《材料成形基本原理》(3Ed)多

相

合

金

凝《材料成形基本原理》(第3版)大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，其凝固過程稱為多相合金凝固。多相合金的喉固比

單相固溶體的喉固情況復雜，除

了可能存在的初生單相固溶體結晶以外，多相合金還可

能會出現(xiàn)其它結晶反應，如共晶、包晶及偏晶反應等。

本章以討論共晶凝固為主，適當介紹包晶合金凝固?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)第

一

節(jié)共晶組織的分類與特點第二節(jié)規(guī)則共晶的凝固第三節(jié)共晶與枝晶相的競爭生長第四節(jié)

非小平面

-小平面非規(guī)則共晶的

一

般特征及形成機制第五節(jié)灰口鑄鐵的非規(guī)則共晶結晶第六節(jié)

AI-Si

合金的非規(guī)則共晶結晶第七節(jié)包晶凝固《材料成形基本原理》(第3版)第一節(jié)

共晶組織的分類與特點規(guī)則共晶：

粗糙一粗糙界面金屬—金屬，如：Pb-Sn,Ag-Cu層片狀共晶部分金屬—金屬間化合物，

如：Al-Al?Ni棒狀共晶粗糙—光滑界面金屬—非金屬，如

：Fe-C,Al-Si

共

晶光滑—光滑界面非金屬—非金屬，如：琥珀睛-茨醇共晶非規(guī)則

共

晶●

金屬-金屬共晶及金屬-金屬間化合物共晶多為第I

類共晶，此類共晶的兩相

按偶合方式進行“共生生

長”,其典型的顯微形態(tài)

是有規(guī)則的層片狀，或其

中有一相為棒狀，因此稱

為

“規(guī)則共晶”。粗糙-粗糙界面(非小晶面-非小晶面)共晶《材料成形基本原理》(第3版)(金屬-金屬)圖5-1

Pb-Sn層片狀規(guī)則共晶(纖維狀)平行于凝固方向Al-Al?Cu

層片狀規(guī)則共晶

垂直于凝固方向定向凝固的MnSb(黑)-Sb(白)共晶組織(金屬-

金屬間化合物)《材料成形基本原理》(第3版)灰鑄鐵的共晶石墨Al-Si合金中的共晶Si(定向凝固)◎金屬-非金屬共晶及某些金屬-金屬間化合物共晶系統(tǒng)

屬于此類。其長大過程兩相

往往仍是相互偶合的共生生

長，但由于共晶體中小平面

相各向異性強，

易按自身特

定的晶體學取向生長，容易

發(fā)生彎曲和分枝，所得到的

組織較為無規(guī)則。故屬于非規(guī)則共晶。粗糙-光滑界面(非小晶面-小晶面)共晶《材料成形基本原理》(第3版)(金屬-非金屬)(金屬-金屬間化合物)《材料成形基本原理》

(第3版)圖5-5Mg-Mg2Sn

非規(guī)則共晶Al-Fe合金中的共晶Al?Fe(定向凝固)光滑-光滑界面(小晶面-小晶面)共晶●非金屬-非金屬屬于第Ⅲ類共晶體，長大過程兩相不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物，也屬于“非規(guī)則共晶”。兩相非偶合生長形成非規(guī)則共晶a)

琥珀睛-茨醇共晶，b)

偶氮苯-苯偶酰共晶，《材料成形基本原理》(第3版)也存在例外而為規(guī)則C)四溴化碳-六氯乙烷規(guī)則共晶體一、層片狀共晶組織的形核過程二

、

層片狀共晶的擴散耦合生長三、層片狀共晶生長界面過冷度四、確定共晶片層距的最小過冷度準則五、棒狀共晶生長第二節(jié)規(guī)則共晶的凝固《材料成形基本原理》(第3版)4

領先相富A組元的α固溶體小球析出4

界面前沿B

組元原子的不斷富集

β相固溶體在a相球面上的析出1向前方及側面的熔體中排出A

組元原子

α相依附于β相的側面長出分枝β相沿著α相的球面與側面迅速鋪展1交替進行

……形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心《材料成形基本原理》(第3版)層片狀共晶組織的形核過程種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構成所需的共生界面，而不需要每個層片重新生核。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意動畫《材料成形基本原理》(第3版)層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意動畫《材料成形基本原理》(第3版)學βR因界面前溶質富集的振幅

僅為

△C=CL-C

,界面

過冷度最大值為

△T"a即界面生長溫度接近平衡

共晶溫度。故共晶生長界

面的過冷度通常很小——

規(guī)則共晶另一重要特征。兩相在相互隔離的兩個容器中，從共晶成

分的熔體中生長情況：

成分富集程度及范

圍

均很大的溶質邊界層，其厚度約

2DL/R層片狀規(guī)則共晶生長的

實際情況：固-液界面

前橫向擴散主導→溶

質

富集程度很低，邊界層厚度很小，

約

λ/2層片狀共晶的擴散耦合生長←哪些特征?《材料成形基本原理》

(第3版)橫向擴散偶合生長富集程度高2DL/R

Rλ/2《材料成形基本原理》(第3版)總結——層片狀規(guī)則共晶生長過程的主要特征：界面前溶質橫向擴散占主導(單相時垂直界面擴散為主);因兩相偶合生長，

其生長速度比單相生長情況下快；相比于單相生長時很大的溶質富集程度(如“液相只有擴散”的C√JK?),

其溶質富集程度很小，最大僅為1/2(其界面前方溶質富集邊界層厚度很小，約為片層距的一

半λ/2尺度為微米量級，而單相生長時相應厚度約

2D/R

——尺度為數(shù)百微米量級；由上述原因可推論：其界面前方通常難以形成成分過冷；生長界面溫度接近平衡共晶溫度，故規(guī)則共晶生長界面過冷度通常顯著小于單相嗾固界面過冷度。(也明顯小于非規(guī)則共晶)進一步了解：“界面過冷度雌β-T

依據(jù)β相液相線及其延長線變化a-T

依據(jù)α相液相線及其延長線變化為什么界面前

T

如此分布?定義為：△T

。=T.-T擴散場成分引起的過冷度△Tc界面液相濃度

CACb)甚至高于Te層片狀共晶生長界面過冷度C為什么?《材料成形基本原理》(第3版)Te界面液相線TiLαC

·CS△T?T界面溫度等溫面え/2

c)T.△TcCTeJ,

J,

Zh2/4a△C=△C。+

△CB△C。=△T./(-m。)△Cp=△T./mλ/2

成分引起的平均過冷度共晶生長界面處總的過冷度《材料成形基本原理》(第3版)a相生長而排出到界面前的B

原子流量：J,=RC(1-K?)hλ/4

[s-1]

≌RCe(1-K?)hλ/4垂直于alβ交界面溶質橫向擴散流量為：J,=D?(△C/λ)hλ/2

[s-1]為簡化及分析方便，通常確定共晶界面前平均△Tc擴散場成分引起的過冷度△Tc

雖然界面前不同位置

T

不一樣transverse

diffusion

rejection

假想的微小面元/(dC/dy)?=0=-△C/(λ/2)J,=J,穩(wěn)定生長R《材料成形基本原理》(第3版)需要特別指出：這里討論的△T

(共晶溫度

T與界面處液相線T

之差),并非屬于成分過冷(成分過冷為界面及其前方液相線T

與實際溫度之差);到此為止，尚未考慮一定片層距情況下的曲率效應

對界面溫度的影響。但從前面(圖6-12)看到，曲率效應必然左右界面過冷度。

層片狀共晶界面曲率效應為常值，即規(guī)則共晶液固界面為等溫面界面總過冷度

對應共晶生長界面液相線溫度T如圖所示過冷度差值(圖中陰影部分)必然由曲率過冷△T,來補償即

：

△T=T-T=△T+△T

,σaβ必須與σaL和

σBL

維持力學平衡：其大小及方向決定了α及β片層的曲

率(各處不同)

假設曲率處處相等(取平均曲率),則有：λ=∞時的相圖時相圖層片狀共晶界面曲率效應《材料成形基本原理》(第3版)由于熱導率高及片層尺度小平均曲率過冷△T那么,共晶凝固組織的片層距究竟如何確定呢?從純數(shù)學角度，總過冷度與片層距關系△T~λ非唯o一解，即有很多組△T~λ

數(shù)據(jù)可滿足上述關系式△T,則按反比例函數(shù)隨片層距λ的增大而減小△Tc隨λ的增大而線性增大此即確定共晶片層距最小過冷度準則(極值準則)△T~λ

關系曲線上存在一極值點，在λ=λ時界面過冷度△T為最小值。一般認為，對于規(guī)則共晶，共晶生長最可能發(fā)生在過冷度最小值處。R,λ'△TrATc△C確定共晶片層距的最小過冷度準則層片狀共晶生長界面處總的過冷度(△T=T

。-T*):△T=KλR+r《材料成形基本原理》(第3版)過冷度增大任

意

片

層

距λ

'

的

情

況圖

b

中△T《材料成形基本原理》(第3版)科研及生產(chǎn)實際表明：對于特定合金在確定喉固冷卻條件下，規(guī)則共晶片層距雖然具有一定的分散度，但分散度并不大，其平均間距略高于入。研究表明，合金及條件一定時，共晶片層距處于一定范圍：

其下

限為

,

而

其上

限卻高于

若R

增大，將會使圖中△Tc~λ

線性關系的斜率絕對值增大，而R對△T,~λ

曲線無影響。因此，R增大將使△T~λ曲線的極值點位置左移，從而獲得更小的共晶片層距。求導，并令d(△T)/dλ=0,則求得：《材料成形基本原理》(第3版)Kc:

取決于合金因素(K?

、D

、m

、

成分等)片層距λ與R的關系：K,:取決于界面張力R:

取決于凝固條件，如：鑄型冷卻能力、鑄件壁厚、凝固位置等；又如：定向凝固的抽拉速度、溫梯極值點過冷度△Te與共晶生長速度(△Te~R)的關系：看實例△T=K·R12或：Al-Cu共晶片層距與凝固速率R《材料成形基本原理》(第3版)△T.=K·R1/200,005

0.01

0.015√R,√厘

米

/

秒圖5-15鉛錫共晶界面過冷度與生長速度的關系[5]1.510.5-AT,℃片層距調整物理機制(R

增大)●a

相片層中心處B

原子擴散比α-β交界要困難得多●

→

此處B

原子聚集而濃度升高●→a

相在此處推進的速度變慢●

→

形成凹坑●

→B

原子擴散越發(fā)困難●

→新的β相片層則在此處形成，凝

固速度越快，相應的片層距就會越?。害?

k

·R-1/2《材料成形基本原理》(第3版)《材料成形基本原理》(第3版)棒狀共晶生長棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。形成棒狀共晶的一般條件：若一相的體積分數(shù)小于1/π時，該相將以棒狀結構出現(xiàn)；若體積分數(shù)在1/π~1/2之間時，兩相均以片狀結構出現(xiàn)。u11《材料成形基本原理》(第3版)第三組元的影響如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅引起一個組成相產(chǎn)生成分過冷。產(chǎn)生成分

過冷相的層片在生長過程中將會越過另一相層片的界面而

伸入液相中，通過搭橋作用，落后的一相將被生長快的一相割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀組織?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)第三節(jié)共晶與枝晶相的競爭生長上節(jié)介紹了層片狀及棒狀規(guī)則共晶標準的生長過程及其規(guī)律。

然而，實際應用的合金往往偏離共晶成分或含有其它組元及雜質，非小平面-非小平面合金還可能出現(xiàn)各種各樣與上述標準的規(guī)則共晶完全不同的共晶生長方式及相應的組織形態(tài)。一

、共晶生長界面的失穩(wěn)二、偏離平衡相圖的共晶共生區(qū)(Couple-Zone)三

、離異生長及離異共晶《材料成形基本原理》(第3版)共晶生長界面的失穩(wěn)共晶成分的純二元合金結晶，由于溶質橫向擴散作用，共晶生長界面前沿無成分過冷，且宏觀上平整。◆實際中可能出現(xiàn)兩種情況的界面失穩(wěn)：單相界面失穩(wěn)

：

偏離共晶成分的合金，G/R較低條件下；兩相同時失穩(wěn)：合金中存在對a

及β兩相均為K?<<1的第三組元時(Ko>>1情況類似)僅

一

相

失

穩(wěn)

兩相同時失穩(wěn)單相界面失穩(wěn)的情況分析：

偏離共晶成分的液相過冷到T以下進行共晶凝固，其T總是高于Te,對應于初生相的共晶

中一相處于更高的過冷狀態(tài)，故該相生長速度快于共晶體，

一旦在某些位置突破共晶生長界面而延伸到前方液體中，則

原共晶固液界面前方易形成長距離的溶質富集層(將遠大于

λ/2),于是此單相將會發(fā)生嚴重的成分過冷，必然形成單

相的樹枝晶。該過程為枝晶相與共晶的競爭生長。結果：形成一種混合組織，即單相樹枝晶以及它們之間的兩相層片狀(或纖維狀)共晶體。注意：此處的單相樹枝晶并非在共晶轉變前形成的初生相?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)兩相同時失穩(wěn)的情況分析：

當合金中存在對a

及β兩相偏析嚴

重的第三組元時，其原子在共晶凝固界面前沿形成溶質富集

層，因橫向擴散可忽略而只能依靠向液體內部的縱向擴散來

平衡，兩相前的富集層分別類似于單相凝固情形，厚度可能

達到幾百個層片數(shù)量級。在適當?shù)墓に嚄l件下(如G

較小、R

較大時),界面前方液體將形成成分過冷，導致界面失穩(wěn)。結

果：隨著成分過冷程度的增大，類似于單相固溶體結晶的變化趨勢：兩相平行且共晶固液界面宏觀平坦→胞狀共晶界面(兩相層片發(fā)生彎曲而形成扇形結構)

→樹枝狀共晶

→等軸共晶注意：上述胞狀生長中，共晶兩相仍以垂直于共晶固液界面。《材料成形基本原理》(第3版)示例a)不純Pb-Cd胞狀共晶組織

b)Al-CuAl?

樹枝狀共晶團

c)NiAl-Cr

等軸共晶

(R=28μm/s)《材料成形基本原理》(第3版)《材料成形基本原理》(第3版)工藝因素G/R和熔體對流對共晶界面失穩(wěn)的影響由上述可知，合金成分、微量元素或雜質的性質及濃度等因素，均會影響共晶凝固界面是否失穩(wěn)及其程度。這里不予重復。相同雜質時：工藝因素G

減小、

R增大，均會致共晶界面失穩(wěn)R增

大R

22mS

B28mM□10-U?.8.8500

18NmWD26NiAl-Mo共晶R↑:失穩(wěn)轉為胞狀共晶纖維狀規(guī)則排列(間距3.0μm)失穩(wěn)轉為胞狀共晶(間距1.0μm)白亮色組織

為α-Mo相黑色組織為金屬

間化合物NiAl相《材料成形基本原理》(第3版)工藝因素G/R

和熔體對流對共晶界面失穩(wěn)的影響微管外：增大R

致使對流加劇，

導致不同部位成分差距顯著,

結果：成分偏離共晶成分大的

位置出現(xiàn)單相失穩(wěn)，規(guī)則共晶間出現(xiàn)了α-A1樹枝晶微管內：因無對流，改變R并不改變凝固方式和形貌液淬法

休留生長介面形貌，原液相液淬后為深高純度Al-Cu22wt%

合金(共晶點Cu33wt%)不同定向凝固速度下的對流效應對凝固界面及其組織的作用52)

有些非共晶成分的合

金在冷速較快時可以在T

以下溫度得到100%的共

晶

組織，該區(qū)域稱之為共

生區(qū)

(圖中陰影區(qū));3

)

有

些非共晶成分的合金，

在一定冷速下，既不出現(xiàn)

100%的共晶組織，也不出

現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是

出現(xiàn)

“離異共晶”?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)偏離平衡相圖的共晶共生區(qū)(Couple-Zone)SnWsn(%)共生生長與共晶共生區(qū)概念Cooperative

Growth

&Couple

Zone)共生生長：共晶生長過程，兩相彼此交替相鄰且具有共同的生長界面，通過界面前方液相中溶質橫向偶合擴散，互相不斷地為相鄰的另一相提供生長所需的組元，彼此協(xié)同向前的共晶生長方式。共晶共生區(qū)：對應于相圖上發(fā)生共晶共生生長的區(qū)域稱為共晶共生區(qū)。共晶共生區(qū)分為兩類：

對成型與非對成型《材料成形基本原理》(第3版)兩個組元熔點相差較大，兩條液相線不對稱，

共晶點往往偏

向于低熔點組元一側，容易形

成對稱型共生區(qū)。共生區(qū)由共

晶點向高熔點組元一側傾斜。兩個組元熔點相近、

兩條液相線基本對稱、

兩相長

大速度基本相同的非小晶

面-非小晶面合金，容易形

成對稱型共生區(qū)。(一般發(fā)生在接近G=0

的情況下)TgTa《材料成形基本原理》(第3版)對稱型共生區(qū)形如砧斧狀共生區(qū)上部寬區(qū)域發(fā)生在低過冷

度慢生長條件下，而下部區(qū)域對應

于大過冷度的高速生長。共生區(qū)中，隨過冷度增大生長速率

加快，共晶形態(tài)變化規(guī)律為：平面共生共晶

→胞狀共晶

→樹枝狀

共晶

→

等軸共晶共生區(qū)之外兩側區(qū)域，則枝晶相與共晶競爭生長結果：a或β相

枝晶+共生共晶《材料成形基本原理》(第3版)共晶共生區(qū)的更深入認識根據(jù)枝晶相與共晶競爭生長的新認識，對于G?

>0的情況下，則定向喉固條件下共生區(qū)如圖所示的情形a

βa

樹枝晶

β樹枝晶+共晶體+共晶體C%,C。胞狀或樹枝狀

等軸共生共晶

共生共晶平面共生共晶對稱型LL+αL+β凝固方式及最終組織形態(tài)取決于特定條件下共晶與單相枝

晶的生長速率R

的高低

(

共晶與單相枝晶的競爭分析)

:完全的等軸共生共晶非對

稱

型L+βL+aRs.最大Reut

再

次

最

大R。最大類似推理

：得到完全的平面共生共晶

R

處于第一個Reut的速率區(qū)

Reut最大Co,

GL>0RRRaR.Reutβ-Ra《材料成形基本原理》

(第3版)成分與界面溫度相交于平面共生區(qū)發(fā)生β單相枝晶與其間的共晶伴隨生長C%,共晶共生區(qū)原始成分C?

合金a樹枝晶

+共晶體生長速率，

Rβ樹枝晶

+共晶體溫度《材料成形基本原理》(第3版)由上述分析可知：對于規(guī)則共晶的對稱型共生區(qū)，共晶成分附近的合金在任何生長速率(或過冷度)下均能形成完全的共晶組織；然而，對于不規(guī)則共晶

(具有小平面相)的合金系，大過冷度的快速生長時出現(xiàn)非對稱型共生區(qū)，共生區(qū)往往偏向于生長困難的

相之一側。其最重要的實際影響是，共晶成分的合金在大過冷度

凝固時可能不為完全的共晶組織，甚至當成分C,處于共晶點的β

相一側時，也可能形成α相樹枝晶。須注意：圖6-23表達的是當前喉固情況下熔體成分和界面過冷溫

度所處條件下的凝固規(guī)律；圖

中“a

樹枝晶+共晶”及“β樹枝晶+共晶”的區(qū)域，

a或β并非初

生相，而是由于界面失穩(wěn)單相枝晶與其間的共晶伴隨生長《材料成形基本原理》(第3版)共生區(qū)的概念的意義共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無限緩慢的冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點E,合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進行

結

晶

。離異生長及離異共晶1、離異生長與離異共晶的概念2.

晶間偏析型離異共晶的形成3、

“暈圖”離異共晶形成《材料成形基本原理》(第3版)《材料成形基本原理》(第3版)1、

離異生長與離異共晶的概念在共晶轉變中也存在著合金液不能進入共生區(qū)的情況：共晶兩相沒

有

共

同

的

生

長

界

面，它們各自以不同的速度獨立生長，即兩

相

的

析

出

在

時

間

上

和

空

間

上

都

是

彼此

分

離

的，因而形成的組織沒有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。離異共晶分“晶

間

偏

析

型”和“暈

圖

型”兩種類型。由另一相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長得較大，如另一相不能以初生相為襯底而生

核，或因液體過冷傾向大使該相析

出受阻時，初生相就繼續(xù)長大而把

另一相留在枝晶間?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)2、“晶間偏析型”離異共晶◎當一相大量析出，而另一相尚未開始結晶時，將形成晶間偏析型離異共晶。晶間偏析型離異共晶組織3、“暈圈型”離異共晶形成●兩相性質差別較大的非小晶面—小晶面共晶合金中能更經(jīng)

常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長速度

上的差別，第二相環(huán)繞著領先相表面生長而形成一種鑲邊

外圍層的情況，此外圍層稱為“暈圈”?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)《材料成形基本原理》(第3版)封閉型圈暈如果領先相的固-液界面全部是慢生長面，會被快速生長的第

二相暈圈所封閉，則兩相與熔體

之間就沒有共同的生長界面，而

只有形成暈圈的第二相與熔體相

接觸，所以原先的領先相只能依靠原子通過暈圈的擴散進行，最后形成領先相呈球團狀結構的離

異共晶組織。球墨鑄鐵的共晶轉變是其典例。非封閉型暈圈：●

如果領先相的固—液界面是各向異性的，第二相只能將其慢生長

面包圍住，而其快生長面仍能突

破暈圈的包圍并與熔體相接觸，

則暈圈是不完整的。這時兩相仍

能組成共同的生長界面而以共生

方式進行偶合結晶。灰鑄鐵中的

片狀石墨與奧氏體的共生生長則

屬此類。奧氏體一石墨一《材料成形基本原理》(第3版)石墨奧氏體

a)b)

c)非小平面-小平面共晶的一般特征及形成機制由于小晶面本身存在著多種不同的生長機制，故該類共晶組織形態(tài)復雜多變，共晶結晶方式在諸方面與規(guī)則共晶不同，其主要特征如下：(1)共晶生長液固界面不再為等溫面，界面形態(tài)則成為參差不齊的非平面(如灰鑄鐵共晶團)

;(2)共晶體中小平面相方向不規(guī)則分布，且呈現(xiàn)共晶間距的不均勻性；(3)平均間距遠大于規(guī)則共晶的間

距；(4)生長界面過冷度比規(guī)則共晶的大；(5)由于生長過冷度大，生長界面前的液相中可能形成新的共晶晶核；(6)

共晶生長方式及最終形態(tài)會隨著生長動力學條件而發(fā)生顯著改變，如冷卻條件、微量第三組元的存在等因素。微量元素對生長方式的顯著影響，恰恰是這類共晶!

合金可通過變質處理籍以改變其組織形態(tài)的基礎?！恫牧铣尚位驹怼?第3版)“偏離”和“匯聚”方式交替生長機制>兩相鄰片層“偏離”生長時，由于其間較

大體積分數(shù)相(α相)的界面中間部位溶

質越聚越多，從而出現(xiàn)凹陷。>由圖可知，△T

隨λ的增大而提高，當△T

增大到一定程度，曲率不再能抵償△T變化

時，界面將成為非等溫面。在△T

處(對應分),β相界面處也出現(xiàn)凹陷，單個片層將分叉為兩個，其中一片層

通常與另一相鄰分叉片層以相互靠攏的“匯

聚”方式(幾漸小)向前推進。>隨之，△T

降低，α相界面凹陷程度漸次減

小，直至曲率由負轉為正值且逐漸增大。當λ降至λ時，若再減小即致溫度大幅降

低(擴散受限),“匯聚”兩片層必有一個停止生

長，而另一與相鄰片層轉為“偏離”方式。,穩(wěn)定生長區(qū)間《材料成形基本原理》(第3版)定向凝固條件下共晶生長過程小平面相實際形貌(a)灰鑄鐵的共晶石墨

(R=0.138μm/s)(b)A1-Si

合金中的共晶Si(R=0.278μm/s)(c)Al-Fe

合金中的共晶Al?Fe(R=0.278μm/s)《材料成形基本原理》(第3版)灰鑄鐵

《材料成形基本原理》(第球鐵灰口鑄鐵的非規(guī)則共晶結晶相關概念：Fe-C

相圖上C%

大于2.1%C

左右的合金，具有“鐵液→奧氏體+高

碳相”共晶反應，統(tǒng)稱為鑄鐵。共晶高碳相為滲碳體或合金碳化物的一類鑄鐵稱為白口鑄鐵；◎

而共晶高碳相為石墨的一類鑄鐵則稱為灰口鑄鐵?；铱阼T鐵石墨生長方式隨成分、冷卻條件等因素而有顯著差異，所形成有：片狀石墨

蠕蟲狀石墨、

球狀石墨三類石墨形態(tài)

從而有：

灰鑄鐵

蠕墨鑄鐵

球墨鑄鐵

三類灰口鑄鐵◆

奧氏體-石墨共晶的多種方式◆灰鑄鐵的共晶(片狀石墨+奧氏體)結晶◆

球墨鑄鐵的共晶(球狀石墨+奧氏體)結晶定向凝固：γ-G

共晶方式及G

形態(tài)隨條件而變化Mg球狀石墨蠕蟲及團狀石墨棱

面(1

0

1

0晶

向a〔1010〕偏

離”

、

“

匯

聚交替定向生長奧氏體片狀石墨[1010]’液

體一液固界面固體奧氏體-石墨(γ-G)共晶的多種方式《材料成形基本原理》(第3版)或

Ce有限增加片狀石墨石墨晶體結構晶向c〔0001〕基面(0001)凝固速度加快1.421×10-10m灰鑄鐵

球墨鑄鐵蠕墨鑄鐵三類鑄鐵光學顯微組織非定向凝固通常鑄造條件下三種石墨的空間形貌《材料成形基本原理》

(第3版)蠕蟲狀石墨球狀石墨片狀石墨領先相石墨以旋轉孿晶生長機制垂直于棱柱面以[10T0]方向呈片狀生長，而γ則以

非封閉暈圖形式包圍著G

片(0001)基面，

跟隨著石墨片一起長大(偶合共生方式)。伸入液相的石墨片前端通過旋轉孿晶依靠石墨片[10T0]方向生長過程中在其周圍形成的富Fe液層而迅速生長，

并不斷將石墨片的側面包圍起來。奧氏體一石墨的作用不斷改變生長方向而發(fā)生彎曲，并不斷分枝出新的石墨片。奧氏體則灰鑄鐵共晶結晶(片狀石墨+奧氏體)《材料成形基本原理》(第3版)奧氏體石

墨a)因

共晶團內G片的增厚主要依賴

于

C

原子在固相，內擴散而進行，其增厚速度受到嚴重制約，

又因石墨基面本身的慢生長特性，故：V[0001]<<V[1010]灰鑄鐵石墨呈片狀的主要原因共晶團內石墨空間形貌G棱柱面暴露于鐵液，其快生長特性得以發(fā)揮，石墨主要按

[1010]推進呈片狀生長。片狀石墨形成熱

力

學

本

質?灰鑄鐵(未處理的工業(yè)鐵水)S、○含量高

[0001]《材料成形基本原理》(第3版)OG-L(10T0)<σG-L(0001)300KMxMog=7.00K×F

LEO

1530

UNIPRESSSignalA=InLensSignal=0.00e+000Photo

No.=522Date:18

Jun

1998

Time:1259[1010]引子：對于亞共晶球鐵，T

以下首先析

出初生奧氏體；因球化及孕育處理造成

的局域熱力學及動力學條件，

Tz~T

之

間石墨球也獨自在鐵液中析出；■因熔體對流及密度差等作

用石墨球易在熔體中漂移，

且一旦與初生奧氏體枝晶接

觸即很快為其包圍；■而獨立于初生奧氏體的石墨球在共晶階段當然很快為共晶奧氏體所包圍“石墨球+奧氏體封閉暈圈”

共晶生長直至凝固結束球墨鑄鐵的共晶結晶(球狀石墨+奧氏體)《材料成形基本原理》(第3版)球鐵凝固的一般過程球墨鑄鐵共晶結晶C

原子在γ中的擴散Fe

原子在y中的擴散G球及γ殼的徑向生長奧氏體殼增厚

L→γ+G

(共晶反應)石墨球長大看似單個的石墨球，實際上是由多個錐形石墨微晶呈輻射狀組合而成的多晶體為γ包圍的G球生長過程受熔體有害元

素干擾的幾率大為降低；G

依賴C原子在固體中擴散而獲得的生

長速率無疑會降低；>熔體中G

即已畸變，難成γ封閉暈圈G基面暴露于鐵液，而棱柱面則相互貼

合而湮沒起來，各錐形石墨基面法向等

速生長，形成總體為球的多晶組合體。Mg

、Ce等球化處理或高純度鐵液石墨球化的熱力學本質碳量分布距離，X《材料成形基本原理》(第3版)OG-L(0001)<σG-L(1010)S、○含量低%1M'(D)含碳量Si晶體：四面體構成的鉆石面心立方結構·

因小平面屬性未變質Si晶體以唯一<112>晶向生長，當領先相Si

以反射孿晶生長機理在界面前沿不斷分枝生長時，形成的共生共晶組

織是在α-A1連續(xù)基體中分布著紊亂排列的板片狀Si

的兩相混合體。Al-Si合金的非規(guī)則共晶結晶未變質Al-Si合金的共晶生長《材料成形基本原理》(第3版)看形貌(111)(111)(111)(變質機制未變質

Na或Sr變質《材料成形基本原理》

(第3版)《材料成形基本原理》(第3版)雜質促發(fā)孿晶機制

(IIT

)

:Na

、Sr等微量變質元素，在Al-Si共晶生長中不斷封鎖原有反射孿晶臺階而又不斷產(chǎn)生新的反射孿晶，孿晶密度由0.4~1.0mm

增為約0.005~0.1

μm,使共晶Si不斷分枝；變質后纖維共

晶硅生長方向雖仍有<211>(面內生長),卻多為<110>(面內生長)及Si晶體：四面體構成的鉆石面心立方結構<001>(面外生長)限制形核理論認為：變質元素抑制AIP作為Si異質

形核的作用，且降低Si原子在熔體中的擴散系數(shù)，

因此變質后的Al-Si合金共晶生長過冷度通常顯著

增大，共晶組織得以細化而起到變質效果。Sr變質的作用

(從凝固熱分析曲線看):1)共晶形核溫度T

降低，再輝程度顯著增大；2)因共晶平臺溫度TG降低，

共晶生長過冷度增大；3)共晶凝固時間縮短。時

間t/s而P卻產(chǎn)生與Sr

完全相反的影響1.00.8-0.6

0.40.20-0.2TG-0.4-0.6568剛-0.8-1.0

160580----加80×10-?

Sr—加500×10-?

P575-570-565-560100

150

200《材料成形基本原理》(第3版)584廠582-580-578-57657457256656