第4章單相及多相合金的凝固

第4章

單相及多相合金的凝固本章主要內(nèi)容4.1凝固過程的溶質(zhì)再分配4.2固—液界面前沿的成分過冷4.3多相合金的凝固4.1凝固過程的溶質(zhì)再分配4.1.1溶質(zhì)再分配現(xiàn)象的產(chǎn)生4.1.2溶質(zhì)平衡分配系數(shù)4.1.3平衡凝固時的溶質(zhì)再分配4.1.4近平衡凝固時溶質(zhì)再分配4.1.1溶質(zhì)再分配現(xiàn)象的產(chǎn)生

溶質(zhì)再分配：由于合金的各組元在液相和固相中的化學(xué)位不同，析出于固相中的溶質(zhì)含量將不同于其周圍液相內(nèi)溶質(zhì)的含量，從而在固相和液相中產(chǎn)生成分梯度，引起溶質(zhì)擴散。在整個凝固過程中，固、液兩相內(nèi)部將不斷進行著溶質(zhì)元素的重新分布，稱此為合金凝固過程中的溶質(zhì)再分配。

在近代凝固技術(shù)研究中，將凝固條件分為三種平衡凝固近平衡凝固非平衡凝固平衡凝固：是指在凝固過程中固相和液相始終保持平衡成分，即冷卻時固相和液相的整體成分分別沿著固相線和液相線變化。近平衡凝固：對于大多數(shù)實際的材料加工（如鑄造）而言，所涉及的合金凝固過程一般不符合上述平衡凝固的條件，合金凝固過程中的固、液相成分并不符合平衡相圖的規(guī)定。但在緊鄰固-液界面處合金成分符合平衡相圖，這種情況稱為界面平衡，相應(yīng)的凝固稱為近平衡凝固。近平衡凝固為接近實際生產(chǎn)條件下的凝固，也稱正常凝固。非平衡凝固：是指絕對的非平衡凝固，如快速凝固、激光重熔及合金霧化冷卻等近代先進的材料成形技術(shù)中液態(tài)合金的凝固。此時已不遵循熱力學(xué)規(guī)律，即使在固-液界面緊鄰處也達不到平衡凝固條件。三種凝固條件下固—液界面附近的溶質(zhì)分配情況

a）平衡凝固b）近平衡凝固c）非平衡凝固4.1.2溶質(zhì)平衡分配系數(shù)平衡溶質(zhì)分配系數(shù)k0的定義：當凝固進行到某一溫度時，平衡固相溶質(zhì)成分與液相溶質(zhì)成分之比，即

（4-1）

對于不同的相圖（或相圖的不同部分），k0值可以小于1，如圖（a）所示；k0也可以大于1，如圖（b）所示。

不同類型的平衡相圖（a）（b）假定相圖中的液相線和固相線均為直線（其斜率分別為mL、mS），則

即k0值為與溫度及濃度無關(guān)的常數(shù)。

（4-2）

平衡溶質(zhì)分配系數(shù)k0的物理意義：對于，k0越小，固相線、液相線張開程度越大，開始凝固時與凝固終了時的固相成分差別越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴重。對于的情況，k0越大，則偏析越嚴重。4.1.3平衡凝固時的溶質(zhì)再分配K0＜1合金

條件：初始成分為C0的合金，將其置于長度為L的容器中，從左端開始冷卻凝固，界面始終以宏觀的平面形態(tài)向右推進。

平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配固液凝固方向固、液兩相在溫度T*時的平衡成分為，相應(yīng)的體積分數(shù)為，則由平衡條件下的杠桿定律，得因為，故得此即平衡凝固中的溶質(zhì)再分配規(guī)律。

T1處（開始凝固時）：固相成分k0C0液相成分接近C0T2處（凝固終了時）：固相成分C0液相成分接近C0/k04.1.4近平衡凝固時溶質(zhì)再分配

假設(shè)：①界面始終處于局部平衡狀態(tài)，即界面兩側(cè)的濃度符合相應(yīng)界面溫度下相圖所給出的平衡濃度。②沒有過冷，也不考慮長大時的動力學(xué)過冷。③界面的推移由其前沿的溶質(zhì)輸運所控制。④由于溶質(zhì)在液體內(nèi)的擴散系數(shù)（約為10-5cm2/s）比固體內(nèi)的（約為10-8cm2/s）大幾個數(shù)量級，故忽略固相內(nèi)擴散。⑤相圖中的液、固相線均近似為直線。即平衡分配系數(shù)不隨溫度變化。

1.固相無擴散、液相均勻混合時的溶質(zhì)再分配

固相：溶質(zhì)原子來不及擴散

液相：可完全混合，均勻成分（足夠的攪拌與對流）

隨著固相分數(shù)（fS）增加，凝固界面上固、液相中的溶質(zhì)含量均增加，因此固相的平均成分比平衡的要低。當溫度達到平衡的固相線時，勢必仍保留一定的液相（杠桿原理），甚至達到共晶溫度TE時仍有液相存在。這些保留下來的液相在共晶溫度下將在凝固末端形成部分共晶組織。Scheil公式推導(dǎo)在任一溫度為T*時，因溶質(zhì)量守恒，形成微量固相所排出的溶質(zhì)原子量應(yīng)等于液相內(nèi)溶質(zhì)原子量的變化：由于，并略去dfs，有：經(jīng)積分得

初始條件：時，，得積分常數(shù)，因此上式被稱為Scheil公式，或非平衡杠桿定律。此公式描述了固相無擴散、液相均勻混合下的溶質(zhì)再分配規(guī)律，有著廣泛的用途。

T1處：固相成分k0C0，液相成分大于C0，成分均勻。（k0＜1）

T2處：固相無擴散，成分不均勻。凝固過程中固－液界面上的成分為（Scheil公式）：實際合金近平衡凝固的例子：Al-2%Cu及Al-5%Cu合金。

這兩個合金在近平衡凝固后都應(yīng)是單相α，但在非平衡凝固后除了出現(xiàn)偏析外，還出現(xiàn)共晶組織。很明顯，5%Cu合金比2%Cu合金含有較多的共晶。Al-2%Cu合金Al-5%Cu合金應(yīng)用

區(qū)域熔煉技術(shù)K0＜1時，左端純化，右端富集溶質(zhì)組元K0＞1時，右端純化，溶質(zhì)富集于左端

區(qū)域熔煉已廣泛用于提純許多半導(dǎo)體材料、金屬、有機及無機化合物等。2、固相無擴散、液相只有有限擴散時的溶質(zhì)

再分配如果沒有攪拌和對流，液相內(nèi)只能靠擴散進行成分均勻化。以假想的二元系討論：合金成分為C0。設(shè)R為固-液界面的生長速度；x是以界面為原點沿界面法線方向伸向熔體的動坐標；CL(x)為液相中沿x方向的濃度分布；為界面處液相中濃度梯度。凝固過程分為三個階段：起始瞬態(tài)穩(wěn)定態(tài)最終瞬態(tài)液態(tài)金屬溫度到達T1時，結(jié)晶出成分為k0C0的固相，多余溶質(zhì)排向液相，由于擴散（無對流）不足以使溶質(zhì)完全排向遠方，界面前沿出現(xiàn)溶質(zhì)富集。（1）起始瞬態(tài)界面前沿的濃度場變化包括兩項：擴散引起的：DLd2CL(x)/dx2；界面向前推進引起的：溶質(zhì)隨距離的變化為dC/dx，由于界面推進造成單位時間溶質(zhì)的變化量為R(dCL(x)/dx)，這時，界面前沿的濃度場的微分方程為：界面的不斷推進，堆積的溶質(zhì)越多，濃度梯度越大，擴散越快。當界面溫度達到T2時，界面推進所排出的溶質(zhì)量等于液相中溶質(zhì)擴散走的量，此時，固相成分保持C0，在界面一側(cè)的液相濃度為C0/k0，前沿的濃度場不再隨時間改變，即dCL(x)/dt=0，凝固便進入穩(wěn)定態(tài)：

（2）穩(wěn)定態(tài)此方程的通解為：根據(jù)邊界條件：CL(x=0)=C0/k0；CL(x=∞)=C0

得：，凝固穩(wěn)定態(tài)階段富集層溶質(zhì)分布規(guī)律（指數(shù)衰減曲線）：此即Tiller公式。

從界面到成分為C0處是溶質(zhì)原子富集層。當時，[CL(x)－C0]降到:稱為溶質(zhì)富集層的“特征距離”。特征距離在穩(wěn)定生長階段，界面兩側(cè)以不變的成分CS*=C0與CL*=C0/k0向前推進，一直到最終瞬態(tài)為止。穩(wěn)定生長的結(jié)果，可以獲得成分為C0的單相均勻固溶體。當液/固相界面離凝固器終端的距離小于DL/R時，界面處及其前沿液相溶質(zhì)濃度要比C0/k0高得多，終端的固相濃度也不再是C0，而是大大高于C0，這時上式也就不再適用。這個最后的階段稱最終瞬態(tài)。如界面的濃度達到共晶成分，在共晶溫度下就會結(jié)晶出共晶體。（3）最終瞬態(tài)液相中只有有限擴散時的溶質(zhì)再分配

界面前沿的濃度分布的主要參量為k0，R及DL，加大R和減小DL的作用相似，都使界面前沿液相的濃度分布變陡。3.液相中部分混合時的溶質(zhì)再分配

實際生產(chǎn)中，對流的作用總是或多或少地存在。此時，物質(zhì)的宏觀輸運由對流和擴散兩個過程造成，精確描述這種情況的濃度分布是極其困難的。液體的對流作用破壞了液相中溶質(zhì)原子按擴散規(guī)律的分布方式，但是，由于液體的黏性作用，固-液界面前沿總會存在一個不受對流作用影響的液體薄層，此薄層又稱為擴散邊界層。可以將界面前沿的液體分為擴散邊界層內(nèi)和擴散邊界層以外兩個部分。在邊界層內(nèi)，成分的均勻依靠擴散實現(xiàn)（靜止無對流）；在擴散邊界層以外，由于對流使成分得以保持均勻。設(shè)擴散邊界層的厚度為δ，界面液相一側(cè)的成分為C*L，相應(yīng)界面的固相一側(cè)的成分為C*S=k0C*L。若液體容量很大，達穩(wěn)定態(tài)后仍遵循如下方程：此方程的通解為：邊界條件是：CL(x=0)=C*L；CL(x=δ)=C0得：上式中CL(x)為邊界層內(nèi)任意一點x的液相成分。如果液相容量不是很大，則在擴散層外的液體成分逐漸提高，以平均值表示。則上式寫成：兩種極端情況：①δ→∞時，即液相內(nèi)無對流而只有擴散的情況，,,上式變成前面討論的液相內(nèi)無對流而只有擴散的解：即Tiller公式。

②δ→0時，即液相內(nèi)完全混合的情況。因為上式是描述擴散層內(nèi)的濃度的，所以x→0。上面解的式子左端分子和分母相等，得:這和前面討論是相符的。可見，上面解的式子是平面凝固時液體內(nèi)溶質(zhì)分布表達式的通式。求穩(wěn)定生長階段的CS*和CL*值在穩(wěn)定態(tài)時，利用物質(zhì)守恒，即凝固所排出的溶質(zhì)量等于擴散走的溶質(zhì)量，有：對求導(dǎo)數(shù)，得：聯(lián)列解得：

這個式子在工程上是很有用的，因為它把凝固中的液體成分和合金原始成分及晶體生長條件（R及δ）聯(lián)系起來。有效分配系數(shù)定義有效分配系數(shù)，則上式表示了有效分配系數(shù)kE和平衡分配系數(shù)k0的關(guān)系，kE的值在k0～1范圍。當知道了界面推進速度R和擴散邊界層厚度δ就可以得到C*L（及C*S），從而液體的濃度場也就完全確定了。kE=k0：發(fā)生在時，即慢生長速度和最大的攪動對流，δ很小時，這相當于前面討論的液相完全混合的情況。kE=1：發(fā)生在時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流，δ很大的情況，這相當于液相只有擴散時的情況。k0＜kE＜1：相當于液相部分混合(有對流)的情況，實際工程常在該范圍。四種單相凝固條件下的溶質(zhì)分布情況示意圖4.2固—液界面前沿的成分過冷4.2.1成分過冷的形成條件4.2.2成分過冷對單相合金結(jié)晶形態(tài)的影響4.2.1成分過冷的形成條件1.成分過冷條件和判據(jù)

熱過冷：由熱量傳輸過程決定的過冷稱為熱過冷。成分過冷：固熔體結(jié)晶時，盡管實際溫度分布不變，但是液/固界面前沿液相中溶質(zhì)分布發(fā)生了變化，液相的熔點也隨著變化，這種由于液相成分改變而形成的過冷，稱為成分過冷。對于合金凝固，即使在液/固界面前沿有正溫度梯度，在液固前沿也可能出現(xiàn)過冷?！俺煞诌^冷”的形成條件（k0＜1情況下)界面前沿形成溶質(zhì)富集層液相線溫度TL(x)隨x增大上升當實際溫度場的溫度梯度GL

小于液相線溫度在界面處的斜率（dTL(x)/dx)時，即:

出現(xiàn)“成分過冷”。液相理論結(jié)晶溫度：(與液相成分有關(guān)）對上式求導(dǎo)，并令x=0，有于是得液相中只有有限擴散時形成“成分過冷”的判據(jù)：“成分過冷”的判據(jù)由判據(jù)可見，下列條件有助于形成“成分過冷”：液相中溫度梯度小，GL??；晶體生長速度快，R大；mL大，即陡的液相線斜率；原始成分濃度高，C0大；液相中溶質(zhì)擴散系數(shù)DL低；k0＜1時，k0??；k0＞1時，k0大。工藝因素合金因素實驗表明，在一般的凝固條件下，固溶體中溶質(zhì)濃度如超過0.2%便會出現(xiàn)成分過冷。另外，界面前沿溫度梯度GL越小，凝固速度R越大，則成分過冷傾向越大。同時,δ越小，即對流攪拌越強烈，越不利于出現(xiàn)成分過冷。2.“成分過冷”的過冷度以液相只有擴散的情況為例：“成分過冷”區(qū)的最大過冷度：“成分過冷”出現(xiàn)的區(qū)域?qū)挾龋?/p>

熱過冷對純金屬固液界面形態(tài)的影響一、晶體宏觀長大方式1、平面方式生長S/L前沿為正的溫度梯度：GL=dT/dx>0;2、樹枝晶方式生長S/L前沿為負的溫度梯度：GL=dT/dx<0可見固一液界面前液體過冷區(qū)域較大，距界面愈遠的液體其過冷度愈大。界面上凸起的晶體將快速伸入過冷液體中，成為樹枝晶生長方式。由平面到胞狀的轉(zhuǎn)變樹枝晶4.2.2成分過冷對單相合金結(jié)晶形態(tài)的影響1.成分過冷對合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律2.無成分過冷的平面生長3.成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌4.較寬成分過冷作用下的柱狀枝晶生長5.自由樹枝晶的生長6.枝晶間距1.成分過冷對合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律正溫度梯度下，單相固溶體晶體的生長方式取決于成分過冷程度。隨成分過冷程度增大，固溶體生長方式：平面晶

胞狀晶胞狀樹枝晶(柱狀樹枝晶)內(nèi)部等軸晶(自由樹枝晶)2.無成分過冷的平面生長

液相中溫度梯度較大，，固—液界面前沿液相中無成分過冷，離開界面，液體內(nèi)部處于過熱狀態(tài)，固溶體晶體以平界面方式生長。3.成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌成分過冷區(qū)的存在，破壞了平界面的穩(wěn)定性，界面受到擾動就會失穩(wěn)凸出成為凸峰和凹谷的正弦形狀。若體系的k0＜1，凸端向生長方向及側(cè)向排出溶質(zhì)，而凹谷處往往積累由凸端排出的多余溶質(zhì)，因此凹谷處及附近的長大受到抑制。凹谷的出現(xiàn)又會激發(fā)起凹谷鄰近區(qū)域發(fā)生另外的凸出，界面形狀不再是正弦形狀，其間距比初始擾動的波長大得多，最終形成胞狀組織。胞狀組織凸出的長度不能超過成分過冷區(qū)的長度（一般為0.01～0.1cm）。結(jié)晶過程中形成的胞狀晶

（a）Cu-27.3%Mn合金結(jié)晶胞狀晶（b）丁二腈-0.5%丙酮結(jié)晶胞狀晶胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l一0.1cm之間，隨著成分過冷的增大，發(fā)生：

不規(guī)則的胞狀界面規(guī)則胞狀態(tài)狹長的胞狀界面溝槽4.較寬成分過冷作用下的柱狀枝晶生長隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬胞晶凸起伸向熔體更遠處胞狀晶擇優(yōu)方向生長胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣短小的鋸齒狀“二次枝晶”（出現(xiàn)二次枝晶的胞晶稱胞狀樹枝晶）柱狀樹枝晶的生長過程照片

因一次樹枝晶由胞晶發(fā)展而來的，所以一些相鄰的一次樹枝晶是來自一個晶粒，它們的晶體學(xué)取向是相同的。對于溶質(zhì)量少或凝固范圍窄的合金，其胞狀樹枝晶形貌是在主干上長出短而密的二次枝晶。如果凝固范圍較寬和冷卻速度足夠大，從二次枝晶上還可以長出三次或更高次的枝晶。這種一次主干平行于熱流方向的高度分枝的晶體稱柱狀樹枝晶。胞狀樹枝晶和柱狀樹枝晶在本質(zhì)上是一樣的。5.自由樹枝晶的生長

（1）自由樹枝晶形成條件（2）為什么成為樹枝晶的形態(tài)（3）“外生生長”與“內(nèi)生生長”的概念（1）自由樹枝晶形成條件界面前成分過冷的極大值大于熔體中非均質(zhì)形核所需的過冷度時，在柱狀枝晶生長的同時，前方熔體內(nèi)發(fā)生非均質(zhì)形核過程，并在過冷熔體中的自由生長，形成了方向各異的等軸晶（自由樹枝晶）。等軸枝晶的存在阻止了柱狀晶區(qū)的單向延伸，此后的結(jié)晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體內(nèi)部推進的過程。（2）為什么成為樹枝晶的形態(tài)晶體的表面總是由界面能較小的晶面組成，寬而平的面是界面能小的晶面，而棱與角的狹面為界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生長速度較快，長成等軸樹枝晶。方向性較強的非金屬晶體，其平衡態(tài)的晶體形貌具有清晰的多面體結(jié)構(gòu)；方向性較弱的金屬晶體，其平衡態(tài)近乎球形（球形界面能最低）。（3）“外生生長”與“內(nèi)生生長”的概念晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為“外生生長”。平面生長、胞狀生長和柱狀枝晶生長皆屬于外生生長。等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“內(nèi)生生長”。Cu-10%Co合金凝固后經(jīng)深浸蝕用掃描電鏡觀察的照片150×Ni-10%Bi合金凝固后經(jīng)深浸蝕用掃描電鏡觀察的照片150×6.枝晶間距枝晶間距：指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。它是樹枝晶組織細化程度的表征。實際中，枝晶間距采用金相法測得統(tǒng)計平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d1、和二次分枝間距

d2

兩種。材料性能好熱裂紋傾向小且分散顯微縮松、夾雜物細小成分趨于均勻化細晶強化效果顯著枝晶間距小枝晶間距的預(yù)測一次臂間距d1的表達式：二次臂枝晶間距d2的表達式：冷卻速度大，二次臂枝晶間距d2越小。岡本平HuntJ.D△TS—非平衡凝固的溫度區(qū)間，A—與合金性質(zhì)相關(guān)的常數(shù)凝固參數(shù)和微觀組織形態(tài)之間的關(guān)系上面的討論已經(jīng)告訴我們，溫度梯度GL和生長速率R是決定微觀組織形態(tài)和尺度的兩個最基本凝固參數(shù)，一個GL/R（成分過冷的量度）值對應(yīng)某一恒定不變的微觀組織形態(tài)（平面晶、胞狀晶、柱狀晶、等軸晶）；另一方面，一個GLR（=dT/dt，冷卻速度）值對應(yīng)一個組織的不變尺度。鋁合金隨成分過冷度的增加，凝固界面形態(tài)的演變過程a)平界面b)痘點狀界面c)狹長胞狀界面d)不規(guī)則胞狀界面e)六角形胞晶f)樹枝晶小結(jié)固熔體合金凝固的特點：

（1）固熔體凝固時結(jié)晶出來的固相成分與原液相成分不同，所以形核時還需要濃度起伏；（2）凝固是在一定溫度范圍內(nèi)進行。在此溫度范圍內(nèi)的每一溫度下，只能結(jié)晶出一定數(shù)量的固相。（3）固熔體合金的凝固必須依靠異類原子的互相擴散，凝固速度較慢。

單相固溶體合金的凝固除需要結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏外，還需要濃度起伏，其生長形貌與液固相界面前沿的成分過冷有直接關(guān)系。當成分過冷很小時，固溶體以平面狀生長；成分過冷稍大時，以胞狀生長；成分過冷較大時，以樹枝狀生長。在這三種生長之間，相界面還存在過渡形式。4.3共晶合金的凝固大部分合金存在著兩個或兩個以上的相（即合金中具有同一聚集狀態(tài)、同一結(jié)構(gòu)和性質(zhì)的均勻組成部分）。多相合金的凝固比單相固溶體的凝固情況復(fù)雜。本節(jié)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。

4.3共晶合金的凝固

4.3.1共晶組織的分類及特點4.3.2共晶合金的結(jié)晶方式4.3.3共晶組織的形成機理4.3.1共晶組織的分類及特點共晶組織的基本特征是兩相交替排列，但兩相的形態(tài)卻是多種多樣，這與其合金的化學(xué)成分、晶體學(xué)特性有關(guān)。亨特及杰克遜根據(jù)二組成相的Jackson因子α來進行分類，將共晶組織分為三類：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-小晶面）共晶；③光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶。

幾種典型的共晶組織形態(tài)螺旋狀層片狀A(yù)l-Si合金Cd-Bi合金Co-TaCFe-Fe3C1、粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶金屬-金屬共晶及金屬-金屬間化合物共晶多為粗糙-粗糙界面共晶，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或纖維狀，因此又稱為“規(guī)則共晶”。金屬-金屬共晶，如:Pb-Sn，Ag-CuAl2層片狀

金屬-金屬間化合物共晶，如:Al-NiAl3棒狀定向凝固的Sb(白)-MnSb(黑)共晶組織定向凝固平行于凝固方向的Al(白)-CuAl2(黑)共晶組織×350平行凝固方向×400垂直凝固方向×400片層狀棒狀

Al-Al3Ni棒狀共晶（上—縱截面，下—橫截面）Pb-Sn片層狀共晶2、粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶金屬-非金屬共晶屬于粗糙-光滑界面共晶，長大過程仍是相互偶合的共生長大，但由于小晶面相（非金屬相）晶體長大具有強烈的方向性，且對凝固條件（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素）十分敏感，容易發(fā)生彎曲和分枝，所得到的組織較為無規(guī)則，屬于“不規(guī)則共晶”。金屬-非金屬共晶，如:Fe-C，Al-Si

Al(白)-Si(黑)共晶組織×200Fe(白)-C(石墨，黑)共晶組織×1003、光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶非金屬-非金屬型共晶屬于光滑-光滑界面共晶，長大過程不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物，也屬于“不規(guī)則共晶”。這類組織在金屬系中是少見的。非金屬—非金屬型共晶，如:琥珀睛-茨醇一些無機共晶體，也可按粗糙-粗糙界面類方式進行“共生”生長形成規(guī)則共晶（如四溴化碳-六氯乙烷）。

兩相非偶合生長形成不規(guī)則共晶a）琥珀睛-茨醇共晶b）偶氮苯-苯偶酰共晶

規(guī)則共晶體四溴化碳-六氯乙烷4.3.2共晶合金的結(jié)晶方式

共晶結(jié)晶起因于合金液在平衡共晶溫度以下的過冷。當合金液過冷到兩相液相線的延長線所包圍的影線區(qū)域內(nèi)時，導(dǎo)致了熔體內(nèi)兩相組元的過飽和，從而提供了共晶結(jié)晶的驅(qū)動力，兩相傾向于同時析出。領(lǐng)先相：是指在熔體中率先析出、能為第二相提供有效襯底，并促使第二相在其表面上析出，從而確保共晶得以進行的的那一個相。它可能是初生相，也可能不是初生相。在不同的結(jié)晶條件下，由于共晶兩相在競相析出過程中所表現(xiàn)出的相互關(guān)系的不同，共晶合金和以采取共生生長或離異生長這兩種不同的結(jié)晶方式。1.共晶合金的共生生長共生生長：生核以后，兩相以共同的生長界面與液體接觸，向液體內(nèi)生長，稱“共生生長”。共生生長所形成的組織稱共生共晶。

實踐表明，大多數(shù)共晶合金在一般條件下是按共生生長的方式進行結(jié)晶的。2.非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)根據(jù)平衡相圖，共晶反應(yīng)只發(fā)生在一個固定的成分，任何偏離這一成分的合金凝固后都不能獲得100％的共晶組織。對于非平衡凝固過程，由于共晶生長動力學(xué)因素的影響，共晶組織有以下三種情況：①共晶成分的合金，在冷速較快時，不一定能得到100％的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶組織；

②有些非共晶成分的合金，在冷速較快時可以在TE以下溫度得到100％的共晶組織；③有些非共晶成分的合金，在一定的冷確速度下，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”。偽共晶區(qū)的概念如果單從熱力學(xué)考慮，當非共晶成分的合金液體冷卻到如圖所示的兩相液相線的延長線所包圍的影線區(qū)域內(nèi)時，它們都可以產(chǎn)生共晶組織。因為這時對α相及β相都具有過冷度，它們可以同時結(jié)晶出來形成共晶組織。偽共晶區(qū)（影線區(qū)域）示意圖偽共晶非共晶成分的合金所得到的共晶組織，稱為“偽共晶”。偽共晶區(qū)兩相液相線的延長線所組成的影線區(qū)域稱為“偽共晶區(qū)”。

“偽共晶區(qū)”的概念可以解釋非共晶成分也可以獲得完全共晶組織現(xiàn)象。但不能解釋共晶成分的合金得不到共晶組織的現(xiàn)象。

這樣的考慮并不全面，因為它沒有考慮α相和β相的凝固速度問題。后來的研究表明，一定成分的合金冷卻到圖示的影線區(qū)域內(nèi)，α相及β相才可能發(fā)生共晶共生生長。也就是說，共晶共生區(qū)只是兩條液相線的延長區(qū)內(nèi)的一部分。共晶共生區(qū)（影線區(qū)域）對稱型共生區(qū)非對稱型共生區(qū)共生區(qū)概念的意義對稱型共生區(qū)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)。非對稱型共生區(qū)當兩個組元熔點相差較大，兩條液相線不對稱時，共晶點往往偏向于低熔點組元一側(cè)，而共生區(qū)則由共晶點向高熔點組元一側(cè)傾斜。原因：由于濃度起伏和擴散的原因，共晶成分附近的低熔點相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔點相更易于析出，其生長速度也更快。因此結(jié)晶時往往容易出現(xiàn)低熔點組元一側(cè)的初生相。為了滿足共生生長所需的基本條件，就需要合金液在含有更多高熔點組元成分的條件下進行共晶轉(zhuǎn)變。因而其共生區(qū)偏向于高熔點組元一側(cè)。

共生區(qū)概念的意義把建立在純粹熱力學(xué)基礎(chǔ)上的平衡相圖概念和不平衡共晶結(jié)晶動力學(xué)過程聯(lián)系了起來，可以利用平衡相圖這個工具闡述共晶結(jié)晶動力學(xué)有關(guān)問題。

可以滿意地解釋非平衡結(jié)晶現(xiàn)象：如非共晶成分的合金可以結(jié)晶成100％的共晶組織（偽共晶），而共晶成分的合金結(jié)晶時反而得不到100％共晶組織；有助于對共生生長和離異生長這兩種不同共晶方式作進一步分析和探討。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(jié)晶。

3、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）“暈圈”離異共晶形成（1）離異生長與離異共晶的概念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(jié)晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。離異共晶組織分“晶間偏析型”和“暈圈型”兩種類型。（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(jié)晶時，將形成晶間偏析型離異共晶：由系統(tǒng)本身的原因所引起：如果合金成分偏離共晶點很遠，初晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜分布于枝晶之間。當共晶轉(zhuǎn)變時，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，面把另一相單獨留在枝晶間。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。晶間偏析型離異共晶組織（3）“暈圈”離異共晶形成兩相性質(zhì)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(lǐng)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”。封閉暈圈的離異生長不完整暈圈的共生生長封閉型圈暈如果領(lǐng)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(lǐng)先相只能依靠原子通過暈圈的擴散進行，最后形成領(lǐng)先相呈球團狀結(jié)構(gòu)的離異共晶組織。球墨鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變是其典例。如果領(lǐng)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(jié)晶?；诣T鐵中的片狀石墨與奧氏體的共生生長則屬此類。4.3.3共晶組織的形成機理

1、非小晶面-非小晶面共生共晶的形成2、非小晶面-小晶面共晶合金的結(jié)晶1.非小晶面—非小晶面共生共晶的形成（1）層片狀共晶組織的形核與長大（2）棒狀共晶生長設(shè)A、B二組元組成共晶合金。共晶體組成相為α相（B溶于A中的固溶體）和β相（A溶于B的固溶體），如果先析出相是α，由于α中B組元含量較低，在它形核之后，其周圍的液相將富集B組元，這就β相的形核創(chuàng)造了條件，β相就在α相的兩側(cè)形成。（1）層片狀共晶組織的形核及長大

而β相的形核又會促進α相形核，如此反復(fù)進行就形成了α、β兩相交替相間的層片狀共晶晶核，如下圖所示。但實際上形成共晶晶核并不需要α、β兩相反復(fù)形核，而是首先形成一個α晶核，隨后在其上再形成一個β晶核，然后α相和β相分別以“搭橋”方式連成整體構(gòu)成共晶晶核。片層狀共晶的形核與長大方式示意圖

共晶晶核形成之后，α相和β相將沿層片縱向長大，并分別向液相中排出B和A組元，隨后這些B、A組元原子分別向相鄰的β相和α相前沿進行橫向擴散。共晶兩相通過橫向擴散不斷排走界面前沿積累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，齊頭并進地快速向前生長。層片狀共晶凝固時的橫向擴散示意圖片層距的調(diào)整α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→α相在此處推進的速度加快→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(yīng)的層片距就會越小。αβ胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響）α、β兩相都要排出第三組元的原子形成富集層（達到幾百個層片厚度數(shù)量級），無法橫向擴散，只能向液體內(nèi)部擴散在適當?shù)墓に嚄l件下(如GL較小、R較大時)，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷導(dǎo)致平面狀界面轉(zhuǎn)變?yōu)榘麪罱缑?/p>

共晶合金的胞狀生長當?shù)谌M元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過冷進一步擴大，胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶組織，甚至還會導(dǎo)致共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。平行凝固方向（由下而上）的截面，顯示扇狀組織×200垂直凝固方向的截面，顯示蜂窩狀組織×200Al(白)-Mg2Al3(黑)胞狀共晶

(2)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：如果一相的體積分數(shù)小于1／π時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分數(shù)在1/