23.二元合金共晶相图及结晶

2.10共晶相图及共晶系合金的凝固和组织1相图分析3共晶组织及其形成机理2共晶系合金的平衡凝固和组织4共晶系合金的非平衡凝固和组织EutecticPhaseDiagram2/1/20241柏振海baizhai@共晶相图两组元在固态部分溶解，形成有限固溶体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2/1/20242柏振海baizhai@1共晶相图分析AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592液相线AC和BDCF和DG：α和β固溶体的溶解度随温度的降低而减少

AE和BE线固相线共晶线三相平衡LE→αC＋βD固溶度线CED自由度为零，温度和相成分都恒定不变亦为固相线2/1/20243柏振海baizhai@Ag-Cu共晶相图分析－线条AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592单相区三相区两相区一条水平线3个，自由度ƒ=2，3个，ƒ=1如T0温度T0khα相的成分为kβ相成分为h2/1/20244柏振海baizhai@AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592T/℃αL2/1/20245柏振海baizhai@2共晶系合金的平衡凝固和组织B点左边和D点右边的合金属于固溶体合金共晶型合金固态继续冷却时不同共晶合金BD线的合金，凝固时有共晶反应亚共晶合金过共晶合金AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.5922/1/20246柏振海baizhai@

x1合金凝固过程开始凝固，析出α相凝固完毕为单相固溶体晶粒温度2温度1AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592此时全部保持熔体状态没有相变发生，组织不变温度2-3之间1232/1/20247柏振海baizhai@4

x1合金凝固过程AgCuT/℃BAECDFGWCu%αLβ961.91084.599.90.358.828.592遇上固溶度线，α析出βⅡ温度3βⅡ优先从α晶界析出其次是晶粒内缺陷PG3F3对应3点α析出的βⅡ成分PβⅡ成分变化α成分变化线温度4α和βⅡ的体积百分含量由α和βⅡ组成2/1/20248柏振海baizhai@α相β相x4合金共晶合金（eutecticalloy）平衡凝固过程及其组织共晶组织基本特征两相交替排列，组织较细AgCuT/℃BAECDFGαLβ8.828.592WCu%共晶温度时发生共晶转变LE→αC＋βD在共晶温度凝固成共晶组织α相成分在B点β相成分在D点根据相律f=c-p+1,f＝0液相成分E点αβαβαβαβ共晶结束后α沿着BF变化析出βⅡ同理，β沿着DG变化析出αⅡ析出的βⅡ

附着在相邻的β上，看不出形貌改变析出的αⅡ

也附着在相邻的α上，看不出形貌改变这种变化以后不分析2/1/20249柏振海baizhai@共晶合金（eutecticalloy）平衡凝固过程及其组织AgCuTBAECDGαLβWCu%共晶组织基本特征两相交替排列，组织较细密为一般铸造的共晶组织，注意共晶晶粒的形核中心共晶合金定向凝固的横截面，呈片层状2/1/202410柏振海baizhai@先析出初晶α（Primarycrystal）x3亚共晶合金hypoeutecticalloy凝固过程及其组织树枝状初晶α，白色层片状共晶（α+β），黑白色AgCuTWCu%αβX3剩余熔体变化到共晶点E初晶α成分沿固溶度线变化，从初晶α中析出次晶βⅡ共晶形貌随后保持不变次晶βⅡ

，黑色初晶α析出量随温度下降越来越多析出初晶后的液相成分沿着液相线变化共晶成分的熔体在共晶温度析出共晶体（α+β）析出的初晶α成分沿着固相线变化βα2/1/202411柏振海baizhai@先析出初晶β过共晶x2合金（hypoeutecticalloy）

凝固过程树枝状初晶β，黑色层片状共晶（α+β），黑白色AgCuTWCu%αβX2剩余熔体变化到共晶点E初晶β成分沿固溶度线变化，从初晶β中析出次晶αⅡ共晶形貌随后保持不变次晶αⅡ

，白色初晶β析出量随温度下降越来越多析出初晶后的液相成分沿着液相线变化共晶成分的熔体在共晶温度析出共晶体（α+β）析出的初晶β成分沿着固相线变化βα参照亚共晶合金X3即可2/1/202412柏振海baizhai@AgCuT/℃BACDWCu%αLβ961.999.90.35P相与组织相：按照成分、结构和性能分类组织：按照形貌分类X1E两相组成共晶合金E亚共晶合金x3过共晶合金x2βαX1固溶体合金βαα+β两种组织α+βⅡ两相组成α+β一种组织共晶X3两相组成α+β三种组织α+βⅡ+（α+β）共晶两相组成α+β三种组织β+αⅡ+（α+β）共晶X22/1/202413柏振海baizhai@合金x2凝固过程过程的杠杆定律过共晶合金凝固完毕后相与组织刚凝固完毕3温度α成分为F点相组成物的量发生变化组织组成物特征保持原样，且含量可以认为不变AgCuTWCu%αβX2相组成为α＋β2DECα相成分在C点β相成分在D点此时组织组成为β初晶＋（α＋β）共晶3Fβ成分为G点Gβ初晶成分在D点（α＋β）共晶成分在E点2/1/202414柏振海baizhai@(a)亚共晶合金；(b)过共晶合金；(c)一般铸态的共晶合金；(d)共晶合金定向凝固的横截面Ag-Cu合金的显微组织2/1/202415柏振海baizhai@（1）有良好的流动性，能很好地填充铸模共晶合金（2）共晶合金熔点最低，简化熔化和铸造工艺，降低能源消耗和坩埚腐蚀铅和锡的共晶熔点为183℃，制成铅、锡和铋三元共晶，其熔点降至96℃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（3）利用定向凝固使共晶两相获得细而均匀的定向排列，制造共晶复合材料铸铁和铝硅系铸造合金，以及各种焊料合金2/1/202416柏振海baizhai@共晶反应前从液体中单独析出的β相称为初晶，以区别共晶中的β相初晶组织的形态过共晶Pb-Sb的显微组织Pb-70Sn的显微组织，500x形态取决于初晶相的固/液界面的微观结构粗糙界面光滑界面一般呈树枝状，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初晶皆呈树枝状一般呈规则的多边形，如方块、三角形，针状或条状等2/1/202417柏振海baizhai@相图应用1：铝合金分类铝合金相图中富铝侧都具有共晶特征，据此可以大致将铝合金进行分类铸造铝合金变形铝合金α+βα可以热处理强化铝合金不可热处理强化铝合金1.铸造铝合金，2.变形铝合金无固溶度变化存在固溶度变化，有第二相析出总能获得单相合金状态具有共晶反应，低熔点，易流动2/1/202418柏振海baizhai@I合金（Pb－10％Sn）：组织：α+βII

Pb－Sn共晶系合金平衡凝固500x2/1/202419柏振海baizhai@II合金Pb－Sn共晶系合金平衡凝固共晶温度时共晶组织中两相相对含量全部共晶组织2/1/202420柏振海baizhai@Pb－Sn共晶合金平衡凝固的组织2/1/202421柏振海baizhai@Pb－Sn亚共晶合金平衡凝固的组织亚共晶III合金：Pb－50％Sn组织α＋（α＋β）共晶＋βIIαα+ββII500x2/1/202422柏振海baizhai@Pb－Sn过共晶合金平衡凝固的组织

VI合金：过共晶合金（Pb－70％Sn

）βαII(α+β)500x组织：β+αII+(α+β)共晶2/1/202423柏振海baizhai@各种典型Pb－Sn合金的冷却曲线2/1/202424柏振海baizhai@3共晶组织及其形成机理共晶组织的基本特征：两相交替排列层片状(Pb-Cd),×250棒状纤维状(Sn-Pb)(横截面),×150针状(Al-Si),×100螺旋状(Zn-MgZn2),×500蛛网状(Al-Si),×100骨骼状(Al-Ge),×500两相的形态多种多样：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）等等2/1/202425柏振海baizhai@共晶组织形态按组成相的形态和分布特征可分七种层片状（Pb－Sn，200x）棒状放射状（Cu－P），200x2/1/202426柏振海baizhai@共晶组织形态蛛网状球状Cu－Cu2O针状Al－Si螺旋状Zn－MgZn2/1/202427柏振海baizhai@共晶组织形态Fe－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2/1/202428柏振海baizhai@与固/液界面结构（或熔化熵）有关共晶组织形态按共晶两相的固/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共晶2/1/202429柏振海baizhai@金属-金属共晶和金属-金属间化合物共晶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),×150合金较纯时，呈简单规则的组织形态：层片状，棒状或纤维状各个相从其液体中成长时，可均匀成长2/1/202430柏振海baizhai@两相并排凝固时，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强烈互相扩散粗糙-粗糙界面共晶共晶凝固时固/液界面的平衡相浓度以稳态的定向凝固为例2/1/202431柏振海baizhai@过冷到T2温度粗糙-粗糙界面共晶共晶凝固时固/液界面的平衡相浓度α、/β均达到过饱和，形核析出若α领先形核并成长，含B量比原液体少，剩余的B排出在界面近旁的液体中，增大了β相过饱和度，促使β相在α相上形核长大β相界面液体中的成分变至含A量更高的j点。含A量较高的液体有利于析出α相α相、β相反复的互相促进，交替形核成长，形成α和β相间排列的晶体同时α和β两相向液体中成长2/1/202432柏振海baizhai@α相界面的液体成分k，β相界面的液体成分j，两相间的横向浓度差j-k粗糙-粗糙界面共晶层状共晶成长时界面前沿的横向原子扩散界面液体中纵向浓度差k-e（或j-e）共晶两相界面前沿横向浓度差比纵向浓度差约大一倍α和β两相紧靠在一起，横向原子扩散距离短，在液体中产生强烈横向原子扩散，促使两相并列竞争成长固/液界面为等温面，其成长方向与散热方向一致共晶成长固/液界面液体中横向浓度差大，原子扩散距离短，在同样条件下，共晶凝固速度比单相溶体快2/1/202433柏振海baizhai@靠两相不断成长来维持，两相同时存在共同成长时才称为共晶凝固粗糙-粗糙界面共晶成长层片界面成长方向共晶凝固所共同构成的共晶领域，称为共晶晶粒或共晶团共晶晶粒内，两相之间一般都存在一定的晶体学位向关系以降低界面能Al-CuAl2共晶的位向关系Pb-Sn共晶在稳态成长时的优先位向关系2/1/202434柏振海baizhai@一个共晶晶粒中的每一单片层并不都需要单独形核层片共晶形核层片共晶形核和成长时搭桥分枝示意图(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时的搭桥分枝示意图(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X射线和电子衍射证明，片层间多半是通过搭桥连接起来2/1/202435柏振海baizhai@共晶组织片层厚度片层厚度共晶的片层厚度（λ）与其成长速度（R）的平方根成反比共晶中邻近两相单片厚度之和λ=kR-1/2(k为常数)过冷度愈大，成长速度愈大，相当于扩散的时间减少，靠缩小片层厚度以短扩散距离来适应其成长，片层厚度愈薄(1)2/1/202436柏振海baizhai@呈层片状还是棒状，决定于共晶中两相的相对量（体积分数）、相间界面能及凝固条件规则共晶形状共晶成长时应具有最低的界面能棒状结构总界面积随共晶中一相的体积分数增加而增加较快，层片状结构的变化较小共晶中一相体积分数在30%以下时，利于形成棒状共晶共晶中一相的体积分数达30~50%时，有利于形成层片状共晶两相界面能的各向异性较大，层片状共晶中的两相可采取具有最低界面能的取向关系，有些共晶合金中一相的体积小于30%，也可获得层片状共晶2/1/202437柏振海baizhai@某些条件下也能产生不稳定的界面规则共晶形状从平面的共晶面产生的两种不稳定性(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）两共晶相之一从共晶界面单独长出去，出现初晶加共晶显微组织第三组元被排出在两相界面前沿而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产生胞状共晶或树枝状共晶中等成长速度时，由于局部液体成分偏离共晶成分2/1/202438柏振海baizhai@某些条件下也能产生不稳定界面规则共晶形状Al-CuAl2共晶合金的纵截面(a)胞状共晶组织；(b)树枝状共晶组织从平面的共晶面产生的两种不稳定性(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）2/1/202439柏振海baizhai@主要是指金属－非金属型共晶，如Fe-C系和Al-Si系两类铸造合金的共晶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),×500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2/1/202440柏振海baizhai@规则共晶界面等温，两相排列整齐，凝固后组织完全规则，层片厚度仅受成长速度的影响规则共晶与不规则共晶规则共晶界面Al-Si共晶成长形貌示意图不规则共晶界面非等温，两相排列不齐，组织粗大，非金属相位向各不相同，两枝间平均间距（λ）大，两枝间的大、小间距差别也大，在一定范围内变动2/1/202441柏振海baizhai@规则共晶与不规则共晶共晶的平均间距（λ）和界面过冷度（ΔT）受成长速度（R）及温度梯度（G）的影响规则共晶界面Al-Si共晶成长形貌示意图Al-Si合金2/1/202442柏振海baizhai@固/液界面动态过冷度：平滑界面1~2℃，粗糙界面0.01~0.05℃，中Al相（粗糙界面）应该长在界面前头，Si相（平滑界面）应落在后头共晶成长界面的过冷主要来源于成分过冷，动态过冷所占份量很少实际长在界面前头的是Si相而不是Al相两相的体积分数和成分过冷说明2/1/202443柏振海baizhai@Al-Si合金Al-Si系的共晶点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，且Si原子不易扩散Al相界面达到一定宽度后，中间部分出现凹陷，落后于界面前沿2/1/202444柏振海baizhai@Si相成长各向异性Al-Si系的不规则共晶Si相成长间距随成长而远离的晶枝，其前沿溶质多，成分过冷大，达到一定间距（λ分支）时，就不稳定而产生分支，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，故界面的Si晶枝保持在λ极限~λ分支范围内变动Si长成以{111}为界面的薄带状晶体，各晶枝的取向不同，表现为分散和不规则的Si相在每个共晶领域内的Si晶基本上都是连成一个整体2/1/202445柏振海baizhai@Al-Si系的不规则共晶Si相成长Al-Si共晶中Si相的形貌成长速度较慢的硅晶呈粗片状成长速度较快的硅晶呈细纤维状(a)深腐蚀铝基体后的Si片的扫描电镜照片，×5000（R：240微米/秒；G：11℃/毫米）(c)从共晶中萃取的Si片的透射电镜照片，×6000（R：240微米/秒；G：11℃/毫米）(b)深腐蚀铝基体后的Si纤维的扫描电镜照片，×5000（R：1200微米/秒；G：11℃/毫米）(d)从共晶中萃取的Si纤维的透射电镜照片，×6000（R：1200微米/秒；G：11℃/毫米）2/1/202446柏振海baizhai@4共晶系合金的非平衡凝固和组织1．“伪共晶组织”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平衡凝固条件下，共晶成分的合金才能获得全部共晶组织非平衡凝固时，共晶合金可能获得亚（或过）共晶组织，非共晶合金也可能获得全部共晶组织，这种由非共晶合金所获得的全部共晶组织称为“伪共晶组织”2/1/202447柏振海baizhai@共晶系合金的非平衡凝固和组织1．“伪共晶组织”两类伪共晶区相图(a)粗糙－粗糙界面系的对称型伪共晶区；(b)粗糙－平滑界面系的歪斜伪共晶区实际冷却速度较快，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形成全部共晶组织的成分和温度范围为“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2/1/202448柏振海baizhai@（1）伪共晶区相对于共晶点随温度降低呈近乎对称地扩大，共晶具有规则的组织形态金属合金系中伪共晶区形状金属－金属共晶如Pb-Sn、Ag-Cu和Cd-Zn系…..（2）伪共晶区偏向一边歪斜地扩大，具有不规则共晶组织形态金属－非金属（或亚金属）共晶如Al-Si、Fe-C和Sn-Bi系…..例外如：Al-Al3Ni、Ni-Ni3Nb、Al-Al9Co、ZnZn15Ti等虽具有歪斜伪共晶区，属于粗糙－平滑界面型共晶，但却具有规则的共晶组织2/1/202449柏振海baizhai@两个相的结晶速率与过冷度的关系差别很大，结晶速率随过冷度增加而降低较快的相就会被抑制，伪共晶区歪斜地偏向该相的一边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，歪斜的伪共晶区往往偏向晶体结构复杂和平滑界面的一边伪共晶区形状两类伪共晶区相图(a)粗糙－粗糙界面系的对称型伪共晶区；(b)粗糙－平滑界面系的歪斜伪共晶区由组成相的结晶动力学特性所决定两个相的单独成长速率与过冷度的关系差别不大，则伪共晶区向共晶点下面两边呈对称性地扩大2/1/202450柏振海baizhai@歪斜于Si的一边Al-Si系的伪共晶区Al-Si系的伪共晶区(a)Al-Si系等轴成长时的伪共晶区；(b)加钠盐变质后伪共晶区往右上移，并使铝的液相线也往上移一般铸造的共晶（甚至过共晶）合金获得亚共晶组织，但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片状Si晶粒性脆，合金不能用于实际，细纤维状Si可提高合金的韧性和强度合金从液态激冷（淬火）可获得纤维状Si组织2/1/202451柏振海baizhai@加入少量Na、P或Sr进行变质处理获得细小分支的Si纤维组织Al-Si系的变质过共晶Al-Si合金的显微组织，(a)未加钠，×200；(b)加钠变质后，伪共晶区上升至Al的液相线的延伸线以上区域，使过共晶合金缓冷也可获得伪共晶或亚共晶组织×2002/1/202452柏振海baizhai@Al-Si系的变质ZL102（100x），铸造，未变质处理，混合酸腐蚀组织：共晶体（白色α固溶体＋灰色粗大针状Si）ZL102（100x），铸造，变质处理，混合酸腐蚀组织：初晶α＋共晶体（α＋Si），基体为黑白相间分布的共晶体，白色树枝状或卵状为初晶α固溶体，变质处理后，共晶点向右下方移动，合金获得亚共晶组织，且共晶体中Si为细粒状2/1/202453柏振海baizhai@1.Na选择性吸附在Si晶体的孪晶面{111}凹槽处而阻止其成长，促使产生更多的分支，提高Al的界面过冷度，导致Al加速成长，变成超前