第四章材料成形基本原理课件

1、合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理第一节第一节 凝固过程溶质再分配凝固过程溶质再分配第二节第二节 合金凝固界面前沿的成分过冷合金凝固界面前沿的成分过冷第三节第三节 “ “成分过冷成分过冷”对合金单相固溶体结对合金单相固溶体结晶形态的影响晶形态的影响第四节第四节 共晶合金的凝固共晶合金的凝固合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理第一

2、节第一节 凝固过程溶质再分配凝固过程溶质再分配一、平衡凝固一、平衡凝固二、液相充分混合均匀二、液相充分混合均匀三、液相只有有限扩散三、液相只有有限扩散四、液相中部分混合（有对流作用）四、液相中部分混合（有对流作用） 以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理 平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应

3、温度的平衡成分，平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分即固、液相中成分均能及时充分扩散均匀扩散均匀。开始开始（ T=TL）时：时： CS = K0C0 CL= C0一、平衡凝固条件下的溶质再分配一、平衡凝固条件下的溶质再分配凝固过程凝固过程( ( T = T* ) )中，固中，固- -液界面上成分为：液界面上成分为：sCCSLLCC 固、液相质量分数固、液相质量分数 fs 、fL与固液相成分间关系式：与固液相成分间关系式： 1)(0LSLLSffCfCfCSSSfKCKC)1(1000 凝固终了时，固相成分均匀地为凝固终了时，固相成分均匀

4、地为: CS = C0合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理二、液相充分混合均匀时的溶质再分配二、液相充分混合均匀时的溶质再分配该情况下溶质在固相中没有扩散，而该情况下溶质在固相中没有扩散，而在液相中充分混合均匀在液相中充分混合均匀。起始凝固时与平衡凝固时相同：起始凝固时与平衡凝固时相同：C S = K 0C 0 ，C L = C 0)1(000)1 (KSSfCKC)1(00KLLfCC凝固过程中固液界面上的成凝固过程中固液界面上的成分为（分为（Scheil公式公式 ）：LssSLCdfdfCC

5、)1 ()(*因因接着凝固时由于固相中无扩散，接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由成分沿斜线由K0C0逐渐上升。逐渐上升。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理随着固相分数（随着固相分数（fS）增加，凝固界）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。衡的要低。当温度达到平衡的固相线时，势必当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相（杠杆原理），仍保留一定的液相（杠杆原理），甚至达到共晶温

6、度甚至达到共晶温度TE时仍有液相存时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组度下将在凝固末端形成部分共晶组织。织。 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理11000 xeKKCCLDRL凝固凝固稳定状稳定状态态阶段富集阶段富集层溶质分布层溶质分布规律（指数规律（指数衰减曲线）：衰减曲线）：三、液相只有有限扩散时的溶质再分配三、液相只有有限扩散时的溶质再分配凝固过程分为三个阶段：凝固过程分为三个阶段： 最初过渡区最初过渡区 稳定态区稳定态区

7、 最后过渡区最后过渡区 当当 时，时，CL(x)C0降到降到:称为溶质富集层的称为溶质富集层的“特征距离特征距离”。RDxLeKC1)11(00X 特征距离特征距离合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理曲线的形状受凝固速度曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数、溶质在液相中的扩散系数DL、分配、分配常数常数K0影响，影响，R越大，越大，DL越小，越小，K0越小，则在固越小，则在固-液界面前沿液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。溶质富集越严重，曲线越陡峭。 另外，最初过渡区的长度取决于另外

8、，最初过渡区的长度取决于K0、R、DL的值，的值，K0越大、越大、R越大或越大或DL越小，则最初过渡区越短；最后过渡区长度比最初越小，则最初过渡区越短；最后过渡区长度比最初过渡区的要小得多，与溶质富集层的过渡区的要小得多，与溶质富集层的“特征距离特征距离”的数量级相的数量级相同。同。 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理四、四、液相中部分混合液相中部分混合时的溶质再分配时的溶质再分配 在部分混合情况下，固在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界液界面处的液相中存在一扩散边界层，在层，

9、在边界层内只靠扩散传质边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在（静止无对流），在边界层以外边界层以外的液相因有对流作用的液相因有对流作用成分得以保持均一成分得以保持均一。 液相充分大时边界层宽度液相充分大时边界层宽度 N 内任意一点内任意一点x液相成分液相成分 ：当液相不是充分大当液相不是充分大 时：时：NLLDRXDRLLeeCCCC11100NLDRXDRLLLLeeCCCC111液相部分混合达稳态时液相部分混合达稳态时C*s及及C*L值：值：NLDRLeKKCC)1(000NLDRSeKKKCC)1(0000合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“

10、十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理令令 为有效分配系数，为有效分配系数， KE 与与K0 的关系：的关系：0CCKSENLDREeKKKK)1(000 KE = K0 ：发生在：发生在 1 时（见式时（见式4-6），即慢生长速度和最大的），即慢生长速度和最大的搅动对流，搅动对流，N 很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。 KE =1：发生在：发生在 1 时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，N 很大的情况，这相当于液相只有扩散时的情况。很大的情况，这相当于液相只有扩散时的情况。 K0

11、KE1：相当于液相部分混合：相当于液相部分混合(有对流有对流)的情况，工程中常在该范围。的情况，工程中常在该范围。 四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。LNDRLNDR合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理第二节第二节 合金凝固界面前沿的成分过冷合金凝固界面前沿的成分过冷一、一、“成分过冷成分过冷”条件和判据条件和判据二、二、“成分过冷成分过冷”的过冷度的过冷度合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家

12、级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理一、一、“成分过冷成分过冷”条件和判据条件和判据 “成分过冷成分过冷”的形成条件的形成条件分析分析 （K01 情况下情况下) ： 界面前沿形成溶质富集层界面前沿形成溶质富集层 液相线温度液相线温度TL(x)随随x增大上升增大上升 当当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）（界面前沿液相的实际温度梯度）小于液相线的斜率时，即小于液相线的斜率时，即: 出现出现“成分过冷成分过冷” 。a)C%CL*=C0/k0CS=C0mLTSTMCL(X)b)XXC0CL*CS*Ti界面界面c)C%T成分过冷 区T2实 际T1实 际TL(X)0)(xLLxxTG00011)

13、(xDRLmLLeKKCmTxT合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理液相中只有有限扩散时形成液相中只有有限扩散时形成“成分过冷成分过冷”的判的判据据液相部分混合时形成液相部分混合时形成“成分过冷成分过冷”的判据的判据 000L)1 (RG KKDCmLLNLDRLLLeKKDCm00L11RG 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理 由判据由判据 可见，下列条件有助于形成可见，下列条件有助于形成“成

14、分过冷成分过冷”： 液相中温度梯度小（液相中温度梯度小（G L小）；小）； 晶体生长速度快，晶体生长速度快，R大；大； m L大，即陡的液相线斜率；大，即陡的液相线斜率； 原始成分浓度高，原始成分浓度高，C 0大；大； 液相中溶质扩散系数液相中溶质扩散系数 D L低；低； K 01 时，时，K 0 小；小；K 01 时，时，K 0 大大000L)1 (RG KKDCmLL工艺因素工艺因素材料因素材料因素合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理二、二、“成分过冷成分过冷”的过冷度的过冷度 以液相只有扩

15、散的情况为例：以液相只有扩散的情况为例： “成分过冷成分过冷”区的最大过冷度：区的最大过冷度：“成分过冷成分过冷”出现的区域宽度：出现的区域宽度： )1 (ln1 )1 (000000maxKDGKCmRRDGKKCmTLLLLLL20020)1 (22XRkCmGDkRDLLL合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理第三节第三节 “成分过冷成分过冷”对合金单相固溶体对合金单相固溶体结晶形态的影响结晶形态的影响一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响二、二、“

16、成分过冷成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律对合金固溶体晶体形貌的影响规律三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长五、自由树枝晶的生长五、自由树枝晶的生长六、枝晶间距六、枝晶间距合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响一、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响纯金属液相在正温度梯度的区域内晶体生长的凝固界面通纯金属液相在正温度梯度的区域内晶体生长的凝固

17、界面通常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度Tm，过冷度，过冷度Tk 提供凝固所必须的动力学驱动力，称为提供凝固所必须的动力学驱动力，称为“动力学过冷动力学过冷” 。 TkTm界 面LSGLGS 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于T k 的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过的过冷度。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过冷称为冷称为“热过冷热过冷

18、” 。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。界面 T m - T kLSGLGS 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理二、二、“成分过冷成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规对合金固溶体晶体形貌的影响规律律随随“成分过冷成分过冷”程度增大，固程度增大，固溶体生长方式：溶体生长方式： 平面晶平面晶 胞状晶胞状晶 胞状树枝晶胞状树枝晶(柱状树枝晶柱状树枝晶) 内部等轴晶内部等轴晶(自由树枝晶自由树枝晶) 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学

19、院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理GL/R值保持不变值保持不变（相对较小时）（相对较小时）铸造生产中常使用的晶体形貌控制图铸造生产中常使用的晶体形貌控制图适合生产单晶涡轮叶适合生产单晶涡轮叶片的凝固条件区域片的凝固条件区域急冷凝固条件区域急冷凝固条件区域（kE将趋近于1）常规铸造中，固相生常规铸造中，固相生长条件随时间的变化长条件随时间的变化GL/R值保持不变值保持不变（相对较大时）（相对较大时）合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理三、成分过冷作用下的胞状

20、组织的形成及其形貌三、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌胞状界面的成分过冷区的宽度约在胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一一0.1cm之间，随着成分过之间，随着成分过冷的增大，发生：冷的增大，发生： 沟沟 槽槽不规则的胞状界面不规则的胞状界面狭长的胞状界面狭长的胞状界面规则胞状态规则胞状态胞状晶的生长方向垂直于固胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体学液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成

21、形基本原理四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长四、较宽成分过冷作用下的枝晶生长 随界面前成分过冷区逐渐加宽随界面前成分过冷区逐渐加宽胞晶凸起伸向熔体更远处胞晶凸起伸向熔体更远处胞状晶择优方向生长胞状晶择优方向生长胞状晶的横断面出现凸缘胞状晶的横断面出现凸缘短小的锯齿状短小的锯齿状“二次枝晶二次枝晶” （胞状树枝晶）（胞状树枝晶）在成分过冷区足够大时，二次枝在成分过冷区足够大时，二次枝晶上长出晶上长出“三次枝晶三次枝晶” （动画）（动画）合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理五、自由树枝晶的生长五、自由

22、树枝晶的生长1、自由树枝晶形成条件、自由树枝晶形成条件2、为什么成为树枝晶的形态、为什么成为树枝晶的形态3、“外生生长外生生长”与与“内生生长内生生长”的概念的概念合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理1、自由树枝晶形成条件、自由树枝晶形成条件界面前成分过冷的极大值大于熔体中非均界面前成分过冷的极大值大于熔体中非均质形核所需的过冷度时，质形核所需的过冷度时，在柱状枝晶生长在柱状枝晶生长的同时，前方的同时，前方熔体内发生非均质形核熔体内发生非均质形核过程，过程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了方向并

23、在过冷熔体中的自由生长，形成了方向各异的等轴晶（各异的等轴晶（自由树枝晶自由树枝晶）。）。 l 等轴枝晶的存在阻止了柱等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程向液体内部推进的过程。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理2、为什么成为树枝晶的形态、为什么成为树枝晶的形态晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的面晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的面是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能

24、大的晶面。是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝晶。晶。方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有清方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有清晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平衡态近晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平衡态近乎球形乎球形 。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理3、“外生生长外生生长”与与“内生生长内生生长”的概念的概念晶体自型壁生核，然后由外向内单向

25、延伸的生晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为长方式，称为“外生生长外生生长”。平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。生生长。等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长内生生长”。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理六、枝晶间距六、枝晶间距枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是树枝晶组它是树枝晶组织细化程度的表征。实际中，枝晶间距采用金相法测得统织

26、细化程度的表征。实际中，枝晶间距采用金相法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距计平均值，通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距d1、和二次分枝间距和二次分枝间距 d2 两种。两种。材料性能好材料性能好热裂纹倾向小热裂纹倾向小且分散且分散显微缩松、夹杂物细小显微缩松、夹杂物细小成分趋于均匀化成分趋于均匀化细晶强化效果显著细晶强化效果显著枝晶间距小枝晶间距小合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理 枝晶间距的预测枝晶间距的预测一次臂间距一次臂间距d1的表达式：的表达式： 二次臂枝晶间距

27、二次臂枝晶间距d2的表达式：的表达式： 210001)1(RGDKCmadLLL2141)1(6401LLLGRCKDmd冈本平冈本平 Hunt J.D R与与GL的乘积相当于冷却速度（的乘积相当于冷却速度（oC/sec）。）。冷却速度大，二次臂枝晶间距冷却速度大，二次臂枝晶间距d2越小越小。微量变质元素（如稀土）影响合金微量变质元素（如稀土）影响合金CL、k0、slsl，也可使二次臂枝晶间距，也可使二次臂枝晶间距d2减小。减小。31)(2LSGRTAdTS 非平衡凝固的温度区间，非平衡凝固的温度区间，A 与合金性质相关的常数与合金性质相关的常数合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材

28、料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理第四节第四节 共晶合金的凝固共晶合金的凝固 大部分合金存在着两个或两个以上的相，多相大部分合金存在着两个或两个以上的相，多相合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂。本节合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂。本节讨论最为普遍的共晶合金凝固方式及组织。讨论最为普遍的共晶合金凝固方式及组织。一、一、 共晶组织的分类及特点共晶组织的分类及特点二、二、 共晶组织的形成机理共晶组织的形成机理合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本

29、原理一、共晶组织的分类及特点一、共晶组织的分类及特点（一）（一） 规则共晶与非规则共晶规则共晶与非规则共晶（二）（二） 非平衡状态下的共晶共生区非平衡状态下的共晶共生区（三）（三） 离异生长及离异共晶离异生长及离异共晶合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理（一）（一） 规则共晶与非规则共晶规则共晶与非规则共晶规则共晶：规则共晶：金属金属金属，金属，如如: Pb-Sn ，Ag-Cu层片状共晶层片状共晶 金属金属金属间化合物金属间化合物，如如: Al-AlAl-Al3 3NiNi棒状共晶棒状共晶 非规

30、则非规则共晶共晶金属金属非金属，非金属，如如: Fe-C , Al-Si 共晶共晶非金属非金属非金属，非金属，如如: 琥珀睛琥珀睛-茨醇共晶茨醇共晶 粗糙粗糙界面粗糙粗糙界面粗糙粗糙光滑界面光滑界面光滑光滑光滑界面光滑界面合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理粗糙粗糙- -粗糙界面（非小晶面粗糙界面（非小晶面- -非小晶面）共晶非小晶面）共晶金属金属-金属金属共晶及共晶及金属金属-金属间化合物金属间化合物共晶多为第共晶多为第类共晶，类共晶，其典型的显微形态是其典型的显微形态是有规则的层片状有规则的

31、层片状，或其中，或其中有一相为棒有一相为棒状状，因此称为，因此称为“规则共晶规则共晶”。规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生长，两规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生长，两相前方的液体区域中存在溶质的运动。这种长大方式称之相前方的液体区域中存在溶质的运动。这种长大方式称之为为“共生生长共生生长”。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理图图4-23 Pb-Sn层片状共晶层片状共晶平行于凝固方向平行于凝固方向垂直于凝固方向垂直于凝固方向合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料

32、科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理粗糙粗糙-光滑界面（非小晶面光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶小晶面）共晶 金属金属-非金属共晶属于第非金属共晶属于第类共晶体，长大过程往类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的往仍是相互偶合的“共生共生”长大长大，但由于小晶面相，但由于小晶面相（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，且对凝（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，且对凝固条件（如杂质元素或变质元素）十分敏感，容易固条件（如杂质元素或变质元素）十分敏感，容易发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无规则，属于发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无规则，属于“不规则共

33、晶不规则共晶”。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理Al-Si共晶合金组织长大过程的数值模拟共晶合金组织长大过程的数值模拟 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理光滑光滑-光滑界面（小晶面光滑界面（小晶面-小晶面）共晶小晶面）共晶非金属非金属-非金属属于第非金属属于第类共晶体，长大过程不再是偶合的。所得类共晶体，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，也属于到的组织为两相的不规则混合

34、物，也属于“不规则共晶不规则共晶”。 图4-26 两相非偶合生长形成不规则共晶 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 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理 根据平衡相图，共晶反根据平衡相图，共晶反应只发生在一个固定的成应只发生在一个固定的成分，任何偏离这一成分的分，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得合金凝固后都不能获得100100的共晶组织。如的共晶组织。如Pb-Pb-SnSn合金在平衡凝固时，只合金在平衡凝固时，只有有Pb-61.9S

35、nPb-61.9Sn的共晶合金的共晶合金才能获得才能获得100100共晶组织。共晶组织。（二）（二） 非平衡状态下的共晶共生区非平衡状态下的共晶共生区非平衡凝固过程，由于非平衡凝固过程，由于共晶生长动力学因素的共晶生长动力学因素的影响，共晶组织有以下影响，共晶组织有以下三种情况：三种情况： 1) 共晶成分的合金共晶成分的合金，在在冷速较快冷速较快时，时， 不一定不一定能得到能得到100的共晶组织，的共晶组织，而是得到而是得到亚共晶或过共亚共晶或过共晶晶；2）有些）有些非共晶成分的合非共晶成分的合金金在在冷速较快冷速较快时可以在时可以在TE以下温度得到以下温度得到100的共晶的共晶组织，该区域称

36、组织，该区域称之为之为共生区共生区（图中阴影（图中阴影区）区） ；3）有些）有些非共晶成分的合金非共晶成分的合金，在在一定冷速一定冷速下，既不出现下，既不出现100的共晶组织，也不出的共晶组织，也不出现初晶现初晶+共晶的情况，而是共晶的情况，而是出现出现“离异共晶离异共晶”。共晶凝固合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理1 1、“对称型共生区对称型共生区” ” 2 2、“非对称型共生区非对称型共生区”3 3、共生区的概念的意义、共生区的概念的意义合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科

37、学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理1、“对称型共生区对称型共生区”两个组元熔点相近、两条两个组元熔点相近、两条液相线基本对称、两相长液相线基本对称、两相长大速度基本相同的非小晶大速度基本相同的非小晶面面-非小晶面合金，容易形非小晶面合金，容易形成对称型共生区。成对称型共生区。 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理2、“非对称型共生区非对称型共生区” 当两个组元熔点相差较大，当两个组元熔点相差较大，两条液相线不对称时，共晶点往两条液相线不对称时，共

38、晶点往往偏向于低熔点组元一侧，而共往偏向于低熔点组元一侧，而共生区则由共晶点向高熔点组元一生区则由共晶点向高熔点组元一侧倾斜。侧倾斜。原因：由于浓度起伏和扩散的原因：由于浓度起伏和扩散的原因，共晶成分附近的低熔点原因，共晶成分附近的低熔点相在非平衡结晶条件下较高熔相在非平衡结晶条件下较高熔点相更易于析出，其生长速度点相更易于析出，其生长速度也更快。因此结晶时往往容易也更快。因此结晶时往往容易出现低熔点组元一侧的初生相。出现低熔点组元一侧的初生相。为了满足共生生长所需的基本为了满足共生生长所需的基本条件，就需要合金液在含有更条件，就需要合金液在含有更多高熔点组元成分的条件下进多高熔点组元成分的条

39、件下进行共晶转变。行共晶转变。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理3、共生区的概念的意义、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；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可以结晶成100的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而得不到而得不到100共晶组织；共晶组织； 有助于对共生生长和离异生长这两种不同共晶方式作

40、进一有助于对共生生长和离异生长这两种不同共晶方式作进一步分析和探讨。步分析和探讨。 共生区的概念与平衡图并不矛盾，在无限缓慢的冷却条件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，合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶。进行结晶。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理（三）（三） 离异生长及离异共晶离异生长及离异共晶1 1、离异生长与离异共晶的概念、离异生长与离异共晶的概念 2. 2. 晶间偏析型离异共晶的形成晶间偏析

41、型离异共晶的形成3 3、“晕圈晕圈”离异共晶形成离异共晶形成合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理1、离异生长与离异共晶的概念、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：在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况：共晶两相共晶两相没有共同的生长界面没有共同的生长界面，它们各自以不同的速，它们各自以不同的速度独立生长，即度独立生长，即两相的析出在时间上和空间上都是两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的彼此分离的，因而形成的组织没有共生共晶的特征。，因而形成的组织

42、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。的组织称离异共晶。离异共晶分离异共晶分“晶间偏析型晶间偏析型”和和“晕圈型晕圈型”两种类型。两种类型。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理2、“晶间偏析型晶间偏析型”离异共晶离异共晶由系统本身的原因所引起由系统本身的原因所引起：如果合：如果合金成分偏离共晶点很远，初晶相长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，得很大，共晶成分的残留液体很少，

43、类似于薄膜分布于枝晶之间。当共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上继续长出，面把另一相单独留在枝晶间。枝晶间。l由另一相的生核困难所引起由另一相的生核困难所引起：合金：合金偏离共晶成分，初晶相长得较大，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出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。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合肥工业大学材料科学与工程学院制

44、作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理3、“晕圈型晕圈型”离异共晶形成离异共晶形成 两相性质差别较大的非小晶面两相性质差别较大的非小晶面小晶面共晶合金中能更经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，此外围层称为外围层的情况，此外围层称为“晕圈晕圈”。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材

45、料成形基本原理封闭型圈晕封闭型圈晕 如果领先相的固如果领先相的固-液界面全部是慢液界面全部是慢生长面，会被快速生长的第二相晕圈生长面，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，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共晶组织。球墨铸铁的共晶转变是其典例。典例。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业

46、大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理 如果领先相的如果领先相的固固液界面是各液界面是各向异性向异性的，第二相只能将其慢生的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其长面包围住，而其快生长面仍能快生长面仍能突破晕圈的包围突破晕圈的包围并与熔体相接触，并与熔体相接触，则晕圈是不完整的。这时两相仍则晕圈是不完整的。这时两相仍能组成共同的生长界面而以能组成共同的生长界面而以共生共生方式进行偶合结晶方式进行偶合结晶。灰铸铁中的。灰铸铁中的片状石墨与奥氏体的共生生长则片状石墨与奥氏体的共生生长则属此类。属此类。 合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业

47、大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理二、二、 共晶组织的形成机理共晶组织的形成机理（一）（一） 非小晶面非小晶面 非小晶面非小晶面 共生共晶的形成共生共晶的形成（二）（二） 非小晶面非小晶面 小晶面小晶面 共晶合金的结晶共晶合金的结晶合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理（一）非小晶面（一）非小晶面非小晶面共生共晶的形成非小晶面共生共晶的形成 层片状共晶组织的形核及长大层片状共晶组织的形核及长大 棒状共晶生长棒状共晶生长合肥工业大学材料科学

48、与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理层片状共晶组织的形核及长大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，讨论层片状共晶组织生共晶组织。现以球状共晶团为例，讨论层片状共晶组织的形成过程。的形成过程。1 1、层片状共晶生核过程及、层片状共晶生核过程及“搭桥搭桥”方式方式2 2、共生过程的协同生长、共生过程的协同生长3 3、片层距的调整、片层距的调整4 4、胞状、树枝状共晶的形成、胞状、树枝状共晶的形成合肥工

49、业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理共晶团的形成共晶团的形成 相固溶体在相固溶体在相球面上的析出相球面上的析出 领先相富领先相富A组元的组元的固溶体小球析出固溶体小球析出 界面前沿界面前沿B组元原子的不断富集组元原子的不断富集 向前方及侧面的熔体中排出向前方及侧面的熔体中排出A组元原子组元原子 相依附于相依附于相的侧面长出分枝相的侧面长出分枝 相沿着相沿着相的球面与侧面迅速铺展相的球面与侧面迅速铺展 交替进行交替进行 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形成具有两相沿着径向并排生长的球形

50、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合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理“搭桥搭桥”方式方式：领先相表面一旦出现第二相，则可通过这：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。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。层片状共晶的两种形核、长大方式示意图。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材

51、材料成形基本原理材料成形基本原理2、共生过程的协同生长、共生过程的协同生长非小晶面向前生长不取决于晶体的性质，只取决于热流方非小晶面向前生长不取决于晶体的性质，只取决于热流方向及原子扩散。向及原子扩散。 共生协同生长共生协同生长 共晶的两相各向其界面前沿排出另一组元的原子，共晶的两相各向其界面前沿排出另一组元的原子， 相前相前沿富沿富B，而，而相前沿富相前沿富A ，由于扩散速度正比于溶质的浓度梯，由于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的多。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，且又互共晶两相通过横向扩散不断排走界面前沿积累的溶质，

52、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。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。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理3、片层距的调整、片层距的调整此处此处B原子聚集而浓度升高原子聚集而浓度升高 相在此处推进的速度变慢相在此处推进的速度变慢 形成凹坑形成凹坑 B原子扩散越发困难原子扩散越发困难 新的新的相片层则在此处形成，相片层则在此处形成， l 凝固速度越快，相应的片层距就会越小。凝固速度越快，相应的片层距就会越小。21Rkl 相片层中心处相片层中心处B原子

53、扩散比原子扩散比-交界要困难得多交界要困难得多合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理4、胞状、树枝状共晶的形成（第三组元的影响）、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）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在适当的工艺条件下 (如如GL较小、较小、R较大时较大时)，界面前方液体产生成分过冷界面前方液体产生成分过冷导致界面

54、形态的改变，形成胞状界面导致界面形态的改变，形成胞状界面 当当第三组元浓度较大第三组元浓度较大，或在，或在更大的更大的凝固速度凝固速度下，成分过冷进一步扩大，下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶胞状共晶将发展为将发展为树枝状共晶组织树枝状共晶组织，甚至还会导致共晶合金甚至还会导致共晶合金自外生生长到自外生生长到内生生长的转变内生生长的转变。一种透明有机物的凝固前沿一种透明有机物的凝固前沿合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理棒状共晶生长棒状共晶生长形成棒状共晶的一般条件：形成棒状共晶的一般条件： 如果

55、一相的体积分数小于如果一相的体积分数小于1时，该相将以棒状结构出现；时，该相将以棒状结构出现； 如果体积分数在如果体积分数在 1/ 之间之间时，两相均以片状结构出现。时，两相均以片状结构出现。 l棒状共晶：该组织中一个组成相以棒状或纤维状形棒状共晶：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。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合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理第三组元的影响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，则可能如果第三组

56、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，伸入液相中，通过搭桥作用，落后的一相将被生长落后的一相将被生长快的一相割成筛网状，快的一相割成筛网状，并最终发展成棒状组并最终发展成棒状组织。织。合肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理（二）非小晶面（二）非小晶面小晶面共晶合金的结晶小晶

57、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晶小面共晶合金比非晶小面-非小晶面共晶合金具有更为复杂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。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这类共晶合金最具有代表性的是 Fe-C 和和 A1-Si 两种两种合金。合金。合

58、肥工业大学材料科学与工程学院制作合肥工业大学材料科学与工程学院制作普通高等教育“十一五”国家级规划教材材料成形基本原理材料成形基本原理领先相石墨以旋转孪晶生长领先相石墨以旋转孪晶生长机制垂直于棱柱面以机制垂直于棱柱面以10T0方向呈片状生长，方向呈片状生长，而奥氏体则以非封闭晕圈形而奥氏体则以非封闭晕圈形式包围着石墨片（式包围着石墨片（0001）基面跟随着石墨片一起长大。基面跟随着石墨片一起长大。伸入液相的石墨片前端通过旋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，并不断分枝出向而发生弯曲，并不断分枝出新的石墨片。奥氏体则依靠石新的石墨片。奥氏体则依靠石墨片墨片10T0方向生长过程中在方向生长过程中在其周围形成的富其周围形成的富Fe液层