材料成形理论基础3章2016版.

第三章单相与多相合金凝固§3.1溶质再分配合金分类单相合金—在凝固过程中只析出一个固相，固溶体、金属间化合物等多相合金---在凝固过程中同时析出两个以上相的合金，共晶、包晶、偏晶一、固-液界面前沿的溶质再分配1.单相合金结晶过程的特点无限互溶或非无限互溶，但合金含量较低，在凝固时只形成单一固溶体的合金固溶体中合金元素的原子以间隙或置换的方式存在于基体原子的点阵中第三章单相与多相合金凝固几种合金中凝固时只析出单相固溶体的合金第三章单相与多相合金凝固合金结晶时溶质原子的重新分配凝固时固相中不能容纳的B原子被排挤出来，富集在界面上的液体中，逐渐向液体内部扩散。成分分离的现象称为溶质元素的再分配。溶质元素再分配程度LSCCk液相线和固相线近似看成直线，k为常数溶质元素的再分配溶解能力的突变k1固相富溶剂液相富溶质第三章单相与多相合金凝固a)k1的合金b)k1的合金溶质元素使合金熔点降低，k1溶质元素使合金熔点升高，k1第三章单相与多相合金凝固2、平衡结晶时的溶质再分配凝固速度极端缓慢固相和液相成分得以充分均匀化，可以实现平衡结晶固相和液相的比例可按杠杆定律确定固相分数液相分数凝固过程中液相和固相的变化a)相图b)开始凝固c)T*温度凝固d)凝固结束平衡结晶是溶质分布一种理想状态不可能完全达到0''CfCfCLLsS第三章单相与多相合金凝固3.非平衡结晶时的溶质再分配实际合金的凝固不是极端缓慢，液相和固相中的扩散不能充分进行1.固相中没有扩散，液相中均匀混合固相中无扩散，液相均匀混合0''CfCfCLLsS固相成分极不均匀，产生于晶粒内部，称为晶内偏析液相成分均匀固相成分不均匀a)相图b)开始凝固c)T*温度凝固d)凝固结束DL—液态原子扩散系数DS—液态原子扩散系数凝固较慢液相中有充分扩散或强烈搅拌第三章单相与多相合金凝固LSSLdCfdfSCC)1()(kdCfkdfCkSSSS)1()1()1(0)1(kSSfkCC)1(0kLLfCC非平衡时的杠杆定律Scheil方程第三章单相与多相合金凝固Scheil方程计算结果与实际情况有偏差固相内不是没有扩散结晶潜热的析出使界面上枝晶熔化第三章单相与多相合金凝固（2）固相无扩散，液体中只有有限扩散而无对流或搅动固相无扩散，液体中只有有限扩散而对流或搅动a)状态图b)开始结晶c)界面温度T’d)界面温度T1e)完全凝固界面上排出的溶质只能通过扩散缓慢向液体内部运动，得不到充分的混合，界面上出现溶质富集区凝固过程假设：试样尺寸很长由一端冷却固-液界面为平面第三章单相与多相合金凝固界面前沿溶质浓度分布及液相线温度变化假设：K为常数原子在固相中的扩散忽略不计液相中只有有限扩散，无对流及搅拌进入稳定生长阶段，界面上固相和液相中的成分保持为及0CkC/01.溶质在液相中的扩散单位面积、时间向液体中扩散的质量m1dxdCDm1在距离微元体溶质扩散的增量dxdxdxCdDdm221第三章单相与多相合金凝固2.在界面生长过程中溶质由固相排挤到液相在x处供应的溶质量)(02CCRmdxdxdCRdm2在距离内的增量dx稳定生长时021dmdm022dxdxdCRdxdxCdDDRxBeAC/]11[/0DRxxekkCC边界条件第三章单相与多相合金凝固k1时界面前沿溶质分布第三章单相与多相合金凝固最后过渡区凝固后期剩下的液体体积有限界面上溶质原子向液体扩散受到限制界面处及前方液相溶质浓度升高界面上液相不再保持不变，逐渐变得比Co/K大的多固相急剧上升，大大高于Co偏析前期阶段第三章单相与多相合金凝固R、D、k对界面前沿溶质浓度分布的影响a)R1R2b)D1D2c)k1k2溶质浓度分布影响因素固相的生长速度溶质在液相中的扩散速度溶质在合金中的分配系数第三章单相与多相合金凝固固相无扩散、液相有对流的溶质再分配实际情况液相有扩散和对流存在一个边界层边界层内只靠扩散传质边界层外有对流边界层外成分均匀如果液相容积很大，边界层以外液相不受已凝固相的影响边界层内的溶质分配规律第三章单相与多相合金凝固§3.2成分过冷理论与界面稳定性动力学理论3.2.1成分过冷（Constitutionalsupercooling)1.溶质富集引起界面前沿液体凝固温度的变化第三章单相与多相合金凝固§3.2成分过冷理论与界面稳定性动力学理论3.2.1成分过冷（Constitutionalsupercooling)1.溶质富集引起界面前沿液体凝固温度的变化合金液相线温度与成分的关系mCCTTxx00)(00CCmTTxx)1(/00DRxxekkmCTT液相相温度随成分变化界面前沿溶质分布不均匀引起液相中各部分的液相线温度不同第三章单相与多相合金凝固)1(/00DRxxekkmCTT100)1(TkkmCTTx0xx0TTx溶质原子在界面上的富集使界面液体的凝固温度大为降低影响界面的生长温度降低的影响因素RDkm第三章单相与多相合金凝固2.成分过冷的形成溶质原子在晶体长大过程中在分配引起的过冷为成分过冷)(1GxTTTxcGxekkmCTDRxc]1[)1(/00)(dxTdc0)()1()(/0'GDRekkmCdxTdDRxcGDkRkmCRDxo)1(ln'])1(ln1[)1(0GDkRkmCRGDkkmCToaxmc第三章单相与多相合金凝固影响成分过冷取得宽度和成分过冷大小的因素界面前沿液体中的温度梯度晶体的生长速度溶质在液体中的扩散速度液相线斜率溶质元素的分配系数溶质元素的含量形成较大过冷度R、m、Co大；G、D小合金本身：k、D、m、Co工艺方面：G、R成分过冷的本质：凝固过程中固-液界面前沿的溶质再分配和界面前沿一定温度条件的综合作用。温度梯度+液相线的形状第三章单相与多相合金凝固热过冷：没用溶质的再分配，只是有温度引起的热过冷与成分过冷的比较热过冷与成分过冷的比较成分过冷降低了实际过冷度热过冷界面上各处与过冷度较大的液体接触界面不稳定，不能保持平面即可阻碍原有界面的生长，也可在界面前方形成新的核心界面不断向内推进界面为平面第三章单相与多相合金凝固第三章单相与多相合金凝固§3.3界面形貌演变规律成分过冷的大小决定界面的生长过程生长方式最后的晶体形状界面的基本生长方式平面生长方式(planarinterfacegrowth)胞状生长(Cellularinterfacegrowth)枝晶状生长(Dendriticinterfacegrowth)内生生长(Endogeneousgrowth)成分过冷的四种情况第三章单相与多相合金凝固1.平面生长一个个条状的晶体一个大的单晶体平面生长的条件GdxdTxx0)(DkkmCRG)1(0成分过冷判据DkkmCRG)1(0界面前沿出现成分过冷100)1(TTkkmCDTTRG10控制G/R就可以控制成分过冷的大小第三章单相与多相合金凝固1.平面生长一个个条状的晶体一个大的单晶体平面生长的条件控制G/R就可以控制成分过冷的大小凝固过程界面始终是平面体积收缩完全由液体来补充没有晶间缩松第三章单相与多相合金凝固2.胞状生长胞状生长温度梯度G2，界面前沿存在一个较窄成分过冷大于动力学过冷的区域平的界面开始不稳定平面上产生许多凸起产生凸起进入过冷区不产生侧向分枝晶体以条状向液体内生长突出部分排除溶质向周围扩散形成富集低熔点物质的沟槽第三章单相与多相合金凝固2.胞状生长胞状生长1）有关胞状晶形成过程早期研究在界面上先形成凸起突破界面上溶质富集层进入过冷区近期研究G/R减小平面不稳定平界面上同时出现凸起和洼坑凸起不发展洼坑逐渐发展G/R进一步减小洼坑联系在一起洼坑出现的原因出现的条件第三章单相与多相合金凝固2.胞状生长胞状生长胞状生长的因素溶质的存在G/R的减小横向成分不均匀胞晶中心部分两侧沟槽处少量共晶相的形成G/R不变，加入溶质Co不变，减小G/R第三章单相与多相合金凝固胞状生长的条件：DkkmCRG)1(0影响因素：溶质的存在值的减小RG成分过冷的宽度为0.01-0.1cmFe-C-Ni-Cr合金定向凝固胞状晶胞状晶结构纵向条状横向不规则条状六角状第三章单相与多相合金凝固2）胞状向枝晶状转变影响因素：增加值的减小界面前沿的成分过冷区增大胞状晶突出深入液体更远侧向固-液界面出现短小分枝胞状晶转变为胞状枝晶RG凝固条件，G/RG/R和Co对Al-Mn合金平面向胞状转变的影响0C生长速度增大时，晶体学的因素发生作用，晶胞的方向逐渐偏向某一择优生长方向，出现短小分枝第三章单相与多相合金凝固枝晶状生长1.枝晶状生长方式枝晶状界面的形成离开界面后过冷度增大向液体内伸展，不断分枝剩余液体溶质富集结晶潜热析出过冷消失，分枝生长停止以枝晶方式凝固的金属小于10%90%以充填枝晶间空间的方式凝固界面前存在一个较宽的成分过冷区形成一次分枝形成二次分枝第三章单相与多相合金凝固枝晶状生长枝晶状界面的形成偏析热裂缩松成分的不均匀性缺陷第三章单相与多相合金凝固分枝间距分枝间距胞晶间距胞晶尺寸一次臂间距Hunt.J.D.冈本平2/14/1)1(641GLRCkDmdll2/101])1([LLolRGDkCmd二次臂间距2/12)(LSRGTAd第三章单相与多相合金凝固分枝间距分枝间距AS(Armspacing)胞晶间距(Cellinterval)胞晶尺寸(Cellsize)一次臂间距Hunt.J.D.冈本平2/101])1([LLolRGDkCmd二次臂间距2/12)(LSRGTAd相邻同次枝晶之间的垂直距离2/14/1)1(641LllGRCkDmd第三章单相与多相合金凝固分枝的粗化分枝粗化的几种类型凝固后的二次分枝间距比最初形成的间距粗大分枝在凝固过程中重新熔化I.ra，分枝细的熔点比分枝粗的低，被重熔掉II.一个分枝的根部细，被重熔III.端部逐渐重熔第三章单相与多相合金凝固晶体的生长方向晶体的生长表面总是原子排列最紧密的晶面面心立方晶体体心立方密排六方体心正方树枝的主轴及其分枝的生长方向与晶体的结构有关，晶体的生长表面总是原子排列最紧密的晶面面心立方和体心立方晶体的枝晶生长方向第三章单相与多相合金凝固内生生长影响因素影响成分过冷的因素外来质点的非自发生核作用内生生长-界面前方等轴区的形成EndogeneousgrowthExogeneousgrowth内生生长过程成分过冷大于外来质点非自发生核所需的过冷度液体内生核生长原枝晶状生长受阻新生晶核---等轴晶在界面前方的液体内自己生核和生长的方式第三章单相与多相合金凝固内生生长自由能---球体实际上树枝晶近似球形的多面体晶体的界面总是自由能较小的晶面宽而平的面---能量小窄小的棱和角能量较大的晶面能量大浓度梯度第三章单相与多相合金凝固内生生长影响因素影响成分过冷的因素外来质点的非自发生核作用内生生长-界面前方等轴区的形成晶体自型壁形核，然后由外向内单向延伸生长平面生长胞状生长柱状树枝晶液体内部自由生长的方式等轴晶第三章单相与多相合金凝固工艺参数G和R对单相合金凝固特点的影响第三章单相与多相合金凝固工艺参数G和R对单相合金凝固特点的影响第三章单相与多相合金凝固§3.4多相合金的凝固共晶合金包晶合金偏晶合金3.4.1.共晶合金的凝固1.共晶合金液态结构的特点原子集团A与α固溶体原子排列方式相似两种排列方式类似两个共晶相的原子集团试验结果共晶合金状态图结晶过程中析出两个以上新相参与反应的合金PureFe-CalloyT1600℃第三章单