材料科学基课件-之合金的结构二元系相图三元系相图全套课件

材料科学基础FundamentalsofMaterialsScience第三章合金相结构二元和三元相图1编辑版ppt3.1合金相结构★3.2液态合金固化★★3.3二元相图的建立

3.4二元匀晶相图★3.5二元共晶相图★3.6二元包晶相图★3.7其它类型二元相图

3.8相图与性能

3.9二元相图热力学初步★3.10三元相图主要内容2编辑版ppt为何工业上很少使用纯金属，而多使用合金？纯金属性能有限。合金：两种或两种以上的金属，或金属与非金属，经熔炼或烧结，或用其他方法组合而成的具有金属特性的物质。组元：组成合金最基本的、独立的物质。(如二元、三元、多元合金)可以是纯元素，也可以是化合物。合金相结构3.13编辑版ppt合金相结构相(phase)

：合金中具有同一聚集状态、成分和性能均一，并以界面分开的组成部分。合金相由固溶体和中间相两大类相组成。4编辑版ppt3.1.2固溶体SolidSolution固溶体：溶质原子完全溶入固态溶剂中，并能保持溶剂元素的晶格类型所形成的合金相。1.分类：ABA为纯金属：第一类固溶体A为化合物：第二类固溶体5编辑版ppt置换固溶体(SubstitutionalSS)间隙固溶体(InterstitialSS)6编辑版ppt有限固溶体(FinitudeSS)无限固溶体(InfinitudeSS)有序固溶体(OrderedSS)无序固溶体(RandomSS)7编辑版ppt8编辑版ppt2.置换固溶体(SubstitutionalSS)溶质原子取代了溶剂原子在结构中的位置所形成的固溶体。9编辑版ppt影响固溶度的因素(1)尺寸因素(SizeFactor)溶质和溶剂的相对尺寸差别Δr＝(r质-r剂)/r剂必须小于15%，才可能有比较大的固溶度。点阵畸变：rb＞ra

膨胀

rb＜ra

收缩10编辑版ppt(2)电负性因素(ElectronegativityFactor)电负性：原子吸引电子形成负离子的倾向。影响固溶度的因素11编辑版ppt(3)电子浓度因素(ElectronconcentrationFactor)电子浓度：合金相中各组元价电子总数与原子总数之比。溶剂原子与溶质原子的电负性差越大，固溶度越小。影响固溶度的因素12编辑版ppt尺寸因素有利情况下，溶质元素的原子价越高，固溶度越小。Zn,Ga,Ge,As在一价铜中最大溶解度分别为38%,20%,12%,7%;溶剂元素为1价面心立方时，C电子极限＝1.36溶剂元素为1价体心立方时，C电子极限＝1.48溶剂元素为1价密排六方时，C电子极限＝1.7513编辑版ppt(4)晶体结构因素(StructureFactor)溶质原子与溶剂原子的晶体结构不同时，一般是有限固溶体。晶体结构相同并同时满足电负性和尺寸相近的条件下可能形成无限固溶体。Ni-Cu,Fe-Cr,Au-Ag影响固溶度的因素14编辑版ppt3.间隙固溶体(InterstitialSS)尺寸很小的溶质原子，在固溶体中处在晶胞的间隙位置，形成间隙固溶体。溶质原子HBCNO原子半径(Å)0.460.970.770.710.60Δr>0.4115编辑版ppt间隙固溶体都是有限固溶体。间隙固溶体的固溶度还与晶格类型有关。面心立方：八面体间隙>四面体间隙体心立方：更容易进入到八面体间隙16编辑版ppt☆碳和氮与铁形成的间隙固溶体是钢中的重要合金相。面心立方的γ-Fe,C,N在八面体间隙。体心立方的α-Fe,C,N在八面体间，尽管四面体间隙大。17编辑版ppt(1)晶格畸变溶质溶剂原子大小不同－－局部晶格畸变－－弹性应力场－－晶格常数变化。补充：固溶体的微观不均匀性18编辑版ppt固溶体中的溶质原子分布可分为无序分布、偏聚分布和短程有序分布。(2)偏聚与有序19编辑版ppt溶质原子和溶剂原子分别占居固定位置，而且晶胞中溶质和溶剂原子之比都是一定的，又称有序固溶体。

(3)有序固溶体20编辑版ppt21编辑版ppt固溶强化：间隙原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用。固溶体的性能马氏体转变：马氏体具有较高的强度。22编辑版ppt3.1.3金属间化合物/中间相定义：不和相图端际相连接的相。成分处在A于B中和B于A中的最大溶解度之间。可以是化合物，也可以是以化合物为基的固溶体。结构不同于组成化合物的组元。主要为金属键，兼有离子键、共价键。具有金属的性质，又称为金属间化合物。23编辑版ppt中间相的分类正常价化合物(ValenceCompoud)：电负性控制，符合原子价规律电子化合物(ElectronCompound)：电子浓度控制，电子浓度与晶体结构有关尺寸因素化合物(Size-FactorCompound)：间隙相，间隙化合物，△r>41%结构简单，△r<41%，复杂结构。拓扑密堆相：全部或主要是四面体间隙的复杂结构。24编辑版ppt1.正常价化合物结合一般是离子键，具有稳定的电子层结构。NaCl型结构，fcc:HfC,HfN,VC,TiC,ZrC,PbS,PbSe。25编辑版ppt正常价化合物CaF2型，fcc:Be2B,Be2C,Mg2Si,Mg2Si。闪锌矿ZnS结构，立方:AlSb,

CdS,β-SiC。26编辑版ppt正常价化合物纤维锌矿(ZnS),

密排六方:AlN,γ-MnS,GaAs,GaSb,InSb,AlP。NiAs:As组成密排六方，Ni在其间隙中。27编辑版ppt2.电子化合物Hume(休姆)：电子浓度和晶体结构有明确对应关系。电子浓度通常为21/14，21/13，21/12。几种电子化合物的电子浓度与晶体结构电子浓度＝21/14＝3/221/1321/12β体心立方复杂立方β-Mn结构密排六方ζγ黄铜结构密排六方结构CuBe,FeAlCuZn,NiAlCu3Al,Cu3Sn,Cu3InCu5Si,Ag3Al,AgHg,Au3AlCu5Ge,AgZn,Ag3Al,Cu5SnCu5Zn8,Cu31Si8,Ni5Be21,Fe5Zn21CuZn3,Cu3Sn,Cu3Si,Ag3Sn,Au5Al328编辑版ppt计算电子浓度，各元素的价电子价电子元素价电子元素1Cu,Ag,Au4Si,Ge,Sn,Pb2Be,Mg,Zn,Cd,Hg5P,As,Bi,Sb3Ga,Al,In6Fe,Co,Ni,Ru,Rh,Pd,Pt,Ir,Ds29编辑版ppt3.间隙相与间隙化合物由原子半径比较大的过渡族金属(M)与原子半径比较小的非金属(X=H,B,C,N,O)组成，非金属占间隙位置。RX/RM=0.23,占四面体间隙CN=4RX/RM=0.41～0.59,占据八面体间隙CN=6RX/RM>0.59,如硼化物与硅化物(Cr,Mn,Fe,Al的碳化物),则会形成复杂的结构30编辑版ppt31编辑版ppt(1)间隙相结合一般是共价键和金属键，一般可用简单化学式表示，并且一定化学式对应一定的晶体结构。具有极高硬度和熔点，多数具有金属性，是合金工具钢及硬质合金中的强化相。32编辑版ppt(2)间隙化合物Fe3C种类多，结构复杂。熔点和硬度均比间隙相略低，是钢中最常见的强化相。33编辑版ppt4.拓扑密堆相(TopologicallyClose-

PackedPhase)拓扑学形成空间利用率很高配位数大的一类结构。利用两种尺寸不同原子的配合，尽是成四面体堆垛(为主)。密堆结构配位数很高，都大于12，可为14、15、16。拓扑密堆结构可用配位多面体来描述：原子为中心，周围原子用直线连接构成的多面体。多面体的面为三角形，称为三角形配位多面体，如此类推……34编辑版ppt拓扑密堆相(TopologicallyClose-

PackedPhase)35编辑版ppt配位多面体的几何特性拓扑结构也可以看作层状结构，主要原子层通常由较小的原子所组成。具有一定的形状，常常包含有六角形、四角形和三角形的图案。次层由大原子组成并分布于主层的大空隙中。拓扑密堆结构相通常有下面几种：拉弗斯(Laves)相、σ相、R相和P相。Laves：MgZn2型结构,MgCu2结构,MgNi2相36编辑版pptMgCu2每个单胞：16个Cu原子8个Mg原子37编辑版pptσ相σ相比较稳定，引起钢中脆性，特别在不锈钢中38编辑版ppt合金相结构总结合金相固溶体中间相/金属间化合物置换固溶体间隙固溶体正常价化合物电子化合物间隙相与间隙化合物拓扑密堆相39编辑版ppt当二组元的电负性差别较大时，可能形成正常价化合物。当电子浓度是控制因素，并达到21/12、21/13、21/14时，可能形成电子化合物。当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

1.当二组元的原子半径差Δr<8-15%，结构类型相同、电负性相差很小、价电子数相等时，可能形成无限固溶体；如果，Δr<15%，但结构不同，或15%<Δr<20%，均可能形成有限固溶体。合金相结构总结40编辑版ppt当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

2.30%<Δr<41%，电负性相差较大，可能形成间隙化合物。

3.Δr>41%，电负性相差较大，可能形成间隙相。

4.Δr>41%，电负性相差不大，可能形成间隙固溶体。合金相结构总结41编辑版ppt由一种元素或化合物构成的晶体称为单组元晶体或纯晶体，该体系称为单元系。3.3二元相图的建立42编辑版ppt对于不含气相的凝聚体系，相律可写成：43编辑版ppt二元合金相图的基本知识44编辑版ppt相图的物理意义二元相图通常用纵坐标表示温度，横坐标表示成分a.已知合金成分，根据相图找出不同温度下合金所处的状态和相变点。b.温度一定，合金所处的状态以及合金随成分发生的相转变。45编辑版pptc.相图表明的是热力学的平衡状态。d.相图并未表明各相的分布状态。如弥散度、晶粒大小，与形状。e.许多理论研究和实际生产工艺都是从相图出发或以此为依据的。f.不同温度时组织状态随成分而改变的规律---金相分析的重要依据。

(新合金的研制--熔铸--加工--热处理工艺规范)46编辑版ppt47PhaseDiagrams•IndicatephasesasafunctionofTemp,CompandPressure.•Focuson:-binarysystems:2components.-independentvariables:TandC(P=1atmisalmostalwaysused).Cu-Nisystem•2phases:

L(liquid)a

(FCCsolidsolution)•3differentphasefields:LL+aawt%Ni2040608010001000110012001300140015001600T(°C)L(liquid)a

(FCCsolidsolution)L

+aliquidussolidus47编辑版ppt48•ChangingTcanchange#ofphases:pathAtoB.•ChangingCocanchange#ofphases:pathBtoD.EffectofTemperature&Composition(Co)wt%Ni2040608010001000110012001300140015001600T(°C)L(liquid)a

(FCCsolidsolution)L

+aliquidussolidusABDCuCu-Nisystem48编辑版ppt合金相结构总结合金相固溶体中间相/金属间化合物置换固溶体间隙固溶体正常价化合物电子化合物间隙相与间隙化合物拓扑密堆相49编辑版ppt当二组元的电负性差别较大时，可能形成正常价化合物。当电子浓度是控制因素，并达到21/12、21/13、21/14时，可能形成电子化合物。当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

1.当二组元的原子半径差Δr<8-15%，结构类型相同、电负性相差很小、价电子数相等时，可能形成无限固溶体；如果，Δr<15%，但结构不同，或15%<Δr<20%，均可能形成有限固溶体。合金相结构总结50编辑版ppt当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

2.30%<Δr<41%，电负性相差较大，可能形成间隙化合物。

3.Δr>41%，电负性相差较大，可能形成间隙相。

4.Δr>41%，电负性相差不大，可能形成间隙固溶体。合金相结构总结51编辑版ppt可用重量百分数wt%，原子百分数at%，通常是wt%组元A、B；原子量为MA、MB；a、b为A、B的重量百分数；k,h表示原子百分数。两者换算关系是相图的表示方法52编辑版ppt表象点：二元相图图面的任意一点→所在相区，该合金在某一温度下的相→所有合金在不同温度下的状态。相变温度确定：对给定合金的成分作垂线，与相图中各曲线交点所对应的温度就是相变温度，有时称临界点。53编辑版ppt测定合金系中若干成分不同的合金的平衡凝固温度和固态相变温度具体方法：热分析、金相分析、硬度测试、X射线分析、膨胀试验、电阻试验等。是根据相变时发生某些物理变化为基础，精确建立相图常采用几种方法来校定。二元相图的建立54编辑版ppt热分析法是利用相变潜热来测定的，步骤如下：配制合金系中几种不同成分合金熔化后，测试其冷却曲线根据曲线上的转折点，确定各合金的凝固温度将上述数据引入以温度为纵轴，成分为横轴的坐标平面中连接意义相同的点，作出相应的曲线曲线将图面分成若干区域----相区。经过金相组织分析，测出各相区所含的相，将相的名称标注其中，相图工作就完成测试时要求合金的成分准确，纯度高，冷却速度要慢0.5~1.5℃/min55编辑版pptNi-Cu合金相图，是最简单的相图之一56编辑版ppt两个单相之间必定有一个由这两个相组成的两相区，而不能以一条线接界。在二元相图中，若是三相平衡，则三相区必为水平线，这条水平线与三个单相区的接触点确定了三个平衡相及相浓度。如果两个恒温转变中有两个相同的相，则这两条水平线之间一定是由这两个相组成的两相区。当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则分界线的延长线应进入另一两相区，而不会进入单相区。二元合金相图的一些几何规律57编辑版pptT/℃Cu%oLαabcO杠杆定律表象点若在双相区，以表象点作水平线，与两侧的相区边界线相交，通过交点成分坐标可确定两相的平衡成分。58编辑版ppt例：设合金O重量为W0，液相为WL，固相为Wα，则WL+Wα=W0.液相中含Cu重WL.ca,固相中含Cu重Wα.cb.杠杆定律只能在两相平衡的状态下使用59编辑版ppt匀晶、共晶、包晶是基本相图1，确立液固相线，若存在稳定化合物，可视为一组元将相图划分2，确立单相区，根据相图接触法则，确立各相区的组成，相界线—成分点3，找出三相共存的水平线，确立相变特征点、反应式、转变类型4，单相区，相的成分是合金的成分；两相区，相的成分沿相界线变化，符合杠杆定律；三相区，各相成分恒定。应用条件：①研究不同成分合金随温度改变组成相的平衡状态；但未表明相形态、大小、分布②实际是非平衡状态，尤其要重视分析可能出现的相及组织二元相图的分析方法60编辑版ppt3.4二元匀晶相图3.4.1相图分析二组元在液态、固态均无限互溶的合金系的相图为匀晶相图。如：Cu-Ni,Nb-Ti,Cr-Mo,Sb-Bi,Au-Ag,Cd-Mg,Pt-Rh等。61编辑版ppt62•Rule1:IfweknowTandCo,thenweknow:--howmanyphasesandwhichphasesarepresent.•Examples:Cu-NiphasediagramDeterminationofphase(s)presentMeltingpoints:Cu=1085°C,Ni=1453°CSolidus-Temperaturewherealloyiscompletelysolid.Abovethisline,liquefactionbegins.Liquidus-Temperaturewherealloyiscompletelyliquid.Belowthisline,solidificationbegins.62编辑版ppt液相区L固相α固相区+液相区(α+L)t1t3t2ABB%温度分析：液相线之上，单一液相区固相线之下，单一固相区两线之间，是液相与α固溶体的二相平衡区63编辑版ppt合金凝固时，t1温度是凝固开始温度t2温度是凝固过程温度t3温度是凝固结束温度在一定温度范围内不断由液相中凝固出固溶体，液相和固相成分都不断随温度下降而沿液相线和固相线变化的过程---匀晶转变64编辑版ppt65•Rule2:IfweknowTandCo,thenweknow:--thecompositionofeachphase.•Examples:Cu-NisystemPhaseDiagrams:compositionofphasesAtTA

=1320°C:

OnlyLiquid(L)present

CL=C0

(=35wt%Ni)AtTB

=1250°C:

Both

andLpresentAtTD

=1190°C:

OnlySolid(a)present

C=C0

(=35wt%Ni)

CL

=C

liquidus

(=32wt%Ni)

C

=C

solidus

(=43wt%Ni)65编辑版ppt66•Rule3:IfweknowTandCo,thenweknow:--theamountofeachphase(giveninwt%).Cu-Nisystem•Examples:PhaseDiagrams:weightfractionsofphases=27wt%66编辑版ppt67wt%Ni20120013003040501100L(liquid)a

(solid)L

+aL

+aT(°C)A35C0L:35wt%NiCu-Nisystem•Phasediagram:Cu-Nisystem.•Considermicrostucturalchangesthataccompanythecoolingofa

C0=35wt%Nialloy46354332a:43wt%NiL:32wt%NiBa:46wt%NiL:35wt%NiCEL:24wt%Nia:36wt%Ni2436D3.4.2匀晶系合金的平衡凝固67编辑版ppt固溶体合金的平衡结晶与纯金属结晶的比较①

相同点：基本过程：形核－长大；热力学条件：⊿T>0；能量条件：能量起伏；结构条件：结构起伏。②不同点：合金在一个温度范围内结晶（可能性：相律分析；必要性：成分均匀化。）合金结晶是选分结晶：需成分起伏。68编辑版pptc10f05Developmentofmicrostructureduringthenon-equilibriumsolidificationofa35wt%Ni-65wt%Cualloyoutcome:Segregation-nonuniformdistributionofelementswithingrains.Weakergrainboundariesifalloyisreheated.3.4.3匀晶系合金的不平衡凝固69编辑版ppt•Ca

changesasitsolidifies.•Cu-Nicase:•Fastrateofcooling:Coredstructure•Slowrateofcooling:EquilibriumstructureFirst

a

tosolidifyhasCa

=46wt%Ni.Last

a

tosolidifyhasCa

<35wt%Ni.CoredvsEquilibriumPhasesCoringcanbeeliminatedbymeansofahomogenizationheattreatmentcarriedoutattemperaturesbelowthealloy’ssolidus.Duringtheprocess,atomicdiffusionproducesgrainsthatarecompositionallyhomogeneous.70编辑版ppt偏析：实际铸造生产中，合金在铸型中的冷却速度比较快，是非平衡态。☆晶体内部化学成分不均匀的现象称晶内偏析☆晶内偏析决定于冷却速度，偏析元素的扩散能力以及液固相线之间距离枝晶偏析：树枝晶的枝干和枝间化学成分不均匀的现象。71编辑版ppt严重枝晶偏析使铸件力学性能降低，枝晶空隙位置有夹杂(低熔点)，抗蚀能力下降。可利用扩散退火，在低于固相线100~200℃长期保温来消除枝晶偏析。72编辑版ppt73•Effectofsolidsolutionstrengtheningon:--Tensilestrength(TS)--Ductility(%EL,%AR)--PeakasafunctionofCo--Min.asafunctionofCoMechanicalProperties:

Cu-NiSystem73编辑版ppt74wt%Ni20120013003040501100L(liquid)a

(solid)L

+aL

+aT(°C)A35C0L:35wt%NiCu-Nisystem•Phasediagram:Cu-Nisystem.•Considermicrostucturalchangesthataccompanythecoolingofa

C0=35wt%Nialloy46354332a:43wt%NiL:32wt%NiBa:46wt%NiL:35wt%NiCEL:24wt%Nia:36wt%Ni2436D匀晶系合金的平衡凝固74编辑版pptc10f05Developmentofmicrostructureduringthenon-equilibriumsolidificationofa35wt%Ni-65wt%Cualloyoutcome:Segregation-nonuniformdistributionofelementswithingrains.Weakergrainboundariesifalloyisreheated.匀晶系合金的不平衡凝固75编辑版ppt3.2液态合金固化匀晶转变---一个温度范围内进行，固液相成分都随温度下降而发生变化。尽管温度不同，但两平衡相成分的比值却基本为恒定值：CS/CL=k0(平衡分配系数)。平衡分配系数76编辑版pptCLCSB%A(a)CS/CL=k0<1T0TCLCSB%A(b)CS/CL=k0>1T0T平衡分配系数：在一定温度下，固、液两平衡相中溶质浓度的比值。k0=Cs/Cl在此只讨论k0<1的情况，合金浓度为C0，自左端向右端凝固(水平团圆棒)。77编辑版pptL

SL

SL

SL

SLS

SLt=t1C0C0C1C1C1C2K0C0K0C1K0C1K0C2t=0t=t1t=t2t=t2t=t3t=t3B%B%C2K0C2K0C2K0C3=C0C3C2K0C3K0C11)固溶体平衡凝固溶质分布3.2.1合金凝固时的溶质分布78编辑版ppt2)液相中完全混合时的溶质分布凝固速度慢,液相中溶质通过扩散,对流搅拌而完全混合,液相均匀.设凝固过程某一时刻界面到达Z,固相体积,fS=Z/L,液体体积fL=1-Z/L79编辑版ppt80编辑版ppt液相完全混合时溶质分布SLdCLCSk0C0C0dZ01ZCL81编辑版ppt根据凝固前后体积元中质量平衡，可写出下式：82编辑版ppt因液固界面处保持平衡，CS=K0CL：83编辑版ppt给定合金成分：k0和C0均为定值k0＜1时，随Z/L的增大，cL和cS均不断升高，凝固结束后，金属棒两端产生显著的浓度差异，偏析严重S84编辑版ppt凝固速度很快时，界面很快推移；固体中没有扩散液体中仅靠扩散混合3）液相完全不混合的溶质分布凝固开始时：L：C0；S：K0C0凝固dZ距离：L：C0+dCL；S：K0(C0+dCL)；液相和固相的浓度均不断增加。凝固某一距离后：L：C0/K0；S：C0；此时液体中离开的溶质和进入的溶质相等，浓度稳定。85编辑版pptSLC00LZ86编辑版ppt把凝固开始一直到(CL)i/(CL)B开始变为常数阶段称为初始过渡区。初始过渡区为1cm长。SL(CL)i(CL)B(CS)iC00LZCLCSC04）液相部分混合时的溶质分布87编辑版ppta.平衡凝固，b.熔液中溶质完全混合c.熔液中溶质完全不混合d.熔液中溶质部分地混合浓度C010C0k0cdbac88编辑版ppt对于给定合金，k0<1时，随着凝固体积分数Z/L的增大，CL和CS均不断升高；凝固结束后，金属棒两端产生显著的浓度差异：宏观范围内，浓度不均匀性称为宏观偏析。k0越大，偏析越严重。固溶体不平衡凝固时，凝固速度愈慢，液相中溶质混合愈充分，凝固后溶质分布愈不均匀，宏观偏析愈严重。89编辑版ppt5）区域熔炼90编辑版ppt3.2.2成分过冷TAT0LTA-mC0/K0B%C0A温度(a)纯金属有其固定的理论凝固温度Tm,当液态金属中实际温度低于Tm时引起的过冷－－热学过冷。91编辑版pptSLZ温度界面T0GRTT1温度温度温度界面C0界面距离ZZZT0(b)(c)(d)(e)92编辑版ppt成分过冷：合金凝固过程中，液固界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷。形成：界面溶质浓度从高到低：液相线温度从低到高。93编辑版ppt1.合金的液相线越陡（m），合金含溶质浓度越大（C0），液体的扩散系数越小（D），K0<1时，K0越小，K0>1时K0越大则成分过冷倾向越大。2.液相中实际温度分布（G）越平缓，凝固速度（R）越快，成分过冷倾向越大。94编辑版ppt成分过冷对晶体生长形状和铸锭组织的影响a.无成分过冷界面形貌和纯金属相似，正温度梯度下液固界面保持平面状向前推移，先凝固与后凝固部分溶质浓度不同。SL95编辑版pptb.有较小过冷区液固界面上偶然突出部位就伸入过冷区，长大速度快，凸向液体形成胞状界面,k0<1时，溶质富集于胞界，k0>1，富集在胞心.T0T1GLxSL96编辑版pptc.较大过冷区液固界面凸出部分继续向过冷液体长大，其侧向也有分枝，形成树枝状界面，k0<1,溶质富集于枝晶，k0>1,富集于枝间。SL97编辑版ppt98编辑版ppt99编辑版ppta.平衡凝固，b.熔液中溶质完全混合c.熔液中溶质完全不混合d.熔液中溶质部分地混合浓度C010C0k0cdbac内容回顾100编辑版pptSLZ温度界面T0GRTT1温度温度温度界面C0界面距离ZZZT0(b)(c)(d)(e)内容回顾101编辑版ppt3.5二元共晶相图液相互溶，固相有限溶解，并且发生共晶反应的相图。如Pb-Sn,Pb-Sb,Al-Si等♠两相性能不同，通过定向结晶---新型的复合材料；共晶合金以共晶为基础而形成的。3.5.1相图分析二元共晶相图如下图：102编辑版ppt1032componentshasaspecialcompositionwithamin.meltingT.Binary-EutecticSystems•3singlephaseregions

(L,a,b)

•Limitedsolubility:a:mostlyCub:mostlyAg

•TE:NoliquidbelowTE:CompositionattemperatureTE

•CE

Cu-Agsystem

L(liquid)aL

+aL+b

ba+b

C,wt%Ag2040608010002001200T(°C)

400600800

1000CETE8.071.991.2779°C

coolingheating•Eutecticreaction

L(CE)

(CE)+(CE)103编辑版ppt共晶转变：由一定成分的液相同时结晶出两个一定成分固相的转变。EutecticReaction共晶相图：具有共晶转变特征的相图。共晶组织：共晶转变产物。（是两相混合物）104编辑版pptc10f07Copper-SilverPhaseDiagram105编辑版pptc10f08Pb-SnPhaseDiagramLiquidusSolidusSolidusSolidusSolvusSolvus106编辑版ppt107L+aL+ba+b200

T(°C)18.3C,wt%Sn2060801000300

100

L(liquid)a183°C

61.997.8b•Fora40wt%Sn-60wt%Pballoyat150°C,determine:--thephasespresentPb-Snsystem(Ex1)Pb-SnEutecticSystem

Answer:a+b--thephasecompositions--therelativeamount

ofeachphase15040C011C99CAnswer:Ca=11wt%SnCb=99wt%SnW=C

-C0C

-C=99-4099-11=5988=0.67WC0

-CC-C==2988=0.33=40-1199-11Answer:107编辑版ppt108Answer:Ca=17wt%Sn--thephasecompositionsL+ba+b200

T(°C)C,wt%Sn2060801000300

100

L(liquid)a

bL+

a183°C•Fora40wt%Sn-60wt%Pballoyat220°C,determine:--thephasespresent:(Ex2)Pb-SnEutecticSystem--therelativeamount

ofeachphaseWa=CL-C0CL-C=46-4046-17=

629=0.21WL=C0-CCL-C=2329=0.7940C046CL17C220

Answer:a+LCL=46wt%SnAnswer:108编辑版ppta.平衡凝固，b.熔液中溶质完全混合c.熔液中溶质完全不混合d.熔液中溶质部分地混合浓度C010C0k0cdbac内容回顾109编辑版pptSLZ温度界面T0GRTT1温度温度温度界面C0界面距离ZZZT0(b)(c)(d)(e)内容回顾110编辑版ppt1112componentshasaspecialcompositionwithamin.meltingT.Binary-EutecticSystems•3singlephaseregions

(L,a,b)

•Limitedsolubility:a:mostlyCub:mostlyAg

•TE:NoliquidbelowTE:CompositionattemperatureTE

•CE

Cu-Agsystem

L(liquid)aL

+aL+b

ba+b

C,wt%Ag2040608010002001200T(°C)

400600800

1000CETE8.071.991.2779°C

coolingheating•Eutecticreaction

L(CE)

(CE)+(CE)111编辑版ppt•Foralloyswhere

C0<2wt%Sn•ResultatroomtemperatureisapolycrystallinewithgrainsofaphasehavingcompositionC0MicrostructuralDevelopments

inEutecticSystems-I0L+a200T(°C)

C,wt%Sn10220C0300100La

30a+b400(roomTsolubilitylimit)TEaLL:C0wt%Sna:C0wt%SnPb-Snsystem3.5.2合金的平衡结晶及其组织（以Pb-Sn相图为例）112编辑版ppt2wt%Sn<C0<18.3wt%Sn•Resultsinpolycrystallinemicrostructurewitha

grainsandsmallb-phaseparticlesatlowertemperatures.MicrostructuralDevelopments

inEutecticSystems-IIL

+

a200T(°C)

C,wt%Sn1018.3200C0300100La30

a+b400(sol.limitatTE)TE2(sol.limitatTroom)LaL:C0wt%Snaba:C0wt%SnPb-Snsystem113编辑版ppt114编辑版pptc10f13MicrostructuresinEutecticSystems-IIIPb-Snsystem•Co=CE

•Resultsinaeutecticmicrostructurewithalternatinglayersofa

and

b

crystals.coolingheating115编辑版pptPb-SnMicrostructuresThedarklayersarePb-richαphase,thelightlayersaretheSn-richβphase.116编辑版ppt117•Foralloyswith18.3wt%Sn<C0<61.9wt%Sn•Result:

aphaseparticlesandaeutecticmicroconstituentMicrostructuresinEutecticSystems-IV18.361.997.8eutecticaeutecticbWL=(1-Wa)

=0.50Ca

=18.3wt%Sn

CL

=61.9wt%SnWa

==0.50•JustaboveTE:•JustbelowTE:C

=18.3wt%SnC

=97.8wt%Sn

W

=

=0.727W

=0.273wt%SnPb-SnsystemL+200

T(°C)C,wt%Sn2060801000300

100

LabL+40+TEL:C0wt%SnLLCL-C0CL-CCβ-C0Cβ-CPrimaryα

117编辑版ppt118编辑版pptc10f13coolingheating119编辑版ppt

组织组成物与组织图组织组成物：组成材料的中各个不同本质和形态的部分。组织图：用组织组成物填写的相图。组织组成物相对量的计算：杠杆定律。α,β,αⅡ,βⅡ,(α+β)称为组织组成物α,αⅡ为一个相。(α+β)两相混合物，称共晶体。求组织组成物的相对量，同样可用杠杆定理120编辑版ppt3.共晶组织的形态形态(千姿百态)：片层状，棒状(条状或纤维状)，球状(短棒状)，针片状，细螺状(实际上是层片状共晶体的一种变态)★影响因素：形貌受多种因素影响，其中两个组成相的本质是主要因素★凝固时，液固相界面微观粗糙的相是金属相，界面光滑的相是非金属相。121编辑版ppt122编辑版ppt123/57Ni-AlPb-SnCopperphosphoruseutectic20mol%CeO2-80mol%CoO.Ir-Si123编辑版ppta.粗糙-粗糙界面（金属-金属界面）：层片状（一般情况）、棒状、纤维状（一相数量明显少于另一相）究竟是层片状还是棒状，是由共晶组织的总界面能决定的。若两相中的一相体积占约28%以下为棒状，否则为片层状。另外，片层状组织的相界是平面，两相可能呈某种取向关系以降低比界面能。因此，当一相体积在30%-50%时，总是有利于形成片层状。124编辑版ppt125编辑版ppt126编辑版pptb.粗糙－平滑界面：具有不规则或复杂组织形态由于两相微观结构不同，所需动态过冷度不同，金属相任意长大，另一相在其间隙长大。可得到球状、针状、花朵状、树枝状共晶体。非金属相与液相成分差别大。形成较大成分过冷，率先长大，形成针状、骨骼状、螺旋状、蜘蛛网状的共晶体。127编辑版ppt128编辑版ppt129编辑版ppt130编辑版pptC.片层状共晶组织的形核与长大131编辑版ppt共晶凝固时同时结晶出2个固相，但总是有一个相领先形核。并会排出（或吸收）溶质原子，使界面附近液相富（贫）溶质原子，这有利于另一相的结晶。另一相结晶时也是如此，于是就形成了两相的交替组织。共晶中两相交替成长，并不意味着共晶中每一片都要单独形核。实际上是通过“搭桥”方式相连接的，使同类相的片层增殖形成一个共晶团。由一个晶核成长出一个两相交替的共晶团又称为共晶领域。132编辑版ppt133编辑版ppt

协进：α生长派出B元素β生长派出A元素片层间距：片层间距越小，扩散有利↑片层间距越小，界面↑λ134编辑版ppt初生晶的形态：金属固溶体：粗糙界面－树枝状；非金属相：平滑界面－规则多面体。135编辑版ppt初晶组织形态136编辑版ppt①伪共晶：在非平衡凝固的条件下，成分在共晶点附近的合金也能获得100%的共晶组织。称为伪共晶组织。②形成原因：不平衡结晶；合金成分位于共晶点附近。③不平衡组织由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织。

共晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。（伪共晶区偏移）1.伪共晶3.5.3非平衡结晶137编辑版ppt138编辑版ppt①当共晶中两相结晶速度相差很大时，结晶快的相就会形成类似先共晶相的组织，而不能得到全部共晶组织。②当两组成相的熔点相差悬殊时，平衡共晶成分点通常偏向高熔点相一边。这是因为两个组元扩散速度差异引起的。139编辑版ppt铝硅合金系：共晶合金在快冷时凝固后会得到亚共晶组织，图共晶区偏向硅侧，共晶成分的过冷液体的表象点a落不到共晶区，只有先结晶出α相，使液相成分点移向b点，才能发生共晶转变，好象共晶成分点向右移动。140编辑版ppt2.不平衡共晶①

不平衡共晶：位于共晶线以外成分的合金发生共晶反应而形成的组织。②原因：不平衡结晶。成分位于共晶线以外端点附近。141编辑版ppt有些非发生共晶反应的合金，非平衡凝固(快速)，冷到共晶线以下，有少量液相残留下来，这些液相部分可能发生共晶转变，形成不平衡共晶组织。这种组织很粗大，在冶金工厂的低倍检验中称为液析。Ⅱ温度成分Lαβα＋βL+αL+β142编辑版ppt143编辑版ppt3.离异共晶①

离异共晶：两相分离的共晶组织。②

形成原因平衡条件下，成分位于共晶线上两端点附近。不平衡条件下，成分位于共晶线外两端点附。③

消除：扩散退火。144编辑版ppt

包晶转变：由一个特定成分的固相和液相生成另一个特点成分固相的转变。3.6.1相图分析点、线、区。3.6包晶相图(PeritecticReaction)145编辑版ppt146编辑版ppt

3.6.2

Pt-Ag合金的平衡凝固

(1)含42.4％Ag的Pt-Ag合金(合金I)结晶过程：包晶线以下，L,α对β过饱和－界面生成β－三相间存在浓度梯度－扩散－β长大－全部转变为β。室温组织：β或β＋αⅡ。147编辑版ppt(2)42．4％＜Ag<66．8％的Pt-Ag合金(合金Ⅱ)(3)10.5％＜Ag<42.4％的Pt-Ag合金(合金Ⅲ)148编辑版ppt

包晶偏析：因包晶转变不能充分进行而导致的成分不均匀现象。异常β相由不平衡包晶转变引起。成分在靠近固相、包晶线以外端点附近。SmithWF.FoundationsofMaterialsScienceandEngineering.McGRAW.HILL.3/E3.6.3不平衡结晶及其组织149编辑版ppt

包晶转变的应用（1）组织设计。如轴承合金需要的软基体上分布硬质点的组织。（2）晶粒细化。如在铝合金中添加少量的钛（TiAl3)150编辑版ppt包晶转变温度很高时，原子扩散快、转变可能完成不能发生包晶转变的合金可能发生包晶反应，出现β相不平衡组织，采用长时间扩散退火消除☻共晶体是两种共晶相的高度弥散的混合体。两相同时从液相中结晶，两相结晶是互相促进。☻包晶组织，包含一次晶体的枝晶，不弥散，两相则是分先后两步由液体结晶。后结晶的阻碍另一相反应。☻利用包晶反应可以细化晶粒。如Al-Ti合金、铜合金中加入少量Mg或Fe；Mg合金中加入少量锆等。151编辑版ppt1.熔晶转变3.7其它类型的二元相图152编辑版ppt♣反应生成的固相一般占多数,固相可连成一体。♣L2包围Cu,有阻止反应，但不那么严重.♣可以利用该反应(单向生长)得到纤维状组织。2.偏晶转变326369559911084.5L8799.94(Cu)(Pb)Pb(%)300400500600700800900100011001200CuPb温度(℃)20406080153编辑版ppt3.合晶反应L1αβγABα+ββ+γL2L1+L2SL1+αL1+βL2+βL2+αB%成分在a,b之间的合金是有限溶解。形成L1和L2两相:K-ZnNi-MgNa-Zn154编辑版ppt固溶体也发生与液体类似的转变，如共析转变、包析转变，特点：

a.反应进行慢得多，表现出较大的热滞(过冷、过热)，很难平衡

b.固相是晶体，新相形成具有一定取向，新旧相有取向关系。原因是降低表面能。4.有固态相变的相图155编辑版ppt2).包析转变：两个一定成分的固相转变成一个新的一定成分的固相的恒温反应1).共析转变(Eutectoid)：一种固溶体分解成两种新的固体过程。也是一种协同生长，呈片层状结构156编辑版ppt1.两组元形成稳定化合物相图♣稳定化合物：有一定熔点，且在熔点以下不发生分解的化合物。如Mg-Si合金，中间垂线是Mg2Si单相区。可以将相图分成Mg-Mg2Si和Mg2Si-Si两个相图来讨论。二、组元间形成中间相的相图157编辑版ppt1.两组元形成稳定化合物相图♣如果稳定化合物可以溶解其组成元素，构成以化合物为溶剂的固溶体，则相图中部的垂线将变为有宽度的相区----中间相。158编辑版ppt2.两组元形成不稳定化合物

加热至一定温度即发生分解的化合物。该化合物不能将整个相图截然分开。159编辑版ppt三、具有异晶转变的相图160编辑版ppt四、具有固溶体形成中间相转变的相图161编辑版ppt五、具有有序-无序转变的相图162编辑版ppt六、具有磁性转变的相图163编辑版ppt4.3.2复杂二元相图的分析方法164编辑版ppt3.8相图与性能的关系165编辑版pptB%ⅠⅡAB集中缩孔集中面积ⅡⅠAB流动性ⅠⅡABT166编辑版ppt合金由两相组成时，性能是组成相性能的计算平均值，即与成分呈直线关系固溶体的力学性能及物理性能与合金成分成曲线关系相图中有化合物则性能曲线上出现拐点但性能还与材料中缺陷、组成物的分布及大小有关，这在相图上无法反应出来。共晶合金的性能最好、流动性好，分散缩孔较少，固溶体合金流动性不及纯金属，而且液固相线间隔越大，流动性差，偏析大，分散缩孔越多。异类原子间的结合力使流动性减小单相区的锻造性能最好167编辑版ppt1．力学性能单相固溶体的强度、硬度大于纯金属，具有良好的塑性；金属化合物硬度而脆；机械混合物的性能取决于组成相的比例、形态及细密程度。2．工艺性能单相固溶体的铸造性能和切削加工性能差：熔点高，结晶温度间隔大，流动性差；塑性好，切削时易粘刀，不易断屑；168编辑版ppt单相固溶体具有良好的可锻性和焊接性：塑性好，压力加工用单相固溶体合金，如钢锻造时要加热到奥氏体区；共晶和接近共晶成分的合金铸造性能好：熔点低，结晶温度低，结晶温度间隔小，铸造时常选用共晶合金；如铸铁碳当量在4％左右。两相混合物的可锻性和焊接性差，但切削加工性好。169编辑版ppt3.9二元相图热力学初步170编辑版ppt补充：自由能－成分曲线及共切线171编辑版ppt172编辑版ppt匀晶相图173编辑版pptαβγAB174编辑版ppt175编辑版ppt176编辑版ppt第七节相图的热力学基础

1固溶体的自由能——成分曲线

G=xAA+

xBB+xAxB+RT（xAlnxA+xBlnxB）=f（xA，xB）

G0ΔHm-TΔSm(式5-20)

其中：=NZ[VAB-（VAA+VBB）/2]

（为A，B原子间相互作用参数，与原子间结合能有关;V

–原子间的结合能。)177编辑版ppt第七节

相图的热力学基础

2化学位与相平衡条件（1）化学位：偏摩尔吉布斯自由能。用表示。化学位的确定：在自由能—成分曲线上，过成分点的切线与两纵轴的交点。（2）相平衡的条件：两组元在各相中的化学位分别相等。

A=A=……

在自由能—成分曲线上，表现为各曲线间有公切线。178编辑版ppt第七节

相图的热力学基础

3二元系自由能曲线与相图的关系

179编辑版ppt本章小结二元相图包晶相图共晶相图匀晶相图铁碳相图应用：铸锭的三种不均匀性成因如何消除或减弱180编辑版ppt本章内容要点1、合金、相、组织（显微）2、二元匀晶、共晶、包晶相图、二元共晶、包晶、共析反应3、平衡结晶组织、伪共晶、离异共晶、晶内（枝晶）偏析4、共晶体、共晶、亚（过）共晶合金5、成分过冷、平衡分配系数k。1.会利用相律来判断相图的正确与否。2.会进行二元合金平衡组织的分析。3.利用杠杆定律计算：相组成物与组织组成物的百分含量。4.明确合金结晶过程与纯金属结晶过程的异同点。5.根据相图简单判断合金的性能。181编辑版ppt3.10三元相图

一、三元相图的成分表示法

二、杠杆定律及重心法则

三、匀晶三元相图

四、简单三元共晶相图

五、固态有限溶解的三元共晶相图

六、有包共晶反应的三元相图

七、三元包晶相图

八、形成稳定化合物的三元相图

九、三元相图分析法总结

十、三元相图实例182编辑版ppt必要性：工业材料为多元合金本章主要内容：

1.三元相图的表达方式，使用方法

2．几种基本的三元相图立体模型

3．各种等温截面，变温截面及各相区在浓度三角形上的投影图

4．典型合金的凝固过程及组织，各种相变过程及相平衡关系。183编辑版ppt一、三元相图的成分表示法

1．浓度等边三角形：三个顶点为纯组元，三条边为二元合金，三角形内任一点为三元合金

184编辑版ppt一．三元相图的成分表示法：等腰三角形185编辑版ppt一．三元相图的成分表示法：直角坐标系186编辑版ppt3．浓度三角形中特殊线：

3.1平行浓度三角形任一边的直线

3.2从浓度三角形的一个顶点到对边的任意直线

187编辑版ppt二、杠杆定律及重心法则

单相平衡勿须计算，四相平衡无从计算1．两相平衡：杠杆定律

共线法则：三元合金中两相平衡时合金成分点与两平衡相成分点在浓度三角形的同一直线上杠杆定律表达式α%=EO/DE×100%，β=OD/DE×100%注意：当一个合金O在液相的凝固过程中，析出α相成分不变时，液相成分一定沿α相成分点与O点连线延长线变化。188编辑版ppt2．三相平衡重心法则（重量三角形重心）

x，y，z分别为α，β，γ成分点，则

α%=oa/ax×100%，β=ob/by×100%，

γ%=oc/cz×100%

189编辑版ppt三、匀晶三元相图

1．

立体模型 液相区，固相区，液、固两相区

190编辑版ppt匀晶三元相图---合金凝固过程及组织a.平衡凝固b.蝶形法则：如图匀晶合金凝固中相成分变化，凝固中固、液相成分沿固相面、液相面呈曲线变化，每一个温度下的固、液相成分连线在浓度三角形中投影呈蝴蝶状191编辑版ppt3．匀晶三元系的等温截面

192编辑版ppt匀晶三元系两相区中的共轭线，等温截面中两相区平衡两相的成分连线

共轭线的确定：实验确定，测定两平衡相中任一相的一个组元含量193编辑版ppt

等温截面作用匀晶三元系等温截面作用：该温度下三元系中各合金的相态

2．杠杆定律计算平衡相的相对量

3．反映液相面、固相面走向和坡度，确定熔点、凝固点

194编辑版ppt匀晶三元系变温截面：某合金不同温度下状态分析合金的相变过程

195编辑版ppt四、简单三元共晶相图

1．立体模型：简单三元共晶相图模型3个初晶液相面，3条单变量线或二元共晶线，一个三元共晶点,三相区开始面，结束面，

196编辑版ppt197编辑版ppt各相区在浓度三角形上的投影图198编辑版ppt简单三元共晶中共晶点

3.二元共晶成分的确定

F4-14二元共晶成分的确定共晶成分在变化，切线法确定199编辑版ppt简单三元共晶结晶过程如图x合金L→A，L→A+B，L→A+B+C200编辑版ppt2． 合金的凝固过程和组织201编辑版ppt简单三元共晶

4．简单三元共晶的等温截面二相区：共轭线，三相区：三角形，三个顶点代表成分点202编辑版ppt

5．简单三元共晶的变温截面：平行于浓度三角形一边的变温截面cd，合金x的结晶过程：L→B，L→A+B，L→A+B+C，练习：分析p-f之间合金的结晶过程203编辑版ppt简单三元共晶的变温截面：通过顶点的变温截面，注意：不能用杠杆定律，F4-17中A1g1非四相平衡

204编辑版ppt五、固态有限溶解的三元共晶相图

1．固态有限溶解三元共晶立体模型三个液相面，三个固溶体相面，一个三元共晶固相面三个二元共晶完毕固相面，三组二元共晶开始面205编辑版ppt固态有限溶解的三元共晶相图

固态有限溶解三元共晶三组六个固溶度面：三条同析线及构成的一个同析台206编辑版ppt固态有限溶解三元共晶各相区在浓度三角形上的投影图207编辑版ppt208编辑版ppt固态有限溶解的三元共晶凝固过程

2．固态有限溶解三元共晶合金的凝固过程