整理铸件形成理论重要知识点.docx

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整理铸件形成理论重要知识点

铸件形成理论重要知识点

第一章液态金属的结构和性质

1.金属的加热膨胀：

原子间距离将随温度的升高而增加，即产生热膨胀。

由于能量起伏，一些原子则可能越过势垒跑到原子之间的间隙中或金属表面，原子离开点阵后，留下了自由点阵——空穴。

原子间距增大，空穴的产生是物体膨胀的原因之一。

2.金属的熔化：

把金属加热到熔点附近时，离位原子数大为增加。

在外力的作用下，这些原子作定向运动，造成晶粒间的相对流动，称为晶界粘滞流动。

晶粒内部，也有相当数量的原子频频跳跃、离位，空穴数大为增加。

接近熔点时，晶界上的原子则可能脱离原晶粒表面，向邻近晶粒跳跃，晶粒逐渐失去固定形状。

3.理想金属的液态结构特点

金属熔化后，以及在熔点以上不高的温度范围内，液体状态的结构有以下特点：

1、原子排列在较小距离内仍具有一定规律性，且其平均原子间距增加不大。

2、金属液体由许多原子集团所组成，在原子集团内保持固体的排列特征，而在原子集团之间的结合处则受到很大破坏（近程有序排列）。

3、原子集团存在能量起伏和结构起伏。

4、原子集团间距较大，比较松散，犹如存在空穴。

5、原子集团的平均尺寸、游动速度都与温度有关，温度越高，则原子集团的平均尺寸越小，游动速度越快。

概括起来：

接近熔点的液态金属由许多游动的原子集团和空穴组成，原子集团中原子呈规则排列，结构与原固体相似，但存在能量起伏和结构起伏。

4.实际金属的液态结构

实际液态金属在微观上是由存在能量起伏、结构起伏和成分起伏的游动原子集团、空穴和许多固态、气态或液态的化合物组成的混浊液体；从化学键上看，除了基体金属与其合金元素组成的金属键之外，还存在其他多种类型的化学键。

5.影响粘度的因素

（1）温度：

温度不太高时，T升高，η值下降。

温度很高时，T升高，η值升高。

（2）化学成分：

表面活性元素使液体粘度降低，非表面活性杂质的存在使粘度提高。

（3）非金属夹杂物：

非金属夹杂物使粘度增加。

6.粘度对铸坯质量的影响

（1）对液态金属流动状态的影响：

粘度对铸件轮廓的清晰程度有影响，为降低液体的粘度应适当提高过热度或者加入表面活性物质等。

（2）对液态金属对流的影响：

运动粘度越大，对流强度越小。

铸坯的宏观偏析主要受对流的影响。

（3）对液态金属净化的影响：

粘度越大，夹杂物上浮速度越小，越容易滞留在铸坯中形成夹杂、气孔。

7.影响表面张力的因素

1）熔点：

高熔点的物质，其原子间结合力大，其表面张力也大。

2）温度：

大多数金属和合金，温度升高，表面张力降低。

3）溶质：

系统中加入削弱原子间结合力的组元，会使表面内能和表面张力降低。

8.表面张力对铸坯质量的影响

1）界面张力与润湿角：

液态金属凝固时析出的固相与液相的界面能越小，形核率越高。

液态杂质与金属晶体之间的润湿性将影响杂质形态。

2）表面张力引起的附加压力：

附加压力提高金属液中气体析出的阻力，易产生气孔。

影响金属液与铸型的相互作用。

附加压力为正值时（不润湿），铸坯表面光滑，但充型能力较差，必须附加一个静压头。

附加压力为负值时（润湿），金属液能很好地充满铸型型腔，但是容易与铸型粘结（粘砂），阻碍收缩，甚至产生裂纹。

9.概念

能量起伏：

金属晶体结构中每个原子的振动能量不是均等的，一些原子的能量超过原子的平均能量，有些原子的能量则远小于平均能量，这种能量的不均匀性称为“能量起伏”

结构起伏：

液态金属中的原子集团处于瞬息万变的状态，时而长大时而变小，时而产生时而消失，此起彼落，犹如在不停顿地游动。

这种结构的瞬息变化称为结构起伏。

近程有序排列：

金属液体则由许多原子集团所组成，在原子集团内保持固定的排列特征，而在原子集团之间的结合处则受到很大破坏。

浓度起伏：

不同原子间结合力存在差别，在金属液原子团簇之间存在着成分差异。

这种成分的不均匀性称为浓度起伏。

粘滞性：

在流体力学中有两个概念，一个是动力粘度，另一个是运动粘度。

表面张力：

液态金属表面层的质点受到一个指向液体内部的力，物体倾向于减小其表面积，这相当于在液态金属表面有一个平行于表面且各向大小相等的张力，这个张力就是表面张力。

10.充型能力与流动性的联系与区别：

充型能力：

液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清晰的铸件的能力。

即液态金属充填铸型的能力。

流动性：

液态金属本身流动的能力。

流动性与金属的成分、温度、杂质含量及其物理性质有关。

充型能力与流动性的关系：

充型能力是外因（铸型性质、浇注条件、铸件结构）和内因（流动性）的共同结果。

外因一定时，流动性就是充型能力。

充型能力弱，则可能产生浇不足、冷隔、砂眼、铁豆、抬箱，以及卷入性气孔、夹砂等缺陷。

11.液态金属的停止流动机理

纯金属、共晶合金、窄结晶温度范围合金：

型壁处凝固结壳，柱状晶相接触，通道中心合并，流动停止。

合金的结晶温度范围越宽，枝晶就越发达，液流前端出现较少的固相量，通道阻塞，亦即在相对较短的时间内，液态金属便停止流动。

纯金属、共晶合金或窄结晶温度范围合金有良好的流动性，降低了凝固成形中冷隔、热裂、缩松等缺陷的产生。

反之，宽结晶温度范围合金由于流动性差，往往会有较多的缺陷产生。

12.影响液态金属充型能力因素和提高措施：

影响充型能力的因素是通过两个途径发生作用的：

影响金属与铸型之间热交换条件，而改变金属液的流动时间；影响金属液在铸型中的水力学条件，而改变金属液的流速。

（一）金属性质方面的因素

这类因素是内因，决定了金属本身的流动能力——流动性。

铸型阻力影响金属液的充填速度；铸型与金属的热交换条件影响金属液保持流动的时间。

1、合金成分

合金的流动性与化学成分之间存在着一定的规律性。

在流动性曲线上，对应着纯金属、共晶成分和金属间化合物的地方出现最大值，而有结晶温度范围的地方流动性下降，且在最大结晶温度范围附近出现最小值。

合金成分对流动性的影响，主要是成分不同时，合金的结晶特点不同造成的。

降低合金熔点的元素容易提高金属过热度，从而提高合金流动时间，提高流动性。

合金净化后流动性提高，合金成分中凡能形成高熔点夹杂物的元素均会降低合金的流动性。

2、结晶潜热

结晶潜热越高，凝固进行得越缓慢，流动性越好。

3、金属的比热容、密度和导热系数

金属的比热容、密度较大的合金，流动性好。

导热系数小的合金，热量散失慢，保持流动时间长。

金属中加入合金元素后，一般会降低导热系数。

4、液态金属的粘度

合金液的粘度，在充型过程前期（属紊流）对流动性的影响较小，而在充型过程后期凝固中（属层流）对流动性影响较大。

5、表面张力

表面张力影响金属液与铸型的相互作用。

表面张力对薄壁铸件、铸件的细薄部分和棱角的成形有影响，型腔越细薄、棱角的曲率半径越小，表面张力的影响越大。

为克服由表面张力引起的附加压力，必须附加一个静压头。

综上所述，为了提高液态金属的充型能力，在金属方面可采取以下措施：

1、正确选择合金的成分

选用结晶温度范围小的合金。

对某些合金进行变质处理使晶粒细化，也有利于提高充型能力。

2、合理的熔炼工艺

选择清洁的原材料；减少与有害气体的接触；充分脱氧精炼去气，减少气体、夹杂。

高温出炉，低温浇注。

（二）铸型性质方面

1、铸型的蓄热系数：

铸型的蓄热系数越大，充型能力下降。

2、铸型温度：

预热铸型3、铸型中的气体：

减小铸型中气体反压力

（三）浇注条件方面

1、浇注温度

浇注温度越高，充型能力强。

但超过某一温度界限，氧化吸气严重，充型能力提高不明显。

2、充型压头

液态金属在流动方向上所受的压力称为充型压力。

充型压力越大,充型能力越强。

3、浇注系统的结构

浇注系统的结构越复杂，则流动阻力越大，充型能力越差。

（四）铸件结构方面

衡量铸件结构特点的因素是铸件的折算厚度和复杂程度。

1、折算厚度：

折算厚度也叫当量厚度或模数,是铸件体积与铸件表面积之比。

折算厚度越大，热量散失越慢，充型能力就越好。

铸件壁厚相同时，垂直壁比水平壁更容易充填；大平面铸件不易成形。

对薄壁铸件应正确选择浇注位置。

2、复杂程度：

铸件结构越复杂，厚薄部分过渡面多，则型腔结构复杂，流动阻力就越大，铸型的充填就越困难。

1、逐层凝固（纯金属或共晶成分合金的凝固方式）

恒温下结晶的金属，在凝固过程中其铸件断面上的凝固区域宽度等于零，断面上的固体和液体由一条界线清晰地分开，随着温度的下降，固体层不断加厚，逐步到达铸件中心，此为“逐层凝固方式”。

逐层凝固方式特点：

无凝固区或凝固区很窄a）恒温下结晶的纯金属或共晶成分合金b）结晶温度范围很窄或断面温度梯度很大

2、体积凝固（铸件断面温度场较平坦或结晶范围较宽的合金）

如果合金的结晶温度范围很宽，或因铸件断面温度场较平坦，铸件凝固的某一段时间内，其凝固区域很宽，甚至贯穿整个铸件断面，而表面温度高于固相温度，这种情况为“体积凝固方式”，或称为“糊状凝固方式”。

体积凝固方式（糊状凝固方式）特点：

凝固动态曲线上的两相边界的纵向间距很小或是无条件重合。

a、铸件断面温度平坦b、结晶温度范围很宽——凝固动态曲线上的两相边界纵向间距很大

3、中间凝固（结晶范围较窄或铸件断面温度梯度较大的合金）

如果合金的结晶范围较窄，或因铸件断面的温度梯度较大，铸件断面上的凝固区域介于前两者之间时，属于“中间凝固方式”。

中间凝固方式特点：

a、结晶温度范围较窄b、铸件断面的温度梯度较大

特点：

凝固初期似逐层凝固——凝固动态曲线上的两相边界纵向距较小凝固后期似糊状凝固

第二章凝固温度场（重点）

1.研究铸件温度场的方法：

数学解析法、数值模拟法和实测法等。

2.凝固：

合金从液态转变成固态的过程，称为一次结晶或凝固。

3.研究温度场的意义：

根据铸件温度场随时间的变化，能够预计铸件凝固过程中其断面上各个时刻的凝固区域大小及变化，凝固前沿向中心的推进速度，缩孔和缩松的位置，凝固时间等重要问题，为正确设计浇注系统、设置冒口、冷铁，以及采取其他工艺措施提供可靠依据，对于消除铸造缺陷，获得健全铸件，改善铸件组织和性能有重要意义。

4.凝固方式及其影响因素

一般将金属的凝固方式分为三种类型：

逐层凝固方式、体积凝固方式（或称糊状凝固方式）和中间凝固方式。

在凝固过程中铸件断面上的凝固区域宽度为零，固体和液体由一条界线（凝固前沿）清楚地分开。

随着温度的下降，固体层不断加厚，逐步达到铸件中心。

这种情况为逐层凝固方式。

铸件凝固的某一段时间内，其凝固区域几乎贯穿整个铸件断面时，则在凝固区域里既有已结晶的晶体，也有未凝固的液体，这种情况为体积凝固方式或称糊状凝固方式。

铸件断面上的凝固区域宽度介于前两者之间时，称中间凝固方式。

凝固方式取决于凝固区域的宽度，而凝固区域的宽度取决于合金的结晶温度范围和冷却强度（温度梯度）。

结晶温度范围越宽，温度梯度越小，越倾向于体积凝固方式。

5.金属凝固方式与铸件质量的关系

逐层方式凝固，凝固前沿直接与液态金属接触。

当液态凝固成为固体而发生体积收缩时，可以不断地得到液体的补充，所以产生分散性缩松的倾向性很小，而是在铸件最后凝固的部位留下集中缩孔。

由于集中缩孔容易消除，一般认为这类合金的补缩性良好。

在板状或棒状铸件会出现中心线缩孔。

这类铸件在凝固过程中，当收缩受阻而产生晶间裂纹时，也容易得到金属液的填充，使裂纹愈合。

体积凝固方式：

凝固区域宽，容易发展成为树枝晶发达的粗大等轴枝晶组织。

当粗大的等轴枝晶相互连接以后（固相约为70％），将使凝固的液态金属分割为一个个互不沟通的溶池，最后在铸件中形成分散性的缩孔，即缩松。

对于这类铸件采用普通冒口消除其缩松是很难的，而往往需要采取其它辅助措施，以增加铸件的致密性。

由于粗大的等轴晶比较早的连成骨架，在铸件中产生热裂的倾向性很大。

这是因为，等轴晶越粗大，高温强度就越低；此外当晶间出现裂纹时，也得不到液态金属的充填使之愈合。

如果这类合金在充填过程中发生凝固时，其充型性能也很差。

6.铸件的凝固时间的计算方法：

解析法：

解析方法是直接应用现有的数学理论和定律去推导和演绎数学方程（或模型），得到用函数形式表示的解，也就是解析解。

数值方法：

数值方法又叫数值分析法，是用计算机程序来求解数学模型的近似解，又称为数值模拟或计算机模拟。

主要有差分法、有限元法。

经验计算法：

平方根定律计算法和折算厚度法（或模数法）。

第三章晶体形核与生长（重点）

1.液态金属结晶（液-固相变）驱动力：

两相自由能的差值ΔGV为结晶的驱动力。

，对于给定金属，L与T0均为定值，△GV仅与△T有关。

因此，液态金属结晶的驱动力是由过冷度提供的。

过冷度越大，结晶的驱动力也就越大，过冷度为零时，驱动力就不复存在。

所以液态金属在没有过冷度的情况下不会结晶。

2.液态金属结晶过程：

首先，系统通过起伏作用在某些微观小区域内克服能量障碍而形成稳定的新相晶核；新相一旦形成，系统内将出现自由能较高的新旧两相之间的过渡区。

为使系统自由能尽可能地降低，过渡区必须减薄到最小原子尺度，这样就形成了新旧两相的界面；然后，依靠界面逐渐向液相内推移而使晶核长大。

直到所有的液态金属都全部转变成金属晶体，整个结晶过程也就在出现最少量的中间过渡结构中完成。

由此可见，为了克服能量障碍以避免系统自由能过度增大，液态金属的结晶过程是通过形核和生长的方式进行的。

3.形核：

亚稳定的液态金属通过起伏作用在某些微观小区域内形成稳定存在的晶态小质点的过程称为形核。

形核条件：

首先，系统必须处于亚稳态以提供相变驱动力；其次，需要通过起伏作用克服能障才能形成稳定存在的晶核并确保其进一步生长。

由于新相和界面相伴而生，因此界面自由能这一热力学能障就成为形核过程中的主要阻力。

根据构成能障的界面情况的不同，可能出现两种不同的形核方式：

均质生核和非均质生核。

均质生核：

在没有任何外来界面的均匀熔体中的生核过程。

非均质生核：

在不均匀熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底进行生核的过程。

4.均质生核机制必须具备以下条件：

1）过冷液体中存在相起伏，以提供固相晶核的晶胚。

2）生核导致体积自由能降低，界面自由能提高。

为此，晶胚需要体积达到一定尺寸才能稳定存在。

3）过冷液体中存在能量起伏和温度起伏，以提供临界生核功。

4）为维持生核功，需要一定的过冷度。

5.临界晶核半径而言，非均质形核临界半径r非*与均质形核临界半径r均*的表达式完全相同。

非均质生核的临界形核功ΔG非与均质生核的临界形核功ΔG均之间也仅相差一个因子f（θ）。

0°<θ<180°，0

6.生核剂：

一种好的生核剂首先应能保证结晶相在衬底物质上形成尽可能小的润湿角θ，其次生核剂还应该在液态金属中尽可能地保持稳定，并且具有最大的表面积和最佳的表面特性。

7.晶体的生长主要受以下几个彼此相关的过程所制约：

①界面生长动力学过程；②传热过程；③传质过程。

8.固－液界面的微观结构

从微观尺度考虑，固—液界面可划分为粗糙界面与平整界面，或非小平面界面及小平面界面。

粗糙界面（非小平面界面）：

界面固相一侧的几个原子层点阵位置只有50%左右为固相原子所占据。

这几个原子层的粗糙区实际上就是液固之间的过渡区。

平整界面（小平面界面）：

界面固相一侧的点阵几乎全部被固相原子占据，只留下少数空位；或在充满固相原子的界面上存在少数不稳定的、孤立的固相原子，从而从整体上看是平整光滑的。

对于不同的α值，对应不同的界面微观结构，称为Jackson判据。

当α≤2时，界面的平衡结构应有50%左右的点阵位置为固相原子所占据，因此粗糙界面是稳定的。

当α>2时，界面的平衡结构或是只有少数点阵位置被占据，或是绝大部分位置被占据后而仅留下少量空位。

因此，这时平整界面是稳定的。

α越大，界面越平整。

绝大多数金属的熔化熵均小于2，在其结晶过程中，固－液界面是粗糙界面。

多数非金属和化合物的α值大于2，这类物质结晶时，其固－液界面为由基本完整的晶面所组成的平整界面。

铋、铟、锗、硅等亚金属的情况则介于两者之间，这类物质结晶时，其固—液界面往往具有混合结构。

9.界面的生长机理和生长速度

1、连续生长机制——粗糙界面的生长。

较高的生长速度。

2、二维生核生长机制——完整平整界面的生长。

生长速度也比连续生长低。

3、从缺陷处生长机制——非完整界面的生长。

（1）螺旋位错生长；

（2）旋转孪晶生长；反射孪晶生长。

生长速度比二维形核生长快，仍比连续生长慢。

第四章单相合金凝固

1.溶质再分配和平衡分配系数

单相合金的结晶过程一般是在一个固液两相共存的温度区间内完成的。

在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分。

因此结晶过程必然要导致界面处固、液两相成分的分离。

同时，由于界面处两相成分随着温度的降低而变化，故晶体生长与传质过程必然相伴而生。

这样，从生核开始直到凝固结束，在整个结晶过程中，固、液两相内部将不断进行着溶质元素重新分布的过程。

称此为合金结晶过程中溶质再分配。

衡固相中溶质浓度与平衡液相溶质浓度的比值称为平衡分配系数。

2.平衡结晶中的溶质再分配规律：

3.固相无扩散，液相均匀混合——Scheil公式

4.固相无扩散，液相只有有限扩散：

初期过渡阶段：

在结晶初期，生长的结果导致溶质原子在界面前沿进一步富集。

溶质的富集降低了界面处的液相线温度，只有温度进一步降低时界面才能继续生长。

这一时期的结晶特点为：

随着固液界面向前推进，固、液两相平衡浓度C*S与C*L持续上升，界面温度不断下降。

稳定生长阶段：

界面上排出的溶质量与扩散走的溶质量相等，晶体便进入稳定生长阶段。

Cs*=C0，界面前方

。

后过渡阶段：

到生长临近结束，富集的溶质集中在残余液相中无法向外扩散，于是界面前沿溶质富集又进一步加剧，界面处固、液两相的平衡浓度复又进一步上升，形成了晶体生长的最后过渡阶段。

5.液相中部分混合（有对流作用）

热过冷和成分过冷

仅由熔体实际温度分布所决定的过冷状态称为热过冷。

由溶质再分配导致界面前方熔体成分及其凝固温度发生变化而引起的过冷称为成分过冷。

成分过冷判据：

15.固液界面前沿金属液过冷状态对结晶过程的影响

1、热过冷对结晶过程的影响

（1）界面前方无热过冷下的平面生长：

界面能最低的宏观平坦的界面形态是稳定的。

界面上偶然产生的任何突起必将伸入过热熔体中而被熔化，界面最终仍保持其平坦状态。

这种界面生长方式称为平面生长。

生长中，每个晶体逆着热流平行向内伸展成一个个柱状晶。

（2）热过冷作用下的枝晶生长：

界面前方存在着一个大的热过冷区。

宏观平坦的界面形态是不稳定的。

一旦界面上偶然产生一个凸起，它必将与过冷度更大的熔体接触而很快地向前生长，形成一个伸向熔体的主杆。

主杆侧面析出的结晶潜热使温度升高，远处仍为过冷熔体，也会使侧面面临新的热过冷，从而生长出二次分枝。

同样，在二次分枝上还可能生长出三次分枝，从而形成树枝晶。

这种界面生长方式称为枝晶生长。

如果GL<0的情况产生于单向生长过程中，得到的将是柱状枝晶；如果GL<0发生在晶体的自由生长过程中，则将形成等轴枝晶。

2、成分过冷对结晶过程的影响

（1）界面前方无成分过冷的平面生长：

当一般单相合金晶体生长符合条件

时，界面前方不存在过冷。

因此界面将以平面生长方式长大。

（2）窄成分过冷区作用下的胞状生长

当一般单相合金晶体生长符合条件

时，界面前方存在着一个狭窄的成分过冷区。

在窄成分过冷区的作用下，不稳定的平坦界面就破裂成一种稳定的、由许多近似于旋转抛物面的凸出圆胞和网格状的凹陷沟槽构成的新的界面形态，称为胞状界面。

以胞状界面向前推进的生长方式称为胞状生长，其生长结果形成胞状晶。

每个胞状晶的横向成分很不均匀，k0<1的合金，晶胞中心溶质含量最低，向四周逐渐增高。

（3）宽成分过冷区作用下的枝晶生长

①柱状枝晶生长

随着界面前方的成分过冷区逐渐加宽，晶胞凸起伸向熔体更远，凸起前端逐渐变得不稳定，胞状生长就转变为柱状枝晶生长。

如果成分过冷区足够大，二次枝晶在随后的生长中又会在其前端分裂出三次分枝。

这样不断分枝的结果，在成分过冷区内迅速形成了树枝晶的骨架。

单相合金柱状晶生长是一种热量通过固相散失的约束生长。

在生长过程中主干彼此平行地向着热流相反的方向延伸，相邻主干的高次分枝往往互相连接，排列成方格网状，构成柱状枝晶特有的板状排列，从而使材料的各项性能表现出强烈的各项异性。

②等轴枝晶生长

当界面前方成分过冷区进一步加宽时，成分过冷的极大值ΔTcm将大于熔体中非均质生核最有效衬底大量生核所需的过冷ΔT*非，于是在柱状晶生长的同时，界面前方这部分熔体也将发生新的生核过程，并且导致了晶体在过冷熔体（GL<0）的自由生长，从而形成了方向各异的等轴枝晶。

等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。

由此可见，就合金的宏观结晶状态而言，平面生长，胞状生长和柱状枝晶生长皆属于一种晶体自型壁生核，由外向内单向延伸的生长方式，称为外生生长。

等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式称为内生生长。

可见成分过冷区的进一步加大促使了外生生长向内生生长的转变。

显然，这个转变是由成分过冷的大小和外来质点非均质生核的能力这两个因素所决定的。

大的成分过冷和强生核能力的外来质点都有利于内生生长和等轴枝晶的形成。

16．共晶合金的共生生长

大多数共晶合金在一般情况下是按共生生长的方式进行结晶的。

结晶时，后析出相依附于领先相表面析出，形成具有两相共同生长界面的双相核心；然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互相不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元而使两相彼此合作地一起向前生长，称为共生生长。

共生生长应该满足两个基本条件：

其一是共晶两相应有相近的析出能力，并且后析出相易于在领先相的表面形核，从而形成具有共生界面的双相核心；其二是界面前沿溶质原子的横向扩散应能保证共晶两相的等速生长，使共生生长得以进行。

17．共晶合金的离异生长和离异共晶

共晶两相没有共同的生长界面，它们各以不同的速度独立生长，两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的，因而在形成的组织上没有共生共晶的特征。

这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组织称为离异共晶。

在下述情况下，共晶合金将以离异生长的方式进行结晶，并形成几种形态不同的离异共晶组织。

①因以下两种原因造成一相大量析出，另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶组织。

a）由系统本身的原因所造成：

当合金成分偏离共晶点很远，初晶相长得很大，共晶成分的残留液体很少，类似于薄膜分布于枝晶之间。

当共晶转变时，一相就在初晶相的枝晶上继续长出，而把另一相单独留在枝晶间。

b）由另一相的形核困难所引起：

合金偏离共晶成分，初晶相长得较大。

如果另一相不能以初生相为衬底形核，或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。

合金成分偏离共晶成分越远、共晶反应所需的过冷度越大，则越容易形成上述的离异共晶。

②当领先相为另一相的“晕圈”所封闭时将形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。

在共晶结晶过程中，有时第二相环绕领先相生长而形成一种镶边外围层，此外围层称为“晕圈”。

一般认为，晕圈的形成是因两相在形核能力和生长速度上的差别所致。

在两相性质差别较大的非小面—小面共晶合金中更容易出现这种晕圈组织。

1、凝固过程中的溶质再分配

1、平衡凝固条件下的溶质再分配

2、固相无扩散而液相充分混合均匀的溶质再分配

3、固相中无扩散而液相中只有有限扩散的溶质再分配

4、液相中部分混合（有对流作用）的溶质再分配

由判据可见，下列条件有助于形成“成分过冷”：

液相中温度梯度小（GL小）；

晶体生