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1、3 共晶相图及共晶系合金的凝固和组织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12/7/202213.1共晶相图分析n两组元在固态部分溶解，形成有限的固溶体两组元在固态部分溶解，形成有限的固溶体和和，具有共晶转变，具有共晶转变nAg-Cu、Pb-Sn、Al-Si、Al-Sn、Cd-Sn、Au-PtAg-Cu共晶相图n线条和的液相线：AE和BE线和的固相线：AC和BD共晶线CED：三相平衡LECD，自由度为零，温度和相成分都恒定不变固溶度线CF和DG：和固溶体的溶解度随温度的降低而减少12/
2、7/20222n单相区：自由度=2n两相区：两相平衡，=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温度和相的成分分别为k和hn三相区：为一条水平线相区12/7/202233.2 共晶系合金的平衡凝固和组织nC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nCD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nE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12/7/20224最终组织为最终组织为初初和和 含量：含量：初初=4G/FG100%=F4/FG100%相含量：？相含量：？x1合金凝固过程（固溶体
3、合金）T1T2：L 初初，T2T3：（：（初初）T3：初初，晶界、晶界、缺陷处缺陷处P点：点：T3时时成分成分T3T4:和和分别沿分别沿CF和和DG变化。变化。12/7/20225T1:L初，初，T2共晶反应共晶反应：LECD，全部液体凝固完毕，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：凝固完毕后的组织为：初晶共晶，初晶共晶，初晶初晶E2/ED100%共晶共晶2D/ED100%相组成物的百分量：相组成物的百分量：2D/CD100%C2/CD100%12/7/20226nT2：共晶：共晶+，初初=初初*（100-92）/100nT3，和和的成分分别为的成分分别为F和和G，
4、相组成物的量发生变化，相组成物的量发生变化，但组织组成物的特征保持原样但组织组成物的特征保持原样初晶共晶12/7/20227T1T2:L初初，T2：L共晶（共晶（+），），T2T3：析出次晶，可忽略不计。：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初晶共晶（共晶（+）12/7/20228nTE：LE共晶（共晶（CD），nTE以下：析出次晶以下：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：共晶：两相交替排列，组织较细密两相交替排列，组织较细密12/7/20229初晶形态初晶形态:取决于初晶相的固取决于初晶相的固/液界面微观结液界面
5、微观结构构 过共晶Pb-Sb的显微组织Pb-70Sn的显微组织，500 x1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合金和初晶皆呈树枝状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12/7/202210（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n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
6、为183，若制成铅、锡和铋三元共晶，其熔点降至96n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12/7/202211I合金（Pb10Sn）组织：+II PbSn共晶系合金平衡凝固500 x12/7/202212II合金：全部共晶组织共晶温度时两相相对含量：共晶温度时两相相对含量：12/7/202213III合金：亚共晶，Pb50Sn，+II500 x组织：组织：共晶共晶II12/7/202214 VI合金：过共晶合金（Pb70Sn）II(+)500 x组织：组织：+II+共晶共晶12/7/202215例题：1按下列数据，做出按下列数据，做出A-B二元共晶相图
7、二元共晶相图:(1)TATB(TA,TB分别是分别是A，B的熔点的熔点)；(2)(3)B在在A中的溶解度随温度下降而减少，室温时为中的溶解度随温度下降而减少，室温时为WB=0.03；A在在B中的溶解度不变。中的溶解度不变。2.一个二元共晶反应如下：一个二元共晶反应如下：求求（1）WB=0.50的合金凝固后，的合金凝固后，初初与（与（+）共晶共晶的相对的相对量；量；相与相与相的相对量。相的相对量。（2）若共晶反应后）若共晶反应后初初和（和（+）共晶共晶各占一半，问该合金各占一半，问该合金成分如何：成分如何：12/7/2022163.3 共晶组织及其形成机理n共晶组织的基本特征：两相交替排列共晶组
8、织的基本特征：两相交替排列n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12/7/202217共晶组织形态纤维状(Al-Ni)(横截面),150针状(Al-Si),10012/7/202218螺旋状(Zn-MgZn2),500蛛网状(Al-Si),100骨骼状(Al-Ge),500FeC（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12/7/202219n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
9、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12/7/202220n包括金属-金属共晶和金属-金属间化合物共晶n具有简单规则的组织形态：层片状，棒状或纤维状n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热流方向和两组元在液体中的互相扩散互相扩散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),15012/7/202221nT2：和均达到过饱和要形核析出n若领先形核并成长，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，促使相在相上形核长大，成分为
10、i，n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相n、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：12/7/202222n相界面的液体成分为k，相界面的液体成分为j，两相间的横向浓度差为j-kn界面液体中的纵向浓度差为k-e（或j-e），n横向浓度差大，横向扩散距离很短，横向原子扩散强烈，n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e12/7/202223n一个共晶晶粒中的每一单片层并不都需要单独形核，
11、各片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)单独的片；(b)相在片上形核；(c)相在片边缘搭桥分枝球团共晶形核和成长(a)相在相上形核；(b)两相搭桥分枝成长；(c)球团成长前沿的分枝情况12/7/202224共晶的形貌n1.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；n2.当共晶中一相的体积分数为30%50%时，层片状共晶；n3.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。12/7/202225Al-CuAl2共晶合金的纵截面(a
12、)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）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，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，在某一临界过冷区，在某一临界G/R值下，如同固溶体合值下，如同固溶体合金一样，也会产生胞状共晶或树枝状共晶金一样，也会产生胞状共晶或树枝状共晶不稳定的界面不稳定的界面12/7/202
13、226n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n主要原因是由于非金属相晶体结构上的特性不同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),50012/7/202227n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 n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
14、界面Al-Si共晶成长形貌示意图12/7/202228nAl-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相界面排出的相界面排出的Al浓度高，导致更大的成分过冷而浓度高，导致更大的成分过冷而加速加速Si的成长的成长；Al相界面较宽，排出的相界面较宽，排出的Si量少，成分过冷小，量少，成分过冷小，生长速度慢生长速度慢；而且当；而且当Al界面达到界面达到一定宽度之后，从一定宽度之后，从Si中排出的中排出的Al不能及时补充不能及时补充Al的表面，即的表面，即Al中间部分出现中间
15、部分出现凹陷凹陷，落后于界面前沿落后于界面前沿；随成长而远离的随成长而远离的Si晶枝前沿溶质多，成分晶枝前沿溶质多，成分过冷大，达到一定间距（过冷大，达到一定间距（分支）时，产生分支）时，产生分支，以避免枝间距过大分支，以避免枝间距过大愈长愈接近的晶枝达到一定极限值时，愈长愈接近的晶枝达到一定极限值时，Si量耗尽就停止成长量耗尽就停止成长;在每个共晶领域内的在每个共晶领域内的Si晶基本上都是连成晶基本上都是连成一个整体。一个整体。12/7/2022293.4 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“
16、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12/7/202230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-Znn非平衡凝固的亚（或过）共晶合金的组织中，共晶组织
17、的量比平衡状态多n过冷至伪共晶区，则获得全部伪共晶组织12/7/202231歪斜的伪共晶区：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-Bi12/7/202232nAl-Si系的伪共晶区歪斜于系的伪共晶区歪斜于Si的一边，所以一般铸造的共的一边，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。定要过冷至伪共晶区才可获得全部共晶组织。A
18、l-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；12/7/202233n要获得纤维状细小的要获得纤维状细小的Si组织，可以通过以下方式：组织，可以通过以下方式：（1）合金从液态激冷（）合金从液态激冷（淬火淬火）可获得纤维状）可获得纤维状Si组织；组织；（2）工业上，加入少量）工业上，加入少量Na、P或或Sr进行进行变质处理变质处理获得细获得细小分支的小分支的Si纤维组织纤维组织Al-Si系的晶粒细化(a)加钠盐变质后伪共晶区往右上移(b)加钠变质后，过共晶合金缓冷也可获得伪共晶或亚共晶组织 200Na的变质原理：的变质原理：1.阻止阻止
19、Si晶成长，促使其晶成长，促使其产生更多细小分支；产生更多细小分支；2.提高提高Al的界面过冷度，的界面过冷度，加速加速Al成长；成长；3.增加增加Si晶核形成数目。晶核形成数目。12/7/202234n在固溶度端点以外的合金，在非平衡凝固时形成少量共晶组织2非平衡共晶组织Al-Cu系相图的一部分Al-4%Cu合金非平衡共晶组织亚稳定状态，经均匀化退火后溶入固溶体中Al-4%Cu合金铸态组织出现少量共晶组织固相平均成分线12/7/202235n在固溶度端点以内，靠近固溶度极限合金在固溶度端点以内，靠近固溶度极限合金n共晶转变时，共晶中与初晶相同的那个相即附着在初晶相共晶转变时，共晶中与初晶相同的那个相即附着在初晶相之上，而剩下的另一相则单独存在于初晶晶粒的晶界处，之上，而剩下的另一相则单独存在于初晶晶粒的晶界处，从而从而失去了共晶组织的特征失去了共晶组织的特征，即可以在平衡条件下获得也，即可以在平衡条件下获得也可以在非平衡条件下获得。可以在非平衡条件下获得。3离异共晶：被分离开来的共晶组织Al-4%Cu合金铸态（非平衡条件下）出现离异共晶Al-Cu系相图的一部分12/7/202236