《多相合金的凝固》ppt课件

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1、五多相合金的凝固1共晶概述2金属-金属共晶凝固3金属-非金属共晶凝固4偏晶合金的凝固5包晶合金的凝固一共晶组织的分类以熔融熵值的大小为依据把共晶分为规则共晶和非规则共晶.规则共晶(即金属-金属共晶)属于非小平面共晶.凡熔融熵者为非小平面相。规则共晶的形态又可分为层片状和棒状两种，通常共晶中某一相体积分数小于时，容易出现棒状结构。非规则共晶（即金属-非金属共晶）属于小平面共晶，凡熔融熵者为小平面相。非规则共晶的形态也可简化为片状与丝状两大类。小平面相晶体的长大具有各向异性的特点，其长大具有很强的方向性，小平面相在共晶中的体积分数对共晶形貌

2、有着很大的影响。第一节概述二非平衡状态下的共晶共生区从相图可知，在平衡条件下，共晶反应只发生在一个固定成分的合金下，任何偏离这一成分的合金都不能获得百分百的共晶组织。从热力学观点看，在非平衡凝固条件下，具有共晶型的合金，当快冷到两条液相线的延长线所包围的范围时，即使是非共晶成分的合金也可以得到百分百的伪共晶组织。如图5-10所示，图中影线部分为共晶共生区。共生区规定了共晶稳定生长的温度和成分范围，超过这个范围，组织将变为亚共晶或过共晶。并非所有的共晶共生区都像5-10图那样的对称的。对于金属-非金属共晶，其共生区通常是非对称的，如图5-

3、11，其相图上的共晶点靠近金属组元一方。凡处在C1—C2之间成分范围的合金在平衡冷却时都会发生共晶反应，共晶的相对量取决于合金成分偏离共晶成分的大小偏离共晶成分越远，共晶量越小。一层状共晶的生长1.形核与长大多数的金属-金属共晶其长大速度在四周各个方向上是均一的，因此它具有球形长大的前沿，而在共晶组织内部两相之间却是层片状的。这是就说在非方向性凝固的情况下，共晶体是以球形方式长大，而球形的结构是由两相的层片所组成，并且向外散射。球的中心有一个核心，它是两相中的一相，起着一个共晶结晶核心的作用。共晶中两相交替成长，这并不意味着每一片都要单

4、独形核，其长大过程是靠搭桥的办法使同类相的层片进行增殖。这样就可以由一个晶核长出整整的一个共晶团。第二节金属-金属共晶的凝固2共晶的稳定态长大及固-液界面曲率由于金属-金属共晶的固-液界面是非光滑的，所以其界面的向前生长不取决于结晶的性质，而取决于热流的方向。两相并排的长大方向垂直于固液界面。Jackson和Hunt认为，由于两相的层片间距很小，在长大过程中溶质的横向扩散是主要的。必须指出的是，在固液界面前沿很小的距离（相当于层片间距）范围内，液相的成分是极不均匀的。在共晶的固-液界面前沿的液相中会形成A、B两组元的不同富集区。图5-1

5、8为共晶生长时固-液界面前沿成分的变化及其对共晶片状界面曲率的影响。由于在固-液界面前沿溶质浓度不同，势必会出现以共晶平衡温度TE为基准的不同的过冷度。以相前沿为例，在其中央区的前沿液相中富集了最大的浓度，从图5-18a中可以看出，与相平衡液相线交点至共晶温度TE的垂直距离即为由于浓度差所造成的过冷度，可以用下式表示：式中，为液相线斜率，为具有无限大曲率半径的固-液界面上平衡液相线温度。从上式可知，在相与相交界处，由于这里的成分仍为所以由于浓度差所造成的过冷度。这样，正如图5-18c所示，在相层片范围内，的分布将是抛物线型的，该曲线与图

6、5-18b所示的相前沿液相成分的分布曲相似，即相中央区前沿液相溶质浓度最大，而与之相对应的过冷度也最大。从图5-18a、c可以看出，，即相与相交界处曲率半径所对应的过冷度大于相中央处的过冷度。与此相对应，与交界处固相的曲率半径小于相中央处的曲率半径。这就意味着为了以稳定的等温界面向前推进，层片表面的曲率半径是不一样的。如图5-19所示，共晶结晶时，在相和相交界处，是相、相、液相三者处于平衡状态。在平衡条件下：可得：式中，，上式表达了与相界面处相的曲率半径与层片厚度、固-液界面张力及、相界面张力之间的关系。3固-液界面前沿液相成分分布前面

7、提到的共晶固-液界面前沿成分不均匀分布仅局限于深入液体不太远的距离范围之内，其数量级仅相当于层片厚度的范围，超过这个距离，液相成分仍是均一的。即使在此距离范围内，成分波动的幅度也随着距离固-液界面愈远而变得越小。图5-20可以清楚地说明这个问题。为了定量地描述共晶固-液界面前沿液体中成分的分布，这里将溶质在固-液边界层中达到稳定态时的分布用二维空间表示为：其边界条件为：这里是指相层片中央，是指相层片中央。进一步假设共晶凝固时过冷度很小，因此，，而且在共晶温度时形成的固相及的成分分别为平衡相图中的成分，即图5-18a中的及。根据固-液界面

8、处物质守恒原则，在达到稳定态时，由于凝固而排出的溶质量应该等于从界面处向液体内部扩散走的量，即：利用上述边界条件，求解微分方程5-2。该式可写为：解之即得共晶固-液界面前沿的液相成分分布表达式：式5-26为