第六章 多相合金的凝固

组织的形成过程。
(1)层片状共晶生核过程及“搭桥”方式 (2)共生过程的协同生长 (3)片层距的调整 (4)胞状、树枝状共晶的形成
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领先相富A组元的α固溶体小球析出 界面前沿B组元原子的不断富集 β 相固溶体在α相球面上的析出 向前方及侧面的熔体中排出A组元原子 α相依附于β相的侧面长出分枝 β相沿着α相的球面与侧面迅速铺展 交替进行„„
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图4-26 两相非偶合生长形成不规则共晶 a) 琥珀睛-茨醇共晶 , b) 偶氮苯-苯偶酰共晶,
规则共晶体 c) 四溴化碳-六氯乙烷
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根据Jackson界面结构理论，
熔融熵△ Sf＞4R者为小平面相， 熔融熵△ Sf ＜ 4R 者为非小平面相。
Croker在对共品组织进行分类时，采用溶解 熵entropy of solution作为分类的标准。 凡溶解熵大于23J／mol.K的为小平 面相，而小于23J／mol.K者为非小平面相。 Crocker 绘制了在长大速度为5μm/s时，相 的体积分数对共晶微观结构的影响： 在溶解熵大于23J／mol.K的非规则共品中， 当φf＜l0％时的C区组织：为破断的层状结 构。但在扫描电镜下观察，小平而相并末破 断而是连续的分枝， 当共晶中的小平面相体积分数φf在10-20％ 之间时(图中D区)：共晶组织为不规则的片 状结构，A1-Si及Fe-C（G）时典型的代表
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离异生长与离异共晶

在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况： 共晶两相没有共同的生长界面，它们各自以不同的速 度独立生长，即两相的析出在时间上和空间上都是彼 此分离的，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离异生长，所形成
的组织称离异共晶。

离异共晶分“晶间偏析型”和“晕圈型”两种类型。
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2、“非对称型共生区”
原因：由于浓度起伏和扩散的 原因，共晶成分附近的低熔点 当两个组元熔点相差较 相在非平衡结晶条件下较高熔 大，两条液相线不对称时， 点相更易于析出，其生长速度 共晶点往往偏向于低熔点 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。 组元一侧，而共生区则由 为了满足共生生长所需的基本 共晶点向高熔点组元一侧 条件，就需要合金液在含有更 倾斜。 多高熔点组元成分的条件下进 行共晶转变。
规则胞状态
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定向枝晶的特征尺寸
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(111) (111) 〈100〉 (100)
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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
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“搭桥”方式：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 成所需的共生界面，而不需要每个层片重新生核。
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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α相前沿富B，而β相前沿富A，扩散速度正比于溶质的浓度
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图4-23 Pb-Sn层片状共晶
图4-23 P: Fe-C , Al-Si 共晶 非金属—非金属：如: 琥珀睛-茨醇共晶 非金属-非金属共晶体，长大过程不再是偶合的。 所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于“不 规 则共晶”。
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非小平面-小平面（nonfacetfacet）共晶 非规则共晶(非小平面-小平面) 多由金属-非金属相组成，其组 织形态可以简化为片状与丝状 两大类，但是由于其小平面相 晶体长大的各向异性(如界面 能、热传导、最优生长方向等) 很强，其固-液界面为特定的晶 面，共晶长大过程中，虽然也 靠附近液相中的原子横向扩散 合作进行长大，但其固-液界面 的形态是非平面的(nonPlanar)，且是极不规则的。
得不到100％共晶组织；
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共晶共生区的形状决非那样简单，随着液相的 温度梯度、初生相以及共晶的长大速度与温度 的关系改变，共晶共生区的大小在变化的。 图中的阴影部分为G＞o时的铁砧式对称型金 属 一金属共品共生区。当晶体长大速度较小时 (阴影区的上部)此时即单向凝固的情形， 可以获得平直界面的共晶组织，其获得共晶组 织的成分范围很宽，凡处于共晶相图上CαmCβm之间的成分均得共晶组织。随着长大速度 的增加，即图中阴影区的下部，共晶组织将变 为胞状、树枝状，最后成为粒状。图中虚线及 其延长线所夹的范围为G＝o时的情况，在此 范 围内所形成的共晶只能是等轴晶。 为确定共晶共生区，必须首先确定α、β初生 相及。 Α-β共晶各自的晶体长大速度与温度 0.8 的关系：T非小 GD / v K1v
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。
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规则共晶片层距的调整
推导得出在长大速度一定的条件下，界面 温度与片层间距的关系： B
T

AR
从图中可以看出，在长大速度一定的情况 下，除m点外，同样的过冷度会有两个层片 间距，这在实际上是不可能的，因为一个 长大速度只与之对应的只有一个层片间距。 片间距过小时，由于相间面积增加，使界 面能增大，片间距过大时，在层片中央前 沿的液体由于扩散距离较远，富集了大量 的溶质原子，从而迫使这里的固一液界面 曲率半径出现负值，形成凹袋，并逐渐向 界面的反向延伸，直到在这里产生另一相 为止。这样，也就自动调整了层片间距。 总之，一个长大速度，只有一个最小过冷 度与之对应。图中的m点，即为某一长大速 度所需要的最小过冷度以及与之对应的一 定大小的层片间距。 对上式进行微分便可得到片层间距与长大 速度之间的关系：
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当共晶中的小平面相体积分数φf 在20-35％之间时，E区，共品组 织为复杂的规则结构。 当共晶中的小平面相的体积分数 φf＞40％时(图中F区)，共晶组织 为准规则结构，Fe-FE3C属于此类 结构，由非小平面的板片状和少 量棒状组成，而基体为小平面相 只是，小平面相不能按小平面方 式而是按非小平面方式长大。在 板片与棒状混合存在的组织中， 通常，板片的扩展方向与热流方 向一致，而棒状结构则与板片相 垂直。当液相中的温度梯度减少 或者长大速度增加时，棒状结构 的比例将会增加。
β α
k R 1 2
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长大速度和最小小过冷度的关 系：
即，最小过冷度与长大速度的 平方根成正比的关系。
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胞状、树枝状共晶的形成 （第三组元的影响）
当第三组元浓度较大，或在更大 的凝固速度下，成分过冷进一步 扩大，胞状共晶将发展为树枝状 共晶组织，甚至还会导致共晶合 金自外生生长到内生生长的转 变。
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2.棒状共晶生长
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。 形成棒状共晶的一般条件： 如果一相的体积分数小于1／π时，该相将以棒状结构出现； 如果体积分数在 1/π~ ½ 之间时，两相均以片状结构出现。
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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而伸入液相中，通过搭桥 作用，落后的一相将被生长快的一相割成筛网状， 并最终发展成棒状组织。
T小平面 GD / v K2v w
T非非 K2v0.8 T非小 156 G0.41v0.5
G、v、D为温度梯度、长大速度和扩散 系 数其他为与合金性质有关的常数。
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图中分别为金属一金属共晶共生区和 金属一非金属共晶共生区以及在某一 合金成分Co时各组成相的长大速度与 温度的关系。 可以看出，右侧两图中三条曲线相互 间的交点将决定给定成分共晶共生区 的温度范围，如果将按上述方法获得 的不同成分的共生区温度范围连接起 来，就会得到该合金系共晶共生区的 全貌。 图中两个不同类型的共生区可以看 出，它们的差别在于在大的过冷度 下，金属一非金属共晶的生长被抑 制，取代它的是单相的金属相在富非 金属组元的合金中形成，其原因可以 理解为，共晶中的小晶面相长大时的 各向异性及晶体进行分枝，在过冷度 较大的情况下，在特定晶向上的长大 及分枝难以进行。
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(三)共晶组织的形成机理
（一） 非小晶面 — 非小晶面 共生共晶的形成
1. 层片状共晶组织的形核及长大 2.棒状共晶生长
（二） 非小晶面 — 小晶面共晶合金的结晶
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1. 层片状共晶组织的形核及长大
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
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二、 非平衡状态下的共晶共生区

非平衡凝固过程，由于共晶生长动力学因素的影响，共晶组织有 以下三种情况：
1) 共晶成分的合金，在冷速较快时， 不一定能得到100％的共晶组 织，而是得到亚共晶或过共晶 2）有些非共晶成分的合金在冷速较快时可以在TE以下温度得到100
％的共晶组织，该区域称之为共生区, 图中阴影区,即两条液相线
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共生区的概念与平衡图并不矛盾，在无限缓慢的 可以满意地解释非平衡结晶现象：如非共晶成分的合金可 有助于对共生生长和离异生长这两种不同共晶方 把平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程 冷却条件下，共生区退缩到共晶点 E，合金液即按平 以结晶成 100 ％的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而 3 、共生区的概念的意义 联系了起来； 式作进一步分析和探讨。 衡相图所示的规律进行结晶。
的延长线以下,对两相同时过冷,而结晶出偶合生长的共晶组织,称 为伪共晶,此区也称为 ；伪共晶区. 3)有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，既不出现100％的共晶组 织，也不出现初晶+共晶的情况，而是出现“离异共晶”。
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1、对称型共生区

两个组元熔点相近、
两条液相线基本对称、 两相长大速度基本相 同的非小晶面-非小 晶面合金，容易形成 对称型共生区。
第六章 多相合金的凝固