3.3 共晶相图及其合金的结晶 1 定义:两组元在液态无限互溶,在固态时相互有限互溶,发生共晶转变,形成共晶组织的二元系相图称为二元共晶相图。 Pb-Sn 、 Pb-Sb 、 Ag-Cu 、 Pb-Bi 等合金系相图都是二元共晶相图。 共晶转变式: L (液)→ α (固) + β (固)
3.3.1 相图分析液相线 : AEB ; 固相线 : ACEDB固溶体溶解度线: FC, GD共晶线: CED 水平线;共晶点: E 点
E
A
BC D
F G
相 区: 单相区 : L 、 α 、 β 两相区: L+α 、 L+β 、 α+β 三相区: L+α+β共晶转变式: LE αM + βN
3.3.2 典型合金的平衡结晶过程及组织 (1) 成分Ⅰ ( 共晶成分 ) 结晶过程
E
A
BC D
F G
Ⅰ
冷却
曲线
结晶
过程
示意
图
E : 共晶点 ( 包含共晶的成分与温度 )共晶转变式: LE → αC+ βD
E
A
BC D
F G
Ⅰ
LL
LE
αC + βD
LE
αF + βG
实际转变过程复杂:
注意:(1) 共晶转变产物 (α+β) 多相邻间隔协同长大,称为共晶体或共晶组织;
αC→αF+βG βD→βG+αF
αβ
αβ
(2) 共晶体中随后析出的二次相多依附于原共晶体生长,故往往观察不到。
E
A
BC D
F G
Ⅱ
亚共晶成分: C~E亚共晶转变式: L → αc + (αC +βD)
α+ LαC + LE
αC+ (αC+βD)
L成分Ⅱ
αF+βG+(αF+βG)
先共晶相 共晶体 ( 组织 )
βⅡ
(2) 成分Ⅱ ( 亚共晶成分 ) 结晶过程
E
A
BC D
F G
Ⅲ
L + β
( LE + βD )
(αC +βD) +βD
L成分Ⅲ
(αF+ βG) +βG
过共晶成分: E~D过共晶转变式: βD + (αC +βD)
先共晶相 共晶组织
(3) 成分Ⅲ ( 过共晶成分 ) 结晶过程
E
A
BC D
F G
—— 成分Ⅳ为匀晶转变 (A-C; D-B)
ⅣL → α( L +α )
αF+βG
L成分Ⅳ
α
(4) 成分Ⅳ ( 匀晶成分 ) 结晶过程
α →β
其它形状共晶相图
(5) 合金的组织构成
E
A
BC D
F G
亚共晶合金: α + β
成分在 F~G 之间的合金均由 α+β相构成;但不同合金中两相的形成过程与形貌各不相同。
共晶合金与过共晶合金呢?
(α 先共晶和 α 共晶 ) (βⅡ 和 β 共晶 )
各成分合金的组织构成
E
A
BC D
F G
α 先共晶 +βⅡ +
(α+β) 共晶
β 先共晶 +αⅡ +
(α+β) 共晶
(α+β) 共晶αⅠ+βⅡ
βⅠ+αⅡαⅠ
例题:计算 Pb-30%Sn 合金冷却到室温时的相构成与组织构成,共晶体中各相所占的比例以及 βⅡ 的百分含量。
E
A
BC D
F G4
问题:共晶体中两相所占的比例如何计算 ?
(6) 共晶组织形态
共晶体 ( 共晶组织 ) 定义: 由共晶反应形成的细密的两相或多相机械混合物
共晶组织形态:见 P 91
层片状 棒状
球状 针状
共晶组织形态
针状
螺旋状 蛛网状
放射状
Pb-Sn 共晶合金 Pb-Sn 亚共晶合金
Pb-Sn 过共晶合金
Pb-Sn 合金的显微组织
3.3.3 不平衡结晶现象( 1 )伪共晶 定义:由非共晶成分的合金所得到的共晶
组织称为~
形成条件: 过冷度或冷却速度
控制在右图阴影区
( 2 )离异共晶 定义:当先共晶相数
量较多而共晶组织较少时,先共晶相形成后,共晶组织中与先共晶相相同的那一相会依附在先共晶相上上生长,
形成条件:成分控制在 M 或 N 附近
致使另一相单独存在于晶界,从而失去共晶组织的特征,这种两相分离的共晶称为~
Al-4%Cu 合金的铸态组织 均匀退火后
3.4 包晶相图及合金的结晶 1 定义:两组元在液态无限溶解,在固态相
互有限溶解,并发生包晶转变的二元合金系相图。
Pt - Ag 、 Sn - Sb 、 Cu - Sn 、 Cu- Zn
包晶转变式: L + α → β
单相区 L 、 α 、 β ;两相区 L + α 、 L + β 、 α +β
三相区 P D C (包晶转变线) 包晶转变
2 相图分析 液相线 A C B
固相线 A P D B
溶解度曲线: P E 、 D F
Pt Ag
合金Ⅰα+ L
(αP + LC)
βD
LD
βF+αE
组织组成:β+αⅡ
Pt Ag
合金Ⅱ
组织组成:α+βⅡ+β+αⅡ
α+ LαP + LC
αP+ βD
LD
αP+(αP+LC)
Pt Ag
合金Ⅲ
组织组成: β+αⅡ
α+ LαP + LC
LC + βD
LD
LC+(αP+LC)
β+α
实际中受扩散条件限制,包晶转变往往不完全 ——非平衡态
稳定化合物的相区呈直线 Mg2Si Fe3C
3.5 其它类型的二元合金相图3.5.1 组元间形成化合物(稳定化合物、不稳定化合物)
共析转变、包析转变、固溶体异晶转变等
3.5 其它类型的二元合金相图3.5.2 具有固态转变
共晶、包晶、共析反应图型与反应式比较
共析转变:
γ → α + β
—— 一个固相中同时析出两个新的固相
3.6 相图与分析和使用相图与机械性能和物理性能
固溶体强硬度较纯金属高
纯金属导电性较固溶体高
线性共晶成分附近性能突变
相图与合金的铸造性能
流动性好偏析倾向小
减少分散缩孔→为集中缩孔
偏析倾向
3.7 铸锭的组织与缺陷
铸造缺陷: 偏析、疏松、缩孔等 —— 结晶的温度范围、成分范围越大,偏析、缩孔等越严重。铸造性能取决于结晶区间:液固相线之间距离越大 ( 温度和成分的间距 ) ,铸造性能越差。
3.7.1 铸锭三晶区的形成 1 、铸锭三晶区
1表层细晶区
2 中间柱状晶区
3 中心等轴晶区铸锭结构图
(一)表层细晶区 形成原因: ( 1 )过冷度 ΔT 大。 ( 2 )模壁作为非均匀形核的位置。特点:—— 晶粒细小,组织致密, 机械性能好,
——薄,无实用意义
(二)柱状晶区 形成原因: (1) 细晶区形成后,模壁温度升高,结晶前沿过冷度 ΔT较低,不易形成新的晶核; (2) 细晶区中某些取向有利的晶粒可以显著长大;
(3) 晶体沿垂直于模壁 ( 散热最快 ) 相反方向择优生长成柱状晶。
特点:组织粗大而致密; 为“铸造织构”
铸造织构:铸造过程中形成的一种晶体学位向一致的铸态组织称为~。 ——又称“结晶织构”
注意:晶粒外形 (外貌 ) 与晶粒取向的差别另有:形变织构
细晶区中:晶粒的 <001> 无序取向
柱状晶区中:晶粒的 <001> 一致取向
最大散热方向
(三)中心等轴粗晶区 形成原因: ( 1 )液体温度全部降到结晶温度以下,可同时形核。 ( 2 )未熔杂质、冲断的枝晶分枝可作为非均匀形核的核心。 ( 3 )散热失去了方向性,各方向长大速度相差不大。 —— 长成等轴晶。 由于过冷度 ΔT 不大,晶粒较粗大。
等 轴 晶 柱 状 晶优点: 无方向性,无明显弱面,热加工性能好。缺点: 显微缩孔多,致密性差。
优点:结构致密缺点: 1 、由于结晶位向一致,性能有方向性,热加工性能差 2 、两个不同方向柱状晶的结合处杂质多、强度低,称为弱面,热轧时易破断。
等轴晶和柱状晶体性能比较
3.7.2 铸锭组织的控制 一般有三个晶区,凝固条件复杂,在某些情况下只有柱状晶区,而有的只有等轴晶区。
塑性好金属铝、铜等——发展柱状晶塑性相对较低的金属、钢等——发展等轴晶
(一)促进柱状晶生长的方法: 总体:(1) 加大液相沿垂直铸锭模壁方向的散热能力 ——促进散热的方向性(2) 降低液相内部非均匀形核的可能性
具体: (1) 提高铸锭模的冷却能力。 如: 金属模代替砂型模; 增加金属铸模的厚度等 注意:此方法仅适于尺寸较大的铸件,但不适于尺寸较小的铸件 原因:若铸模冷却能力很大,反而促进等轴晶的发展(增加形核率)。 例:连铸小截面钢坯时,采用水冷结晶器, 连铸锭全部获得细小的等轴晶粒。
( 2 )提高铸模中心区温度,增大温度梯度。 具体:提高浇注温度与浇注速度。
( 3 )提高熔化温度,减少非均匀形核数目。 熔化温度越高,液态金属过热度越大,非金属夹杂物溶解越多,从而减少了柱状晶前沿液体中形核的可能性,有利于柱状晶区的发展。
例如: 1 、磁性铁合金 <001>方向导磁率最大,柱状晶的一次轴正好也是这个方向。 —— 发展柱状晶,获得最好的磁学性能。 2 、燃气轮机叶片,其负荷具有方向性,要求在叶片轴线方向有较高的强度。 —— 使柱状晶的长度方向和叶片轴线方向平行。
(二)控制铸锭组织在实际生产中的应用
柱状晶制备
燃气轮机叶片定向凝固生产技术与装置
叶片感应加热炉
单晶制备方法
(三)、发展等轴晶,限制柱状晶的方法
降低浇注温度和浇注速度,减小液体过热度,在液体中保留较多非均匀形核核心;
小铸件:可用↑过冷度的方法↑形核率;
大铸件:变质处理;
3.7.3 铸锭缺陷 (自学 )
缩孔 气孔 夹杂物