第6章 共晶合金的凝固

纯金属的结晶
①正温度梯度：平面状生长
液态金属 在铸模中 结晶
纯金属的结晶
粗糙界面晶体：界面均匀向前推移，整个界面保持 稳定的平面状，不产生明显的局部前凸，与Tm等 温线保持平行。
光滑小平面界面：与Tm等温线呈一定角度，台阶横 向扩展方式，不超过Tm线。由大台阶转变成小台 阶，没明显前凸，基本上呈平面状与Tm等温线平 行。
固溶体合金的结晶
三、合金凝固过程中的成分过冷 1、成分过冷与热过冷 热过冷：纯金属凝固时由于其熔点Tm是固定的，界
面前沿液体的过冷区形态和性质取决于液体内实 际温度的过冷。
固溶体合金的结晶
成分过冷：固溶体合金液体在凝固过程中界面前沿 液体的Tm随其浓度的变化而变化，特别是在通常 凝固时界面边界层富集溶质(K0＜1合金)原子而使 其Tm降低．由于边界层内存在浓度梯度，则层内 不同位置(x)处的Tm亦不同如下图(a)(b)(c)。当界 面前沿液体内实际温度是正梯度时就可形成圆缺 形的过冷区(影线区)，这种与液体内溶质浓度相 关的过冷称为成分过冷如下图(d)。
（2）在界面前移dx过程中生 成固相所排出的溶质原子进 入 液相的速率：
上述两增量一进一出应相等，即：
固溶体合金的结晶
该方程的通解为：
将A、B代入得：
固溶体合金的结晶
4、液相内溶质部分混合 在冷却及凝固速度介于上两种极限情况之间出现。
边界层流：不存在对流，只有扩散；对流只有存在 于大体积液相内，使边界层外的液相内溶质均匀 混合。δ比仅靠扩散混合的薄些。
晶内偏析：在一个晶粒内化学成分不均匀的现象。 枝晶偏析：晶粒以树枝状生长次晶轴间及晶轴与轴
间隙间存在成分偏析。 二、固溶体合金结晶时溶质的重新分布 1、讨论条件 铸锭、铸件凝固是靠铸模冷却，带有定向散热特征。 （1）平衡凝固时：各温度下两相溶质都达均匀化。 CS/CL=K0，称平衡分配系数，固、液相线近似认为

令
d (G非 ) dr
＝0
非均匀形核的临界半径为：
rk
2
GV
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结论：非均匀形核使临界晶核的形核功减小，但晶 核的临界半径没有变。
• 非均匀形核的晶核形成功主要取决于 称接触角 或浸润角， 越小对形核越有利。
• 大小的因素影响： cos ＝ (L/B－S/B)/ L/S
L/B就越越小小，并且S/B越接近L/S，cos 越接近l， 角 基底与晶核的晶体结构、原子间距等越相近，其界
面能越小
• 应用：
人工降雨：
AgI
晶体结构 密排六方
晶格常数 a 0.458 nm
c 0.749 nm
冰 密排六方
0.452 nm 0.736 nm
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非自发形核问题概括
• 在同样过冷度下非自 发形核的形成功小， 使非自发形核形成功 与过冷度的关系曲线 左移。
• 以均匀形核的形成功 为标准，那么，非均 匀形核就可在很小的 过冷度下发生。
exp GA
kT
• 形核率N取决于形核与克服能垒几率的乘积
N = Bexp Gk exp GA
kT
kT
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N = Bexp Gk exp GA
kT
kT
• 第一项是随过冷度增加而 急剧增加(Gk与T2成反 比)
• 第二项中的激活能GA对 温度变化不大敏感
• 过冷度小时受形核率受所 控制
• 过冷度大时受形核能垒受 所控制
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非均匀形核的形核功
设晶核以球冠状形成于基底(模壁
或杂质表面) B上，L/S、S/B、 L/B分别表示液-固相晶核、晶核-
图6-5 非均匀形核示意图
基底、液相-基底间单位面积的表面张力，晶核的表面积为AL/S， 晶核-基底的界面积为AS/B，晶核的球冠体积为V，则有

第六章 多相合金凝固1、根据共晶体两组成相的Jackson 因子，共晶组织可分为哪三类？它们各有何生长特性及组织特点？答:根据共晶体两组成相的Jackson 因子，共晶组织可分为下列三类:（1）粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶.（2）粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶）共晶.（3）光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶 .各自生长特性及组织特点:第（1）类共晶，生长特性为: “共生 ”生长, 即在共晶偶合长大时，两相彼此紧密相邻，而在两相前方的液体区域存在溶质的运动 , 两相有某种相互依赖关系.组织特点为: 对于有共晶成分的合金,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(即规则共晶);对于非共晶成分的合金，在共晶反应前，初生相呈树枝状长大，所得到的组织由初晶及共晶体所组成。

第(2)类共晶体，生长特性为: 长大过程是相互偶合的共生长大.组织特点为: 组织较为无规则的,且容易发生弯曲和分枝 .第(3)类共晶体, 生长特性为: 长大过程不再是偶合的组织特性为: 所得到的组织为两相的不规则混合物2、以某合金生产厚大平板铸件，凝固首先析出α初生相，其生长速度R=8μm/s ，溶质B 原子在液相中的扩散系数D L =5600μm²/s ，到共晶阶段形成α-β层片状规则共晶，其片间距为5.6μm.（1） 分别估算初生相及共晶生长阶段α相固液界面前沿的溶质富集边界层厚度；（2） 比较两阶段边界层厚度的差别，并对此现象给予理论解释。

解：（1）α初生相阶段： 溶质富集边界层厚度约（2倍特征距离）R D L /2=2x5600/8=1400μm共晶生长阶段： 溶质富集边界层厚度约（片层距的一半）λ/2=5.6/2=2.8μm(2) 由上述计算结果可见，层片状规则共晶生长过程，其固液界面前沿的溶质富集边界层厚度，比单相生长过程的溶质富集边界层厚度要小得多，而且，其溶质富集程度也小得多。

从物理过程看，这种差别的内在原因在于，层片状规则共晶生长过程中，共晶相邻的两相生长排出的多余原子，由于凝固界面前沿横向扩散，横向扩散耦合的结果使界面前的溶质富集边界层厚度大大缩小。

2
Ω=0，＞0，G-x曲线也有一最小值；
Ω＞0， G-x曲线也有2个最小值，拐点内＜0。
6.3.2 多相平衡的公切线原理
6.3.3 混合物的自由能和杠杆法则
6.3.4 从自由能—成分曲线推测相图
6.3.5 二元相图的几何规律
★相图中所有的相界线代表相变的温度和平衡相 成分，即平衡相成分沿着相界线随温度变化而变 化； ★两单相区之间必定有这两相的两相区－相区接 触法则； ★二元相图的三相平衡区为一水平线，其与三个 单相区的交点确定平衡相的浓度； ★两相区与单相区的分界线与三相等温线相交， 分界线的延长线进入另一两相区。
（1）单相区：3个， L、 α 、β （2）两相区： 3个， L+α 、L+β 、α +β 相区：1个， L+α+β （3）三
5.与匀晶和共晶相图的区别
（1）相同处
PDC线以上区域； PDC线以下、DF以右区域的
分析方法以及结晶过程与匀晶相同；
BPDF以内区域，与共晶线MEN线以下区域相同，
按照固ห้องสมุดไป่ตู้度线分析。 （2）不同处 包晶线PDC及包晶反应：L+α→β
6.10 铁碳合金相图 6.11 二元合金的凝固理论
第6章 二元合金相图及合金凝固
由一种元素或化合物构成的晶体称为单组元晶体或纯晶体，
该体系称为单元系。两个组元的为二元系，n个组元都是独立
的体系称为n元系。对于纯晶体材料而言，随着温度和压力的 变化，材料的组成相会发生变化。
从一种相到另一种相的转变称为相变。由不同固相之间的
2.非平衡共晶组织
a
非平衡共晶组织（成分位于a点稍左）一般分布在初晶α 的相界上，或者在枝晶间。可以通过扩散退火来消除，最终得