材料科学基础

1、第七章 二元系相图及其合金的凝固制作人: 08020702217.3.3包晶相图及其合金凝固1.包晶相图2.包晶合金的凝固及其平衡组织3.包晶合金的非平衡凝固7.3.4溶混间隙相图与调幅分解2One.包晶相图组成包晶相图的两组元，在液态可无限互溶，而在固态只能部分互溶。在二元相图中，包晶转变就是已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变。具有包晶转变的二元合金有Fe-C，Cu-Zn，Ag-Sn，Ag-Pt等。包晶转变定义：3图7.30所示的Pt-Ag相图是具有包晶转变相图中的典型代表图中ACB是液相线，AD，PB是固相线，DE是Ag在Pt为基的固溶体的溶解度曲线，PF是Pt在Ag为基的固

2、溶体的溶解度曲线。水平线DPC是包晶转变线，成分在DC范围内的合金在该温度都将发生包晶转变： LC+D P包晶反应是恒温转变，图中P点称为包晶点4TWO.包晶合金的凝固及其平衡组织.w（Ag）为42.4%的Pt-Ag合金（合金）由图7.30可知，合金自高温液态冷至t1温度时与液相线相交，开始结晶出初生相。在继续冷却的过程中，固相量逐渐增多，液相量不断减少，相和液相的成分分别沿固相线AD和液相线AC变化。当温度降至包晶反应温度1186时，合金中初生相的成分达到D点，液相成分达到C点。开始反应时的两相得相对含量由杠杆法则求得W（L）=DP/DC100%=包晶转变结束后，液相和相反应正好全部转变成固

3、体。随着温度继续下降，由于Pt在相中的溶解度随温度的降低而沿PF线减小，因此将不断从固溶体中析出。于是该合金的室温平衡组织为+，凝固过程如图7.31所示。5在大多数情况下，由包晶反应所形成的相倾向于依附相得表面形核，以降低形核功，并消耗液相和相而生长。当相被新生的相包围以后，相就不能直接与液相接触。由图7.30可知，液相中的Ag含量较相高，而相得Ag含量又比相高，因此，液相中Ag原子不断通过相向相扩撒，这一过程示于图7.32中。这样，相同时向液相和相方向生长，直至把液相和相全部吞食为止。由于相是包围初生相，并使之与液相隔开的形式下生长的，故称之为包晶反应。也有少数情况，比如-间表面能很大，或过

4、冷度较大，相可能不依赖初生相形核，而是在液相中直接形核，并在生长过程中，液相三者始终相互接触，以至通过和液相的直接反应来生成相。显然，这种方式的包晶反应速度比上述方式快得多。6b.42.4%w（Ag） 66.3%的Pt-Ag合金（合金）室温平衡组织为:+合金缓慢冷至包晶转变前的结晶过程与上述包晶成分合金相同，由于合金中的液相的相对量大于包晶转变所需的相对量，所以包晶转变后，剩余的液相在继续冷却过程中，将按匀晶转变的方式继续结晶出相，其相对成分沿CB液相线变化，而相的成分沿PB线变化，直至t3温度全部凝固结束，相成分为原合金成分。在t3至t4温度之间，单相无任何变化。在t4温度以下，随着温度下降

5、，将从相中不断析出。7c.10.5%w（Ag） 42.4%的pt-Ag合金（合金）室温平衡组织为：+ + 合金在包晶反应前的结晶情况与上述情况相似。包晶转变前合金中的相的相对量大于包晶反应所需的量，所以在包晶反应后，除了新形成的相外，还有剩余的相存在。包晶温度下，相中将析出，相中析出。8THERE.包晶合金的非平衡凝固如前所述，包晶转变的产物相包围着初生相，使液相与相隔开，阻止了液相和相中的原子之间直接地相互扩撒，而必须通过相，这就导致了包晶转变的速度往往是极缓慢的，显然，影响包晶转变能否继续完成的主要矛盾是所形成新相内的扩散速度。实际生产中的冷速较快，包晶反应所依赖的固体中原子扩散往往不能充

6、分进行，导致包晶反应的不完全性，即在低于包晶温度下，将同时存在参与转变的液相和相，其中液相在继续冷却过程中可以直接结晶出相或参与其他反应，而相仍保留在相得芯部，形成包晶反应的非平衡组织。9w（Cu）为35%的Sn-Cu合金冷却到415时发生L+的包晶转变，如图7.35（a）所示，剩余的液相冷却227又发生共晶转变，所以最终的平衡组织为+（+Sn）。而实际的非平衡组织（见图7.35（b）却保留相当数量的初生相（灰色），包围它的是相（白色），而外面则是黑色的共晶组织。10另外，某些原来不发生包晶反应的合金，如图7.36中的合金，在快冷条件下，由于初生相凝固时存在枝晶偏析而使剩余的液相和相发生包晶反

7、应，所以出现了某些平衡状态下不应出现的相应该指出，上述包晶反应不完全性主要与新相包围相的生长方式有关。因此，当某些合金（如Al-Mn）的包晶相单独在液相中形核和长大时，其包晶转变可迅速完成。包晶反应的不完全特性，特别容易在那些包晶转变温度较低或原子扩散速率小的合金中出项。 与非平衡共晶组织一样，包晶转变产生的非平衡组织可以通过扩散退火消除。117.3.4 溶混间隙相图与调幅分解在不少的二元合金相图中有溶混间隙（miscibility gap），如Cu-Pb，Cu-Ni，Cu-Mn和二元陶瓷合金中的Ni-CoO，SiO2-Al2O3等。图7.10（f）中的溶混间隙显示了两种液相不相混溶性。溶混间隙也可出现在某一单相固溶区内，表示该单相固溶区在溶混间隙内将分解为成为不同而结构相同的二相。总之，溶混间隙转变可写成LL1+L2，或1+2，后者在转变为二相中，其转变方式可有两种：一种是通常的形核长大方式，需要克服形核能垒；另一种是通过没有形核阶段的不稳定分解，称为调幅分解（spinodal decomposition）。12在相图热力学一节中，已说明了组元相互作用参数的物理意义，其中当0，表示A，B组元倾向于分别聚集，形成偏聚状态。在0时的自由能-成分曲线中有两个极小值和两个拐点。在两个拐点之间的成分范围内，d2G/dx20，即G为正值。任意小的成分起伏（ x），都使体系自由能增高，这表