材料成形基本原理第6章 多相合金凝固

《材料成形基本原理》(3Ed-2016)普通高等教育“十二五”国家级规划教材课件编制:上篇祖方遒李萌盛下篇陈文琳合肥工业大学国家级精品课程国家级精品资源共享课合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程大部分合金存在着两个或两个以上的相，其凝固过程称为多相合金凝固。多相合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂，除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、包晶及偏晶反应等。本章以讨论共晶凝固为主，适当介绍包晶合金凝固。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程第一节共晶组织的分类与特点第二节规则共晶的凝固第三节共晶与枝晶相的竞争生长第四节非小平面-小平面非规则共晶的一般特征及形成机制第五节灰口铸铁的非规则共晶结晶第六节Al-Si合金的非规则共晶结晶第七节包晶凝固合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程规则共晶：非规则共晶金属—非金属，如:Fe-C,Al-Si共晶非金属—非金属，如:琥珀睛-茨醇共晶粗糙－粗糙界面粗糙—光滑界面光滑—光滑界面金属—金属，如:Pb-Sn，Ag-Cu层片状共晶部分金属—金属间化合物，如:Al-Al3Ni棒状共晶第一节共晶组织的分类与特点合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶 金属-金属共晶及金属-金属间化合物共晶多为第Ⅰ类共晶，此类共晶的两相按偶合方式进行“共生生长”，其典型的显微形态是有规则的层片状，或其中有一相为棒状，因此称为“规则共晶”。图5-1Pb-Sn层片状规则共晶（金属-金属）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程Al-Al2Cu层片状规则共晶平行于凝固方向垂直于凝固方向（金属-金属间化合物）（纤维状）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶 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Al-Si合金中的共晶Si（定向凝固）（金属-非金属）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程图5-5Mg-Mg2Sn非规则共晶（金属-金属间化合物）Al-Fe合金中的共晶Al3Fe（定向凝固）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶 非金属-非金属属于第Ⅲ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“非规则共晶”。两相非偶合生长形成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-六氯乙烷也存在例外而为规则合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程第二节规则共晶的凝固一、层片状共晶组织的形核过程二、层片状共晶的扩散耦合生长三、层片状共晶生长界面过冷度四、确定共晶片层距的最小过冷度准则五、棒状共晶生长合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程层片状共晶组织的形核过程 β相固溶体在α相球面上的析出 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 向前方及侧面的熔体中排出A组元原子 β相沿着α相的球面与侧面迅速铺展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合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程 “搭桥”方式：领先相 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 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。层片状共晶的两种形核、长大方式示意动画合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程层片状共晶的两种形核、长大方式示意动画相互依附交替形成“搭桥”方式合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程层片状共晶的扩散耦合生长因界面前溶质富集的振幅仅为，界面过冷度最大值为即界面生长温度接近平衡共晶温度。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，其厚度约层片状规则共晶生长的实际情况：固-液界面前横向扩散主导→溶质富集程度很低，边界层厚度很小，约富集程度高溶质边界层厚度102微米量级溶质边界层厚度100微米量级富集程度低横向扩散偶合生长哪些特征？合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程 总结 初级经济法重点总结下载党员个人总结TXt高中句型全总结.doc高中句型全总结.doc理论力学知识点总结pdf ——层片状规则共晶生长过程的主要特征： 界面前溶质横向扩散占主导(单相时垂直界面扩散为主)； 因两相偶合生长，其生长速度比单相生长情况下快； 相比于单相生长时很大的溶质富集程度(如“液相只有扩散”的C0/K0)，其溶质富集程度很小，最大仅为1/2(); 其界面前方溶质富集边界层厚度很小，约为片层距的一半，尺度为微米量级，而单相生长时相应厚度约——尺度为数百微米量级； 由上述原因可推论：其界面前方通常难以形成成分过冷； 生长界面温度接近平衡共晶温度，故规则共晶生长界面过冷度通常显著小于单相凝固界面过冷度。(也明显小于非规则共晶)进一步了解：“界面过冷度”合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程依据β相液相线及其延长线变化层片状共晶生长界面过冷度扩散场成分引起的过冷度界面温度等温面界面液相浓度界面液相线L降低升高定义为：为什么界面前如此分布？依据α相液相线及其延长线变化为什么？合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程垂直于交界面溶质横向扩散流量为:为简化及分析方便，通常确定共晶界面前平均扩散场成分引起的过冷度α相生长而排出到界面前的B原子流量：成分引起的平均过冷度transversediffusionrejection虽然界面前不同位置不一样合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程需要特别指出： 这里讨论的(共晶温度与界面处液相线之差)，并非属于成分过冷（成分过冷为界面及其前方液相线与实际温度之差）; 到此为止，尚未考虑一定片层距情况下的曲率效应对界面温度的影响。但从前面（图6-12）看到，曲率效应必然左右界面过冷度。层片状共晶界面曲率效应合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程其大小及方向决定了及片层的曲率(各处不同）层片状共晶界面曲率效应λ较小时相图λ=∞时的相图界面总过冷度为定值对应共晶生长界面液相线温度如图所示过冷度差值(图中阴影部分)必然由曲率过冷来补偿即：曲率致熔点下降假设曲率处处相等(取平均曲率)，则有：平均曲率过冷合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程确定共晶片层距的最小过冷度准则从纯数学角度，总过冷度与片层距关系非唯一解，即有很多组数据可满足上述关系式此即确定共晶片层距最小过冷度准则(极值准则)过冷度增大合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程 科研及生产实际表明：对于特定合金在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，但分散度并不大，其平均间距略高于。 研究表明，合金及条件一定时，共晶片层距处于一定范围：其下限为，而其上限却高于约20%。 若R增大，将会使图中线性关系的斜率绝对值增大，而R对曲线无影响。因此，R增大将使曲线的极值点位置左移，从而获得更小的共晶片层距。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程:取决于合金因素(K0、DL、m、成分等）R：取决于凝固条件，如：铸型冷却能力、铸件壁厚、凝固位置等；又如：定向凝固的抽拉速度、温梯:取决于界面张力或：看实例合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程R2=10R1R1生长方向Al-Cu共晶片层距与凝固速率R物理机制？合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程片层距调整物理机制(R增大） →此处B原子聚集而浓度升高 →α相在此处推进的速度变慢 →形成凹坑 →B原子扩散越发困难 →新的β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: α相片层中心处B原子扩散比α-β交界要困难得多合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程棒状共晶生长形成棒状共晶的一般条件： 若一相的体积分数小于1/π时，该相将以棒状结构出现； 若体积分数在1/π~½之间时，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着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程第三组元的影响 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。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程第三节共晶与枝晶相的竞争生长一、共晶生长界面的失稳二、偏离平衡相图的共晶共生区(Couple-Zone)三、离异生长及离异共晶上节介绍了层片状及棒状规则共晶 标准 excel标准偏差excel标准偏差函数exl标准差函数国标检验抽样标准表免费下载红头文件格式标准下载 的生长过程及其规律。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-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。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程共晶生长界面的失稳 仅一相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：偏离共晶成分的合金，GL/R较低条件下；两相同时失稳：合金中存在对α及β两相均为K0<<l的第三组元时(K0>>0情况类似)◆实际中可能出现两种情况的界面失稳：合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程单相界面失稳的情况分析：偏离共晶成分的液相过冷到Te以下进行共晶凝固，其TL总是高于Te，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，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λ/2），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。该过程为枝晶相与共晶的竞争生长。结果：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。注意：此处的单相树枝晶并非在共晶转变前形成的初生相。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程两相同时失稳的情况分析：当合金中存在对α及β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，厚度可能达到几百个层片数量级。在适当的工艺条件下(如GL较小、R较大时)，界面前方液体将形成成分过冷，导致界面失稳。结果：随着成分过冷程度的增大，类似于单相固溶体结晶的变化趋势：两相平行且共晶固液界面宏观平坦→胞状共晶界面(两相层片发生弯曲而形成扇形结构)→树枝状共晶→等轴共晶注意：上述胞状生长中，共晶两相仍以垂直于共晶固液界面。示例合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程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=28μm/s）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程工艺因素GL/R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：工艺因素GL减小、R增大，均会致共晶界面失稳NiAl–Mo共晶R↑:失稳转为胞状共晶R=2.2μm/SR=28μm/SR增大白亮色组织为α-Mo相黑色组织为金属间化合物NiAl相纤维状规则排列（间距3.0μm）失稳转为胞状共晶（间距1.0μm）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程工艺因素GL/R和熔体对流对共晶界面失稳的影响不同定向凝固速度下的对流效应对凝固界面及其组织的作用微管外：增大R致使对流加剧，导致不同部位成分差距显著，结果：成分偏离共晶成分大的位置出现单相失稳，规则共晶间出现了α-Al树枝晶预置微管Φ5.5mm微管内：因无对流，改变R并不改变凝固方式和形貌Φ0.8“液淬法”保留生长界面形貌，原液相液淬后为深色合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程根据平衡相图，共晶反应只发生在一个固定的成分，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得100％的共晶组织。如Pb-Sn合金在平衡凝固时，只有Pb-61.9Sn的共晶合金才能获得100％共晶组织。偏离平衡相图的共晶共生区(Couple-Zone)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）；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”。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程共生生长与共晶共生区概念CooperativeGrowth&CoupleZone) 共生生长：共晶生长过程，两相彼此交替相邻且具有共同的生长界面，通过界面前方液相中溶质横向偶合扩散，互相不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元，彼此协同向前的共晶生长方式。 共晶共生区：对应于相图上发生共晶共生生长的区域称为共晶共生区。 共晶共生区分为两类：对成型与非对成型合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程 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。 两个组元熔点相差较大，两条液相线不对称，共晶点往往偏向于低熔点组元一侧，容易形成对称型共生区。共生区由共晶点向高熔点组元一侧倾斜。(一般发生在接近GL=0的情况下)合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程共晶共生区的更深入认识根据枝晶相与共晶竞争生长的新认识，对于GL>0的情况下，则定向凝固条件下共生区如图所示的情形 对称型共生区形如砧斧状 共生区上部宽区域发生在低过冷度慢生长条件下，而下部区域对应于大过冷度的高速生长。 共生区中，随过冷度增大生长速率加快，共晶形态变化规律为：平面共生共晶→胞状共晶→树枝状共晶→等轴共晶 共生区之外两侧区域，则枝晶相与共晶竞争生长结果：α或β相枝晶+共生共晶对称型合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程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R的高低（共晶与单相枝晶的竞争分析）：非对称型原始成分C0合金最大类似推理：最大再次最大最大合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程由上述分析可知： 对于规则共晶的对称型共生区，共晶成分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； 然而，对于不规则共晶（具有小平面相）的合金系，大过冷度的快速生长时出现非对称型共生区，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处于共晶点的相一侧时，也可能形成相树枝晶。 须注意：图6-23表达的是当前凝固情况下熔体成分和界面过冷温度所处条件下的凝固规律； 图中“α树枝晶+共晶”及“β树枝晶+共晶”的区域，α或β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合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程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结晶成100％的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而得不到100％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，共生区退缩到共晶点E，合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程离异生长及离异共晶1、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3、“晕圈”离异共晶形成合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程1、离异生长与离异共晶的概念 在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况：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。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程2、“晶间偏析型”离异共晶 由系统本身的原因所引起：如果合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，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上继续长出，面把另一相单独留在枝晶间。 当一相大量析出，而另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶。 由另一相的生核困难所引起：合金偏离共晶成分，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另一相留在枝晶间。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程3、“晕圈型”离异共晶形成 两相性质差别较大的非小晶面—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“晕圈”。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程封闭型圈晕 如果领先相的固-液界面全部是慢生长面，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。球墨铸铁的共晶转变是其典例。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程非封闭型晕圈： 如果领先相的固—液界面是各向异性的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其快生长面仍能突破晕圈的包围并与熔体相接触，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共生方式进行偶合结晶。灰铸铁中的片状石墨与奥氏体的共生生长则属此类。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程非小平面-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变，共晶结晶方式在诸方面与规则共晶不同，其主要特征如下：（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；（3）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；（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；（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，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，恰恰是这类共晶合金可通过变质处理籍以改变其组织形态的基础。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程αβ粗糙界面光滑界面实验验证合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程灰口铸铁的非规则共晶结晶灰铸铁球铁相关概念: Fe-C相图上C%大于2.1%C左右的合金，具有“铁液→奥氏体+高碳相”共晶反应，统称为铸铁。 共晶高碳相为渗碳体或合金碳化物的一类铸铁称为白口铸铁; 而高碳相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，所形成有：片状石墨、蠕虫状石墨、球状石墨三类石墨形态从而有：灰铸铁蠕墨铸铁球墨铸铁三类灰口铸铁 奥氏体-石墨共晶的多种方式 灰铸铁的共晶（片状石墨+奥氏体）结晶 球墨铸铁的共晶（球状石墨+奥氏体）结晶合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程奥氏体-石墨(γ-G)共晶的多种方式凝固速度加快胞状方式定向结晶“偏离”、“汇聚”交替定向生长内生等轴共晶石墨晶体结构定向凝固：γ-G共晶方式及G形态随条件而变化合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程三类铸铁光学显微组织三种石墨的空间形貌非定向凝固通常铸造条件下合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程 领先相石墨以旋转孪晶生长机制垂直于棱柱面以[10T0]方向呈片状生长，而γ则以非封闭晕圈形式包围着G片（0001）基面,跟随着石墨片一起长大(偶合共生方式)。灰铸铁共晶结晶(片状石墨+奥氏体) 伸入液相的石墨片前端通过旋转孪晶的作用不断改变生长方向而发生弯曲，并不断分枝出新的石墨片。奥氏体则依靠石墨片[10T0]方向生长过程中在其周围形成的富Fe液层而迅速生长，并不断将石墨片的侧面包围起来。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程灰铸铁(未处理的工业铁水)S、O含量高G棱柱面暴露于铁液,其快生长特性得以发挥，石墨主要按方向推进呈片状生长。 因共晶团内G片的增厚主要依赖于C原子在固相γ内扩散而进行，其增厚速度受到严重制约，又因石墨基面本身的慢生长特性，故：V[0001]<<V共晶团内石墨空间形貌灰铸铁石墨呈片状的主要原因片状石墨形成热力学本质？合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程球墨铸铁的共晶结晶（球状石墨+奥氏体） 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：对于亚共晶球铁，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，TL~TE之间石墨球也独自在铁液中析出； “石墨球+奥氏体封闭晕圈”共晶生长直至凝固结束 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合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程S、O含量低G基面暴露于铁液，而棱柱面则相互贴合而湮没起来，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。Mg、Ce等球化处理或高纯度铁液看似单个的石墨球，实际上是由多个锥形石墨微晶呈辐射状组合而成的多晶体石墨球化的热力学本质 为γ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γ封闭晕圈球墨铸铁共晶结晶合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程 因小平面属性未变质Si晶体以唯一<112>晶向生长，当领先相Si以反射孪晶生长机理在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组织是在α-A1连续基体中分布着紊乱排列的板片状Si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Al-Si合金的非规则共晶结晶未变质Al-Si合金的共晶生长合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程未变质Na或Sr变质变质机制合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程杂质促发孪晶机制（IIT）：Na、Sr等微量变质元素，在Al-Si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，孪晶密度由0.4~1.0mm增为约0.005~0.1μm，使共晶Si不断分枝；变质后纤维共晶硅生长方向虽仍有<211>(面内生长)，却多为<110>(面内生长)及<001>(面外生长)纤维状共晶Si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Si合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程限制形核理论认为：变质元素抑制AlP作为Si异质形核的作用，且降低Si原子在熔体中的扩散系数，因此变质后的Al-Si合金共晶生长过冷度通常显著增大，共晶组织得以细化而起到变质效果。SiAlP1）共晶形核温度TN降低，再辉程度显著增大；2）因共晶平台温度TG降低，共晶生长过冷度增大；3）共晶凝固时间缩短。而P却产生与Sr完全相反的影响Sr变质的作用（从凝固热分析曲线看）：合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程变质与Al-Si合金共晶结晶动力学研究证实：无论是工业纯度还是高纯度Al-Si合金，变质处理降低共晶形核率，最终共晶团尺度显著增大，同时共晶团数目呈数量级减少。变质后Al-Si共晶团径向生长速率R显著增大，这与前述共晶凝固时间缩短现象相吻合。50μm1500μm由于R随时间起伏，即使在同一共晶团晶粒之内，不同部位的变质效果（共晶Si形态）也可能随时间及位置不同有明显区别。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程包晶凝固TypesofPeritecticPhaseDiagram合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程包晶合金的平衡凝固 亚包晶成分C0：温度降至TL以下时析出初生α相C0 T降至Tp以下开始包晶转变：α(Cα)+L(CL)→β(Cp) β相向α相及L相两侧生长：组元B自β-L界面向α-β界面扩散，组元A则自α-β界面向β-L界面扩散 β相渐增，直至L完全消失 Cp成分平衡组织为:单一β相 过包晶平衡组织为:β相+L包晶反应结束时： 亚包晶成分平衡组织为：β相及剩余初生α相合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程非完全包晶转变与包晶相的直接凝固 非完全包晶转变：包晶转变中，包晶相不断增厚，扩散距离越来越远，转变也越来越困难。因此，遵循相图完成平衡包晶转变往往相当费时，实际铸件凝固过程中，在有限时间内包晶转变很难充分进行，凝固完成后在包晶相中心通常存在着非平衡的初生相。 包晶相的直接凝固：由于凝固过程成分偏析，不但过包晶成分，甚至亚包晶成分的合金，在包晶温度线以下都可能剩有部分尚未发生包晶转变的液相。这部分液相将在温度下降过程中直接结晶为包晶相，即L→β。包括两种情况：一是依附于已形成的包晶相直接向液相中生长；二是包晶相也可能在液体中单独形核且独立生长。 当冷速很高时，L有可能完全过冷至Tp以下(尤其是过包晶成分)。这样，合金可以不发生包晶转变，而由液体直接凝固成为包晶相。合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程包晶转变组织复杂性(初生与包晶相竞争生长)由于初生与包晶两相生长过程中的竞争，随体系、成分及凝固条件的改变，可呈现不同的组织形态：（1）类似共晶转变出现层片状或纤维状的共生现象，其两相平行于凝固方向排列；（2）偶合交替分层的生长方式，其两相垂直于或近似垂直于凝固方向呈现交替的带状组织形貌；（3）呈非连续带状（其中一相呈岛状分层）组织形态。Pb-33at.%Bi定向凝固组织（G=27K/mm）包晶β相为白色Pb-33at.%Bi低速带状组织（R=0.563μm/s）合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十二五”国家级规划教材《材料成形基本原理》（第3版）国家级精品课程