多相合金的凝固課件

第五章

多相合金的凝固—共晶、偏晶、包晶反應(yīng)的凝固1第五章

多相合金的凝固—共晶、偏晶、包晶反應(yīng)的凝固1

第五章多相合金的凝固第一節(jié)共晶合金的凝固一、共晶組織的分類可以形成各種各樣的組織形態(tài)。分成:規(guī)則共晶(金屬一金屬共晶)，屬于非小平面共晶:Ag—Cu、A1—A13Cu等。非規(guī)則共晶(金屬一非金屬共晶)，屬于非小平面一小平面Fe—C、AI—Si等。在單向凝固的條件下，凝固中的固一液面形態(tài)如圖：單向凝固條件下共晶的固一液界面形貌a)金屬一金屬共晶b)金屬一非金屬共晶2第五章多相合金的凝固第一節(jié)共晶合金的1、規(guī)則共晶(非小平面一非小平面)：固一液界面：在原子尺度上是粗糙界面；組成：金屬—金屬相或金屬—金屬間化合物相；組織形態(tài)：層片狀及棒狀（通常共晶中的某一相體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，容易出現(xiàn)棒狀結(jié)構(gòu)）。原因：在相間距λ一定的條件下，共晶中的某一相體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，棒狀的相間界面積比層片者小，其界面能最低。但是：當(dāng)界面能的各向異性很強(qiáng)時(shí)，層片結(jié)構(gòu)可以在體積分?jǐn)?shù)很小的情況下存在。31、規(guī)則共晶(非小平面一非小平面)：3決定共晶兩相長大的因素：熱流的方向和兩組元在液相中的擴(kuò)散，兩相長大過程互相依賴的關(guān)系是界面附近的溶質(zhì)橫向擴(kuò)散。固一液界面形態(tài)：將近似地保持著平面，其等溫面基本上也是平直的。（每一相的長大受著另一相存在的影響，當(dāng)共晶結(jié)晶時(shí)，兩相并排地結(jié)晶出來并垂直于固一液界面長大）。2、非規(guī)則共晶(非小平面—小平面)：固一液界面：一個(gè)是特定的晶面。組成：金屬—非金屬相；組織形態(tài)：簡化為片狀與絲狀兩大類；固一液界面形態(tài)：非平面的且是極不規(guī)則的，其等溫面也不是平直的。4決定共晶兩相長大的因素：熱流的方向和兩組元在液相中的擴(kuò)散，兩小平面相按非小平面（即原子尺度上的粗糙界面）方式長大的原因：小平面相的小平面方式長大只能發(fā)生在其界面為凸面的凝固條件下，并且其固一液界面與小平面相的長大平面相切，如圖的右側(cè)所示。相反，如果在其界面為凹面的情況下，如圖的左側(cè)所示，由于凹面任一點(diǎn)周圍鄰近固相的新原子層都可以向該點(diǎn)提供生長臺階，所以，此時(shí)側(cè)面擴(kuò)展的小平面長大方式就難以進(jìn)行。5小平面相按非小平面（即原子尺度上的粗糙界面）方式長大的原因：二、非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)平衡條件下：共晶反應(yīng)只發(fā)生在一個(gè)固定成分的合金下，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。非平衡凝固條件下：從熱力學(xué)觀點(diǎn)看，具有共晶型的合金，當(dāng)快冷到兩條液相線的延長線所包括的范圍內(nèi)時(shí)，即使是非共晶成分的合金，也可以獲得100％的偽共晶組織。圖中的影線部分即為共晶共生區(qū)，共生區(qū)規(guī)定了共晶穩(wěn)定生長的溫度和成分范圍，超過這個(gè)范圍，組織上將變?yōu)閬喒簿Щ蜻^共晶組織。6二、非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)6共晶共生區(qū)形狀：對稱型共生區(qū)（左圖）：發(fā)生在共晶中兩相的熔點(diǎn)相近的金屬一金屬共晶系中。非對稱型共生區(qū)（右圖）：金屬一非金屬共晶，其共生區(qū)通常是非對稱型的，共晶點(diǎn)靠近金屬組元一方，共晶共生區(qū)偏向非金屬一方，如圖所示。Al—Si及Fe—C合金共晶共生區(qū)屬于此類，共晶成分的合金，在快冷條件下得不到共晶組織。原因：共晶點(diǎn)偏于低熔點(diǎn)組元，在接近共晶成分的液體中，濃度起伏達(dá)到α相成分較容易，而達(dá)到β相的成分較難。結(jié)晶時(shí)α相先析出，使液體中B組元濃度升高，向β相成分靠近，達(dá)到一定程度后β相才能形成。7共晶共生區(qū)形狀：7圖中的陰影部分為G>0時(shí)的鐵砧式對稱型金屬一金屬共晶共生區(qū)。晶體長大速度較小時(shí)（陰影區(qū)的上部）：單向凝固可以獲得平直界面的共晶組織，其獲得共晶組織的成分范圍很寬，凡處于共晶相圖上此間的成分，均得共晶組織。長大速度增加，圖中陰影區(qū)的下部：共晶組織將變?yōu)榘麪?、樹枝狀，最后成為粒狀。圖中虛線及其延長線所夾的范圍為G＝0時(shí)：在此范圍內(nèi)所形成的共晶是等軸晶。共晶共生區(qū)的形狀的多樣性取決于：液相的溫度梯度、初生相以及共晶的長大速度與溫度的關(guān)系。8圖中的陰影部分為G>0時(shí)的鐵砧式對稱型金屬一金屬共晶共生區(qū)。確定共晶共生區(qū)，首先確定α、β初生相及α—β共晶各自晶體長大速度與溫度的關(guān)系，如以下各式所示：式中：G、v、D——分別為溫度梯度、生長速度、溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；K1、K2、K3、W——與合金性質(zhì)有關(guān)的常數(shù)。在任一給定的長大速度條件下，總是熔點(diǎn)溫度最高的組成相優(yōu)先進(jìn)行生長。9確定共晶共生區(qū)，首先確定α、β初生相及α—β共晶各自晶體長大第二節(jié)金屬—金屬共晶的凝固一、層狀共晶的生長1．形核與長大形核：兩相；其中一相為領(lǐng)先相。長大：隨著β相的長大，在β相附近的液相中不斷有α相析出，于是就形成了α相和β相的交替組織。10第二節(jié)金屬—金屬共晶的凝固10共晶中兩相交替成長，并不意味著每一片都要單獨(dú)形核，其長大過程是靠搭橋的辦法，使同類相的層片進(jìn)行增殖。由一個(gè)晶核長出整整的一個(gè)共晶團(tuán)。這種共晶團(tuán)也可以稱為共晶晶?；蚬簿ьI(lǐng)域。11共晶中兩相交替成長，并不意味著每一片都要單獨(dú)形核，其長大過程2、共晶層片間距在過冷度下，α相前沿液相成分為a’，β相前沿液相成分為b’。α相、β相前沿液相中B組元濃度差：根據(jù)液相線在共晶點(diǎn)附近的斜率ma和mb寫出：a’b’C’D’122、共晶層片間距根據(jù)液相線在共晶點(diǎn)附近的斜率ma和mb寫出：共晶體沿X方向的生長速度為R，且假定濃度a≈E，則單位時(shí)間內(nèi)從α相中排出的B組元數(shù)量為：J排=R(E—C)在穩(wěn)態(tài)生長時(shí)J擴(kuò)=J排，故：形成單位體積的共晶體，α和β兩相之間界面的增加數(shù)量為2/λ，所需要界面能為2σ/λ。這部分能量需要結(jié)晶時(shí)引起的體積自有能降低來供給。析出單位體積共晶體時(shí)，體積自有能降低的數(shù)量為：13共晶體沿X方向的生長速度為R，且假定濃度a≈E，則單位時(shí)間式中：長大速度與最小過冷度的關(guān)系：14式中：長大速度與最小過冷度的關(guān)系：143、不純物的影響純共晶合金穩(wěn)態(tài)長大：每個(gè)相的成長將排出另一個(gè)組元，并在固液界面前沿造成溶質(zhì)富集區(qū)（厚度較窄）；溶質(zhì)富集區(qū)，對橫向擴(kuò)散造成一定的濃度梯度：使共晶兩相同時(shí)長大，保證共晶的穩(wěn)定界面是平面界面，而且不形成“成分過冷”區(qū)。153、不純物的影響15若有第三組元存在，且它在共晶兩相中的Ko小于1：共晶長大時(shí)兩相均將第三組元排至液相中，并在界面前沿造成堆積，堆積的厚度較寬；如果液相中的溫度梯度較?。涸诮缑娓浇霈F(xiàn)“成分過冷”區(qū)。平面的共晶界面將變?yōu)轭愃朴趩蜗嗪辖鹉虝r(shí)的胞狀結(jié)構(gòu)。共晶中的胞狀結(jié)構(gòu)稱為“集群結(jié)構(gòu)”。當(dāng)界面為凸出的胞狀時(shí)，層片間就不再平行而成為放射狀。當(dāng)?shù)谌M元的溶質(zhì)濃度較大，或在大的凝固速度情況下：胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶。16若有第三組元存在，且它在共晶兩相中的Ko小于1：16從圖中可以看出：從一個(gè)集群到另一個(gè)集群，層片的方向要有所改變；由于集群是來源于一個(gè)共晶晶粒，因此，在集群結(jié)構(gòu)內(nèi)，相的位向是保持一定的。17從圖中可以看出：174、單向凝固共晶的結(jié)晶學(xué)特征在單向凝固過程中，共晶各相有著一定的最優(yōu)結(jié)晶取向，并且各相之間存在著一定的結(jié)晶學(xué)關(guān)系。原因：共晶各相之間的界面能與界面上各相的晶體學(xué)排列有關(guān)，晶體學(xué)排列愈相近，界面能愈低。184、單向凝固共晶的結(jié)晶學(xué)特征18二、棒狀共晶生長金屬一金屬共晶組織層片和棒狀結(jié)構(gòu)，究竟是哪種結(jié)構(gòu)出現(xiàn)，取決于共晶中兩個(gè)因素：α與β相的體積比，第三組元的存在。1．共晶中兩相體積分?jǐn)?shù)的影響在α與β相間兩固相間界面張力相同的情況下：如果共晶中的一相體積含量相對于另一相低時(shí)，傾向于形成棒狀共晶；（如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)）。兩相體積含量相接近時(shí)，傾向于形成片狀共晶。（如果體積分?jǐn)?shù)在1／π～1／2之間時(shí)，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)）。19二、棒狀共晶生長19原因：結(jié)構(gòu)的表面積的大小(或者說表面能的大小)。當(dāng)體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，棒狀(設(shè)其斷面為圓形)結(jié)構(gòu)的表面積小于片狀結(jié)構(gòu)的；當(dāng)其體積分?jǐn)?shù)在1／π～1／2之間時(shí)，片狀結(jié)構(gòu)的表面積小于棒狀結(jié)構(gòu)的。但必須指出，片狀共晶中兩相間的位向關(guān)系要比棒狀共晶中兩相間的位向關(guān)系更強(qiáng)，因此，片狀共晶中，相間界面更可能是低界面能的晶面，在這種情況下，雖然一相的體積分?jǐn)?shù)小于1／π，也會(huì)出現(xiàn)片狀共晶而不是棒狀共晶。到目前為止，還未發(fā)現(xiàn)過一相的體積分?jǐn)?shù)大于1／π時(shí)，出現(xiàn)棒狀共晶的情況。20原因：結(jié)構(gòu)的表面積的大小(或者說表面能的大小)。當(dāng)體積分?jǐn)?shù)小2．第三組元對共晶結(jié)構(gòu)的影響當(dāng)?shù)谌M元在共晶兩相中的分配系數(shù)相差較大時(shí)，其在某一相的固一液界面前沿的富集，將阻礙該相的繼續(xù)長大；而另一相的固一液界面前沿由于第三組元富集較少，其長大速度較快。這樣，由于搭橋作用，落后的一相將被長大快的一相分隔成篩網(wǎng)狀組織，繼續(xù)發(fā)展，即成棒狀組織。通?？梢钥吹焦簿ЬЯ?nèi)部為層片狀，而在共晶晶粒交界處為棒狀：原因：在共晶晶粒之間，第三組元富集的濃度較大，從而造成其在共晶兩相中分配系數(shù)的差別，導(dǎo)致在某一固相前沿出現(xiàn)了“成分過冷”。212．第三組元對共晶結(jié)構(gòu)的影響21第三節(jié)金屬—非金屬共晶的凝固一、形核與長大與金屬—金屬共晶相同點(diǎn)：熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)原理與一樣；與金屬—金屬共晶的差別：在結(jié)晶形貌上（由于非金屬有著與金屬不同的長大機(jī)制所致）。原因：金屬的固—液界面是粗糙型界面，長大時(shí)界面連續(xù)向前推進(jìn)，而且是沒有方向性。非金屬的固—液界面是光滑型界面（特定晶面），其長大有方向性（即在某一方向上長大速度很快，而在另外的方向上則長大速度很慢）。因此，金屬—非金屬共晶的固一液界面的結(jié)晶形貌不是平直的，而是參差不齊、多角形的。22第三節(jié)金屬—非金屬共晶的凝固22金屬—非金屬共晶的形核：在共晶溫度以下，領(lǐng)先相獨(dú)立地在液相中長大，之后第二相依附于領(lǐng)先相形成；一旦兩固相同時(shí)存在時(shí)，共晶的兩相即按共同“合作”的方式同時(shí)進(jìn)行長大。金屬—非金屬共晶的長大：（兩種長大模型）第一種長大模型稱為合作長大。第二種長大模型稱為重新形核長大。23金屬—非金屬共晶的形核：23合作長大模型:當(dāng)一個(gè)非金屬晶體由于缺乏非金屬原子供應(yīng)而停止長大時(shí)，它可以通過孿生或形成亞晶界(小角度晶界)將長大方向改變到非金屬原子富集區(qū)，產(chǎn)生了非金屬晶體的分枝。當(dāng)長大按照這種模型進(jìn)行時(shí)，非金屬相內(nèi)部是相連的。24合作長大模型:24重新形核長大模型:兩個(gè)非金屬晶體相對長大會(huì)聚時(shí)，將導(dǎo)致一個(gè)或兩個(gè)晶體長大的停止，新的晶核將在非金屬原子富集區(qū)重新形成。在這種情況下，非金屬晶體將是不相連的。25重新形核長大模型:25Al—Si或Fe-C(石墨)共晶：將試樣用稀鹽酸進(jìn)行深腐蝕，去掉金屬基體，使留下來的脆性硅晶體或石墨暴露出來，它們是連接在一起的網(wǎng)狀組織。圖：Fe—C（石墨）共晶試樣經(jīng)深腐蝕后的電子掃描顯微照片。如果非金屬晶體不相連接，則在除去金屬基體后，留下來的非金屬晶體將沒有支撐，它們會(huì)在腐蝕過程中被去掉。證明了金屬一非金屬共晶是按合作長大模型進(jìn)行長大的。26Al—Si或Fe-C(石墨)共晶：26非金屬晶體在共晶長大過程中是怎樣分枝改變其長大方向：在共晶結(jié)晶過程中，金屬晶體屬于粗糙界面的連續(xù)長大，而非金屬晶體屬于光滑界面的側(cè)面擴(kuò)展長大。所以，金屬晶體的長大速度應(yīng)該大于非金屬晶體的長大速度，這樣，人們自然會(huì)認(rèn)為，非金屬的固一液界面將落后于金屬，然而，在實(shí)際上并沒有觀察到這種情況。相反，在淬火的金屬一非金屬共晶組織中，非金屬相總是領(lǐng)先于金屬相。如果金屬相超越于非金屬相，則非金屬相將被金屬相包圍，共晶的繼續(xù)長大只有依靠非金屬相的重新形核。這樣，非金屬晶體將不是彼此相連的，顯然這與深腐蝕的電子掃描照片不相符合。為什么非金屬相總是領(lǐng)先于金屬相進(jìn)行長大呢?關(guān)鍵就在于非金屬相在固一液界面上有改變其長大方向的機(jī)能。27非金屬晶體在共晶長大過程中是怎樣分枝改變其長大方向：27X射線分析表明，硅晶體只能在{111}晶面的<211>或<110>晶向上長大，因此其長大后的晶體為片狀。取單向凝固的A1—Si合金的橫斷面，發(fā)現(xiàn)有孿晶的痕跡。圖中顯示了在橫斷面上的{111}孿晶槽溝：硅晶體的長大是硅原子優(yōu)先吸附在這些{111}槽溝上進(jìn)行；這些{111}孿晶槽溝的存在，為硅晶體在長大過程中改變其空間方向提供條件。Al—Si共晶凝固中，金屬鋁的長大常趕上非金屬硅，但由于兩者在凝固過程中的收縮不同或原子錯(cuò)排，在脆弱的非金屬硅片中引起機(jī)械孿生，導(dǎo)致硅晶體長大空間方向改變。但在新的孿生晶體中，長大的晶體學(xué)方向仍然是<211>或<110>。28X射線分析表明，硅晶體只能在{111}晶面的<211>或<1金屬一非金屬共晶層片間距的平均值要比金屬——金屬共晶的大：非金屬相長大方向各向異性；其長大方向的改變只能依靠晶體界面上的缺陷進(jìn)行分枝；分枝是在一定的過冷度下調(diào)整其層片間距的基本機(jī)制。29金屬一非金屬共晶層片間距的平均值要比金屬——金屬共晶的大：2二、第三組元的影響向Al—Si共晶中加入Na，可以使硅晶體更加細(xì)化，使共晶點(diǎn)向右向下移。原因：由于Na吸附在{111}孿晶面槽溝中，抑制了硅晶體的長大，使Al晶體有可能趕上來，從而促使孿晶缺陷數(shù)目增加。因此，在加Na之后其效果與增加冷速一樣。有人曾發(fā)現(xiàn)向過共晶Al—Si合金中加入大量的Na時(shí)，可以使硅晶體球化。當(dāng)Na量足夠高時(shí)，孿晶缺陷數(shù)目增加，使初生硅晶體分枝密集變成近于球狀的組織。Mg、Ce對非金屬相生長形貌的改變，使石墨球化。30二、第三組元的影響30在Fe—C—P合金中：不加Ce的磷共晶是連續(xù)的網(wǎng)狀分布；當(dāng)Ce的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.129％時(shí)，磷共晶成斷續(xù)分布；當(dāng)Ce的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.347％時(shí)，磷共晶已成為顆粒狀。31在Fe—C—P合金中：31

第四節(jié)偏晶合金的凝固一、偏晶合金大體積的凝固合金m，冷到偏晶溫度以下，發(fā)生偏晶反應(yīng)L1→α＋L2。L2在α相四周形成并把α相包圍起來；反應(yīng)過程取決于L2與α相的潤濕程度及L1和L2的密度差。若L2阻礙α相長大，則α相要在L1中重新形核。然后L2包圍它，如此進(jìn)行，直至反應(yīng)終了。繼續(xù)冷卻時(shí)，在偏晶反應(yīng)溫度和圖示的共晶溫度之間，L2將在原有α相晶體上繼續(xù)沉積出α相晶體，直到最后剩余的液體L2凝固成(α+β)共晶。若α與L2不潤濕或L1與L2密度差別較大，發(fā)生分層現(xiàn)象。

32第四節(jié)偏晶合金的凝固若α與L2不潤濕如Cu—Pb合金，偏晶反應(yīng)產(chǎn)物L(fēng)2中Pb較多，則L2分布在下層，α與L1分布在上層，容易產(chǎn)生大的偏析。在偏晶相圖中，反應(yīng)產(chǎn)生的固相α的量總是大于反應(yīng)產(chǎn)生液相L2的量，這意味著偏晶中的固相要連成一個(gè)整體，而液相L2則是不連續(xù)地分布在α相基體之中，這樣，其最終組織和亞共晶沒有什么區(qū)別。偏晶反應(yīng)L1→α＋L233如Cu—Pb合金，偏晶反應(yīng)產(chǎn)物L(fēng)2中Pb較多，則L2分布二、偏晶合金的單向凝固偏晶反應(yīng)在一定的條件下：當(dāng)其以穩(wěn)定態(tài)定向凝固時(shí)，分解產(chǎn)物呈有規(guī)則的幾何分布。當(dāng)其以一定的凝固速度進(jìn)行時(shí)，在底部由于液相溫度低于偏晶反應(yīng)溫度，所以α相首先在這里沉積，而靠近固一液界面的液相，由于溶質(zhì)的排出而使組元B富集，這樣就會(huì)使L2形核出來：L2是在固一液界面上形核還是在原來母液L1中形核，這要取決于界面能三者之間的關(guān)系。偏晶合金的最終顯微形貌將要取決于以上三個(gè)界面能、L1與L2的密度差以及固一液界面的推進(jìn)速度。34二、偏晶合金的單向凝固34下圖為L2的形核與界面張力的關(guān)系。以下討論界面張力之間三種不同的情況：如圖a，隨著由下向上單向凝固的進(jìn)行，α相和L2并排地長大，α相生長時(shí)將B原子排出，L2生長時(shí)將B原子吸收。這就和共晶結(jié)晶情況一樣，當(dāng)達(dá)到共晶溫度時(shí)，L2轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿ЫM織，只是共晶組織中的α相與偏晶反應(yīng)產(chǎn)生的α相合并在一起。凝固最終組織：α相基底上分布著棒狀或纖維的β相。35下圖為L2的形核與界面張力的關(guān)系。以下討論界面張力之間三種液相L2不能在α固相上形核，只能孤立地在液相L1中形核。L2是上浮還是下沉，將以下因素來決定：

1)如果液滴L2的上浮速度大于固一液界面的推進(jìn)速度R，則它將上浮至液相L1的頂部。在這種情況下，α相將依溫度梯度的推移，沿鑄型的垂直方向向上推進(jìn)、而L2將全部集中到試樣的頂端，其結(jié)果：試樣的下部全部為α相，上部全部為β相。利用這種辦法可以制取α相的單晶，其優(yōu)點(diǎn)是不發(fā)生偏析和成分過冷。半導(dǎo)體化合物HgTe單晶就是利用這一原理由偏晶系Hg—Te制取的。36液相L2不能在α固相上形核，只能孤立地在液相L1中形核。L22)如果固一液界面的推進(jìn)速度大于液滴的上升速度時(shí)，則液滴L2將被α相包圍，而排出的B原子繼續(xù)供給L2，使L2在長大方向拉長，使生長進(jìn)入穩(wěn)定態(tài)，如圖示。在低于偏晶反應(yīng)溫度后的冷卻中，從L2液相中將析出一些α相，新生的α相是從圓柱形L2的四周沉積到原有的α相上，這樣L2將會(huì)變細(xì)。溫度繼續(xù)降低，L2將按共晶或包晶反應(yīng)轉(zhuǎn)變。最后組織：在α相基體中分布著棒狀或纖維狀β相晶體。β相纖維之間的距離正如共晶組織中層片間距一樣，取決于長大速度，即：372)如果固一液界面的推進(jìn)速度大于液滴的上升速度時(shí)，則液滴L圖為Cu—Pb偏晶合金單向凝固的顯微組織，和棒狀共晶幾乎沒有什么兩樣。偏晶反應(yīng)L1→Cu十L2，Pb的密度比Cu大，所以，L2液體是下沉的，由于Cu和L2之間完全不潤濕，因此，L2以液滴形式沉在Cu的表面，在界面向前推進(jìn)的過程中，L2也繼續(xù)長大。最終組織取決于Cu向前推進(jìn)速度(凝固速度)及L2液滴長大速度。若凝固速度比較大時(shí)，L2液滴沒有聚集成大滴就被Cu包圍，兩者并排前進(jìn)而獲得細(xì)小的纖維組織。若凝固速度比較慢，則獲得比較粗大的液滴，最后形成粗大棒狀組織。a)縱截面；b)橫截面。38圖為Cu—Pb偏晶合金單向凝固的顯微組織，和棒狀共晶幾乎沒有當(dāng)θ＝0°α相和L2完全潤濕，如下圖。在α相上完全覆蓋一層L2，使穩(wěn)態(tài)長大不能進(jìn)行，α相只能斷續(xù)地在L1—L2界面上形成。最終組織：α相和β相的交替分層組織。39當(dāng)θ＝0°α相和L2完全潤濕，如下圖。39第五節(jié)包晶合金的凝固一、平衡凝固相圖特點(diǎn)：①液相中完全互溶；固相中部分互溶或完全不互溶；②有一對固、液相線的分配系數(shù)小于1，另一對固、液相線的分配系數(shù)大于1。以CO成分為例，在冷到T1時(shí)析出α相，冷到了包晶反應(yīng)溫度時(shí)發(fā)生包晶反應(yīng)：

平衡凝固要求溶質(zhì)組元充分的擴(kuò)散。非平衡凝固則是經(jīng)常的。αβpLAB40第五節(jié)包晶合金的凝固平衡凝固要求溶質(zhì)組元充分的擴(kuò)散。非二、非平衡凝固由于溶質(zhì)在固相中的擴(kuò)散不能充分進(jìn)行，包晶反應(yīng)之前凝固出來的α相內(nèi)部的成分是不均勻的，即樹枝晶的心部溶質(zhì)濃度低，而樹枝晶的邊緣溶質(zhì)濃度高。溫度到包晶溫度，在α相表面發(fā)生包晶反應(yīng)。從形核功角度看，β相在α相表面上非均質(zhì)地形核要比在液相內(nèi)部均質(zhì)形核更為有利。因此，在包晶反應(yīng)過程中，α相很快被β相包圍，此時(shí)，液相與α相脫離接觸，包晶反應(yīng)只能依靠溶質(zhì)組元從液