材料成形基本原理第6章-多相合金凝固課件

1、第六章 多相合金凝固大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，其凝固過程稱為多相合金凝固。多相合金的凝固比單相固溶體的凝固情況復雜，除了可能存在的初生單相固溶體結晶以外，多相合金還可能會出現(xiàn)其它結晶反應，如共晶、包晶及偏晶反應等。本章以討論共晶凝固為主，適當介紹包晶合金凝固。 第一節(jié) 共晶組織的分類與特點 第二節(jié) 規(guī)則共晶的凝固 第三節(jié) 共晶與枝晶相的競爭生長 第四節(jié) 非小平面-小平面非規(guī)則共晶的一 般特征及形成機制 第五節(jié) 灰口鑄鐵的非規(guī)則共晶結晶 第六節(jié) Al-Si合金的非規(guī)則共晶結晶第七節(jié) 包晶凝固 規(guī)則共晶：非規(guī)則共晶金屬非金屬，如: Fe-C , Al-Si 共晶非金屬非金屬，如: 琥珀睛

2、-茨醇共晶 粗糙粗糙界面粗糙光滑界面光滑光滑界面金屬金屬，如: Pb-Sn ，Ag-Cu層片狀共晶 部分金屬金屬間化合物，如: Al-Al3Ni棒狀共晶 第一節(jié) 共晶組織的分類與特點 粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶金屬-金屬共晶及金屬-金屬間化合物共晶多為第類共晶，此類共晶的兩相按偶合方式進行“共生生長”，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀，或其中有一相為棒狀，因此稱為“規(guī)則共晶”。 圖5-1 Pb-Sn層片狀規(guī)則共晶（金屬-金屬） Al-Al2Cu層片狀規(guī)則共晶 平行于凝固方向垂直于凝固方向（金屬-金屬間化合物）（纖維狀）粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶 金屬-非金屬共晶及某些

3、金屬-金屬間化合物共晶系統(tǒng)屬于此類。其長大過程兩相往往仍是相互偶合的共生生長，但由于共晶體中小平面相各向異性強，易按自身特定的晶體學取向生長，容易發(fā)生彎曲和分枝，所得到的組織較為無規(guī)則。故屬于非規(guī)則共晶 ?；诣T鐵的共晶石墨 Al-Si合金中的共晶Si（定向凝固） （金屬-非金屬）圖5-5 Mg-Mg2Sn非規(guī)則共晶 （金屬-金屬間化合物）Al-Fe合金中的共晶Al3Fe（定向凝固） 光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶非金屬-非金屬屬于第類共晶體，長大過程兩相不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物，也屬于“非規(guī)則共晶”。 兩相非偶合生長形成非規(guī)則共晶 規(guī)則共晶體 a) 琥珀睛-茨醇共晶

4、 , b) 偶氮苯-苯偶酰共晶, c) 四溴化碳-六氯乙烷 也存在例外而為規(guī)則第二節(jié) 規(guī)則共晶的凝固 一、層片狀共晶組織的形核過程 二、層片狀共晶的擴散耦合生長三、層片狀共晶生長界面過冷度 四、確定共晶片層距的最小過冷度準則 五、棒狀共晶生長 層片狀共晶組織的形核過程 相固溶體在相球面上的析出 領先相富A組元的固溶體小球析出 界面前沿B組元原子的不斷富集 向前方及側面的熔體中排出A組元原子 相依附于相的側面長出分枝 相沿著相的球面與側面迅速鋪展 交替進行 形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心“搭橋”方式：領先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產生新的層片來

5、構成所需的共生界面，而不需要每個層片重新生核。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意動畫層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意動畫相互依附交替形成“搭橋”方式層片狀共晶的擴散耦合生長 因界面前溶質富集的振幅僅為 ，界面過冷度最大值為即界面生長溫度接近平衡共晶溫度。故共晶生長界面的過冷度通常很小規(guī)則共晶另一重要特征。 兩相在相互隔離的兩個容器中，從共晶成分的熔體中生長情況：成分富集程度及范圍均很大的溶質邊界層，其厚度約 層片狀規(guī)則共晶生長的實際情況：固-液界面前橫向擴散主導溶質富集程度很低，邊界層厚度很小，約富集程度高溶質邊界層厚度102微米量級 溶質邊界層厚度100微米量級 富集程度低橫向擴散偶合生長

6、哪些特征？總結層片狀規(guī)則共晶生長過程的主要特征：界面前溶質橫向擴散占主導(單相時垂直界面擴散為主)；因兩相偶合生長，其生長速度比單相生長情況下快；相比于單相生長時很大的溶質富集程度(如“液相只有擴散”的C0/K0)，其溶質富集程度很小，最大僅為1/2( );其界面前方溶質富集邊界層厚度很小，約為片層距的一半 ，尺度為微米量級，而單相生長時相應厚度約 尺度為數(shù)百微米量級；由上述原因可推論：其界面前方通常難以形成成分過冷；生長界面溫度接近平衡共晶溫度，故規(guī)則共晶生長界面過冷度通常顯著小于單相凝固界面過冷度。 (也明顯小于非規(guī)則共晶)進一步了解：“界面過冷度” 依據(jù)相液相線及其延長線變化 層片狀共晶

7、生長界面過冷度 擴散場成分引起的過冷度 界面溫度等溫面 界面液相濃度 界面液相線L 降低升高定義為： 為什么界面前 如此分布？ 依據(jù)相液相線及其延長線變化 為什么？ 垂直于 交界面溶質橫向擴散流量為:為簡化及分析方便，通常確定共晶界面前平均擴散場成分引起的過冷度 相生長而排出到界面前的B原子流量： 成分引起的平均過冷度 transverse diffusion rejection 雖然界面前不同位置 不一樣 需要特別指出：這里討論的 (共晶溫度 與界面處液相線 之差)，并非屬于成分過冷（成分過冷為界面及其前方液相線 與實際溫度之差）;到此為止，尚未考慮一定片層距情況下的曲率效應對界面溫度的影響

8、。但從前面（圖6-12 ）看到，曲率效應必然左右界面過冷度。層片狀共晶界面曲率效應 其大小及方向決定了 及 片層的曲率(各處不同） 層片狀共晶界面曲率效應 較小時相圖 =時的相圖 界面總過冷度 為定值 對應共晶生長界面液相線溫度 如圖所示 過冷度差值(圖中陰影部分)必然由曲率過冷 來補償 即：曲率致熔點下降假設曲率處處相等(取平均曲率)，則有： 平均曲率過冷 確定共晶片層距的最小過冷度準則 從純數(shù)學角度，總過冷度與片層距關系 非唯一解，即有很多組 數(shù)據(jù)可滿足上述關系式 此即確定共晶片層距最小過冷度準則(極值準則) 過冷度增大科研及生產實際表明：對于特定合金在確定凝固冷卻條件下，規(guī)則共晶片層距雖

9、然具有一定的分散度，但分散度并不大，其平均間距略高于 。研究表明，合金及條件一定時，共晶片層距處于一定范圍：其下限為 ，而其上限卻高于 約20%。 若R增大，將會使圖中 線性關系的斜率絕對值增大，而R對 曲線無影響。因此，R增大將使 曲線的極值點位置左移，從而獲得更小的共晶片層距。 : 取決于合金因素(K0、DL、m、 成分等） R：取決于凝固條件，如：鑄型冷卻能力、鑄件壁厚、凝固位置 等； 又如：定向凝固的抽拉速度、溫梯: 取決于界面張力或：看實例R2=10 R1R1 生長方向Al-Cu共晶片層距與凝固速率R物理機制？片層距調整物理機制(R增大）此處B原子聚集而濃度升高 相在此處推進的速度變

10、慢 形成凹坑 B原子擴散越發(fā)困難 新的相片層則在此處形成， 凝固速度越快，相應的片層距就會越小: 相片層中心處B原子擴散比-交界要困難得多棒狀共晶生長形成棒狀共晶的一般條件：若一相的體積分數(shù)小于1/時，該相將以棒狀結構出現(xiàn)； 若體積分數(shù)在 1/ 之間時，兩相均以片狀結構出現(xiàn)。 棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。第三組元的影響如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅引起一個組成相產生成分過冷。產生成分過冷相的層片在生長過程中將會越過另一相層片的界面而伸入液相中，通過搭橋作用，落后的一相將被生長快的一相割成篩網狀，并最

11、終發(fā)展成棒狀組織。第三節(jié) 共晶與枝晶相的競爭生長 一、共晶生長界面的失穩(wěn) 二、偏離平衡相圖的共晶共生區(qū)(Couple-Zone) 三、離異生長及離異共晶 上節(jié)介紹了層片狀及棒狀規(guī)則共晶標準的生長過程及其規(guī)律。然而，實際應用的合金往往偏離共晶成分或含有其它組元及雜質，非小平面-非小平面合金還可能出現(xiàn)各種各樣與上述標準的規(guī)則共晶完全不同的共晶生長方式及相應的組織形態(tài)。 共晶生長界面的失穩(wěn) 僅一相失穩(wěn) 兩相同時失穩(wěn) 共晶成分的純二元合金結晶，由于溶質橫向擴散作用，共晶生長界面前沿無成分過冷，且宏觀上平整。單相界面失穩(wěn) ：偏離共晶成分的合金 ，GL/R較低條件下；兩相同時失穩(wěn)：合金中存在對及兩相均為K

12、00情況類似) 實際中可能出現(xiàn)兩種情況的界面失穩(wěn)：單相界面失穩(wěn)的情況分析：偏離共晶成分的液相過冷到Te以下進行共晶凝固，其TL總是高于Te ，對應于初生相的共晶中一相處于更高的過冷狀態(tài)，故該相生長速度快于共晶體，一旦在某些位置突破共晶生長界面而延伸到前方液體中，則原共晶固液界面前方易形成長距離的溶質富集層（將遠大于/2），于是此單相將會發(fā)生嚴重的成分過冷，必然形成單相的樹枝晶。該過程為枝晶相與共晶的競爭生長。 結果：形成一種混合組織，即單相樹枝晶以及它們之間的兩相層片狀（或纖維狀）共晶體。 注意：此處的單相樹枝晶并非在共晶轉變前形成的初生相。 兩相同時失穩(wěn)的情況分析：當合金中存在對及兩相偏析嚴

13、重的第三組元時，其原子在共晶凝固界面前沿形成溶質富集層，因橫向擴散可忽略而只能依靠向液體內部的縱向擴散來平衡，兩相前的富集層分別類似于單相凝固情形，厚度可能達到幾百個層片數(shù)量級。在適當?shù)墓に嚄l件下 (如GL較小、R較大時)，界面前方液體將形成成分過冷，導致界面失穩(wěn)。結果：隨著成分過冷程度的增大，類似于單相固溶體結晶的變化趨勢：兩相平行且共晶固液界面宏觀平坦胞狀共晶界面(兩相層片發(fā)生彎曲而形成扇形結構) 樹枝狀共晶等軸共晶注意：上述胞狀生長中，共晶兩相仍以垂直于共晶固液界面 。 示例 a)不純Pb-Cd胞狀共晶組織 b) Al-CuAl2樹枝狀共晶團 c) NiAl-Cr等軸共晶（R=28m/s

14、） 工藝因素GL/R和熔體對流對共晶界面失穩(wěn)的影響 由上述可知，合金成分、微量元素或雜質的性質及濃度等因素，均會影響共晶凝固界面是否失穩(wěn)及其程度。這里不予重復。 相同雜質時：工藝因素GL減小、R增大，均會致共晶界面失穩(wěn) NiAlMo共晶R:失穩(wěn)轉為胞狀共晶 R=2.2m/S R=28 m/S R增大白亮色組織為-Mo相 黑色組織為金屬間化合物NiAl相 纖維狀規(guī)則排列（間距3.0m） 失穩(wěn)轉為胞狀共晶 （間距1.0m）工藝因素GL/R和熔體對流對共晶界面失穩(wěn)的影響 不同定向凝固速度下的對流效應對凝固界面及其組織的作用 微管外：增大R致使對流加劇，導致不同部位成分差距顯著，結果：成分偏離共晶成分

15、大的位置出現(xiàn)單相失穩(wěn)，規(guī)則共晶間出現(xiàn)了-Al樹枝晶預置微管 5.5mm 微管內：因無對流，改變R并不改變凝固方式和形貌0.8“液淬法”保留生長界面形貌，原液相液淬后為深色 根據(jù)平衡相圖，共晶反應只發(fā)生在一個固定的成分，任何偏離這一成分的合金凝固后都不能獲得100的共晶組織。如Pb-Sn合金在平衡凝固時，只有Pb-61.9Sn的共晶合金才能獲得100共晶組織。偏離平衡相圖的共晶共生區(qū)(Couple-Zone) 非平衡凝固過程，由于共晶生長動力學因素的影響，共晶組織有以下三種情況： 1) 共晶成分的合金，在冷速較快時， 不一定能得到100的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶；2）有些非共晶成分的合金

16、在冷速較快時可以在TE以下溫度得到100的共晶組織，該區(qū)域稱之為共生區(qū)（圖中陰影區(qū)） ；3）有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，既不出現(xiàn)100的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。共晶凝固共生生長與共晶共生區(qū)概念Cooperative Growth & Couple Zone) 共生生長：共晶生長過程，兩相彼此交替相鄰且具有共同的生長界面，通過界面前方液相中溶質橫向偶合擴散，互相不斷地為相鄰的另一相提供生長所需的組元，彼此協(xié)同向前的共晶生長方式。 共晶共生區(qū)：對應于相圖上發(fā)生共晶共生生長的區(qū)域稱為共晶共生區(qū)。 共晶共生區(qū)分為兩類：對成型與非對成型兩個組元熔點相近、兩條液相

17、線基本對稱、兩相長大速度基本相同的非小晶面-非小晶面合金，容易形成對稱型共生區(qū)。兩個組元熔點相差較大，兩條液相線不對稱，共晶點往往偏向于低熔點組元一側，容易形成對稱型共生區(qū)。共生區(qū)由共晶點向高熔點組元一側傾斜。(一般發(fā)生在接近GL=0的情況下) 共晶共生區(qū)的更深入認識 根據(jù)枝晶相與共晶競爭生長的新認識，對于GL0的情況下，則定向凝固條件下共生區(qū)如圖所示的情形 對稱型共生區(qū)形如砧斧狀 共生區(qū)上部寬區(qū)域發(fā)生在低過冷度慢生長條件下，而下部區(qū)域對應于大過冷度的高速生長。 共生區(qū)中，隨過冷度增大生長速率加快 ，共晶形態(tài)變化規(guī)律為：平面共生共晶 胞狀共晶樹枝狀共晶 等軸共晶 共生區(qū)之外兩側區(qū)域，則枝晶相與

18、共晶競爭生長結果：或相枝晶+共生共晶 對稱型 凝固方式及最終組織形態(tài)取決于特定條件下共晶與單相枝晶的生長速率R的高低（共晶與單相枝晶的競爭分析）： 非對稱型 原始成分C0合金 最大類似推理： 最大再次最大最大由上述分析可知：對于規(guī)則共晶的對稱型共生區(qū)，共晶成分附近的合金在任何生長速率（或過冷度）下均能形成完全的共晶組織；然而，對于不規(guī)則共晶（具有小平面相）的合金系，大過冷度的快速生長時出現(xiàn)非對稱型共生區(qū)，共生區(qū)往往偏向于生長困難的相之一側。其最重要的實際影響是，共晶成分的合金在大過冷度凝固時可能不為完全的共晶組織，甚至當成分C0處于共晶點的 相一側時，也可能形成 相樹枝晶。 須注意：圖6-23

19、表達的是當前凝固情況下熔體成分和界面過冷溫度所處條件下的凝固規(guī)律；圖中“樹枝晶+共晶”及“樹枝晶+共晶”的區(qū)域，或并非初生相，而是由于界面失穩(wěn)單相枝晶與其間的共晶伴隨生長 共生區(qū)的概念的意義 把平衡相圖概念和不平衡共晶結晶動力學過程聯(lián)系了起來； 可以滿意地解釋非平衡結晶現(xiàn)象：如非共晶成分的合金可以結晶成100的共晶組織，而共晶成分的合金結晶時反而得不到100共晶組織；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E，合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進行結晶。離異生長及離異共晶1、離異生長與離異共晶的概念 2. 晶間偏析型離異共晶的形成3、“暈圈”離異共晶形成1、離異生長與

20、離異共晶的概念 在共晶轉變中也存在著合金液不能進入共生區(qū)的情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各自以不同的速度獨立生長，即兩相的析出在時間上和空間上都是彼此分離的，因而形成的組織沒有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。離異共晶分“晶間偏析型”和“暈圈型”兩種類型。2、“晶間偏析型”離異共晶由系統(tǒng)本身的原因所引起：如果合金成分偏離共晶點很遠，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。當共晶轉變時，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，面把另一相單獨留在枝晶間。當一相大量析出，而另一相尚未開始結晶時，將形成晶間偏析型離異共晶。由另一

21、相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長得較大，如另一相不能以初生相為襯底而生核，或因液體過冷傾向大使該相析出受阻時，初生相就繼續(xù)長大而把另一相留在枝晶間。3、“暈圈型”離異共晶形成 兩相性質差別較大的非小晶面小晶面共晶合金中能更經常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長速度上的差別，第二相環(huán)繞著領先相表面生長而形成一種鑲邊外圍層的情況，此外圍層稱為“暈圈”。封閉型圈暈 如果領先相的固-液界面全部是慢生長面，會被快速生長的第二相暈圈所封閉，則兩相與熔體之間就沒有共同的生長界面，而只有形成暈圈的第二相與熔體相接觸，所以原先的領先相只能依靠原子通過暈圈的擴散進行，最后形成領先相呈球團狀

22、結構的離異共晶組織。球墨鑄鐵的共晶轉變是其典例。非封閉型暈圈： 如果領先相的固液界面是各向異性的，第二相只能將其慢生長面包圍住，而其快生長面仍能突破暈圈的包圍并與熔體相接觸，則暈圈是不完整的。這時兩相仍能組成共同的生長界面而以共生方式進行偶合結晶。灰鑄鐵中的片狀石墨與奧氏體的共生生長則屬此類。 非小平面-小平面共晶的一般特征及形成機制 由于小晶面本身存在著多種不同的生長機制，故該類共晶組織形態(tài)復雜多變，共晶結晶方式在諸方面與規(guī)則共晶不同，其主要特征如下： （1）共晶生長液固界面不再為等溫面，界面形態(tài)則成為參差不齊的非平面（如灰鑄鐵共晶團）；（2）共晶體中小平面相方向不規(guī)則分布，且呈現(xiàn)共晶間距的

23、不均勻性；（3）平均間距遠大于規(guī)則共晶的間距；（4）生長界面過冷度比規(guī)則共晶的大；（5）由于生長過冷度大，生長界面前的液相中可能形成新的共晶晶核；（6）共晶生長方式及最終形態(tài)會隨著生長動力學條件而發(fā)生顯著改變，如冷卻條件、微量第三組元的存在等因素。微量元素對生長方式的顯著影響，恰恰是這類共晶合金可通過變質處理籍以改變其組織形態(tài)的基礎。粗糙界面光滑界面實驗驗證灰口鑄鐵的非規(guī)則共晶結晶 灰鑄鐵球鐵相關概念: Fe-C相圖上C%大于2.1%C左右的合金，具有“鐵液奧氏體+高碳相”共晶反應，統(tǒng)稱為鑄鐵。 共晶高碳相為滲碳體或合金碳化物的一類鑄鐵稱為白口鑄鐵; 而高碳相為石墨的一類鑄鐵則稱為灰口鑄鐵。

24、灰口鑄鐵石墨生長方式隨成分、冷卻條件等因素而有顯著差異，所形成有：片狀石墨 、蠕蟲狀石墨、 球狀石墨 三類石墨形態(tài) 從而有： 灰鑄鐵 蠕墨鑄鐵 球墨鑄鐵 三類灰口鑄鐵 奧氏體-石墨共晶的多種方式 灰鑄鐵的共晶（片狀石墨+奧氏體）結晶 球墨鑄鐵的共晶（球狀石墨+奧氏體）結晶 奧氏體-石墨(-G)共晶的多種方式 凝固速度加快 胞狀方式 定向結晶 “偏離”、“匯聚”交替定向生長 內生等軸共晶石墨晶體結構定向凝固：-G共晶方式及G形態(tài)隨條件而變化三類鑄鐵光學顯微組織 三種石墨的空間形貌 非定向凝固通常鑄造條件下 領先相石墨以旋轉孿晶生長機制垂直于棱柱面以10T0方向呈片狀生長，而則以非封閉暈圈形式包圍

25、著G片（0001）基面,跟隨著石墨片一起長大(偶合共生方式)。灰鑄鐵共晶結晶 (片狀石墨+奧氏體)伸入液相的石墨片前端通過旋轉孿晶的作用不斷改變生長方向而發(fā)生彎曲，并不斷分枝出新的石墨片。奧氏體則依靠石墨片10T0方向生長過程中在其周圍形成的富Fe液層而迅速生長，并不斷將石墨片的側面包圍起來?；诣T鐵(未處理的工業(yè)鐵水)S、O含量高G棱柱面暴露于鐵液,其快生長特性得以發(fā)揮，石墨主要按 方向推進呈片狀生長。 因共晶團內G片的增厚主要依賴于C原子在固相內擴散而進行，其增厚速度受到嚴重制約， 又因石墨基面本身的慢生長特性，故： V0001V共晶團內石墨空間形貌灰鑄鐵石墨呈片狀的主要原因 片狀石墨形成熱

26、力學本質 ？球墨鑄鐵的共晶結晶（球狀石墨+奧氏體）而獨立于初生奧氏體的石墨球在共晶階段當然很快為共晶奧氏體所包圍 引子：對于亞共晶球鐵，TL以下首先析出初生奧氏體；因球化及孕育處理造成的局域熱力學及動力學條件， TLTE之間石墨球也獨自在鐵液中析出；“石墨球+奧氏體封閉暈圈” 共晶生長直至凝固結束因熔體對流及密度差等作用石墨球易在熔體中漂移，且一旦與初生奧氏體枝晶接觸即很快為其包圍；球鐵凝固的一般過程S、O含量低G基面暴露于鐵液，而棱柱面則相互貼合而湮沒起來，各錐形石墨基面法向等速生長，形成總體為球的多晶組合體。Mg、Ce等球化處理或高純度鐵液 看似單個的石墨球，實際上是由多個錐形石墨微晶呈輻

27、射狀組合而成的多晶體 石墨球化的熱力學本質 為包圍的G球生長過程受熔體有害元素干擾的幾率大為降低； G依賴C原子在固體中擴散而獲得的生長速率無疑會降低；熔體中G即已畸變，難成封閉暈圈球墨鑄鐵共晶結晶因小平面屬性未變質Si晶體以唯一晶向生長，當領先相 Si 以反射孿晶生長機理在界面前沿不斷分枝生長時，形成的共生共晶組織是在-A1連續(xù)基體中分布著紊亂排列的板片狀Si的兩相混合體。Si晶體：四面體構成的鉆石面心立方結構 看形貌Al-Si合金的非規(guī)則共晶結晶 未變質Al-Si合金的共晶生長 未變質 Na或Sr變質 變質機制雜質促發(fā)孿晶機制（IIT）：Na、Sr等微量變質元素， 在Al-Si共晶生長中不

28、斷封鎖原有反射孿晶臺階而又不斷產生新的反射孿晶，孿晶密度由0.41.0mm增為約0.0050.1m，使共晶Si不斷分枝；變質后纖維共晶硅生長方向雖仍有(面內生長)，卻多為 (面內生長) 及 (面外生長)纖維狀共晶Si的組織Si晶體：四面體構成的鉆石面心立方結構 板片狀共晶Si限制形核理論認為：變質元素抑制AlP作為Si異質形核的作用，且降低Si原子在熔體中的擴散系數(shù)，因此變質后的Al-Si合金共晶生長過冷度通常顯著增大，共晶組織得以細化而起到變質效果。 SiAlP1）共晶形核溫度TN降低，再輝程度顯著增大；2）因共晶平臺溫度TG降低，共晶生長過冷度增大；3）共晶凝固時間縮短。而P卻產生與Sr完全相反的影響 Sr變質的作用（從凝固熱分析曲線看）：變質與Al-Si合金共晶結晶動力學 研究證實：無論是工業(yè)純度還是高純