共晶合金凝固过程分析

1.共晶合金的组织特点及分类

共晶合金形成的两相混合物具有多样的组织形态。其宏观形态，即共晶体的形状与分布，随着凝固条件的改变而呈现从平面生长、胞状生长到枝晶生长，从柱状晶（共晶群体）到等轴晶（共晶团）的不同变化，规律同单相合金类似。其微观形态，即共晶体内两相析出物的形状与分布，则与组成相的凝固特性、它们在凝固过程中的相互作用及具体条件有关。

根据共晶合金的微观形态，可以将其分为层片状、棒状、球状、针状和螺旋状等。

当两个固相都是金属性较强的相时，共晶体一般生长成层片状；当两相的相对数量比相差悬殊时，在界面能的作用下，数量较小的相将收缩为条、棒状；更少时为纤维状，甚至为点（球）状（见图4-14）。

图4-14　共晶合金微观结构

（a）层片状；（b）棒状；（c）球状；（d）针状

当有一相或两相都具有较强的非金属性时，它们表现出较强的各向异性，不同方向的生长速度不同，并且具有特定的角度关系。同时，生长过程要求的过冷度也有差异，往往有一个相在生长中起主导作用，它决定了两相的分布，其共晶体的形态也具有独特性。这时，常见的形态有针状、骨肋状、蜘蛛网状、螺旋状等（见图4-15）。

图4-15　共晶合金微观结构

（a）螺旋状；（b）蛛网状；（c）放射状

除了微观结构上的区别外，根据固—液界面结构的不同，共晶合金又可以分为以下两类：

1）规则共晶合金

该类合金在凝固过程中，共晶两相均具有非小面生长的粗糙界面。由于粗糙界面的连续生长是金属状态物质凝固的基本特点，故又称为金属—金属共晶合金或非小平面-非小平面共晶合金。它包括了大多数的金属与金属之间以及许多金属与金属间化合物之间的共晶合金，如Sb-Pb、Ag-Al3Cu和Al-Al3Ni等。

2）非规则共晶合金

该类合金在凝固过程中，一个相的固—液界面为非小平面生长的粗糙界面，另一个相则为小平面生长的平整界面，故又称为金属—非金属共晶合金或非小平面-小平面共晶合金。它包括了许多由金属和非金属以及金属和亚金属所组成的共晶合金，如Fe-C、Al-Si以及Pb、Sb-Bi和Al-Ge等共晶合金。许多金属—金属氧化物（碳化物）共晶也属此类合金。

此外，就共晶系本身而言，还存在另一类小面—小面共晶，即非金属—非金属共晶。

下面将着重介绍规则共晶合金的凝固过程。

2.规则共晶合金的凝固

这类共晶合金的两相性质相近，具有大致对称的共生区。两相生长中的固—液界面都是各向同性、连续生长的非晶体学界面，故界面的生长取决于热流的传导和两组元在液相中的扩散。因此，这类共晶合金在一般情况下均按典型的共生生长方式进行凝固。生长中由于两相具有彼此合作的性质，每一相的生长都受到另一相存在的影响，故两相并排析出且垂直于固—液界面长大，形成了两相规则排列的层片状、棒状（即纤维状）或介于两者之间的条带状（即碎片状）共生共晶组织。在特殊情况下，这类共晶合金也能形成晶间偏析型离异共晶组织。

1）层片状共晶

层片状共晶组织是最常见的非小面—非小面共生共晶组织。一般情况下，非小面—非小面共晶的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，但在共晶组织内部两相之间却是层片状的。这就是说在非方向性凝固的情况下，共晶体是以球形方式长大的，而球形的结构是由两相的层片所组成的，并且向外散射。球的中心有一个核心，它是两相中的一相，起着一个共晶凝固核心的作用。

下面结合图4-16讨论层片状共晶组织的形核与长大过程。

图4-16　层片状共晶凝固形核过程示意图

根据形核理论可知，在液相中析出呈球状的α领先相。α相的析出，一方面促进界面前沿β组元原子不断富集，另一方面又为新相的析出提供了有效衬底，从而导致β相固溶体在α相球面上析出。β相的析出又促进α相依附β相侧面长大，如此交替搭桥式地长大，形成了具有两相沿着径向并排生长的球形共生界面的双相核心。

片状共晶组织的重要参数是层间距λ，即同一相层片之间的中心距离，它在数值上等于相邻两相层片厚度之和（见图4-17）。

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图4-17　层片状共晶微观结构

为研究共晶间距需要建立共晶生长模型。共晶生长的经典模型是Jackson-Hunt模型。由模型可知，层间距λ很小时，在长大过程中以横向扩散为主。如图4-18（b）、4-18（c）所示，α相生长排出组元B，使得B元素在α相前沿富集。由于α相中央前沿距离β相较远，排出的B原子无法像两相交界处前沿那样快速扩散，因而这里的B原子富集较多。越靠近α相边缘，B原子扩散越快，富集得越少，而在两相交界处几乎没有富集，为共晶成分WE。同理，β相生长排出组元A，使得β相中央前沿富集着较多的A原子，越靠近β相边缘，富集的A原子越少，成分越接近共晶成分。

图4-18　共晶生长模型

由于α相和β相边缘成分接近WE，其生长速度大于中央的生长速度，形成如图4-8（d）所示的界面，其边缘的曲率半径r1小，中央的曲率半径r大。界面前沿溶质的再分配将产生过冷，其过冷度ΔTc与浓度差和液相线TL∞的斜率mL有关。其表达式为

ΔTc呈抛物线分布，两相中央界面的液体过冷度大，而两相的交界处几乎不产生过冷，如图4-18（e）所示。

这样，Jackson-Hunt模型将凝固归结为对凝固界面前沿液相扩散场的求解和对过冷度的分析。经求解后得到凝固界面的过冷度为

式中，ΔTr——因曲率半径作用而引起的过冷；

　　ωα和ωβ——界面处饱和相成分；

　　σ——固液相界面张力；

　　ΔS——熔化比熵；

　　λ——层间距。

从式子（4-32）中可看出ΔT、R、λ三者间的关系。当共晶相层间距很小时，ΔTr很大，故曲率半径所引起的过冷的影响是主要的。反之，当共晶相层间距较大时，ΔTc的影响大于ΔTr的影响，即成分差产生的过冷影响是主要的。

式（4-32）给出了共晶生长温度和共晶相层间距的关系，但过冷度不确定，为此引入最小过冷度原理。即当生长速率给定后，共晶相生长的实际兼具使生长过冷度获得最小值的作用。令=0，求出的共晶相层间距为

由式（4-34）可见，共晶相层间距与凝固速率R的平方根成反比，即凝固速度越大，层间距越小。

上述共晶固-液界面前沿成分及过冷度的不均匀分布，仅限于界面前几个层片厚度的液体内，超过此范围，液相成分急剧均匀化而成共晶成分CE。

2）棒状共晶

图4-19　棒状共晶组织微观结构

棒状共晶是另一种常见的非小面—非小面共生共晶组织。在该组织中，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，形成棒状共晶组织（见图4-9）。棒状共晶与层片状共晶的凝固过程基本上相似，决定其组织形态的基本因素是两个固相之间的总界面能以及第三组元（杂质）的存在。

两相间总界面能的影响：相间总界面能是支配上述两种组织形态的重要因素。在相同条件下，共晶合金总是倾向于凝固成总界面能最低的组织形态。总界面能Gb等于两相间各界面的面积Si与相应的单位界面能（σαβ）i的乘积之和，即Gb=）。当界面各向同性时，σαβ为常数，则总界面能完全取决于两相间的界面总面积。界面总面积与两相的相对体积有关，因而共晶组织的形态将由两相所占的体积分数所决定。当某一相的体积分数小于1/π时，则该相呈棒状结构的界面总面积小于呈层片状结构的界面总面积，故易于形成棒状共晶组织。反之，如果某一相的体积分数在1/π和（1-1/π）之间时，易于形成层片状凝固组织。

但必须指出，在不同组织的不同相界面处，两相间的晶体学位向关系并不完全相同，因而其σαβ也不尽相同。一般而言，片状共晶中两相间的位向关系比棒状共晶中两相间的位向关系更强。因此，在片状共晶中，相间界面更可能是低界面能的晶面。在这种情况下，即使一相的体积分数小于1/π，也会出现片状共晶而非棒状共晶。

第三组元对共晶结构的影响：当第三组元在共晶两相中的分配数相差较大时，其在某一相的固—液界面前沿的富集，将阻碍该相的继续长大；而另一相的固—液界面前沿由于第三相组元的富集较少，其长大速率较快。于是，由于搭桥作用.落后的一相将被长大快的—相隔成筛网状组织，继续发展则成棒状组织，如图4-20所示。通常，在层片状共晶的交界处看到的棒状共晶组织就是这样形成的。

图4-20　层片状共晶转变为棒状共晶示意图