝晶形貌。在正溫梯情況下，若：則出現(xiàn)“成分過冷”。分析圖4-12 的總體規(guī)律：隨“成分過冷”程度的增大，固溶體生長方式：平面晶”胞狀晶胞狀樹枝晶及柱狀樹枝晶內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶三三 分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌 “ “成分過冷成

14、分過冷”一旦使平面晶界面破壞，在宏觀組織上就會(huì)出現(xiàn)胞狀晶（圖一旦使平面晶界面破壞，在宏觀組織上就會(huì)出現(xiàn)胞狀晶（圖4-14a4-14a）。在干擾）。在干擾的作用下界面上產(chǎn)生微小的作用下界面上產(chǎn)生微小“凸起凸起”，如前方有成分過冷存在，凸起部位即向前方長大，同時(shí)，如前方有成分過冷存在，凸起部位即向前方長大，同時(shí)側(cè)向也在生長。側(cè)向也在生長。 K K0 01 1 時(shí)：溝槽內(nèi)溶質(zhì)擴(kuò)散到前方熔體比端部速度小時(shí)：溝槽內(nèi)溶質(zhì)擴(kuò)散到前方熔體比端部速度小溝槽內(nèi)溶質(zhì)富集溝槽內(nèi)溶質(zhì)富集溶點(diǎn)降低溶點(diǎn)降低抑抑制著制著“凸起凸起”的橫向生長速度，形成一些由低熔點(diǎn)溶質(zhì)匯集區(qū)的橫向生長速度，形成一些由低熔點(diǎn)溶質(zhì)匯集區(qū)構(gòu)成的網(wǎng)絡(luò)

15、狀溝槽。構(gòu)成的網(wǎng)絡(luò)狀溝槽。 試驗(yàn)表明，形成胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在試驗(yàn)表明，形成胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l 0.0l 一一0.1cm 0.1cm 之間。發(fā)展良好的規(guī)則之間。發(fā)展良好的規(guī)則胞狀界面具有如圖胞狀界面具有如圖4-14b 4-14b 所示的正六邊形槽溝結(jié)構(gòu)。所示的正六邊形槽溝結(jié)構(gòu)。 在平面形態(tài)到規(guī)則的胞狀界面之間，隨著成分過冷的不同，界面形態(tài)呈現(xiàn)出若干過渡形在平面形態(tài)到規(guī)則的胞狀界面之間，隨著成分過冷的不同，界面形態(tài)呈現(xiàn)出若干過渡形式：式：單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶 四、 自由樹枝晶的生長 1、自由樹枝晶形成條件，固-液界面前沿的液體中出現(xiàn)大范圍的寬“成

16、分過冷”時(shí)，界面前方成分過冷的極大值大于熔體中非均質(zhì)生核最有效襯底大量生核所需的過冷異T ，在柱狀枝晶生長的同時(shí)，界面前方這部分熔體也將發(fā)生新的生核過程，并且導(dǎo)致了晶體在過冷熔體的自由生長，從而形成了方向各異的等軸枝晶-自由樹枝晶。等軸枝晶的存在阻止了柱狀晶區(qū)的單向延伸，此后的結(jié)晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體內(nèi)部推進(jìn)的過程。 2、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所組成，那些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。所以，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)；而方向性較弱的金屬晶體，其平衡態(tài)近乎球形。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相

17、合金的結(jié)晶 3 3、“外生生長外生生長”與與“內(nèi)生生長內(nèi)生生長”的概念的概念 就合金的宏觀結(jié)晶狀態(tài)而言，平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于一種晶體自型就合金的宏觀結(jié)晶狀態(tài)而言，平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于一種晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為“外生生長外生生長”。等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由。等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為生長的方式則稱為“內(nèi)生生長內(nèi)生生長”。 六、枝晶間距六、枝晶間距 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，枝晶枝晶間距：指相鄰?fù)沃чg的垂直距離，它是樹枝晶組織

18、細(xì)化程度的表征。實(shí)際中，枝晶間距采用金相法測得統(tǒng)計(jì)平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距間距采用金相法測得統(tǒng)計(jì)平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d1d1、和二次分、和二次分枝間距枝間距d2 d2 兩種。兩種。意義：意義：單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶枝晶間距的預(yù)測：一次臂間距表達(dá)式：單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶 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，如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，如共晶、包晶及偏晶反應(yīng)。本節(jié)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。共晶、包晶及偏晶反應(yīng)

19、。本節(jié)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。 一、共晶組織的分類及特點(diǎn)一、共晶組織的分類及特點(diǎn) 根據(jù)根據(jù)Jackson Jackson 系數(shù)系數(shù)，將共晶組織分為三類：，將共晶組織分為三類： （1 1） 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： 金屬金屬- -金屬共晶及金屬金屬共晶及金屬- -金屬間化合物共晶多為第（金屬間化合物共晶多為第（1 1）類共晶，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則）類共晶，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀的層片狀( (圖圖4-21)4-21)，或其中有一相為棒狀或纖維狀（圖，或其中有一相為棒狀或纖維狀（圖4-224-22）因此又稱為

20、）因此又稱為“規(guī)則共晶規(guī)則共晶”。 （2 2） 粗糙粗糙- -光滑界面（非小晶面光滑界面（非小晶面- -小晶面）共晶金屬小晶面）共晶金屬- -非金屬共晶屬于第非金屬共晶屬于第(2)(2)類共晶體，長大類共晶體，長大過程往往仍是相互偶合的過程往往仍是相互偶合的“共生共生”長大。長大。 (3) (3) 光滑光滑- -光滑界面（小晶面光滑界面（小晶面- -小晶面）共晶非金屬小晶面）共晶非金屬- -非金屬屬于第非金屬屬于第(3)(3)類共晶體，長大過程類共晶體，長大過程不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物( (見圖見圖4-24) -4-24) -

21、也屬于也屬于“不規(guī)則共晶不規(guī)則共晶”。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶 二、非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)二、非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū) 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不能獲得100100的共晶組織。非平衡凝固過程，由于共晶生長動(dòng)力學(xué)因素的影響，共晶組織有的共晶組織。非平衡凝固過程，由于共晶生長動(dòng)力學(xué)因素的影響，共晶組織有以下三種情況：以下三種情況：1) 1) 共晶成分的合金，在冷速較快時(shí)，共晶成分的合金，在冷速較快時(shí)， 不一定能得到不一定能得到100100的共晶組

22、織，而是的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶；得到亞共晶或過共晶；2 2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)反而得到）有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)反而得到100100的共晶組織；的共晶組織；3 3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)100100的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+ +共共晶的情況，而是出現(xiàn)晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶離異共晶”。1 1、“對(duì)稱型共生區(qū)對(duì)稱型共生區(qū)”：兩個(gè)組元熔點(diǎn)相近、兩條液相線：兩個(gè)組元熔點(diǎn)相近、兩條液相線基本對(duì)稱、兩相長大速度基本相同的非小晶面基本對(duì)稱、兩相長大速度基本相同的非小晶面-

23、-非小晶面合金，如圖非小晶面合金，如圖4-26a 4-26a 中的影線部分。中的影線部分。2 2、“非稱型共生區(qū)非稱型共生區(qū)”：特點(diǎn)：當(dāng)兩個(gè)組元熔點(diǎn)相差較大，兩條液相線不相對(duì)稱時(shí)，共晶兩相：特點(diǎn)：當(dāng)兩個(gè)組元熔點(diǎn)相差較大，兩條液相線不相對(duì)稱時(shí)，共晶兩相的性質(zhì)則相差較大，共晶點(diǎn)往往偏向于低熔點(diǎn)組元一側(cè)。如圖的性質(zhì)則相差較大，共晶點(diǎn)往往偏向于低熔點(diǎn)組元一側(cè)。如圖4-26b 4-26b 所示。原因：由于濃度所示。原因：由于濃度起伏和擴(kuò)散的原因，共晶成分附近的低熔點(diǎn)相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔點(diǎn)相更易于析出，起伏和擴(kuò)散的原因，共晶成分附近的低熔點(diǎn)相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔點(diǎn)相更易于析出，其生長速度也更快。

24、因此結(jié)晶時(shí)往往容易出現(xiàn)低熔點(diǎn)組元一側(cè)的初生相。為了滿足共生生長其生長速度也更快。因此結(jié)晶時(shí)往往容易出現(xiàn)低熔點(diǎn)組元一側(cè)的初生相。為了滿足共生生長所需的基本條件，就需要合金液在含有更多高熔點(diǎn)組元成分的條件下進(jìn)行共晶轉(zhuǎn)變。所需的基本條件，就需要合金液在含有更多高熔點(diǎn)組元成分的條件下進(jìn)行共晶轉(zhuǎn)變。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶 3 3、共生區(qū)的概念的意義：、共生區(qū)的概念的意義：1) 1) 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；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；2) 2) 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)晶成可以滿意地解釋非平衡結(jié)晶現(xiàn)象：如

25、非共晶成分的合金可以結(jié)晶成100100的共晶組織，而共晶的共晶組織，而共晶成分的合金結(jié)晶時(shí)反而得不到成分的合金結(jié)晶時(shí)反而得不到100100共晶組織；共晶組織；3) 3) 有助于對(duì)共生生長和離異生長這兩種不同有助于對(duì)共生生長和離異生長這兩種不同共晶方式作進(jìn)一步分析和探討。共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無限緩慢的冷卻條件下共晶方式作進(jìn)一步分析和探討。共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無限緩慢的冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點(diǎn)，共生區(qū)退縮到共晶點(diǎn)E E，合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進(jìn)行結(jié)晶。，合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進(jìn)行結(jié)晶。 三、非小晶面一非小晶面共生共晶的形成三、非小晶面一非小晶面共生共晶的形

26、成 （一）（一） 層片狀共晶組織的形核及長大，層片狀共晶組織是最常見的一類非小晶面一非小晶面層片狀共晶組織的形核及長大，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?，F(xiàn)以球狀共晶團(tuán)為例，討論層片狀共晶組織的形成過程。共生共晶組織?，F(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 1、層片狀共晶生核、層片狀共晶生核過程及過程及“搭橋搭橋”方式如圖方式如圖4-29 4-29 所示：共生共晶的生核過程：共晶轉(zhuǎn)變開始時(shí)，熔體首先通過所示：共生共晶的生核過程：共晶轉(zhuǎn)變開始時(shí)，熔體首先通過獨(dú)立生核而析出領(lǐng)先相富獨(dú)立生核而析出領(lǐng)先相富A A組元的組元的 固溶體小球。固溶體小球?！按顦虼顦颉?/p>

27、方式：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二方式：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產(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，這種方式謂之要每個(gè)層片重新生核，這種方式謂之“搭橋搭橋”，如圖，如圖4-30 4-30 所示。所示。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶 2 2、共生過程的協(xié)同生長，非小晶面向前生長不取決于晶體的性質(zhì)，只取決于熱流方向、共生過程的協(xié)同生長，非小晶面向前生長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（以圖及原子擴(kuò)散。共生協(xié)同生長（以圖4-31

28、 4-31 說明）。說明）。 3 3、片層距的調(diào)整，一方面，、片層距的調(diào)整，一方面， 相片層前沿的中心處相片層前沿的中心處B B 原子擴(kuò)散走的距離比在原子擴(kuò)散走的距離比在- - 交交界處要遠(yuǎn)界處要遠(yuǎn)相片層中心處相片層中心處B B 原子擴(kuò)散走比原子擴(kuò)散走比- - 交界要困難得多交界要困難得多引起此處引起此處B B 原子聚原子聚集而濃度升高。而且片層距越厚這種情況越嚴(yán)重。同理，集而濃度升高。而且片層距越厚這種情況越嚴(yán)重。同理， 相前沿情況相同。另一方相前沿情況相同。另一方面，生長速度越快，面，生長速度越快，B B 原子擴(kuò)散走的機(jī)會(huì)就越少，上述原子擴(kuò)散走的機(jī)會(huì)就越少，上述B B 原子聚集的情況就更加

29、嚴(yán)重。原子聚集的情況就更加嚴(yán)重。單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶4 4、胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響），在純二元共晶合金結(jié)晶時(shí)，一般、胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響），在純二元共晶合金結(jié)晶時(shí)，一般得到宏觀平坦的共生界面。原因：得到宏觀平坦的共生界面。原因：A A、B B 兩組元的橫向擴(kuò)散為主導(dǎo)兩組元的橫向擴(kuò)散為主導(dǎo)固固- -液界面前液界面前沿的富集層很?。▋H相當(dāng)于層片厚度數(shù)量級(jí)）沿的富集層很薄（僅相當(dāng)于層片厚度數(shù)量級(jí)）不會(huì)引起共生界面前沿的成分過不會(huì)引起共生界面前沿的成分過冷。第三組元冷。第三組元(k0(k0l l存在時(shí)，形成胞狀共晶或樹枝狀共晶組織。原因：每相排存在

30、時(shí)，形成胞狀共晶或樹枝狀共晶組織。原因：每相排出第三組元的原子出第三組元的原子無法橫向擴(kuò)散無法橫向擴(kuò)散只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散形成富集層（達(dá)到幾形成富集層（達(dá)到幾百個(gè)層片厚度數(shù)量級(jí)）百個(gè)層片厚度數(shù)量級(jí)）在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下 ( (如如GL GL 較小、較小、R R 較大時(shí)較大時(shí)) ) 界面界面前方液體產(chǎn)生成分過冷前方液體產(chǎn)生成分過冷導(dǎo)致界面形態(tài)的改變導(dǎo)致界面形態(tài)的改變胞狀界面胞狀界面( (圖圖4-33)4-33)。胞狀結(jié)構(gòu)中。胞狀結(jié)構(gòu)中共晶兩相仍以垂直于界面的方式進(jìn)行共生生長，故兩相的層片將會(huì)發(fā)生彎曲而形共晶兩相仍以垂直于界面的方式進(jìn)行共生生長，故兩相的層片將會(huì)發(fā)生

31、彎曲而形成扇形結(jié)構(gòu)成扇形結(jié)構(gòu)-“-“集群結(jié)構(gòu)集群結(jié)構(gòu)”。當(dāng)?shù)谌M元濃度較大，或在更大的凝固速度下，。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( (圖圖4-34)4-34)，甚至還會(huì)導(dǎo)，甚至還會(huì)導(dǎo)致共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。致共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。 單相及多相合金的結(jié)晶單相及多相合金的結(jié)晶（二）棒狀共晶生長（二）棒狀共晶生長 規(guī)則共晶除層片狀共晶外，另一類是棒狀共晶。該組織中一個(gè)組成相以棒狀或纖維規(guī)則共晶除層片狀共晶外，另一類是棒狀共晶。該組織中一個(gè)組成相以棒狀或纖維狀形

32、態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中（圖狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中（圖4-224-22）。）。 1 1、形成棒狀共晶的一般條件（體積分?jǐn)?shù)的影響）（自學(xué)）、形成棒狀共晶的一般條件（體積分?jǐn)?shù)的影響）（自學(xué)） 2 2、第三組元的影響、第三組元的影響 四、離異生長及離異共晶四、離異生長及離異共晶 1 1、離異生長與離異共晶的概念：、離異生長與離異共晶的概念： 研究表明，在共晶轉(zhuǎn)變中也存在著合金液不能進(jìn)入共研究表明，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界面，它們各以不同的速度而獨(dú)立地生長。生區(qū)的情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各以不同的速度而獨(dú)立地生長。 2 2、 晶間偏析型離異共晶的形成，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的形成，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晶間偏析型離異共晶(a) (a) 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。晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜