课件：第章合金的凝固.ppt

* “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。 层片状共晶的两种形核、长大方式示意图。 * 2、共生过程的协同生长 非小晶面向前生长只取决于热流方向及原子扩散。 * 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梯度，因此横向扩散速度比纵向大得多。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，齐头并进地向前生长。 * 3、片层距的调整 →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 * 4、胞状、树枝状共晶的形成（第三组元的影响） A、B两相每相排出第三组元的原子 无法横向扩散，只能向液体内部扩散 形成富集层（达到几百个层片厚度数量级） 在适当的工艺条件下 (如GL较小、R较大时)，界面前方液体产生成分过冷 导致界面形态的改变，形成胞状界面 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。 * 棒状共晶生长 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~ ? 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。 * 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在某一个相的固-液界面前沿富集（出现成分过冷），阻碍该相继续长大。而另一相长大速度相对较快，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。 * （二）非小晶面—小晶面共晶合金的结晶 由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，故这类共晶合金比非小晶面-非小晶面共晶合金具有更为复杂的组织形态变化，且对生长条件的变化也表现出高度的敏感。即使是同一种合金，在不同的条件下则能形成多种形态各异、性能悬殊的共生共晶甚至离异共晶组织。这类共晶合金最具有代表性的是 Fe-C 和 A1-Si 两种合金。 * 在高纯度Fe-C合金共晶凝固中，领先相石墨的外露面为（0001）基面，往往按螺旋位错生长机制垂直于基面按[000l]方向生长，从而形成球状石墨+奥氏体晕圈的离异共晶组织。 铸铁中石墨的共晶共生生长 * 在一般工业Fe-C合金中，由于氧、硫等第三组元杂质的影响，共晶石墨则以旋转孪晶生长机制沿[10T0] 方向生长，从而形成片状石墨结构的共生共晶组织。如果在工业铁液中加入微量的镁或铈等球化元素，也可得到球状石墨的离异共晶组织。 * 石墨生长的螺旋台阶 * 球状石墨的生长 * Al – Si 合金共生生长 当领先相 Si 以孪晶生长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的连续基体中分布着紊乱排列的板片状Si的两相混合体。 * 在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量变质元素，共晶生长中不断封锁共晶Si原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，使共晶Si不断分枝，粗片状共晶Si大大细化，并逐渐转变为纤维状共晶Si的组织。 * 5.5 包晶合金的凝固 Pt-Ag合金相图和包晶转变特征 a）Pt-Ag合金相图 b）包晶转变特征 * 包晶反应及其组织的形成 Ag-56.0%Zn纵截面凝固组织照片 (a) （a）v=1mm/min，固液界面处； （b）v=10mm/min，距固液界面处15mm处 * 亚包晶钢板坯表面纵裂纹的形成 板坯表面纵裂纹形貌（含碳量0.14%） * 图4-3 液相只有有限扩散凝固条件下溶质再分配 * 不等轴自由树枝晶（两维）生长过程的数值模拟。 纯镍等轴树枝晶长大过程的数值模拟 * 单向凝固时铸棒内溶质的分布 * a）变质前, b) 0.1%Sr变质后, c) 0.1%Sr变质后 x1000 x2000, x6000 图4-42 Al-Si 共晶合金 Sr 变质前后的共晶 Si 形态 * 搭桥式生核方式 彼此依附、交替生长的方式 * 本章小结 一、概念：溶质再分配、成分过冷 二、分析理解： 1.成分过冷对合金单相固溶体凝固界面前沿晶体的结晶形态有哪些影响？ 2. 共晶组织的分类、特点。