第四章 多相合金的凝固.ppt

金属凝固原理 非金属相的层片中心也形成凹袋，使非金属的层片在固液界面处产生分枝，分枝形成使其与另一层片相向生长，导致溶质原子扩散距离缩短，溶质富集减弱， ΔTe减小，生长温度提高。层片间距达到最小值λe。 层片相互背离长大时，由于溶质原子扩散距离的增加，将会在固液界面前沿造成较大的溶质富集，导致金属相的层片中心形成凹袋。溶质富集引起的过冷度ΔTe增加，生长温度减低，层片间距达到最大值λb。 P120-122 稳定的共晶生长，共晶层片间距在λb到λe之间变动。特别是分枝困难的共晶，其层片间距平均值是较大的。 相对生长的层片，曲率半径小的，其ΔTr值大，生长温度降低，生长停止，另一层片继续长大，使得层片间距变大。 * * 表面积小 表面积大 P118 P101 共晶中小平面相体积分数与溶解熵 A—规则层片 B—规则棒状 C—非规则分枝层片 D—紊乱层片 E—复杂规则结构 F—准规则结构 G—非规则丝状结构 随着Pb量的减少，即远离共晶成分（26%），共晶将由层片状逐渐转变为棒状。也就是说共晶中体积分数明显影响到共晶的组织结构。 但是片状共晶中两相间的位相关系要比棒状共晶中两相间位相关系强，因此，片状共晶中，片状共晶两相间界面能可能较低，此时，虽然一相的体积分数小于1/π，也会出现片状共晶而不是棒状共晶。 但是反过来，一相体积分数大于1/π时，不会出现棒状共晶情况。 平衡条件下，共晶反应只发生在固定成分合金下，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得100%共晶组织。 非平衡条件下，具有共晶型的合金，当快冷到两条液相线的延长线所包括的范围内时，即使是非共晶成分的合金，也可以获得100%的伪共晶组织。 图中阴影部分即为共晶共生区，共生区规定了共晶稳定生长的温度和成分范围，超过这个范围，组织将变为亚共晶或过共晶组织。 以共晶成分中心对称型共生区，只发生在共晶中两相的熔点相近的金属-金属体系中。 对于金属-非金属共晶，其共生区通常是非对称的，其相图上的共晶点靠近金属组元一方，共晶共生区偏向非金属一方。 Al-Si及Fe-C合金的共晶共生区属于此类。 可见，即使是共晶成分的合金，在快冷的条件下也是得不到共晶组织的。 随着β相长大，在β相附近的液相中有α析出，于是就形成了α相与β相的交替组织。共晶中两相交替生长并不意味着每一片都要单独形核，其长大是靠搭桥方式使得同类相的层片进行增殖。这样就可以由一个晶核长出一个共晶团，即共晶晶粒。 α相中间前沿液相富集B原子，而靠近α相边缘，B原子富集很小，α相与β相交界处，没有富集，此处液相成分为CE。（P108） 固液界面前沿溶质浓度不同，造成以共晶平衡温度TE为基准的不同的过冷度。即ΔTD为由浓度差带来的过冷度。 ΔTD=TE-TL∞=mL(CE-CL*) 式中：mL为液相线斜率， TL∞为具有无穷大曲率半径的固-液界面上平衡液相线温度。 在α相层片范围内，由于浓度差引起的过冷度ΔTD分布是抛物线型的。 在α相和β相交界处，成分仍为CE，则此处浓度差带来的过冷度ΔTD=0 共晶生长时固-液界面前沿成分变化及层片各处的曲率半径（层片间距较小） 由溶质浓度富集导致平衡凝固温度从TE变为TL∞ ΔTD为溶质浓度富集导致的过冷度。 ΔTr为层片曲率导致的过冷度。 ΔTr* r=常数 P109 P110 共晶生长时固-液界面前沿成分变化及层片各处的曲率半径（层片间距较大） 若共晶层片间距较大，由于横向扩散距离较长会造成片层中央的液相溶质浓度CL*较高。 CL*与α相平衡凝固温度TL∞ 的交点处的温度可能低于T*。 负曲率 层片规则共晶情况下，设α相与液相的接触部分为半圆柱体，由曲率半径所引起液相过冷度的改变ΔTr，由下式（由教材14页式2-21得到）表示： 可知ΔTr在α相与β相交界处最大，在α相中间处最小，甚至为负。这种晶体表面曲率半径的差别自动的调整了整个固液界面前沿液体的过冷度，使之完全一致，即 为常数 严格来说式2-21计算的曲率半径是不准确的，因为仅考虑了α相及其平衡的液相这一孤立体系，事实上在共晶凝固时，在α相和β相交界处是α相、β相、液相三者的平衡状态。在平衡条件下有： 即振幅随x值增加，快速衰减。 片间距过小时，由于相间面积增加，使界面能增大，将自动增大片间距。 片间距过大时，层片中间前沿的液相由于扩散距离较远，富集大量溶质原子，从而迫使这里的固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，直到这里产生另一相为止。事实上也就自动调整了层片间距。 金属-非金属结晶时，结晶形貌不同，是由于非金属与金属不同的长大机制所致。金属具有粗糙界面，长大是连续的，而且不具有晶体学择优取向；而非金属具有光滑界面，长大沿着某一晶面择优生长。因此金属-非金属