7共晶相图及共晶系合金的凝固和组织课件

3共晶相图及共晶系合金的凝固和组织3.1相图分析3.2共晶系合金的平衡凝固和组织3.3共晶组织及其形成机理3.4共晶系合金的非平衡凝固和组织2023/11/2117共晶相图及共晶系合金的凝固和组织3.1共晶相图分析两组元在固态部分溶解，形成有限的固溶体α和β，具有共晶转变Ag-Cu、Pb-Sn、Al-Si、Al-Sn、Cd-Sn、Au-Pt……Ag-Cu共晶相图线条α和β的液相线：AE和BE线α和β的固相线：AC和BD共晶线CED：三相平衡LE→αC＋βD，自由度为零，温度和相成分都恒定不变固溶度线CF和DG：α和β固溶体的溶解度随温度的降低而减少2023/11/2127共晶相图及共晶系合金的凝固和组织单相区：自由度ƒ=2两相区：两相平衡，ƒ=1，温度和两相的成分固定一个参数，其它两个随之就固定不变，如T0温度α和β相的成分分别为k和h三相区：为一条水平线相区2023/11/2137共晶相图及共晶系合金的凝固和组织3.2共晶系合金的平衡凝固和组织C点左边和D点右边的合金属于固溶体合金，与前述的固溶体合金在固态继续冷却时不同CD线中间的合金在凝固时均有共晶反应发生，属于共晶型合金E点合金称为共晶合金，C-E之间的合金称为亚共晶合金，D-E之间的合金称为过共晶合金2023/11/2147共晶相图及共晶系合金的凝固和组织最终组织为α初和βⅡ含量：α初=4G/FG×100%βⅡ=F4/FG×100%相含量：？x1合金凝固过程（固溶体合金）T1~T2：L→α初，T2~T3：（α初）T3：α初→βⅡ

，晶界、缺陷处P点：T3时βⅡ成分T3~T4:α和β分别沿CF和DG变化。2023/11/2157共晶相图及共晶系合金的凝固和组织T1:L→β初，T2共晶反应：LE→αC＋βD

，全部液体凝固完毕x2合金凝固过程（过共晶合金）凝固完毕后的组织为：β初晶＋共晶，β初晶＝E2/ED×100%

共晶＝2D/ED×100%相组成物的百分量：α＝2D/CD×100%β＝C2/CD×100%2023/11/2167共晶相图及共晶系合金的凝固和组织T2：共晶→αⅡ+βⅡ，

β初→αⅡ=β初*（100-92）/100T3，α和β的成分分别为F和G，相组成物的量发生变化，但组织组成物的特征保持原样初晶β共晶2023/11/2177共晶相图及共晶系合金的凝固和组织T1~T2:L→α初，T2：L→共晶（α+β），T2~T3：析出次晶，可忽略不计。

x3亚共晶合金凝固过程及其组织初晶α共晶（α+β）2023/11/2187共晶相图及共晶系合金的凝固和组织TE：LE→共晶（αC＋βD），TE以下：析出次晶x4共晶合金凝固过程及其组织定向凝固层片状共晶一般铸造的共晶组织形核中心Ag-Cu共晶：两相交替排列，组织较细密2023/11/2197共晶相图及共晶系合金的凝固和组织初晶形态:取决于初晶相的固/液界面微观结构

过共晶Pb-Sb的显微组织Pb-70Sn的显微组织，500x1．粗糙界面：一般呈树枝状，显微组织中表现为各分枝的截面，呈不连续不规则的椭圆形，试样表面恰好通过枝晶主轴时，显示出完整的枝晶形貌，Ag-Cu合金α和β初晶皆呈树枝状2．光滑界面：一般呈规则的多边形，如方块、三角形，针状或条状等

过共晶Pb-Sb的显微组织2023/11/21107共晶相图及共晶系合金的凝固和组织（1）有良好的流动性，能很好地填充铸模（2）合金系中共晶的熔点最低，简化熔化和铸造工艺，降低能源消耗和坩埚腐蚀（3）利用定向凝固使共晶两相获得细而均匀的定向排列，制造共晶复合材料利用共晶熔点最低的特性配制各种易熔合金，如焊料、保险丝材料：铅和锡的共晶熔点为183℃，若制成铅、锡和铋三元共晶，其熔点降至96℃工业中最普遍的共晶型合金有铸铁和铝硅系铸造合金，以及各种焊料合金共晶合金的性能2023/11/21117共晶相图及共晶系合金的凝固和组织I合金（Pb－10％Sn）组织：α+βII

Pb－Sn共晶系合金平衡凝固500x2023/11/21127共晶相图及共晶系合金的凝固和组织II合金：全部共晶组织共晶温度时两相相对含量：2023/11/21137共晶相图及共晶系合金的凝固和组织III合金：亚共晶，Pb－50％Sn，αα+ββII500x组织：α＋共晶＋βII2023/11/21147共晶相图及共晶系合金的凝固和组织VI合金：过共晶合金（Pb－70％Sn

）βαII(α+β)500x组织：β+αII+共晶2023/11/21157共晶相图及共晶系合金的凝固和组织例题：1按下列数据，做出A-B二元共晶相图:(1)TA>TB(TA,TB分别是A，B的熔点)；(2)(3)B在A中的溶解度随温度下降而减少，室温时为WB=0.03；A在B中的溶解度不变。2.一个二元共晶反应如下：求（1）WB=0.50的合金凝固后，α初与（α+β）共晶的相对量；α相与β相的相对量。（2）若共晶反应后β初和（α+β）共晶各占一半，问该合金成分如何：2023/11/21167共晶相图及共晶系合金的凝固和组织3.3共晶组织及其形成机理共晶组织的基本特征：两相交替排列两相的形态多种多样：层片状、棒状（或带状）、纤维状（或点状）、针状、螺旋状、蛛网状及骨骼状（枝状）等层片状(cd-Sn),×250棒状2023/11/21177共晶相图及共晶系合金的凝固和组织共晶组织形态纤维状(Al-Ni)(横截面),×150针状(Al-Si),×1002023/11/21187共晶相图及共晶系合金的凝固和组织螺旋状(Zn-MgZn2),×500蛛网状(Al-Si),×100骨骼状(Al-Ge),×500Fe－C（石墨）共晶中的石墨晶体a-电子扫描照片，显示石墨晶体互连；b-金相照片2023/11/21197共晶相图及共晶系合金的凝固和组织共晶组织形态与固/液界面结构有关，按共晶两相的固/液界面特性分成三类：（1）粗糙-粗糙界面（即金属-金属型）共晶（2）粗糙-平滑界面（即金属-非金属型）共晶（3）平滑-平滑界面（非金属-非金属型）共晶金属合金只涉及前两类2023/11/21207共晶相图及共晶系合金的凝固和组织包括金属-金属共晶和金属-金属间化合物共晶具有简单规则的组织形态：层片状，棒状或纤维状影响成长形态的主要因素是热流方向和两组元在液体中的互相扩散1．粗糙-粗糙界面共晶（金属-金属型共晶，规则共晶）层片状(Pb-Cd),×250棒状纤维状(Sn-Pb)(横截面),×1502023/11/21217共晶相图及共晶系合金的凝固和组织T2：α和β均达到过饱和要形核析出若α领先形核并成长，成分为h，含B量比原液体e少，剩余的B量被排出在界面近旁的液体中，浓度达到k，促使β相在α相上形核长大，成分为i，β相界面液体中的含A量变至比k点更高的j点。含A量较高的液体有利于析出α相α、β反复的互相促进，交替形核，形成相间排列的晶体共晶凝固时的固/液界面的平衡相浓度形核机理---以稳态的定向凝固为例：2023/11/21227共晶相图及共晶系合金的凝固和组织α相界面的液体成分为k，β相界面的液体成分为j，两相间的横向浓度差为j-k界面液体中的纵向浓度差为k-e（或j-e），横向浓度差大，横向扩散距离很短，横向原子扩散强烈，所以在同样条件下，共晶凝固速度比单相溶体要快得多层状共晶成长时界面前沿的横向原子扩散长大机理---以稳态的定向凝固为例：kjkjj远处液体浓度e2023/11/21237共晶相图及共晶系合金的凝固和组织一个共晶晶粒中的每一单片层并不都需要单独形核，各片层间多半是通过搭桥连接起来共晶的形核层片共晶形核和成长(a)单独的α片；(b)β相在α片上形核；(c)α相在片边缘搭桥分枝球团共晶形核和成长(a)β相在α相上形核；(b)两相搭桥分枝成长；(c)球团成长前沿的分枝情况2023/11/21247共晶相图及共晶系合金的凝固和组织共晶的形貌1.当共晶中一相的体积分数＜30%时，主要形成棒状共晶；若两相界面能各向异性较大时，也可形成层片状共晶；2.当共晶中一相的体积分数为30%~50%时，层片状共晶；3.某些条件下产生不稳定的界面，形成初晶、胞状晶或树枝状共晶。2023/11/21257共晶相图及共晶系合金的凝固和组织Al-CuAl2共晶合金的纵截面(a)胞状共晶组织；(b)树枝状共晶组织(a)单相不稳定性（偏离于共晶成分）(b)两相不稳定性（第三组元的影响）

局部液体成分偏离共晶成分，两共晶相之一从共晶界面单独长出去，出现初晶加共晶的显微组织

第三组元被排出在两相界面前沿产生成分过冷区，在某一临界G/R值下，如同固溶体合金一样，也会产生胞状共晶或树枝状共晶不稳定的界面2023/11/21267共晶相图及共晶系合金的凝固和组织主要指金属－非金属型共晶，如Fe-C系和Al-Si系两类共晶，具有不规则或复杂规则的组织形态主要原因是由于非金属相晶体结构上的特性不同，使其成长时具有明显的各向异性2．粗糙－平滑界面共晶（金属－非金属型共晶，不规则或复杂规则共晶）针状(Al-Si),×100螺旋状(Zn-MgZn2),×500蛛网状(Al-Si),×100骨骼状(Al-Ge),×5002023/11/21277共晶相图及共晶系合金的凝固和组织规则共晶界：两相排列整齐，凝固后的组织完全规则，层片厚度仅受成长速度的影响不规则共晶的界面：两相排列不齐，组织粗大，非金属相位向各不相同，非金属相两枝间的平均间距大，两枝间的间距差别也大规则共晶界面Al-Si共晶成长形貌示意图2023/11/21287共晶相图及共晶系合金的凝固和组织Al-Si系的共晶点含12.7%Si（重量），二者相互固溶度很少，Al相的体积分数远大于Si相以Al-Si合金为例说明第二类共晶成长界面特性：Al-Si共晶成长形貌示意图Si相界面排出的Al浓度高，导致更大的成分过冷而加速Si的成长；Al相界面较宽，排出的Si量少，成分过冷小，生长速度慢；而且当Al界面达到一定宽度之后，从Si中排出的Al不能及时补充Al的表面，即Al中间部分出现凹陷，落后于界面前沿；随成长而远离的Si晶枝前沿溶质多，成分过冷大，达到一定间距（λ分支）时，产生分支，以避免枝间距过大愈长愈接近的晶枝达到一定极限值时，Si量耗尽就停止成长;在每个共晶领域内的Si晶基本上都是连成一个整体。2023/11/21297共晶相图及共晶系合金的凝固和组织3.4共晶系合金的非平衡凝固和组织1．“伪共晶组织”：由非共晶合金所获得的全部共晶组织。将形成全部共晶组织的成分和温度范围称为“伪共晶区”或“配对区”，伪共晶区的成分范围随过冷度增大而增宽(a)粗糙－粗糙界面系的对称型；(b)粗糙－平滑界面系的歪斜型实际冷却速度较快，使共晶系合金的凝固过程和显微组织与正常状态发生偏离2023/11/21307共晶相图及共晶系合金的凝固和组织对称型伪共晶区；伪共晶区形状由组成相的结晶动力学特性所决定对称性伪共晶区：两个相的单独成长速率与过冷度的关系差别不大，伪共晶区向共晶点下面两边呈对称性地扩大Pb-Sn，Ag-Cu，Cd-Zn非平衡凝固的亚（或过）共晶合金的组织中，共晶组织的量比平衡状态多过冷至伪共晶区，则获得全部伪共晶组织2023/11/21317共晶相图及共晶系合金的凝固和组织歪斜的伪共晶区：粗糙－光滑界面系的歪斜型伪共晶区；

两个相的结晶速率与过冷度的关系差别很大，晶体结构复杂和平滑界面的相的成长速率随温度下降而降低较快，伪共晶区歪斜地偏向该相的一边：Al-Si，Fe-C，Sn-Bi2023/11/21327共晶相图及共晶系合金的凝固和组织Al-Si系的伪共晶区歪斜于Si的一边，所以一般铸造的共晶（甚至过共晶）合金获得亚共晶组织，过共晶合金一定要过冷至伪共晶区才可获得全部共晶组织。Al-Si系的伪共晶区(a)Al-Si系等轴成长时的伪共晶区；(b)过共晶Al-Si合金的显微组织，×200；2023/11/21337共晶相图及共晶系合金的凝固和组织要获得纤维状细小的