单相及多相合金的结晶.pptVIP

第一节 凝固过程溶质再分配 一、绝对平衡凝固条件下的溶质再分配 所谓绝对平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的平衡成分。这时，假设固相、液相中成分均及时充分扩散均匀。如图4-1 所示，设试样从一端开始凝固.。 开始时：T=TL 时，CS=K0C0，CL= C0。 凝固过程中：T=T*，固-液界面上成分为C?s = C S，C?L = C L ，固相及液相的质量分数分别为f S 及f L，于是有 第三节 “成分过冷”对合金单相固溶体结晶形态的影响 合金单相固溶体的凝固情况，不仅适合于完全互溶的单相合金，以及部分互溶的端际固溶体合金，也适合于具有共晶及包晶反应合金的先期固溶体的凝固。合金的结晶长大的形态主要与传热及传质有关，而纯金属则仅热流有关（无溶质传送）。为了更好地理解“成分过冷”对合金单相固溶体凝固的影响，首先简单讨论“热过冷”及其对凝固界面形态的影响。 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（dx/dT ＞0）见图4-8，晶体生长的凝固界面通常为平直形态，而且是等温面（平衡结晶温度），其温度低于平衡熔点温度Tm，这种过冷正好提供凝固所必须的动力学驱动力，通常称为“动力学过冷” ΔTk。分析图4-9：如何维持平面推进 三． 分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌 “成分过冷”一旦使平面晶界面破坏，在宏观组织上就会出现胞状晶（图4-14a）。在干扰的作用下界面上产生微小“凸起”，如前方有成分过冷存在，凸起部位即向前方长大，同时侧向也在生长。 K0＜1 时：沟槽内溶质扩散到前方熔体比端部速度小→沟槽内溶质富集→溶点降低→抑制着“凸起”的横向生长速度，形成一些由低熔点溶质汇集区→构成的网络状沟槽。 试验表明，形成胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l 一0.1cm 之间。发展良好的规则胞状界面具有如图4-14b 所示的正六边形槽沟结构。 在平面形态到规则的胞状界面之间，随着成分过冷的不同，界面形态呈现出若干过渡形式： 3、“外生生长”与“内生生长”的概念 就合金的宏观结晶状态而言，平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于一种晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为“外生生长”。等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长”。 六、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。 意义： 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，如共晶、包晶及偏晶反应。本节讨论最为普遍的共晶合金凝固方式及组织。 一、共晶组织的分类及特点 根据Jackson 系数α，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： 金属-金属共晶及金属-金属间化合物共晶多为第（1）类共晶，其典型的显微形态是有规则的层片状(图4-21)，或其中有一相为棒状或纤维状（图4-22）因此又称为“规则共晶”。 （2） 粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶金属-非金属共晶属于第(2)类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”长大。 (3) 光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶非金属-非金属属于第(3)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(见图4-24) ---也属于“不规则共晶”。 二、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。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；2）有些非共晶成分的合金在冷速较快时反而得到100％的共晶组织；3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，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”。1、“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，如图4-26a 中的影线部分。2、“非称型共生区”：特点：当两个组元熔点相差较大，两条液相线不相对称时，共晶两相的性质则相差较大，共晶点往往偏向于低熔点组元一侧。如图4-26b 所示。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