第5章 合金的凝固1

1、125.2 5.2 合金凝固界面前沿的成分過冷合金凝固界面前沿的成分過冷5.3“5.3“成分過冷成分過冷”對單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響對單相固溶體結(jié)晶形態(tài)的影響5.4 5.4 共晶合金的凝固共晶合金的凝固5.5 包晶合金的凝固包晶合金的凝固3一、平衡凝固一、平衡凝固二、液相充分混合均勻二、液相充分混合均勻三、液相只有有限擴(kuò)散三、液相只有有限擴(kuò)散四、液相中部分混合（有對流作用）四、液相中部分混合（有對流作用） 由于合金在結(jié)晶過程中，析出固相的溶質(zhì)含量不同于液由于合金在結(jié)晶過程中，析出固相的溶質(zhì)含量不同于液相，而使固相，而使固液界面前的液體溶質(zhì)富集或貧化的現(xiàn)象，稱為液界面前的液體溶質(zhì)富集或貧化的現(xiàn)象

2、，稱為溶質(zhì)再分配。溶質(zhì)再分配。4一、平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配一、平衡凝固條件下的溶質(zhì)再分配 平衡凝固是指液、固相溶質(zhì)成分完全達(dá)到平衡狀態(tài)圖對應(yīng)溫度平衡凝固是指液、固相溶質(zhì)成分完全達(dá)到平衡狀態(tài)圖對應(yīng)溫度的平衡成分，即固、液相中成分均能及時充分的平衡成分，即固、液相中成分均能及時充分?jǐn)U散均勻擴(kuò)散均勻。5開始（開始（ T=TL）時：）時： CS = K0C0 CL= C06凝固過程中凝固過程中( T = T* ) ：sCCSLLCC7 凝固終了時，固相成分均勻地為凝固終了時，固相成分均勻地為: CS = C08二、液相充分混合均勻時的溶質(zhì)再分配該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而該情況下溶質(zhì)在固相中沒

3、有擴(kuò)散，而在液相中充分混合均勻在液相中充分混合均勻。起始凝固時：起始凝固時：C S = K 0C 0 ，C L = C 09該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而該情況下溶質(zhì)在固相中沒有擴(kuò)散，而在液相中充分混合均勻在液相中充分混合均勻。)1(000)1 (KSSfCKC凝固過程中固液界面上的成凝固過程中固液界面上的成分為（分為（Scheil公式公式 ）：接著凝固時由于固相中無擴(kuò)散，接著凝固時由于固相中無擴(kuò)散，成分沿斜線由成分沿斜線由K0C0逐漸上升。逐漸上升。10n隨著固相分?jǐn)?shù)（隨著固相分?jǐn)?shù)（fs）增加，凝固）增加，凝固界面上固、液相中的溶質(zhì)含量均界面上固、液相中的溶質(zhì)含量均增加，因此已經(jīng)凝固固相的

4、平均增加，因此已經(jīng)凝固固相的平均成分比平衡的要低。成分比平衡的要低。n當(dāng)溫度達(dá)到平衡的固相線時，勢當(dāng)溫度達(dá)到平衡的固相線時，勢必仍保留一定的液相，甚至達(dá)到必仍保留一定的液相，甚至達(dá)到共晶溫度共晶溫度TE時仍有液相存在。這時仍有液相存在。這些保留下來的液相在共晶溫度下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。將在凝固末端形成部分共晶組織。 11凝固過程分三個階段凝固過程分三個階段：最初過渡區(qū)最初過渡區(qū) 穩(wěn)定態(tài)區(qū)穩(wěn)定態(tài)區(qū) 最后過渡區(qū)最后過渡區(qū) 1211 R000 xeKKCCLDL 凝固凝固穩(wěn)定狀態(tài)穩(wěn)定狀態(tài)階段富集層溶質(zhì)分布規(guī)律階段富集層溶質(zhì)分布規(guī)律（指數(shù)衰減曲線）：（指數(shù)衰減曲線

5、）：13曲線的形狀受凝固速度曲線的形狀受凝固速度R、溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)、溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)DL、分配系數(shù)分配系數(shù)K0影響，影響，R越大，越大，DL越小，越小，K0越小，則在固越小，則在固-液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。14 另外，最初過渡區(qū)的長度取決于另外，最初過渡區(qū)的長度取決于K0、R、DL的值，的值，K0越大、越大、R越大或越大或DL越小，則最初過渡區(qū)越短；最后越小，則最初過渡區(qū)越短；最后過渡區(qū)長度比最初過渡區(qū)的要小得多。過渡區(qū)長度比最初過渡區(qū)的要小得多。 15四、液相中部分混合時的溶質(zhì)再分配 在部分混合情況下，固在部分混合情況下，固-

6、液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界層，在層，在邊界層內(nèi)只靠擴(kuò)散傳質(zhì)邊界層內(nèi)只靠擴(kuò)散傳質(zhì)（靜止無對流），在（靜止無對流），在邊界層以外邊界層以外的液相因有對流作用的液相因有對流作用成分得以保持均一成分得以保持均一。 液相充分大時邊界層寬度液相充分大時邊界層寬度 N 內(nèi)任意一點(diǎn)內(nèi)任意一點(diǎn)x液相成分液相成分 ：當(dāng)液相不是充分大當(dāng)液相不是充分大 時：時：NLLDRXDRLLeeCCCC11100NLDRXDRLLLLeeCCCC11116 在部分混合情況下，固在部分混合情況下，固-液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界液界面處的液相中存在一擴(kuò)散邊界層，在層，在邊界層內(nèi)只靠擴(kuò)散傳質(zhì)邊界

7、層內(nèi)只靠擴(kuò)散傳質(zhì)（靜止無對流），在（靜止無對流），在邊界層以外邊界層以外的液相因有對流作用的液相因有對流作用成分得以保持均一成分得以保持均一。 液相部分混合達(dá)穩(wěn)態(tài)時液相部分混合達(dá)穩(wěn)態(tài)時C*s及及C*L值：值：NLDLeKKCCR000)1(NLDSeKKKCCR0000)1(17令令 為有效分配系數(shù)，為有效分配系數(shù)， KE 與平衡分配系數(shù)與平衡分配系數(shù) K0 的關(guān)系：的關(guān)系：0CCKSENLDEeKKKKR000)1( KE = K0 ：發(fā)生在：發(fā)生在 1 時，即慢生長速度和最大的攪動對流，時，即慢生長速度和最大的攪動對流，N 很小時，這相當(dāng)于前面討論的液相完全混合的情況。很小時，這相當(dāng)于前面

8、討論的液相完全混合的情況。 KE =1：發(fā)生在：發(fā)生在 1 時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流，時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流，N 很大的情況，這相當(dāng)于液相只有擴(kuò)散時的情況。很大的情況，這相當(dāng)于液相只有擴(kuò)散時的情況。 K0KE1：相當(dāng)于液相部分混合：相當(dāng)于液相部分混合(有對流有對流)的情況，工程中常在該范圍。的情況，工程中常在該范圍。 四種單向凝固條件下的溶質(zhì)分布情況示意圖。四種單向凝固條件下的溶質(zhì)分布情況示意圖。LNDRLNDR185.2 合金凝固界面前沿合金凝固界面前沿的成分過冷的成分過冷19n “成分過冷成分過冷”的形成條件分的形成條件分析析 （K01 情況下情況下) ： 界面前

9、沿形成溶質(zhì)富集層界面前沿形成溶質(zhì)富集層 液相線溫度液相線溫度TL(x)隨隨x增大上升增大上升 當(dāng)當(dāng)GL（界面前沿液相的實(shí)際溫度梯度）（界面前沿液相的實(shí)際溫度梯度）小小于液相線的斜率時，即于液相線的斜率時，即: 出現(xiàn)出現(xiàn)“成分過冷成分過冷” 。a)C%CL*=C0/k0CS=C0mLTSTMCL(X)b)XXC0CL*CS*Ti界面界面c)C%T成分過冷 區(qū)T2實(shí) 際T1實(shí) 際TL(X)0)(xLLxxTG2021000L)1 (RG KKDCmLLNLDLLLeKKDCmR00L11RG 22 由判據(jù)由判據(jù) 可見，下列條件有助于可見，下列條件有助于形成形成“成分過冷成分過冷”：n 液相中溫度梯

10、度小（液相中溫度梯度?。℅ L小）；?。?；n 晶體生長速度快（晶體生長速度快（R大）；大）；n液相線斜率大（液相線斜率大（ m L大）；大）；n 原始成分濃度高（原始成分濃度高（C 0大）；大）；n 液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù) 小（?。― L小）；?。?；n K 01 時，時，K 0 越越小，成分過冷度越大。小，成分過冷度越大。000L)1 (RG KKDCmLL工藝因素工藝因素材料因素材料因素23以液相只有擴(kuò)散的情況為例：以液相只有擴(kuò)散的情況為例：n “成分過冷成分過冷”區(qū)的最大過冷度：區(qū)的最大過冷度：n“成分過冷成分過冷”出現(xiàn)的區(qū)域?qū)挾龋撼霈F(xiàn)的區(qū)域?qū)挾龋?)1 (Rln1 R)1

11、(000000maxKDGKCmDGKKCmTLLLLLL20020R)1(2R2XkCmGDkDLLL245.3 “成分過冷成分過冷”對單相固溶體合金結(jié)晶對單相固溶體合金結(jié)晶形態(tài)的影響形態(tài)的影響一、一、“成分過冷成分過冷”對合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)對合金固溶體晶體形貌的影響規(guī)律律二、成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌二、成分過冷作用下的胞狀組織的形成及其形貌三、較寬成分過冷作用下的枝晶生長三、較寬成分過冷作用下的枝晶生長四、自由樹枝晶的生長四、自由樹枝晶的生長五、枝晶間距五、枝晶間距2526n胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在胞狀界面的成分過冷區(qū)的寬度約在0.0l0.1cm之間，隨著之間，

12、隨著成分過冷的增大，發(fā)生：成分過冷的增大，發(fā)生： 溝溝 槽槽不規(guī)則的胞狀界面不規(guī)則的胞狀界面狹長的胞狀界面狹長的胞狀界面規(guī)則胞狀態(tài)規(guī)則胞狀態(tài)胞狀晶的生長方向垂直于固胞狀晶的生長方向垂直于固-液界面（與熱流相反與晶液界面（與熱流相反與晶體學(xué)取向無關(guān)）。胞狀晶可認(rèn)為是一種亞結(jié)構(gòu)體學(xué)取向無關(guān)）。胞狀晶可認(rèn)為是一種亞結(jié)構(gòu)。27 隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬隨界面前成分過冷區(qū)逐漸加寬胞晶凸起伸向熔體更遠(yuǎn)處胞晶凸起伸向熔體更遠(yuǎn)處胞狀晶擇優(yōu)方向生長胞狀晶擇優(yōu)方向生長胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣胞狀晶的橫斷面出現(xiàn)凸緣短小的鋸齒狀短小的鋸齒狀“二次枝晶二次枝晶” （胞狀樹枝晶）（胞狀樹枝晶）在成分過冷區(qū)足夠大時，二次枝

13、晶在成分過冷區(qū)足夠大時，二次枝晶上長出上長出“三次枝晶三次枝晶”2829n形成方向各異形成方向各異的等軸晶的等軸晶（自由樹枝晶）（自由樹枝晶） 界面前成分過冷界面前成分過冷的極大值的極大值非均質(zhì)形核所需的過冷度非均質(zhì)形核所需的過冷度30 等軸枝晶等軸枝晶的存的存在阻止了柱狀晶區(qū)在阻止了柱狀晶區(qū)的單向延伸，此后的單向延伸，此后的結(jié)晶過程便是等的結(jié)晶過程便是等軸晶區(qū)不斷向液體軸晶區(qū)不斷向液體內(nèi)部推進(jìn)的過程內(nèi)部推進(jìn)的過程。31n枝晶間距枝晶間距：指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。指相鄰?fù)沃чg的垂直距離。它是它是樹枝晶組織細(xì)化程度的表征。實(shí)際中，枝晶間距采用金相樹枝晶組織細(xì)化程度的表征。實(shí)際中，枝晶間距

14、采用金相法測得統(tǒng)計(jì)平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）法測得統(tǒng)計(jì)平均值，通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距間距d1、和二次分枝間距、和二次分枝間距 d2 兩種。兩種。材料性能好材料性能好熱裂紋傾向小熱裂紋傾向小且分散且分散顯微縮松、夾雜物細(xì)小顯微縮松、夾雜物細(xì)小成分趨于均勻化成分趨于均勻化細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著細(xì)晶強(qiáng)化效果顯著枝晶間距小枝晶間距小32210001)1(vGDKCmadLLL2141)1(6401LLLGvCKDmd岡本平岡本平 Hunt J.D v與與GL的乘積相當(dāng)于冷卻速度（的乘積相當(dāng)于冷卻速度（oC/sec）。）。冷卻速度大，二次冷卻速度大，二次臂枝晶間距臂枝晶間距d2

15、越小越小。微量變質(zhì)元素（如稀土）也可使二次臂枝晶間距微量變質(zhì)元素（如稀土）也可使二次臂枝晶間距d2減小。減小。31)(2LSGvTAdTS 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)335.4 5.4 共晶合金的凝固共晶合金的凝固 大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，多相合金的凝大部分合金存在著兩個或兩個以上的相，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。晶合金凝固方式及組織。一、一、 共晶組織的分類及特點(diǎn)共晶組織的分類及特點(diǎn)二、二、 共晶組織的形成共晶組織的形成34一、共晶組織的分類及特點(diǎn)（一）（

16、一） 規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶（二）（二） 非平衡狀態(tài)下的共晶共生非平衡狀態(tài)下的共晶共生35（一） 規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶規(guī)則共晶：規(guī)則共晶：金屬金屬金屬，金屬，如如: Pb-Sn ，Ag-Cu層片狀共晶層片狀共晶 金屬金屬金屬間化合物金屬間化合物，如如: Al-AlAl-Al3 3NiNi棒狀共晶棒狀共晶 非規(guī)則非規(guī)則共晶共晶金屬金屬非金屬，非金屬，如: Fe-C , Al-Si 共晶非金屬非金屬非金屬，非金屬，如如: 琥珀睛琥珀睛-茨醇共晶茨醇共晶 粗糙粗糙界面粗糙粗糙界面粗糙粗糙光滑界面光滑界面光滑光滑光滑界面光滑界面36 金屬金屬-金屬金屬共晶共晶金屬金屬-金屬間化合物金

17、屬間化合物共晶共晶n規(guī)則共晶長大時，兩相彼此緊密相連，相互依賴生規(guī)則共晶長大時，兩相彼此緊密相連，相互依賴生長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運(yùn)動。這種長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運(yùn)動。這種長大方式稱之為長大方式稱之為“共生生長共生生長”。 典型的顯微形態(tài)典型的顯微形態(tài):有規(guī)則的有規(guī)則的層片狀層片狀，或其，或其中中有一相為棒狀有一相為棒狀，因此，因此稱為稱為“規(guī)則共晶規(guī)則共晶”。37 圖圖 Al-Al3Ni棒狀共晶棒狀共晶 （上（上縱截面，下縱截面，下橫截面）橫截面）圖圖 Pb-Sn層片狀共晶層片狀共晶38 金屬金屬-非金屬非金屬共晶屬于第共晶屬于第類共晶體，長大過程往類共晶體，長大過程

18、往往仍是相互偶合的往仍是相互偶合的“共生共生”長大長大，但由于，但由于小晶面相晶體長大具有強(qiáng)烈的方向性小晶面相晶體長大具有強(qiáng)烈的方向性（非金屬相）（非金屬相） 對凝固條件十分敏感對凝固條件十分敏感（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素）（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素） 容易發(fā)生容易發(fā)生彎曲和分枝彎曲和分枝，所得到的組織較為無規(guī)則，所得到的組織較為無規(guī)則，屬于屬于“不規(guī)則共晶不規(guī)則共晶”。39Al-Si共晶合金組織共晶合金組織40 右圖：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, c) 四溴化碳-六氯乙烷 a b c41 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

19、一成分的合金凝固后都不能獲得100的共晶組織。但在非平衡凝固狀態(tài)下出現(xiàn)了偽共晶、離異共晶。42二、 共晶組織的形成4344 層片狀共晶組織是最常見的一類非小晶面非小晶面共生共晶組織。 層片狀共晶組織的形成過程：1、層片狀共晶生核過程及、層片狀共晶生核過程及“搭橋搭橋”方式方式2、共生過程的協(xié)同生長、共生過程的協(xié)同生長3、片層距的調(diào)整、片層距的調(diào)整4、胞狀、樹枝狀共晶的形成、胞狀、樹枝狀共晶的形成45 領(lǐng)先相富領(lǐng)先相富A組元的組元的固溶體小球析出固溶體小球析出 界面前沿界面前沿B組元原子的不斷富集組元原子的不斷富集 向前方及側(cè)面的熔體中排出向前方及側(cè)面的熔體中排出A組元原子組元原子 相沿著相沿著

20、相的球面與側(cè)面迅速鋪展相的球面與側(cè)面迅速鋪展形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心 相固溶體在相固溶體在相球面上的析出相球面上的析出 相依附于相依附于相的側(cè)面長出分枝相的側(cè)面長出分枝 交替進(jìn)行交替進(jìn)行 1、層片狀共晶生核過程及“搭橋”方式46n“搭橋搭橋”方式方式：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種種彼此依附、交替生長彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個層片重新生核。共生界面，而不需要每個層片重新生核。層片狀共晶的兩種形核、長大

21、方式示意圖。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意圖。47n非小晶面向前生長只取決于熱流方向及原子擴(kuò)散。非小晶面向前生長只取決于熱流方向及原子擴(kuò)散。48共生協(xié)同生長共生協(xié)同生長：兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，由于：兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，由于相前沿富相前沿富B，而，而相前沿富相前沿富A，擴(kuò)散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因此橫，擴(kuò)散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因此橫向擴(kuò)散速度比縱向大得多。共晶兩相通過橫向擴(kuò)散不斷排走界面前沿積向擴(kuò)散速度比縱向大得多。共晶兩相通過橫向擴(kuò)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，累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，

22、齊頭并進(jìn)齊頭并進(jìn)地向前地向前生長。生長。49n此處此處B原子聚集而濃度升高原子聚集而濃度升高 n 相在此處推進(jìn)的速度變慢相在此處推進(jìn)的速度變慢n 形成凹坑形成凹坑 nn 凝固速度越快，相應(yīng)的片層距就會越小。凝固速度越快，相應(yīng)的片層距就會越小。21Rk 相片層中心處相片層中心處B原子擴(kuò)散比原子擴(kuò)散比-交界要困難得多交界要困難得多504、胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響）（第三組元的影響）A、B兩相每相排出第三組元的原子兩相每相排出第三組元的原子無法橫向擴(kuò)散，只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散無法橫向擴(kuò)散，只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散形成富集層（達(dá)到幾百個層片厚度數(shù)量形成富集層（達(dá)到幾百個層片厚度數(shù)量級）級）在適當(dāng)?shù)?/p>

23、工藝條件下在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下 (如如GL較小、較小、R較較大時大時)，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷導(dǎo)致界面形態(tài)的改變，形成胞狀界面導(dǎo)致界面形態(tài)的改變，形成胞狀界面 當(dāng)當(dāng)?shù)谌M元濃度較大第三組元濃度較大，或在，或在更更大的凝固速度大的凝固速度下，成分過冷進(jìn)一下，成分過冷進(jìn)一步擴(kuò)大，步擴(kuò)大，胞狀共晶胞狀共晶將發(fā)展為將發(fā)展為樹枝樹枝狀共晶狀共晶組織。組織。51形成棒狀共晶的一般條件：形成棒狀共晶的一般條件： 如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)； 如果體積分?jǐn)?shù)在如果體積分?jǐn)?shù)在 1/ 之間之間時，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。時

24、，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。 棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形棒狀共晶：該組織中一個組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向態(tài)沿著生長方向規(guī)則地規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。分布在另一相的連續(xù)基體中。52第三組元的影響第三組元的影響n如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅在某一個相的固現(xiàn)第三組元僅在某一個相的固-液界面前沿富集液界面前沿富集（出現(xiàn)成分（出現(xiàn)成分過冷），過冷），阻礙該相繼續(xù)長大。而另一相長大速度相對較快，阻礙該相繼續(xù)長大。而另一相長大速度相對較快，通過搭橋作用，落后通過搭橋作用，落后的一相將被生長

25、快的的一相將被生長快的一相割成篩網(wǎng)狀，并一相割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀組織。最終發(fā)展成棒狀組織。53n 由于小晶面本身存在著由于小晶面本身存在著多種不同的生長機(jī)制多種不同的生長機(jī)制，故這類共晶合金比非小晶面故這類共晶合金比非小晶面-非小晶面共晶合金具非小晶面共晶合金具有更為有更為復(fù)雜的組織形態(tài)復(fù)雜的組織形態(tài)變化，且變化，且對生長條件對生長條件的變的變化也表現(xiàn)出化也表現(xiàn)出高度的敏感高度的敏感。即使是同一種合金，在。即使是同一種合金，在不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最具有代表性的是具有代表性的是 Fe-C 和和 A1-Si 兩種合金。兩種合金。54在高純度在高純度Fe-C合金共晶凝合金共晶凝固中，領(lǐng)先相石墨的外露面固中，領(lǐng)先相石墨的外露面為（為（0001）基面，往往按）基面，往往按螺旋位錯生長機(jī)制垂直于基螺旋位錯生長機(jī)制垂直于基面按面按000l方向生長，從