7共晶相图及共晶系合金的凝固和组织
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金属合金只涉及前两类
2020/3/2
20
1.粗糙-粗糙界面共晶(金属-金属型共晶,规则共晶)
包括金属-金属共晶和金属-金属间化合物共晶 具有简单规则的组织形态:层片状,棒状或纤维状 影响成长形态的主要因素是热流方向和两组元在液体中的
互相扩散
层片状(Pb-Cd),×250
2020/3/2
2.一个二元共晶反应如下:
L WB 0.75
WB 0.15
WB 0.95
求(1)WB=0.50的合金凝固后,α初与(α+β)共晶的相对 量;α相与β相的相对量。
(2)若共晶反应后β初和(α+β)共晶各占一半,问该合金 成分如何:
2020/3/2
16
3.3 共晶组织及其形成机理
•Si相界面排出的Al浓度高,导致更大的成分过冷而加速Si的成长; •Al相界面较宽,排出的Si量少,成分过冷小,生长速度慢;而且当Al界面达到 一定宽度之后,从Si中排出的Al不能及时补充Al的表面,即Al中间部分出现凹 陷,落后于界面前沿;
•随成长而远离的Si晶枝前沿溶质多,成分 过冷大,达到一定间距(λ分支)时,产生 分支,以避免枝间距过大 •愈长愈接近的晶枝达到一定极限值时,Si 量耗尽就停止成长; •在每个共晶领域内的Si晶基本上都是连成 一个整体。
2020/3/2
初晶α
共晶(α+β)
8
x4共晶合金凝固过程及其组织
TE:LE→共晶(αC+βD) , TE以下:析出次晶
形核中心
一般铸造的共晶组织
2020/3/2
定向凝固层片状共晶 Ag-Cu共晶:
两相交替排列,组织较细密
9
初晶形态:取决于初晶相的固/液界面微观结构
Pb-70Sn的显微组织,500x
3.某些条件下产生不稳定的界面,形成初晶、 胞状晶或树枝状共晶。
2020/3/2
25
不稳定的界面 (a)单相不稳定性(偏离于共晶成分)
(b)两相不稳定性(第三组元的影响)
局部液体成分偏离共晶成分,两 共晶相之一从共晶界面单独长出去, 出现初晶加共晶的显微组织
Al-CuAl2共晶合金的纵截面 (a)胞状共晶组织;(b)树枝状共晶组织
3 共晶相图及共晶系合金的凝固和组织
3.1 相图分析 3.2 共晶系合金的平衡凝固和组织 3.3 共晶组织及其形成机理 3.4 共晶系合金的非平衡凝固和组织
2020/3/2
1
3.1共晶相图分析
两组元在固态部分溶解,形成有限的固溶体α和β,具有共晶转变 Ag-Cu、Pb-Sn、Al-Si、Al-Sn、Cd-Sn、Au-Pt……
第三组元被排出在两相界面前沿产生成分 过冷区,在某一临界G/R值下,如同固溶体合 金一样,也会产生胞状共晶或树枝状共晶
2020/3/2
26
2.粗糙-平滑界面共晶(金属-非金属型共晶,不 规则或复杂规则共晶)
主要指金属-非金属型共晶,如Fe-C系和Al-Si系两类共 晶,具有不规则或复杂规则的组织形态
来自百度文库
6
T2:共晶→αⅡ+βⅡ ,
β初→αⅡ= β初*(100-92)/100
T3,α和β的成分分别为F和G,相组成物的量发生变化, 但组织组成物的特征保持原样
2020/3/2
初晶β
共晶
7
x3亚共晶合金凝固过程及其组织
T1~T2:L→α初 , T2:L→共晶(α+β), T2~T3:析出次晶,可忽略不计。
蛛网状(Al-Si),×100
2020/3/2
骨骼状(Al-Ge),×500
Fe-C(石墨)共晶中的石墨晶体 a-电子扫描照片,显示石墨晶体互连;b-金相照片 19
共晶组织形态与固/液界面结构有关,按共晶两相 的固/液界面特性分成三类:
(1)粗糙-粗糙界面(即金属-金属型)共晶 (2)粗糙-平滑界面(即金属-非金属型)共晶 (3)平滑-平滑界面(非金属-非金属型)共晶
32
Al-Si系的伪共晶区歪斜于Si的一边,所以一般铸造的 共晶(甚至过共晶)合金获得亚共晶组织,过共晶合金 一定要过冷至伪共晶区才可获得全部共晶组织。
2020/3/2
Al-Si系的伪共晶区
(a)Al-Si系等轴成长时的伪共晶区; (b)过共晶AlSi合金的显微组织, ×200;
33
Al-Si系的晶粒细化
主要原因是由于非金属相晶体结构上的特性不同,使其 成长时具有明显的各向异性
针状(Al-Si),×100 螺旋状(Zn-MgZn2),×500 蛛网状(Al-Si),×100 骨骼状(Al-Ge),×500
2020/3/2
27
规则共晶界:两相排列整齐,凝固后的组织完全规则,层 片厚度仅受成长速度的影响
α、β反复的互相促进,交替 形核,形成相间排列的晶体
共晶凝固时的固/液界面的 平衡相浓度
2020/3/2
22
长大机理---以稳态的定向凝固为例:
α相界面的液体成分为k,β 相界面的液体成分为j,两相 间的横向浓度差为j-k
界面液体中的纵向浓度差为 k-e(或j-e),
横向浓度差大,横向扩散距 离很短,横向原子扩散强烈,
不规则共晶的界面:两相排列不齐,组织粗大,非金属相 位向各不相同,非金属相两枝间的平均间距大,两枝间的 间距差别也大
规则共晶界面
2020/3/2
Al-Si共晶成长形貌示意图
28
以Al-Si合金为例说明第二类共晶成长界面特性:
Al-Si系的共晶点含12.7%Si(重量),二者相互固溶度很少,Al相的 体积分数远大于Si相
MN
97.5 19
ME
61.9 1.9
W MN 100% 97.5 19 100% 54.6%
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13
III合金:亚共晶, Pb-50%Sn,
β II
2020/3/2
组织:α+共晶+βII
α+β
α
500x
14
VI合金:过共晶合金( Pb-70%Sn )
2020/3/2
10
共晶合金的性能
(1)有良好的流动性,能很好地填充铸模 (2)合金系中共晶的熔点最低,简化熔化和铸造工艺,降
低能源消耗和坩埚腐蚀 (3)利用定向凝固使共晶两相获得细而均匀的定向排列,
制造共晶复合材料
利用共晶熔点最低的特性配制各种易熔合金,如焊料、保 险丝材料:铅和锡的共晶熔点为183℃,若制成铅、锡和 铋三元共晶,其熔点降至96℃
远处液体浓度e
所以在同样条件下,共晶凝 固速度比单相溶体要快得多
j
k
j
k
j
2020/3/2
层状共晶成长时界面前沿的横向原子扩散
23
共晶的形核
一个共晶晶粒中的每一单片层并不都需要单独形核,各片 层间多半是通过搭桥连接起来
层片共晶形核和成长 (a)单独的α片;
(b)β相在α片上形核; (c)α相在片边缘搭桥分枝
线条
α和β的液相线: AE和BE线 α和β的固相线: AC和BD 共晶线CED:三相平衡LE→αC+βD, 自由度为零,温度和相成分都恒定 不变 固溶度线CF和DG:α和β固溶体的 溶解度随温度的降低而减少
Ag-Cu共晶相图
2020/3/2
2
相区
单相区:自由度ƒ=2 两相区:两相平衡,ƒ=1,温度和两相的成分固定一个参数,其它两
棒状
纤维状(Sn-Pb)(横截面),×150
21
形核机理---以稳态的定向凝固为例:
T2:α和β均达到过饱和要 形核析出
若α领先形核并成长,成分 为h,含B量比原液体e少, 剩余的B量被排出在界面近 旁的液体中,浓度达到k, 促使β相在α相上形核长大, 成分为i,
β相界面液体中的含A量变 至比k点更高的j点。含A量 较高的液体有利于析出α相
工业中最普遍的共晶型合金有铸铁和铝硅系铸造合金,以 及各种焊料合金
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11
Pb-Sn共晶系合金平衡凝固
I合金(Pb-10%Sn) 组织:α+βII
2020/3/2
500x
12
II合金:全部共晶组织
共晶温度时两相相对含量:
W
EN 100% 97.5 61.9 100% 45.4%
P点:T3时βⅡ成分
5
x2合金凝固过程(过共晶合金)
T1:L→β初, T2共晶反应: LE→αC+βD ,全部液体凝固完毕
凝固完毕后的组织为: β初晶+共晶, β初晶=E2/ED×100% 共晶=2D/ED×100%
相组成物的百分量: α =2D/CD×100% β =C2/CD×100%
2020/3/2
要获得纤维状细小的Si组织,可以通过以下方式: (1)合金从液态激冷(淬火)可获得纤维状Si组织; (2)工业上,加入少量Na、P或Sr进行变质处理获得细
小分支的Si纤维组织
Na的变质原理: 1. 阻止Si晶成长,促使其
产生更多细小分支; 2. 提高Al的界面过冷度,
加速Al成长; 3. 增加Si晶核形成数目。
个随之就固定不变,如T0温度α和β相的成分分别为k和h 三相区:为一条水平线
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3
3.2 共晶系合金的平衡凝固和组织
C点左边和D点右边的合金属于固溶体合金,与前述的固溶体合金 在固态继续冷却时不同
CD线中间的合金在凝固时均有共晶反应发生,属于共晶型合金 E点合金称为共晶合金,C-E之间的合金称为亚共晶合金,D-E之间
的合金称为过共晶合金
2020/3/2
4
x1合金凝固过程(固溶体合金)
T1~T2:L→α 初,
T2~T3:( α 初)
T3:α初→βⅡ , 晶界、 缺陷处
T3~T4:α和β分别沿CF 和DG变化。
2020/3/2
最终组织为α初和βⅡ
含量:
α初=4G/FG×100%
βⅡ =F4/FG×100%
相含量:?
β (α+β)
α II
组织:β + α II +共晶
500 x
15
例题:
1按下列数据,做出A-B二元共晶相图:
(1)TA>TB(TA,TB分别是A,B的熔点);
(2)
L WB 0.6
WB 0.15
WB 0.95
(3)B在A中的溶解度随温度下降而减少,室温时为
WB=0.03;A在B中的溶解度不变。
球团共晶形核和成长
(a)β相在α相上形核; (b)两相搭桥分枝成长; (c)球团成长前沿的分枝情况
2020/3/2
24
共晶的形貌
1.当共晶中一相的体积分数<30%时,主要形 成棒状共晶;若两相界面能各向异性较大时, 也可形成层片状共晶;
2.当共晶中一相的体积分数为30%~50%时,层 片状共晶;
过冷至伪共晶区,则获得 全部伪共晶组织
2020/3/2
对称型伪共晶区;
31
歪斜的伪共晶区:
两个相的结晶速率与过 冷度的关系差别很大,晶 体结构复杂和平滑界面的 相的成长速率随温度下降 而降低较快,伪共晶区歪 斜地偏向该相的一边:AlSi,Fe-C,Sn-Bi
粗糙-光滑界面系的歪斜型伪共晶区;
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过共过晶共Pb晶-SPbb的-S显b的微显组微织组织
1.粗糙界面: 一般呈树枝状,显微组织中表现 为各分枝的截面,呈不连续不规则的椭圆形,试 样表面恰好通过枝晶主轴时,显示出完整的枝晶 形貌,Ag-Cu合金α和β初晶皆呈树枝状
2.光滑界面:一般呈规则 的多边形,如方块、三角形, 针状或条状等
2020/3/2
(a)粗糙-粗糙界面系的对称型; (b)粗糙-平滑界面系的歪斜型
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30
伪共晶区形状由组成相的结晶动力学特性所决定
对称性伪共晶区:两个相的单独成长速率与过冷度的关系 差别不大,伪共晶区向共晶点下面两边呈对称性地扩大 Pb-Sn,Ag-Cu,Cd-Zn
非平衡凝固的亚(或过) 共晶合金的组织中,共晶 组织的量比平衡状态多
(a) 加钠盐变质后伪共晶区往右上移 (b)加钠变质后,过共晶合金缓冷也可获得伪共晶或亚
共晶组织 ×200
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34
2.非平衡共晶组织 在固溶度端点以外的合金,在非平衡凝固
2020/3/2
Al-Si共晶成长形貌示意图
29
3.4 共晶系合金的非平衡凝固和组织
实际冷却速度较快,使共晶系合金的凝固过程和显微组织与正常状态发生偏离
1.“伪共晶组织”:由
非共晶合金所获得的全部 共晶组织。
将形成全部共晶组 织的成分和温度范围称为 “伪共晶区”或“配对 区”,伪共晶区的成分范 围随过冷度增大而增宽
共晶组织的基本特征:两相交替排列 两相的形态多种多样:层片状、棒状(或带状)、纤维状
(或点状)、针状、螺旋状、蛛网状及骨骼状(枝状)等
层片状(cd-Sn),×250
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棒状
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共晶组织形态
纤维状(Al-Ni)(横截面),×150
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针状(Al-Si),×100
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螺旋状(Zn-MgZn2),×500
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1.粗糙-粗糙界面共晶(金属-金属型共晶,规则共晶)
包括金属-金属共晶和金属-金属间化合物共晶 具有简单规则的组织形态:层片状,棒状或纤维状 影响成长形态的主要因素是热流方向和两组元在液体中的
互相扩散
层片状(Pb-Cd),×250
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2.一个二元共晶反应如下:
L WB 0.75
WB 0.15
WB 0.95
求(1)WB=0.50的合金凝固后,α初与(α+β)共晶的相对 量;α相与β相的相对量。
(2)若共晶反应后β初和(α+β)共晶各占一半,问该合金 成分如何:
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3.3 共晶组织及其形成机理
•Si相界面排出的Al浓度高,导致更大的成分过冷而加速Si的成长; •Al相界面较宽,排出的Si量少,成分过冷小,生长速度慢;而且当Al界面达到 一定宽度之后,从Si中排出的Al不能及时补充Al的表面,即Al中间部分出现凹 陷,落后于界面前沿;
•随成长而远离的Si晶枝前沿溶质多,成分 过冷大,达到一定间距(λ分支)时,产生 分支,以避免枝间距过大 •愈长愈接近的晶枝达到一定极限值时,Si 量耗尽就停止成长; •在每个共晶领域内的Si晶基本上都是连成 一个整体。
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初晶α
共晶(α+β)
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x4共晶合金凝固过程及其组织
TE:LE→共晶(αC+βD) , TE以下:析出次晶
形核中心
一般铸造的共晶组织
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定向凝固层片状共晶 Ag-Cu共晶:
两相交替排列,组织较细密
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初晶形态:取决于初晶相的固/液界面微观结构
Pb-70Sn的显微组织,500x
3.某些条件下产生不稳定的界面,形成初晶、 胞状晶或树枝状共晶。
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25
不稳定的界面 (a)单相不稳定性(偏离于共晶成分)
(b)两相不稳定性(第三组元的影响)
局部液体成分偏离共晶成分,两 共晶相之一从共晶界面单独长出去, 出现初晶加共晶的显微组织
Al-CuAl2共晶合金的纵截面 (a)胞状共晶组织;(b)树枝状共晶组织
3 共晶相图及共晶系合金的凝固和组织
3.1 相图分析 3.2 共晶系合金的平衡凝固和组织 3.3 共晶组织及其形成机理 3.4 共晶系合金的非平衡凝固和组织
2020/3/2
1
3.1共晶相图分析
两组元在固态部分溶解,形成有限的固溶体α和β,具有共晶转变 Ag-Cu、Pb-Sn、Al-Si、Al-Sn、Cd-Sn、Au-Pt……
第三组元被排出在两相界面前沿产生成分 过冷区,在某一临界G/R值下,如同固溶体合 金一样,也会产生胞状共晶或树枝状共晶
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2.粗糙-平滑界面共晶(金属-非金属型共晶,不 规则或复杂规则共晶)
主要指金属-非金属型共晶,如Fe-C系和Al-Si系两类共 晶,具有不规则或复杂规则的组织形态
来自百度文库
6
T2:共晶→αⅡ+βⅡ ,
β初→αⅡ= β初*(100-92)/100
T3,α和β的成分分别为F和G,相组成物的量发生变化, 但组织组成物的特征保持原样
2020/3/2
初晶β
共晶
7
x3亚共晶合金凝固过程及其组织
T1~T2:L→α初 , T2:L→共晶(α+β), T2~T3:析出次晶,可忽略不计。
蛛网状(Al-Si),×100
2020/3/2
骨骼状(Al-Ge),×500
Fe-C(石墨)共晶中的石墨晶体 a-电子扫描照片,显示石墨晶体互连;b-金相照片 19
共晶组织形态与固/液界面结构有关,按共晶两相 的固/液界面特性分成三类:
(1)粗糙-粗糙界面(即金属-金属型)共晶 (2)粗糙-平滑界面(即金属-非金属型)共晶 (3)平滑-平滑界面(非金属-非金属型)共晶
32
Al-Si系的伪共晶区歪斜于Si的一边,所以一般铸造的 共晶(甚至过共晶)合金获得亚共晶组织,过共晶合金 一定要过冷至伪共晶区才可获得全部共晶组织。
2020/3/2
Al-Si系的伪共晶区
(a)Al-Si系等轴成长时的伪共晶区; (b)过共晶AlSi合金的显微组织, ×200;
33
Al-Si系的晶粒细化
主要原因是由于非金属相晶体结构上的特性不同,使其 成长时具有明显的各向异性
针状(Al-Si),×100 螺旋状(Zn-MgZn2),×500 蛛网状(Al-Si),×100 骨骼状(Al-Ge),×500
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规则共晶界:两相排列整齐,凝固后的组织完全规则,层 片厚度仅受成长速度的影响
α、β反复的互相促进,交替 形核,形成相间排列的晶体
共晶凝固时的固/液界面的 平衡相浓度
2020/3/2
22
长大机理---以稳态的定向凝固为例:
α相界面的液体成分为k,β 相界面的液体成分为j,两相 间的横向浓度差为j-k
界面液体中的纵向浓度差为 k-e(或j-e),
横向浓度差大,横向扩散距 离很短,横向原子扩散强烈,
不规则共晶的界面:两相排列不齐,组织粗大,非金属相 位向各不相同,非金属相两枝间的平均间距大,两枝间的 间距差别也大
规则共晶界面
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Al-Si共晶成长形貌示意图
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以Al-Si合金为例说明第二类共晶成长界面特性:
Al-Si系的共晶点含12.7%Si(重量),二者相互固溶度很少,Al相的 体积分数远大于Si相
MN
97.5 19
ME
61.9 1.9
W MN 100% 97.5 19 100% 54.6%
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III合金:亚共晶, Pb-50%Sn,
β II
2020/3/2
组织:α+共晶+βII
α+β
α
500x
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VI合金:过共晶合金( Pb-70%Sn )
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共晶合金的性能
(1)有良好的流动性,能很好地填充铸模 (2)合金系中共晶的熔点最低,简化熔化和铸造工艺,降
低能源消耗和坩埚腐蚀 (3)利用定向凝固使共晶两相获得细而均匀的定向排列,
制造共晶复合材料
利用共晶熔点最低的特性配制各种易熔合金,如焊料、保 险丝材料:铅和锡的共晶熔点为183℃,若制成铅、锡和 铋三元共晶,其熔点降至96℃
远处液体浓度e
所以在同样条件下,共晶凝 固速度比单相溶体要快得多
j
k
j
k
j
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层状共晶成长时界面前沿的横向原子扩散
23
共晶的形核
一个共晶晶粒中的每一单片层并不都需要单独形核,各片 层间多半是通过搭桥连接起来
层片共晶形核和成长 (a)单独的α片;
(b)β相在α片上形核; (c)α相在片边缘搭桥分枝
线条
α和β的液相线: AE和BE线 α和β的固相线: AC和BD 共晶线CED:三相平衡LE→αC+βD, 自由度为零,温度和相成分都恒定 不变 固溶度线CF和DG:α和β固溶体的 溶解度随温度的降低而减少
Ag-Cu共晶相图
2020/3/2
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相区
单相区:自由度ƒ=2 两相区:两相平衡,ƒ=1,温度和两相的成分固定一个参数,其它两
棒状
纤维状(Sn-Pb)(横截面),×150
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形核机理---以稳态的定向凝固为例:
T2:α和β均达到过饱和要 形核析出
若α领先形核并成长,成分 为h,含B量比原液体e少, 剩余的B量被排出在界面近 旁的液体中,浓度达到k, 促使β相在α相上形核长大, 成分为i,
β相界面液体中的含A量变 至比k点更高的j点。含A量 较高的液体有利于析出α相
工业中最普遍的共晶型合金有铸铁和铝硅系铸造合金,以 及各种焊料合金
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Pb-Sn共晶系合金平衡凝固
I合金(Pb-10%Sn) 组织:α+βII
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II合金:全部共晶组织
共晶温度时两相相对含量:
W
EN 100% 97.5 61.9 100% 45.4%
P点:T3时βⅡ成分
5
x2合金凝固过程(过共晶合金)
T1:L→β初, T2共晶反应: LE→αC+βD ,全部液体凝固完毕
凝固完毕后的组织为: β初晶+共晶, β初晶=E2/ED×100% 共晶=2D/ED×100%
相组成物的百分量: α =2D/CD×100% β =C2/CD×100%
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要获得纤维状细小的Si组织,可以通过以下方式: (1)合金从液态激冷(淬火)可获得纤维状Si组织; (2)工业上,加入少量Na、P或Sr进行变质处理获得细
小分支的Si纤维组织
Na的变质原理: 1. 阻止Si晶成长,促使其
产生更多细小分支; 2. 提高Al的界面过冷度,
加速Al成长; 3. 增加Si晶核形成数目。
个随之就固定不变,如T0温度α和β相的成分分别为k和h 三相区:为一条水平线
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3.2 共晶系合金的平衡凝固和组织
C点左边和D点右边的合金属于固溶体合金,与前述的固溶体合金 在固态继续冷却时不同
CD线中间的合金在凝固时均有共晶反应发生,属于共晶型合金 E点合金称为共晶合金,C-E之间的合金称为亚共晶合金,D-E之间
的合金称为过共晶合金
2020/3/2
4
x1合金凝固过程(固溶体合金)
T1~T2:L→α 初,
T2~T3:( α 初)
T3:α初→βⅡ , 晶界、 缺陷处
T3~T4:α和β分别沿CF 和DG变化。
2020/3/2
最终组织为α初和βⅡ
含量:
α初=4G/FG×100%
βⅡ =F4/FG×100%
相含量:?
β (α+β)
α II
组织:β + α II +共晶
500 x
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例题:
1按下列数据,做出A-B二元共晶相图:
(1)TA>TB(TA,TB分别是A,B的熔点);
(2)
L WB 0.6
WB 0.15
WB 0.95
(3)B在A中的溶解度随温度下降而减少,室温时为
WB=0.03;A在B中的溶解度不变。
球团共晶形核和成长
(a)β相在α相上形核; (b)两相搭桥分枝成长; (c)球团成长前沿的分枝情况
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共晶的形貌
1.当共晶中一相的体积分数<30%时,主要形 成棒状共晶;若两相界面能各向异性较大时, 也可形成层片状共晶;
2.当共晶中一相的体积分数为30%~50%时,层 片状共晶;
过冷至伪共晶区,则获得 全部伪共晶组织
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对称型伪共晶区;
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歪斜的伪共晶区:
两个相的结晶速率与过 冷度的关系差别很大,晶 体结构复杂和平滑界面的 相的成长速率随温度下降 而降低较快,伪共晶区歪 斜地偏向该相的一边:AlSi,Fe-C,Sn-Bi
粗糙-光滑界面系的歪斜型伪共晶区;
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过共过晶共Pb晶-SPbb的-S显b的微显组微织组织
1.粗糙界面: 一般呈树枝状,显微组织中表现 为各分枝的截面,呈不连续不规则的椭圆形,试 样表面恰好通过枝晶主轴时,显示出完整的枝晶 形貌,Ag-Cu合金α和β初晶皆呈树枝状
2.光滑界面:一般呈规则 的多边形,如方块、三角形, 针状或条状等
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(a)粗糙-粗糙界面系的对称型; (b)粗糙-平滑界面系的歪斜型
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伪共晶区形状由组成相的结晶动力学特性所决定
对称性伪共晶区:两个相的单独成长速率与过冷度的关系 差别不大,伪共晶区向共晶点下面两边呈对称性地扩大 Pb-Sn,Ag-Cu,Cd-Zn
非平衡凝固的亚(或过) 共晶合金的组织中,共晶 组织的量比平衡状态多
(a) 加钠盐变质后伪共晶区往右上移 (b)加钠变质后,过共晶合金缓冷也可获得伪共晶或亚
共晶组织 ×200
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2.非平衡共晶组织 在固溶度端点以外的合金,在非平衡凝固
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Al-Si共晶成长形貌示意图
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3.4 共晶系合金的非平衡凝固和组织
实际冷却速度较快,使共晶系合金的凝固过程和显微组织与正常状态发生偏离
1.“伪共晶组织”:由
非共晶合金所获得的全部 共晶组织。
将形成全部共晶组 织的成分和温度范围称为 “伪共晶区”或“配对 区”,伪共晶区的成分范 围随过冷度增大而增宽
共晶组织的基本特征:两相交替排列 两相的形态多种多样:层片状、棒状(或带状)、纤维状
(或点状)、针状、螺旋状、蛛网状及骨骼状(枝状)等
层片状(cd-Sn),×250
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棒状
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共晶组织形态
纤维状(Al-Ni)(横截面),×150
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针状(Al-Si),×100
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螺旋状(Zn-MgZn2),×500