材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固

上传人:w****i 文档编号:100695812 上传时间:2019-09-24 格式:PPT 页数:66 大小:20.72MB
返回 下载 相关 举报
材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固_第1页
第1页 / 共66页
材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固_第2页
第2页 / 共66页
材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固_第3页
第3页 / 共66页
材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固_第4页
第4页 / 共66页
材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固_第5页
第5页 / 共66页
点击查看更多>>
资源描述

《材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固》由会员分享,可在线阅读,更多相关《材料成形基本原理配套教学课件第3版祖方遒第6章多相合金凝固(66页珍藏版)》请在金锄头文库上搜索。

1、第六章 多相合金凝固,大部分合金存在着两个或两个以上的相,其凝固过程称为多相合金凝固。 多相合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂,除了可能存在的初生单相固溶体结晶以外,多相合金还可能会出现其它结晶反应,如共晶、包晶及偏晶反应等。本章以讨论共晶凝固为主,适当介绍包晶合金凝固。,第一节 共晶组织的分类与特点 第二节 规则共晶的凝固 第三节 共晶与枝晶相的竞争生长 第四节 非小平面-小平面非规则共晶的一 般特征及形成机制 第五节 灰口铸铁的非规则共晶结晶 第六节 Al-Si合金的非规则共晶结晶 第七节 包晶凝固,规则共晶:,非规则共晶,金属非金属,如: Fe-C , Al-Si 共晶,非金属非金属,

2、如: 琥珀睛-茨醇共晶,粗糙粗糙界面,粗糙光滑界面,光滑光滑界面,金属金属,如: Pb-Sn ,Ag-Cu层片状共晶,部分金属金属间化合物,如: Al-Al3Ni棒状共晶,第一节 共晶组织的分类与特点,粗糙-粗糙界面(非小晶面-非小晶面)共晶,金属-金属共晶及金属-金属间化合物共晶多为第类共晶,此类共晶的两相按偶合方式进行“共生生长”,其典型的显微形态是有规则的层片状,或其中有一相为棒状,因此称为“规则共晶”。,图5-1 Pb-Sn层片状规则共晶,(金属-金属),Al-Al2Cu层片状规则共晶,平行于凝固方向,垂直于凝固方向,(金属-金属间化合物),(纤维状),粗糙-光滑界面(非小晶面-小晶面

3、)共晶,金属-非金属共晶及某些金属-金属间化合物共晶系统属于此类。其长大过程两相往往仍是相互偶合的共生生长,但由于共晶体中小平面相各向异性强,易按自身特定的晶体学取向生长,容易发生弯曲和分枝,所得到的组织较为无规则。故属于非规则共晶 。,灰铸铁的共晶石墨,Al-Si合金中的共晶Si (定向凝固),(金属-非金属),图5-5 Mg-Mg2Sn非规则共晶,(金属-金属间化合物),Al-Fe合金中的共晶Al3Fe (定向凝固),光滑-光滑界面(小晶面-小晶面)共晶,非金属-非金属属于第类共晶体,长大过程两相不再是偶合的。所得到的组织为两相的不规则混合物,也属于“非规则共晶”。,两相非偶合生长形成非规

4、则共晶 规则共晶体 a) 琥珀睛-茨醇共晶 , b) 偶氮苯-苯偶酰共晶, c) 四溴化碳-六氯乙烷,也存在例外而为规则,第二节 规则共晶的凝固,一、层片状共晶组织的形核过程 二、层片状共晶的扩散耦合生长 三、层片状共晶生长界面过冷度 四、确定共晶片层距的最小过冷度准则 五、棒状共晶生长,层片状共晶组织的形核过程, 相固溶体在相球面上的析出,领先相富A组元的固溶体小球析出,界面前沿B组元原子的不断富集,向前方及侧面的熔体中排出A组元原子,相依附于相的侧面长出分枝,相沿着相的球面与侧面迅速铺展,交替进行,形成具有两相沿着径向并排生长的球形共生界面双相核心,“搭桥”方式:领先相表面一旦出现第二相,

5、则可通过这种彼此依附、交替生长的方式产生新的层片来构成所需的共生界面,而不需要每个层片重新生核。,层片状共晶的两种形核、长大方式示意动画,层片状共晶的两种形核、长大方式示意动画,相互依附交替形成,“搭桥”方式,层片状共晶的扩散耦合生长,因界面前溶质富集的振幅仅为 ,界面过冷度最大值为 即界面生长温度接近平衡共晶温度。故共晶生长界面的过冷度通常很小规则共晶另一重要特征。,两相在相互隔离的两个容器中,从共晶成分的熔体中生长情况:成分富集程度及范围均很大的溶质边界层,其厚度约,层片状规则共晶生长的实际情况:固-液界面前横向扩散主导溶质富集程度很低,边界层厚度很小,约,富集程度高,溶质边界层厚度 10

6、2微米量级,溶质边界层厚度 100微米量级,富集程度低,横向扩散偶合生长,哪些特征?,总结层片状规则共晶生长过程的主要特征: 界面前溶质横向扩散占主导(单相时垂直界面扩散为主); 因两相偶合生长,其生长速度比单相生长情况下快; 相比于单相生长时很大的溶质富集程度(如“液相只有扩散”的C0/K0),其溶质富集程度很小,最大仅为1/2( ); 其界面前方溶质富集边界层厚度很小,约为片层距的一半 ,尺度为微米量级,而单相生长时相应厚度约 尺度为数百微米量级; 由上述原因可推论:其界面前方通常难以形成成分过冷; 生长界面温度接近平衡共晶温度,故规则共晶生长界面过冷度通常显著小于单相凝固界面过冷度。 (

7、也明显小于非规则共晶),进一步了解:“界面过冷度”,依据相液相线及其延长线变化,层片状共晶生长界面过冷度,扩散场成分引起的过冷度,界面温度等温面,界面液相浓度,界面液相线,L,降低,升高,定义为:,为什么界面前 如此分布?,依据相液相线及其延长线变化,为什么?,垂直于 交界面溶质横向扩散流量为:,为简化及分析方便,通常确定共晶界面前平均,扩散场成分引起的过冷度,相生长而排出到界面前的B原子流量:,成分引起的平均过冷度,transverse diffusion,rejection,虽然界面前不同位置 不一样,需要特别指出: 这里讨论的 (共晶温度 与界面处液相线 之差),并非属于成分过冷(成分过

8、冷为界面及其前方液相线 与实际温度之差); 到此为止,尚未考虑一定片层距情况下的曲率效应对界面温度的影响。但从前面(图6-12 )看到,曲率效应必然左右界面过冷度。,层片状共晶界面曲率效应,其大小及方向决定了 及 片层的曲率(各处不同),层片状共晶界面曲率效应,较小 时相图,=时的相图,界面总过冷度 为定值,对应共晶生长界面液相线温度 如图所示,过冷度差值(图中阴影部分)必然由曲率过冷 来补偿,即:,曲率致熔点下降,假设曲率处处相等(取平均曲率),则有:,平均曲率过冷,确定共晶片层距的最小过冷度准则,从纯数学角度,总过冷度与片层距关系 非唯一解,即有很多组 数据可满足上述关系式,此即确定共晶片

9、层距最小过冷度准则(极值准则),过冷度增大,科研及生产实际表明:对于特定合金在确定凝固冷却条件下,规则共晶片层距虽然具有一定的分散度,但分散度并不大,其平均间距略高于 。,研究表明,合金及条件一定时,共晶片层距处于一定范围:其下限为 ,而其上限却高于 约20%。,若R增大,将会使图中 线性关系的斜率绝对值增大,而R对 曲线无影响。因此,R增大将使 曲线的极值点位置左移,从而获得更小的共晶片层距。,: 取决于合金因素(K0、DL、m、 成分等),R:取决于凝固条件,如:铸型冷却能力、铸件壁厚、凝固位置 等; 又如:定向凝固的抽拉速度、温梯,: 取决于界面张力,或:,看实例,R2=10 R1,R1

10、,生长方向,Al-Cu共晶片层距与凝固速率R,物理机制?,片层距调整物理机制(R增大),此处B原子聚集而浓度升高 相在此处推进的速度变慢 形成凹坑 B原子扩散越发困难 新的相片层则在此处形成,,凝固速度越快,相应的片层距就会越小:,相片层中心处B原子扩散比-交界要困难得多,棒状共晶生长,形成棒状共晶的一般条件: 若一相的体积分数小于1/ 时,该相将以棒状结构出现; 若体积分数在 1/ 之间 时,两相均以片状结构出现。,棒状共晶:该组织中一个组成相以棒状或纤维状形态沿着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。,第三组元的影响,如果第三组元在两相中的平衡分配系数相差较大,则可能出现第三组元仅引起一

11、个组成相产生成分过冷。产生成分过冷相的层片在生长过程中将会越过另一相层片的界面而伸入液相中,通过搭桥作用,,落后的一相将被生长快的一相割成筛网状,并最终发展成棒状组织。,第三节 共晶与枝晶相的竞争生长,一、共晶生长界面的失稳 二、偏离平衡相图的共晶共生区(Couple-Zone) 三、离异生长及离异共晶,上节介绍了层片状及棒状规则共晶标准的生长过程及其规律。然而,实际应用的合金往往偏离共晶成分或含有其它组元及杂质,非小平面-非小平面合金还可能出现各种各样与上述标准的规则共晶完全不同的共晶生长方式及相应的组织形态。,共晶生长界面的失稳,仅一相失稳,两相同时失稳,共晶成分的纯二元合金结晶,由于溶质

12、横向扩散作用,共晶生长界面前沿无成分过冷,且宏观上平整。,单相界面失稳 :偏离共晶成分的合金 ,GL/R较低条件下; 两相同时失稳:合金中存在对及两相均为K00情况类似),实际中可能出现两种情况的界面失稳:,单相界面失稳的情况分析:偏离共晶成分的液相过冷到Te以下进行共晶凝固,其TL总是高于Te ,对应于初生相的共晶中一相处于更高的过冷状态,故该相生长速度快于共晶体,一旦在某些位置突破共晶生长界面而延伸到前方液体中,则原共晶固液界面前方易形成长距离的溶质富集层(将远大于/2),于是此单相将会发生严重的成分过冷,必然形成单相的树枝晶。该过程为枝晶相与共晶的竞争生长。,结果:形成一种混合组织,即单

13、相树枝晶以及它们之间的两相层片状(或纤维状)共晶体。,注意:此处的单相树枝晶并非在共晶转变前形成的初生相。,两相同时失稳的情况分析:当合金中存在对及两相偏析严重的第三组元时,其原子在共晶凝固界面前沿形成溶质富集层,因横向扩散可忽略而只能依靠向液体内部的纵向扩散来平衡,两相前的富集层分别类似于单相凝固情形,厚度可能达到几百个层片数量级。在适当的工艺条件下 (如GL较小、R较大时),界面前方液体将形成成分过冷,导致界面失稳。,结果:随着成分过冷程度的增大,类似于单相固溶体结晶的变化趋势:两相平行且共晶固液界面宏观平坦胞状共晶界面(两相层片发生弯曲而形成扇形结构) 树枝状共晶等轴共晶,注意:上述胞状

14、生长中,共晶两相仍以垂直于共晶固液界面 。,示例,a)不纯Pb-Cd胞状共晶组织 b) Al-CuAl2树枝状共晶团 c) NiAl-Cr等轴共晶(R=28m/s),工艺因素GL/R和熔体对流对共晶界面失稳的影响,由上述可知,合金成分、微量元素或杂质的性质及浓度等因素,均会影响共晶凝固界面是否失稳及其程度。这里不予重复。,相同杂质时:工艺因素GL减小、R增大,均会致共晶界面失稳,NiAlMo共晶R:失稳转为胞状共晶,R=2.2m/S,R=28 m/S,R增大,白亮色组织 为-Mo相,黑色组织为金属 间化合物NiAl相,纤维状规则排列 (间距3.0m),失稳转为胞状共晶 (间距1.0m),工艺因

15、素GL/R和熔体对流对共晶界面失稳的影响,不同定向凝固速度下的对流效应对凝固界面及其组织的作用,微管外:增大R致使对流加剧,导致不同部位成分差距显著,结果:成分偏离共晶成分大的位置出现单相失稳,规则共晶间出现了-Al树枝晶,预置微管,5.5mm,微管内:因无对流,改变R 并不改变凝固方式和形貌,0.8,“液淬法”保留生长界面形貌,原液相液淬后为深色,根据平衡相图,共晶反应只发生在一个固定的成分,任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得100的共晶组织。如Pb-Sn合金在平衡凝固时,只有Pb-61.9Sn的共晶合金才能获得100共晶组织。,偏离平衡相图的共晶共生区(Couple-Zone),非平衡凝固过程,由于共晶生长动力学因素的影响,共晶组织有以下三种情况: 1) 共晶成分的合金,在冷速较快时, 不一定能得到100的共晶组织,而是得到亚共晶或过共晶;,2)有些非共晶成分的合金在冷速较快时可以在TE以下温度得到100的共晶组织,该区域称之为共生区(图中阴影区) ;,3)有些非共晶成分的合金,在一定冷速下,既不出现100的共晶组织,也不出现初晶+共晶的情况,而是出现“离异共晶”。,共晶凝固,共生

展开阅读全文
相关资源
正为您匹配相似的精品文档
相关搜索

最新文档


当前位置:首页 > 高等教育 > 大学课件

电脑版 |金锄头文库版权所有
经营许可证:蜀ICP备13022795号 | 川公网安备 51140202000112号