第4章单相及多相合金的凝固

第4章

单相及多相合金的凝固本章主要内容4.1凝固过程的溶质再分配4.2固—液界面前沿的成分过冷4.3多相合金的凝固4.1凝固过程的溶质再分配4.1.1溶质再分配现象的产生4.1.2溶质平衡分配系数4.1.3平衡凝固时的溶质再分配4.1.4近平衡凝固时溶质再分配4.1.1溶质再分配现象的产生

溶质再分配：由于合金的各组元在液相和固相中的化学位不同，析出于固相中的溶质含量将不同于其周围液相内溶质的含量，从而在固相和液相中产生成分梯度，引起溶质扩散。在整个凝固过程中，固、液两相内部将不断进行着溶质元素的重新分布，称此为合金凝固过程中的溶质再分配。

在近代凝固技术研究中，将凝固条件分为三种平衡凝固近平衡凝固非平衡凝固平衡凝固：是指在凝固过程中固相和液相始终保持平衡成分，即冷却时固相和液相的整体成分分别沿着固相线和液相线变化。近平衡凝固：对于大多数实际的材料加工（如铸造）而言，所涉及的合金凝固过程一般不符合上述平衡凝固的条件，合金凝固过程中的固、液相成分并不符合平衡相图的规定。但在紧邻固-液界面处合金成分符合平衡相图，这种情况称为界面平衡，相应的凝固称为近平衡凝固。近平衡凝固为接近实际生产条件下的凝固，也称正常凝固。非平衡凝固：是指绝对的非平衡凝固，如快速凝固、激光重熔及合金雾化冷却等近代先进的材料成形技术中液态合金的凝固。此时已不遵循热力学规律，即使在固-液界面紧邻处也达不到平衡凝固条件。三种凝固条件下固—液界面附近的溶质分配情况

a）平衡凝固b）近平衡凝固c）非平衡凝固4.1.2溶质平衡分配系数平衡溶质分配系数k0的定义：当凝固进行到某一温度时，平衡固相溶质成分与液相溶质成分之比，即

（4-1）

对于不同的相图（或相图的不同部分），k0值可以小于1，如图（a）所示；k0也可以大于1，如图（b）所示。

不同类型的平衡相图（a）（b）假定相图中的液相线和固相线均为直线（其斜率分别为mL、mS），则

即k0值为与温度及浓度无关的常数。

（4-2）

平衡溶质分配系数k0的物理意义：对于，k0越小，固相线、液相线张开程度越大，开始凝固时与凝固终了时的固相成分差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。对于的情况，k0越大，则偏析越严重。4.1.3平衡凝固时的溶质再分配K0＜1合金

条件：初始成分为C0的合金，将其置于长度为L的容器中，从左端开始冷却凝固，界面始终以宏观的平面形态向右推进。

平衡凝固条件下的溶质再分配固液凝固方向固、液两相在温度T*时的平衡成分为，相应的体积分数为，则由平衡条件下的杠杆定律，得因为，故得此即平衡凝固中的溶质再分配规律。

T1处（开始凝固时）：固相成分k0C0液相成分接近C0T2处（凝固终了时）：固相成分C0液相成分接近C0/k04.1.4近平衡凝固时溶质再分配

假设：①界面始终处于局部平衡状态，即界面两侧的浓度符合相应界面温度下相图所给出的平衡浓度。②没有过冷，也不考虑长大时的动力学过冷。③界面的推移由其前沿的溶质输运所控制。④由于溶质在液体内的扩散系数（约为10-5cm2/s）比固体内的（约为10-8cm2/s）大几个数量级，故忽略固相内扩散。⑤相图中的液、固相线均近似为直线。即平衡分配系数不随温度变化。

1.固相无扩散、液相均匀混合时的溶质再分配

固相：溶质原子来不及扩散

液相：可完全混合，均匀成分（足够的搅拌与对流）

随着固相分数（fS）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此固相的平均成分比平衡的要低。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），甚至达到共晶温度TE时仍有液相存在。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织。Scheil公式推导在任一温度为T*时，因溶质量守恒，形成微量固相所排出的溶质原子量应等于液相内溶质原子量的变化：由于，并略去dfs，有：经积分得

初始条件：时，，得积分常数，因此上式被称为Scheil公式，或非平衡杠杆定律。此公式描述了固相无扩散、液相均匀混合下的溶质再分配规律，有着广泛的用途。

T1处：固相成分k0C0，液相成分大于C0，成分均匀。（k0＜1）

T2处：固相无扩散，成分不均匀。凝固过程中固－液界面上的成分为（Scheil公式）：实际合金近平衡凝固的例子：Al-2%Cu及Al-5%Cu合金。

这两个合金在近平衡凝固后都应是单相α，但在非平衡凝固后除了出现偏析外，还出现共晶组织。很明显，5%Cu合金比2%Cu合金含有较多的共晶。Al-2%Cu合金Al-5%Cu合金应用

区域熔炼技术K0＜1时，左端纯化，右端富集溶质组元K0＞1时，右端纯化，溶质富集于左端

区域熔炼已广泛用于提纯许多半导体材料、金属、有机及无机化合物等。2、固相无扩散、液相只有有限扩散时的溶质

再分配如果没有搅拌和对流，液相内只能靠扩散进行成分均匀化。以假想的二元系讨论：合金成分为C0。设R为固-液界面的生长速度；x是以界面为原点沿界面法线方向伸向熔体的动坐标；CL(x)为液相中沿x方向的浓度分布；为界面处液相中浓度梯度。凝固过程分为三个阶段：起始瞬态稳定态最终瞬态液态金属温度到达T1时，结晶出成分为k0C0的固相，多余溶质排向液相，由于扩散（无对流）不足以使溶质完全排向远方，界面前沿出现溶质富集。（1）起始瞬态界面前沿的浓度场变化包括两项：扩散引起的：DLd2CL(x)/dx2；界面向前推进引起的：溶质随距离的变化为dC/dx，由于界面推进造成单位时间溶质的变化量为R(dCL(x)/dx)，这时，界面前沿的浓度场的微分方程为：界面的不断推进，堆积的溶质越多，浓度梯度越大，扩散越快。当界面温度达到T2时，界面推进所排出的溶质量等于液相中溶质扩散走的量，此时，固相成分保持C0，在界面一侧的液相浓度为C0/k0，前沿的浓度场不再随时间改变，即dCL(x)/dt=0，凝固便进入稳定态：

（2）稳定态此方程的通解为：根据边界条件：CL(x=0)=C0/k0；CL(x=∞)=C0

得：，凝固稳定态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：此即Tiller公式。

从界面到成分为C0处是溶质原子富集层。当时，[CL(x)－C0]降到:称为溶质富集层的“特征距离”。特征距离在稳定生长阶段，界面两侧以不变的成分CS*=C0与CL*=C0/k0向前推进，一直到最终瞬态为止。稳定生长的结果，可以获得成分为C0的单相均匀固溶体。当液/固相界面离凝固器终端的距离小于DL/R时，界面处及其前沿液相溶质浓度要比C0/k0高得多，终端的固相浓度也不再是C0，而是大大高于C0，这时上式也就不再适用。这个最后的阶段称最终瞬态。如界面的浓度达到共晶成分，在共晶温度下就会结晶出共晶体。（3）最终瞬态液相中只有有限扩散时的溶质再分配

界面前沿的浓度分布的主要参量为k0，R及DL，加大R和减小DL的作用相似，都使界面前沿液相的浓度分布变陡。3.液相中部分混合时的溶质再分配

实际生产中，对流的作用总是或多或少地存在。此时，物质的宏观输运由对流和扩散两个过程造成，精确描述这种情况的浓度分布是极其困难的。液体的对流作用破坏了液相中溶质原子按扩散规律的分布方式，但是，由于液体的黏性作用，固-液界面前沿总会存在一个不受对流作用影响的液体薄层，此薄层又称为扩散边界层。可以将界面前沿的液体分为扩散边界层内和扩散边界层以外两个部分。在边界层内，成分的均匀依靠扩散实现（静止无对流）；在扩散边界层以外，由于对流使成分得以保持均匀。设扩散边界层的厚度为δ，界面液相一侧的成分为C*L，相应界面的固相一侧的成分为C*S=k0C*L。若液体容量很大，达稳定态后仍遵循如下方程：此方程的通解为：边界条件是：CL(x=0)=C*L；CL(x=δ)=C0得：上式中CL(x)为边界层内任意一点x的液相成分。如果液相容量不是很大，则在扩散层外的液体成分逐渐提高，以平均值表示。则上式写成：两种极端情况：①δ→∞时，即液相内无对流而只有扩散的情况，,,上式变成前面讨论的液相内无对流而只有扩散的解：即Tiller公式。

②δ→0时，即液相内完全混合的情况。因为上式是描述扩散层内的浓度的，所以x→0。上面解的式子左端分子和分母相等，得:这和前面讨论是相符的。可见，上面解的式子是平面凝固时液体内溶质分布表达式的通式。求稳定生长阶段的CS*和CL*值在稳定态时，利用物质守恒，即凝固所排出的溶质量等于扩散走的溶质量，有：对求导数，得：联列解得：

这个式子在工程上是很有用的，因为它把凝固中的液体成分和合金原始成分及晶体生长条件（R及δ）联系起来。有效分配系数定义有效分配系数，则上式表示了有效分配系数kE和平衡分配系数k0的关系，kE的值在k0～1范围。当知道了界面推进速度R和扩散边界层厚度δ就可以得到C*L（及C*S），从而液体的浓度场也就完全确定了。kE=k0：发生在时，即慢生长速度和最大的搅动对流，δ很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。kE=1：发生在时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，δ很大的情况，这相当于液相只有扩散时的情况。k0＜kE＜1：相当于液相部分混合(有对流)的情况，实际工程常在该范围。四种单相凝固条件下的溶质分布情况示意图4.2固—液界面前沿的成分过冷4.2.1成分过冷的形成条件4.2.2成分过冷对单相合金结晶形态的影响4.2.1成分过冷的形成条件1.成分过冷条件和判据

热过冷：由热量传输过程决定的过冷称为热过冷。成分过冷：固熔体结晶时，尽管实际温度分布不变，但是液/固界面前沿液相中溶质分布发生了变化，液相的熔点也随着变化，这种由于液相成分改变而形成的过冷，称为成分过冷。对于合金凝固，即使在液/固界面前沿有正温度梯度，在液固前沿也可能出现过冷。“成分过冷”的形成条件（k0＜1情况下)界面前沿形成溶质富集层液相线温度TL(x)随x增大上升当实际温度场的温度梯度GL

小于液相线温度在界面处的斜率（dTL(x)/dx)时，即:

出现“成分过冷”。液相理论结晶温度：(与液相成分有关）对上式求导，并令x=0，有于是得液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据：“成分过冷”的判据由判据可见，下列条件有助于形成“成分过冷”：液相中温度梯度小，GL小；晶体生长速度快，R大；mL大，即陡的液相线斜率；原始成分浓度高，C0大；液相中溶质扩散系数DL低；k0＜1时，k0小；k0＞1时，k0大。工艺因素合金因素实验表明，在一般的凝固条件下，固溶体中溶质浓度如超过0.2%便会出现成分过冷。另外，界面前沿温度梯度GL越小，凝固速度R越大，则成分过冷倾向越大。同时,δ越小，即对流搅拌越强烈，越不利于出现成分过冷。2.“成分过冷”的过冷度以液相只有扩散的情况为例：“成分过冷”区的最大过冷度：“成分过冷”出现的区域宽度：

热过冷对纯金属固液界面形态的影响一、晶体宏观长大方式1、平面方式生长S/L前沿为正的温度梯度：GL=dT/dx>0;2、树枝晶方式生长S/L前沿为负的温度梯度：GL=dT/dx<0可见固一液界面前液体过冷区域较大，距界面愈远的液体其过冷度愈大。界面上凸起的晶体将快速伸入过冷液体中，成为树枝晶生长方式。由平面到胞状的转变树枝晶4.2.2成分过冷对单相合金结晶形态的影响1.成分过冷对合金固溶体晶体形貌的影响规律2.无成分过冷的平面生长3.成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌4.较宽成分过冷作用下的柱状枝晶生长5.自由树枝晶的生长6.枝晶间距1.成分过冷对合金固溶体晶体形貌的影响规律正温度梯度下，单相固溶体晶体的生长方式取决于成分过冷程度。随成分过冷程度增大，固溶体生长方式：平面晶

胞状晶胞状树枝晶(柱状树枝晶)内部等轴晶(自由树枝晶)2.无成分过冷的平面生长

液相中温度梯度较大，，固—液界面前沿液相中无成分过冷，离开界面，液体内部处于过热状态，固溶体晶体以平界面方式生长。3.成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌成分过冷区的存在，破坏了平界面的稳定性，界面受到扰动就会失稳凸出成为凸峰和凹谷的正弦形状。若体系的k0＜1，凸端向生长方向及侧向排出溶质，而凹谷处往往积累由凸端排出的多余溶质，因此凹谷处及附近的长大受到抑制。凹谷的出现又会激发起凹谷邻近区域发生另外的凸出，界面形状不再是正弦形状，其间距比初始扰动的波长大得多，最终形成胞状组织。胞状组织凸出的长度不能超过成分过冷区的长度（一般为0.01～0.1cm）。结晶过程中形成的胞状晶

（a）Cu-27.3%Mn合金结晶胞状晶（b）丁二腈-0.5%丙酮结晶胞状晶胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一0.1cm之间，随着成分过冷的增大，发生：

不规则的胞状界面规则胞状态狭长的胞状界面沟槽4.较宽成分过冷作用下的柱状枝晶生长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状晶择优方向生长胞状晶的横断面出现凸缘短小的锯齿状“二次枝晶”（出现二次枝晶的胞晶称胞状树枝晶）柱状树枝晶的生长过程照片

因一次树枝晶由胞晶发展而来的，所以一些相邻的一次树枝晶是来自一个晶粒，它们的晶体学取向是相同的。对于溶质量少或凝固范围窄的合金，其胞状树枝晶形貌是在主干上长出短而密的二次枝晶。如果凝固范围较宽和冷却速度足够大，从二次枝晶上还可以长出三次或更高次的枝晶。这种一次主干平行于热流方向的高度分枝的晶体称柱状树枝晶。胞状树枝晶和柱状树枝晶在本质上是一样的。5.自由树枝晶的生长

（1）自由树枝晶形成条件（2）为什么成为树枝晶的形态（3）“外生生长”与“内生生长”的概念（1）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质形核所需的过冷度时，在柱状枝晶生长的同时，前方熔体内发生非均质形核过程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了方向各异的等轴晶（自由树枝晶）。等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。（2）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，长成等轴树枝晶。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，其平衡态近乎球形（球形界面能最低）。（3）“外生生长”与“内生生长”的概念晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为“外生生长”。平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长”。Cu-10%Co合金凝固后经深浸蚀用扫描电镜观察的照片150×Ni-10%Bi合金凝固后经深浸蚀用扫描电镜观察的照片150×6.枝晶间距枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。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

d2

两种。材料性能好热裂纹倾向小且分散显微缩松、夹杂物细小成分趋于均匀化细晶强化效果显著枝晶间距小枝晶间距的预测一次臂间距d1的表达式：二次臂枝晶间距d2的表达式：冷却速度大，二次臂枝晶间距d2越小。冈本平HuntJ.D△TS—非平衡凝固的温度区间，A—与合金性质相关的常数凝固参数和微观组织形态之间的关系上面的讨论已经告诉我们，温度梯度GL和生长速率R是决定微观组织形态和尺度的两个最基本凝固参数，一个GL/R（成分过冷的量度）值对应某一恒定不变的微观组织形态（平面晶、胞状晶、柱状晶、等轴晶）；另一方面，一个GLR（=dT/dt，冷却速度）值对应一个组织的不变尺度。铝合金随成分过冷度的增加，凝固界面形态的演变过程a)平界面b)痘点状界面c)狭长胞状界面d)不规则胞状界面e)六角形胞晶f)树枝晶小结固熔体合金凝固的特点：

（1）固熔体凝固时结晶出来的固相成分与原液相成分不同，所以形核时还需要浓度起伏；（2）凝固是在一定温度范围内进行。在此温度范围内的每一温度下，只能结晶出一定数量的固相。（3）固熔体合金的凝固必须依靠异类原子的互相扩散，凝固速度较慢。

单相固溶体合金的凝固除需要结构起伏和能量起伏外，还需要浓度起伏，其生长形貌与液固相界面前沿的成分过冷有直接关系。当成分过冷很小时，固溶体以平面状生长；成分过冷稍大时，以胞状生长；成分过冷较大时，以树枝状生长。在这三种生长之间，相界面还存在过渡形式。4.3共晶合金的凝固大部分合金存在着两个或两个以上的相（即合金中具有同一聚集状态、同一结构和性质的均匀组成部分）。多相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。

4.3共晶合金的凝固

4.3.1共晶组织的分类及特点4.3.2共晶合金的结晶方式4.3.3共晶组织的形成机理4.3.1共晶组织的分类及特点共晶组织的基本特征是两相交替排列，但两相的形态却是多种多样，这与其合金的化学成分、晶体学特性有关。亨特及杰克逊根据二组成相的Jackson因子α来进行分类，将共晶组织分为三类：①粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶；②粗糙-光滑界面（非小晶-小晶面）共晶；③光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶。

几种典型的共晶组织形态螺旋状层片状Al-Si合金Cd-Bi合金Co-TaCFe-Fe3C1、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粗糙-粗糙界面共晶，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或纤维状，因此又称为“规则共晶”。金属-金属共晶，如:Pb-Sn，Ag-CuAl2层片状

金属-金属间化合物共晶，如:Al-NiAl3棒状定向凝固的Sb(白)-MnSb(黑)共晶组织定向凝固平行于凝固方向的Al(白)-CuAl2(黑)共晶组织×350平行凝固方向×400垂直凝固方向×400片层状棒状

Al-Al3Ni棒状共晶（上—纵截面，下—横截面）Pb-Sn片层状共晶2、粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶金属-非金属共晶属于粗糙-光滑界面共晶，长大过程仍是相互偶合的共生长大，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“不规则共晶”。金属-非金属共晶，如:Fe-C，Al-Si

Al(白)-Si(黑)共晶组织×200Fe(白)-C(石墨，黑)共晶组织×1003、光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶非金属-非金属型共晶属于光滑-光滑界面共晶，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“不规则共晶”。这类组织在金属系中是少见的。非金属—非金属型共晶，如:琥珀睛-茨醇一些无机共晶体，也可按粗糙-粗糙界面类方式进行“共生”生长形成规则共晶（如四溴化碳-六氯乙烷）。

两相非偶合生长形成不规则共晶a）琥珀睛-茨醇共晶b）偶氮苯-苯偶酰共晶

规则共晶体四溴化碳-六氯乙烷4.3.2共晶合金的结晶方式

共晶结晶起因于合金液在平衡共晶温度以下的过冷。当合金液过冷到两相液相线的延长线所包围的影线区域内时，导致了熔体内两相组元的过饱和，从而提供了共晶结晶的驱动力，两相倾向于同时析出。领先相：是指在熔体中率先析出、能为第二相提供有效衬底，并促使第二相在其表面上析出，从而确保共晶得以进行的的那一个相。它可能是初生相，也可能不是初生相。在不同的结晶条件下，由于共晶两相在竞相析出过程中所表现出的相互关系的不同，共晶合金和以采取共生生长或离异生长这两种不同的结晶方式。1.共晶合金的共生生长共生生长：生核以后，两相以共同的生长界面与液体接触，向液体内生长，称“共生生长”。共生生长所形成的组织称共生共晶。

实践表明，大多数共晶合金在一般条件下是按共生生长的方式进行结晶的。2.非平衡状态下的共晶共生区根据平衡相图，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。对于非平衡凝固过程，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组织；

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；③有些非共晶成分的合金，在一定的冷确速度下，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”。伪共晶区的概念如果单从热力学考虑，当非共晶成分的合金液体冷却到如图所示的两相液相线的延长线所包围的影线区域内时，它们都可以产生共晶组织。因为这时对α相及β相都具有过冷度，它们可以同时结晶出来形成共晶组织。伪共晶区（影线区域）示意图伪共晶非共晶成分的合金所得到的共晶组织，称为“伪共晶”。伪共晶区两相液相线的延长线所组成的影线区域称为“伪共晶区”。

“伪共晶区”的概念可以解释非共晶成分也可以获得完全共晶组织现象。但不能解释共晶成分的合金得不到共晶组织的现象。

这样的考虑并不全面，因为它没有考虑α相和β相的凝固速度问题。后来的研究表明，一定成分的合金冷却到图示的影线区域内，α相及β相才可能发生共晶共生生长。也就是说，共晶共生区只是两条液相线的延长区内的一部分。共晶共生区（影线区域）对称型共生区非对称型共生区共生区概念的意义对称型共生区两个组元熔点相近、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。非对称型共生区当两个组元熔点相差较大，两条液相线不对称时，共晶点往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侧倾斜。原因：由于浓度起伏和扩散的原因，共晶成分附近的低熔点相在非平衡结晶条件下较高熔点相更易于析出，其生长速度也更快。因此结晶时往往容易出现低熔点组元一侧的初生相。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多高熔点组元成分的条件下进行共晶转变。因而其共生区偏向于高熔点组元一侧。

共生区概念的意义把建立在纯粹热力学基础上的平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程联系了起来，可以利用平衡相图这个工具阐述共晶结晶动力学有关问题。

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（伪共晶），而共晶成分的合金结晶时反而得不到100％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进一步分析和探讨。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。

3、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（1）离异生长与离异共晶的概念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。离异共晶组织分“晶间偏析型”和“晕圈型”两种类型。（2）晶间偏析型离异共晶当一相大量析出，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。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。晶间偏析型离异共晶组织（3）“晕圈”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”。封闭晕圈的离异生长不完整晕圈的共生生长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。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。4.3.3共晶组织的形成机理

1、非小晶面-非小晶面共生共晶的形成2、非小晶面-小晶面共晶合金的结晶1.非小晶面—非小晶面共生共晶的形成（1）层片状共晶组织的形核与长大（2）棒状共晶生长设A、B二组元组成共晶合金。共晶体组成相为α相（B溶于A中的固溶体）和β相（A溶于B的固溶体），如果先析出相是α，由于α中B组元含量较低，在它形核之后，其周围的液相将富集B组元，这就β相的形核创造了条件，β相就在α相的两侧形成。（1）层片状共晶组织的形核及长大

而β相的形核又会促进α相形核，如此反复进行就形成了α、β两相交替相间的层片状共晶晶核，如下图所示。但实际上形成共晶晶核并不需要α、β两相反复形核，而是首先形成一个α晶核，随后在其上再形成一个β晶核，然后α相和β相分别以“搭桥”方式连成整体构成共晶晶核。片层状共晶的形核与长大方式示意图

共晶晶核形成之后，α相和β相将沿层片纵向长大，并分别向液相中排出B和A组元，随后这些B、A组元原子分别向相邻的β相和α相前沿进行横向扩散。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，齐头并进地快速向前生长。层片状共晶凝固时的横向扩散示意图片层距的调整α相片层中心处B原子扩散比α-β交界要困难得多→此处B原子聚集而浓度升高→α相在此处推进的速度加快→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，相应的层片距就会越小。αβ胞状、树枝状共晶的形成（第三组元的影响）α、β两相都要排出第三组元的原子形成富集层（达到几百个层片厚度数量级），无法横向扩散，只能向液体内部扩散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平面状界面转变为胞状界面

共晶合金的胞状生长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，甚至还会导致共晶合金自外生生长到内生生长的转变。平行凝固方向（由下而上）的截面，显示扇状组织×200垂直凝固方向的截面，显示蜂窝状组织×200Al(白)-Mg2Al3(黑)胞状共晶

(2)棒状共晶生长棒状共晶：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。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/