2022年二元合金[收 .pdf

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1、第二篇凝固理论及应用（3、4、5、6 章）第四章二元合金相图与合金凝固（10 学时）4.1 概述虽然纯金属在工业生产上获得了一定的应用，但由于其强度一般都很低， 零件远不能满足各种使用性能的要求，因此工业上广泛采用合金。合金：金属与金属或非金属采用熔炼、烧结或其它方法制成的具有金属特性的物质。(ex ：最广泛的碳钢和铸铁是由铁和碳组成的合金，黄铜是由Cu和 Zn组成的等。 ) 要了解合金具有哪些优良性能， 首先要了解各合金组元彼此相互作用形成哪能些合金相，它们的化学成份及晶体结构如何，再研究合金结晶后各组成相的形态、大小、数量和分布情况， 即其组织状态， 并进一步探讨合金的化学成分、 晶体结构

2、、组织状态和性能之间的变化规律。合金相图正是研究这些规律的有效工具。掌握相图的分析和使用方法， 有助于了解合金的性能， 并根据要求研制新的合金， 在生产实践中， 合金相图可作为制订合金熔炼、铸造及热处理工艺的重要依据。一、相图相图是表示合金系中合金的状态与温度、成分间的关系的图解， 是表示合金系在平衡条件下，在不同温度、 成分下的各相关系的图解， 因此，又称为状态图或平衡图。利用相图，可了解到不同成分的合金在不同温度下的平衡状态，它存在哪些相，相的成分及相对含量如何，以及在温度变化时的相变过程及组织形成规律。因此，相图可成为研制新材料设计合金成份的依据及强化和加工材料的依据。二元相图的表示方式

3、：合金存在的状态通常由合金的成分、温度和压力三个因素确定， 合金的化学成分变化时， 则合金中所存在的相及相的相对含量也随之发生变化，同样，当温度和压力发生变化时，合金所存在的状态也要发生改变。因此合金的状态可由合金的成分和温度两个因素确定。对于二元系来说， 通常横坐标表示成份， 纵坐标表示温度。 其中的任一点表示一种合金的成份。成份温度坐标平面上的的任一点又叫做表象点。它对应某一成份合金在某一温度下的相组成及相间平衡关系。或说该点代表某一合金在某一温度下所处的状态。合金成份常用重量百分数（wt%）和原子百分数（ at%）表示。名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - -

4、 - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 1 页，共 25 页 - - - - - - - - - 纯金属是单元系， 组元数为 1，它们在熔化及凝固过程中共存的平衡相数为2，根据相律，此时自由度0121f。因此，恒压条件下纯金属应在恒温下平衡熔化或凝固。 当温度提高或降低时， 便不再是二相平衡， 而只能是液相或固相单相平衡了，自由度数目的最小值是零， 因此恒压下纯金属只能一相或二相平衡，不可能三相平衡。对于二元合金， c=2，当 f=0 时，P=3。这就是说，二元合金可以在一定条件下处于互相平衡共存状态。根据相律，二元合金二相平衡共存时，自由度

5、数目为1。由此可以断定， 当二元合金由一个液相凝固成一个固相，或由一个固相熔化为一个液相时，在恒压条件下平衡熔化或凝固应在一定温度范围内进行。二、二元合金相图的建立（或测定）方法包括实验测定和理论计算两种常用热分析法、 金相法分析（膨胀法、磁性法、电阻法、X 射线结构分析法等）。1.首先要配制不同成份的合金2.熔化，测定冷却曲线3.在冷却曲线上面找出临界点（折点、停歇点等）4.在温度与成份的坐标中，将上述临界点描出5.把相同意义的点连接起来表相点：代表某一成份合金在某一温度下组织状态成份垂线：反映某一成份合金从液态至固态的转变过程，即相变过程。任何二组元，均可组成一相图任何相图，均有三种基本类

6、型匀晶相图共晶相图包晶相图名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 2 页，共 25 页 - - - - - - - - - 4.1.1 二元合金相图的表示表象点：该点对应某一成份合金在某一温度下的相组成及相间平衡关系，或者说该点代表某一合金在某一温度下所处的状态。合金成份一般常用重量百分数（wt%）和原子百分数（ at%）表示。假设合金的组元为 A 和 B，原子量为 MA和 MB，重量百分数 WA和 WB，原子百分数为 XA和 XB，重量百分数与原子百分数的换算关系为：%10

7、0%100%100%100BBAABBBBBAAAAABBAABBBBBAAAAAMWMWMWXMWMWMWXXMXMXMWXMXMXMW4.1.3 相律相平衡的约束条件；温度、压力、浓度1、相律：表示合金系在平衡条件下，系统的自由度（f）与组元数（ c）和平衡相数（p）三者之间关系的定律，可以证明：2pcf自由度：表示合金系在不破坏平衡相数的条件下，可独立改变的影响合金状态的因素数目。通常情况下影响合金状态的因素有压力、温度和合金成份，但在恒压条件下，自由度就减少一个，此时相律可表示为：1pcf而成份变量数取决于合金系的组元数，例如纯钨为单元系， 成份不能变， 无成份变量，单元系的最大自由度

8、为1，即为温度，二元系为2，即温度和一个变量，三元系，应知两个组元的量才可知第三组元的量，故有两个独立变量。2. 相律的作用根据相律可知不同合金中最多的平衡相数若 f=0,则 p=c+1 那么在衡温下，纯金属组元系有l两相平衡，在二元系则有ll三相平衡。根据相律可判断不同相平衡时相图的结构形状例：单相合金存在时，由于Tf0和 X%变化无新相生成和原相消失单元系为 2 二元系为 3 名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 3 页，共 25 页 - - - - - - - - -

9、 保持单相该相可稳定存在于一个成份范围和温度区间，即在二元相图上应有一定面积。4.1.4 杠杆定理在合金的结晶过程中， 随着结晶过程的进行， 合金中各个相的成份以及它们的相对含量都在不断地发生变化，对于某一具体合金来说， 不但要了解相的成份， 而且还需要了解相的相对含量， （用杠杆定理来解决）杠杆定理是分析相图时重要工具， 可用来确定二相平衡时的两平衡相成份和相的相对量。杠杆定理只适用于二相区。单相区无此必要， 三相区无法确定， 这是由于在三相恒温线上， 三个相可以任何比例相平衡之故。rbarabrbabarWWabrbWabarWll%100%100即：两相的重量比与两线段的长度成反比。杠杆

10、定理证明如下：设合金成份为 X，液相成份 X1，固相成份 X2，合金的重量为 W，液相重量为 WL，固相重量 W ，则下列关系成立：21XWXWWWWWLXL联立方程组，代入可得rbarXXXXWWXXWXXWXWXWXWXWXWXWXWWLLLLLL)(21212121总重量恒变总成份含量恒定名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 4 页，共 25 页 - - - - - - - - - 4.2 匀晶相图及固溶体合金结晶4.2.1 匀晶相图基本概念1.匀晶转变：由液相结晶出

11、均一固相的过程称为匀晶转变。2.匀晶相图：具有单一的匀晶转变的相图称为匀晶相图。3.两组元在液态下彼此相互溶解，而在固态下也能无限互溶时，会形成完整的二元匀晶相图。匀晶相图是二元系几种基本类型相图之一典型相图是 Cu-Ni 合金相图凸曲线液相线合金冷却时开始出固相的温度加热时，全部变成液相温度凹曲线固相线合金冷却时液相消失温度加热时，开始产生液相的温度三个相区合金成份不同， 结晶开始温度和终止温度也不同，一般随高熔点组元含量的增加而不断增高。4.2.2 固溶体合金的平衡结晶过程平衡结晶：结晶时冷却速度缓慢，每个阶段都达到热力学上的平衡，则称之为平衡结晶。举例： Cu-Ni 合金t1时开始凝固，

12、11L随温度降低，液相成份沿液相变化，固相成份沿固相线变化。首先析出高熔点组元较多的固相，随冷却过程进行，不断进行着扩散过程，高熔点组元由内向外扩散， 低熔点组元由外沿向内核扩散， 最后得到与液相同成份固溶体。与纯金属相比，固溶体合金结晶有如下特点：固溶体合金结晶同纯金属一样也遵循着形核与核长大规律，不同的是形核时除结构起伏，能量起伏外还要有成份起伏。纯金属凝固是在恒温下， 合金凝固则是在变温条件下进行 （或在一个温度区间）纯金属无成份变化， 固溶体结晶过程自始至终伴随着异类原子的互扩散，发生着溶质在液固两相中的重新分配。合金液中短程规则的原子小集团与纯金属不同，它由异类原子组成， 不仅原子数

13、目、尺寸不同，且原子的比例也不同， 高熔点组元原子较多的原子集团，能量高，名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 5 页，共 25 页 - - - - - - - - - 可提供较大的体积自由焓差， 更宜于形核，所以初晶中含有较多的高熔点组元原子，这也是产生选份结晶的原固。 因此，原子小集团尺寸足够大， 小集团内高熔点组元原子多，又能取得形核功的才能成核。4.2.3 固溶体合金的非平衡结晶和枝晶偏析非平衡结晶：偏离平衡条件的结晶过程称之为非平衡结晶。原因：由于冷却快， 结晶过

14、程中溶质与溶剂原子相互扩散不能充分进行，因而固溶体中出现偏析。过冷条件下凝固过程。过冷：合金成份垂线与液相相交时并不立即结晶，而需要冷至更低的温度t1时，才析出 1。成份不均匀， t2温度下，固相成份介于 1-2之间，t4时结晶应结束，但仍有部分未结晶，直至固相线以下t5时才结束。连接 1、2、3、4、5，得固相平均成份线。因此，产生固相成份与固相线偏离。 （一般，冷却速度越大，平均成份线会偏离固相线愈远。）合金系冷至固相线温度时， 结晶不能停止， 还有液相存在， 直至固相平均成份线与成份垂线相交，结晶才停止。这样，匀晶转变产生固溶体成份的不均匀（指内核成份， 外缘成份不均匀），晶内偏析 ：晶

15、粒内部先结晶出来的内核含高熔点组元原子多，后结晶外缘含低熔点的组元原子多。这种内部成分不均匀称之为晶内偏析。枝晶偏析：固溶体晶体常以树枝晶方式长大，结果枝干与枝间出现成份不匀， 枝干含高熔点组元多，枝间少，而低熔点组元原子在枝间多，枝干少，转为枝晶偏析。（枝晶偏析是一种微观偏析， 会损害材料的力学性能和抗蚀性。为消除枝间偏析， 可将合金进行扩散退火。）4.2.4 固溶体合金的非平衡结晶与宏观偏析固溶体合金的非平衡结晶不仅造成晶内偏析，而且也造成铸件尺寸范围的宏观偏析。如将图 4-7 中 CO成份合金，置入水平铸型中从左向右顺序凝固，由于铸型的冷却速度不同，则产生不同偏析结果，如图66 页 4-

16、9 所示。为揭示溶质在铸件内分布，需首先了解平衡分配系数和液相中溶质的混合问题。一、平衡分配系数定义：一定温度下，两相平衡时固液两平衡相成份之比即：LSoCCk或说：说两种浓度的比值意义：名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 6 页，共 25 页 - - - - - - - - - 1、ok 反映溶质在固液两相中的分配强度1ok即LSCC，固相中溶质小于液相中的，ok 越小，固液两相溶质浓度差越大，液相线与固相线之间水平距离越大，完成溶质重新分配所需输送的溶质量越大。1ok

17、，即LSCC，固相中溶质大于液相中的。ok 越大，两相浓度差越大，两线间水平距离越大。2. ok 反映溶质对合金熔点影响的程度1ok，表明溶质能降低合金的熔点，使液固线下倾，ok 愈小液固线下倾越历害，结晶温度区间越大。1ok，表明溶质能提高合金的熔点，液固线是上扬的，ok 愈大，固相与液相线间隔越大，结晶温度区间愈大。由于结晶过程中溶质在液固两相重新分配，造成溶质在液相中进行重新混合，是产生了不同的宏观偏析的内在根源。二、在固液界面前液相中的溶质混合固溶体顺序凝固时出现一个液固界面，由于合金系1ok，uSCC，表明已凝固相从母相中带走较少溶质原子， 多余的都排入固溶界面前的液相中，于是在固液

18、界面前液相中出现溶质的不均匀性及混合的问题。1.完全混合条件：缓慢冷却且结晶速度很小， 固液界面前液相中的溶质能通过对流、搅拌和扩散的方式，使溶质在液相中可均匀分布。结果：界面前液相中溶质始终保持均匀，且随界面的右移， 溶质浓度均匀的增高。名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 7 页，共 25 页 - - - - - - - - - 2.部分混合：边界层内无混合，层外有混合条件：冷却较快，结晶V大，从而在界面前出现层流液体，即边界层，边界层内无混合，层外有混合的情况称为部分

19、混合。结果：界面前的边界层内溶质原子有堆积，但边界层外分布均匀且高于母液成份。3.无混合：边界层内产生溶质的堆积，层外也无溶质的传输。条件：冷却极快，结晶V很大，边界层较厚，层内无对流，产生溶质堆积，层外也无原子传输。结果：界面前边界层液相中聚集了从固相中排入的全部溶质，而边界层外溶质基本不变，保持母液的成份。三、水平铸件中溶质的分布1.在完全混合条件下水平铸件中的溶质分布图见 67 页 4-12 成份为 CO合金，在水平铸型中缓慢冷却条件下，当铸型左端降至t1温度时，固液界面界面推进至I 位置，此时界面平衡为：111koCtCXL，随着温度降至 t2温度，界面推进至位置， 界面新平衡为222

20、koCtCL，这时固相把多余的原子通过界面传给液相， 而液相中的溶质又通过对流， 扩散混合均匀。随着结晶的不断进行， 固液界面不断向右移动， 液相中溶质浓度会愈来愈高，与之相平衡的固相中溶质可达到很高的浓度，使最后凝固的铸件的右端其溶质浓度超过平均浓度的数倍，从而使铸件左端的溶质量很少， 右端产生溶质富集。造成宏观偏析，也即指铸件整体长度范围内的成份不均匀现象。（从而造成左端溶质越来越小，右端越来越多） 。2.部分混合条件下水平铸件中溶质分布图见 68 页，图 4-13 铸型左端冷至 t1时，已凝固长度为X1，同时出现边界层随固相层增多， 边界层中溶质浓度提高排入边界层中溶质不断，由于溶质由固

21、相排入边界层的速度大于边界面层外排出速度所致。边界层中溶质浓度增至CLi时，与之平衡的固相浓度增加为LioCK即：LiosiCKC，边界层浓度越来越高， 最终出现边界层中液体的溶质浓度与层外液体的溶质浓度保持同步增长， 溶质由固相边界层排放速度等于边界层向层外液体排出速度的稳定状态。此时LBLiCC为一常数这时，凝固开始进入稳定状态，这一阶段称为初始过渡区。名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 8 页，共 25 页 - - - - - - - - - 即：初始过渡区建立后，

22、 固相中溶质量将均匀而缓慢的稳定增长，其溶质分布方程为：LBsieKOeSCCKLZCKCe11有效分配系数边界层的溶质富集总是存在的，故采用eKBLSOOOeCCDrKKKK度此时余下液体的平均浓处的浓度结晶过程中固体在相界2exp1i当 R 很大， D 很小，0expDR，则, 1Ke溶质无混合ii当 R 很小， D 很大，边界层层流液体时，1expDR，则,OKKe完全混合iii若, 1eoKK，液体中溶质部分混合。3.无混合时水平铸件中的溶质分布水平铸型快冷时， 其结晶速度很大， 随固液界面向右移动， 边界层中溶质会迅速增长，因为无混合， 溶质不能向边界层外液体中传输，从而其边界层内溶

23、质达到很高浓度， 那么与之相平衡的固相中溶质浓度迅速提高，这时溶质原子只能借助于浓度梯度的作用来传输原子，但由于V扩快，边界层中越来越富集原子，浓度梯度越来越大，V扩也随之加快。当固液界面前，边界层中液体的浓度达到ooLiKCC时，LiC为恒值的稳定状态，而与之相平衡的固相成份恒保持CO，此后固液界面推动成份不变的层流液体移动，而固体保持CO成份。当固液界面近右侧时， 含有高溶质的剩余液体， 凝成溶质浓度高的固相， 其溶质分布：OOsCLZCC11)1 (1小结：液固界面前液体中溶质混合得越好，其偏析愈严重， 水平棒左右的成份差别越大。 在无混合条件下， 棒的中段不产生任何偏析， 工业上利用区

24、域熔炼的方法匀化合金。 当冷至某温度时，相界面处液相的成分达到ookC，固相成分达到oC ，此时从固相中排到相界面上的溶质原子数恰好等于扩散离开相界面的溶质原子数， 即达到了稳定态， 此时固相成分保持原合金成分oC ，界面处的液相成分保持ookC，由于扩散的很慢，远离相界面的液体成份仍保持oC ，如（C）所示，此后结晶的那一小部分晶体，其浓名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 9 页，共 25 页 - - - - - - - - - 度往较合金的浓度高许多，溶质浓度在整个晶

25、体的分布曲线。4.2.5 固溶体合金的成份过冷与晶体形态一、成份过冷：对于纯金属结晶， 温度梯度为正值， 则界面以平面状长大， 若为负值时则为树枝状长大，但对于固溶体，即使为正温度梯度也会出现树枝晶及胞状组织，原因如下：温热过冷：纯金属凝固时理论结晶温度不变， 过冷度仅决定于实际温度分布，称为之（由实际温度分布决定）成份过冷： 合金凝固时， 由于液相中溶质变化使合金熔点随之变化，从而引起的过冷称为之（它是由变化着的合金熔点与实际温度分布两个因素来决定。 ）图示见（ 69 页，图 4-15）该图例中溶质在液相中是无混合的。二、产生成份过冷的临界条件当TTL时，则会得到成份过冷的临界条件LT ，凝

26、固温度变化曲线T ，实际温度分布线1、求出LT当溶质为无混合分布时，在固液界面前的边界层中液体的浓度为：DRZOOOeOLeKKCKCC11上整数得到R 为结晶速度， Z 为距LS界面的距离， D 为扩散系数设液相线为直线（1OK） ，那么合金熔点分布的方程为：LALCmTTTL：合金的熔点； TA：A 组元的熔点； CL：液相线的斜率代入得DRZOOOALeKKCmTT11该线即为变化着的合金熔点曲线2、求出 T（实际温度分布的直线方程）ZGTTi名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - -

27、 - - 第 10 页，共 25 页 - - - - - - - - - Ti固液界面温度； G 正温度梯度的斜率； Z 与界面的距离当 Z=0 时，由式得界面处温度iTOOAiKCmTZT0将代入得GZKmCTTOOA3、求过冷条件TTL临界条件则是LTL即：GZKCmTeKKCmTTOOADRZOOOAL11整理，且DRZDRZexp1，则得到OOOKKDCmRG1G：温度梯度的斜率；R：结晶速度；m：液相线斜率；D：扩散系数；成份过冷的条件影响成份过冷的因素式的右边是合金本身的参数， 而左边则是外界条件的参数， 所以影响成份过冷的因素是：a：合金本身：液相线越陡，合金含溶质浓度越高，液体

28、中扩散系数越小，1ok时，ok 值越小或1ok时，ok 值越大，都会促进成分过冷倾向增大b：外界条件：温度梯度越平缓，凝固速度越快，则使成分过冷倾向增大，成份过冷是实际合金凝固时的普遍现象，对于晶体生长的形态， 铸件的宏观组织和凝固方式等都有重要的影响。三、成份过冷对组织形态的影响固溶体凝固时，若不出现成分过冷，晶体长生形态与纯金属相似，如正温度梯度下，LS界面保持平面状向前推移，但是，合金凝固时溶质要发生重新分布， 当扩散不充分时， 就造成先后凝固部分的成分有明显的差别， 这就是前面已分析过的宏观偏析，它在很大程度上取决于液体中溶质的混合情况。实际上，合金凝固时通常出现成分过冷， 当在 L-

29、S 相界面前沿有较小的成分过冷区时， 平面生长就不稳定， 如固相表面上有某些偶然凸起的部分，它们就伸入过冷区中， 其生长速度加快而进一步凸向液体，使界面形成胞状组织， 若界面前沿的成分过冷区甚大，则凸出部名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 11 页，共 25 页 - - - - - - - - - 分就能继续伸向过冷液相中生长，同时在其侧面产生分枝， 这样就形成树枝状组织，也即纵横向同时产生分枝。随着成分过冷的增大， 胞状组织变得不规则， 最后会形成分枝的树枝状构造。那么

30、，为什么会形成这种情况呢？原因在于当凸起长大时， 它将向周围的液体中排出溶质， 而各处的扩散条件不同而引起的。凸起顶端比两侧扩散要好， 凸起端部液体溶质少， 熔点高，过冷度大，于是各凸起便以较大速度向纵向速度长大，侧面过冷度小， 致使晶体呈平行杆状推动端部外凸的胞状界面向前移动。胞状组织的特征是在纵向上呈杆状，横截面为正六边形， 端部为凸曲面，若成份过冷再大， 可使起纵向长大外， 在横向上也产生分枝，形成树枝晶。为什么会形成这种情况？由于突出部分不仅沿原生长方向（纵向）生长着，而且也在垂直于原生长方向（横向）生长着，于是不仅要在纵向排出溶质，在横向也要排出，但是由于突出部分的顶端的溶质原子向远

31、离界面的液体中的扩散条件比两侧的好， 其结果使相邻的突出部分之间沟槽的溶质浓度增加得比顶端快， 于是沟槽内溶质富集。 平衡结晶温度随着溶质浓度的增加而降低。 因此，溶质富集的沟槽的平衡结晶温度较低，过冷度变小，其长大速度不如顶部快， 因而使沟槽不断加深， 在一定条件下，界面最终可达到一稳定形状， 此后的晶体生长就是该稳定的凹凸不平界面以恒速向液体中推进。4.3 共晶相图及共晶合金结晶4.3.1 共晶相图分析共晶转变：一个液相在冷却过程中同时结晶出两个结构不同的固相的转变，称为共晶转变。共晶体：共晶转变所得的两相机械混合物称为共晶体。举例： Pb-Sn相图名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载

32、 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 12 页，共 25 页 - - - - - - - - - 液态下两组元无限互溶，固态下仅能有限溶解而形成两个固溶体固溶体， Pb(Sn)，Pb为溶剂， Sn为溶质固溶体， Sn(Pb)，Sn为溶剂， Pb 为溶质以相图来说，为端际固溶体，又称金属基固溶体相图中有三个单相区（ 、L） ，三个两相区在二元系中若有水平直线，则为三相平衡共存（如MN）液相线（代表合金冷却时的开始凝固）如图中的AE、EB 分别先析出 相和相。固相线 AM （固相线） 、BN（固相线） MN共晶反应线

33、MN 上：L共晶反应1pcf其中 p=3、c=2、f=0，则在恒温下进行三个平衡相成份也是固定不变的：NMEL183因此， E 点成份称为共晶成份发生共晶的产物称为共晶体（+）固液线：MF（也即：饱和溶解度曲线） ：随着温度的降低溶解度减小，相析出次生相II，相析出次生相 II。次生物优先从 相晶界析出，其次从晶粒内的缺陷部位析出。NG 脱溶反应：从固溶体中析出次生相， 叫作脱溶反应， 也即过饱和固溶体的分解过程，称为二次结晶MF的溶解度曲线IING的溶解度曲线II小结：过共晶成份亚共晶成份共晶成份点ENMEE思考题：共晶点和共晶线是什么关系：共晶组织一般是什么形态？如何形成的？4.3.2 合

34、金平衡结晶过程1.共晶成份合金的平衡结晶：NMEL183其含量中 和相可用杠杆定理算：名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 13 页，共 25 页 - - - - - - - - - 6.54%100%1%45.45%100195.979.615 .97%100%MNMEMNEN2.亚共晶合金的平衡结晶成份在 ME 之间的合金最终组织：II初晶用杠杆定理计算组织组成物相对量。组织组成物：指合金在冷却过程中发生不同反应所得独立的具有特殊形态的产物%100%100%max%10

35、0FGFXMNMOMEOEMEOEMEMOMEOEIII体的相对量剩余液体的量就是共晶共晶线上为初计算相组成物的量指合金在室温下由哪些基本相组成%100%100%100%100%MNMOMNONFGXGFGFXNM3.过共晶合金的平衡结晶具有 EN 之间成分的合金，称为过共晶合金匀晶反应L得到初晶 剩余液相的共晶转变NMEL183初晶的脱溶转变IIII次生相最后：合金室温组织得II其含量计算：%100%100ENPNLENPEEN由于EL 在随后冷却中发生共晶转变，得（+）共晶体，故%EL液相量即为共晶体的量。亚共晶和过共晶转变后建立NM的二相平衡名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 -

36、- - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 14 页，共 25 页 - - - - - - - - - 尽管其组织不同，但均由 和组成，故称其为相组成物计算得：亚共晶的两相相对量为：%100%100MNMOMNONNM过共晶 P的两相相对量为：%100%100MNMPMNPNNM4.单相固溶体合金的凝固过程，%19nS的含量是的含量是%100%100FGXGFGFXIIQ：利用脱溶反应，使材料得到强化，进行时效处理4.3.3 共晶合金的非平衡合金1.非平衡共晶成份点在共晶转变线两端点之外，且靠近端点的合金， 当冷却到与液相线

37、相交时，先过冷而后析出 ，随之固溶体平均成份与固相线偏离，当冷至固相线时，液相仍然存在，结晶并未消失；当冷至共晶温度时，液相具有共晶成份，发生共晶反应得到L。 （合金成份不与共晶线相交， 在快冷时发生共晶反应。）固溶体合金在非平衡结晶时也出现共晶组织，得到非平衡共晶组织。（可通过扩散退火加以消除，从而使之均匀化。 ）2.离异共晶（合金 II 成份靠近两端点）缓冷当它冷却时析出 初晶很多， 共晶体量很少， 造成共晶体当中的两相分离， 其中与初晶相同的相与初晶结合在一起，而另一相排除到晶界， 造成共晶体二相分离的组织，称之为离异共晶。3. 伪共晶a.成份在共晶点附近的合金快冷的条件下也会得到100

38、%的共晶组织，称为伪共晶。非共晶成份合金，在快冷无初晶析出而得到全部共晶组织，也称为伪共晶。b.伪共晶区受控于如果两个组元熔点相近，两个初生相凝固速度相近，伪共晶区居中。若两组元熔点相差较大， 共晶点位置移向低熔点组元方向，伪共晶区向高熔点组元方向偏移。共晶点的位置初生期、凝固速度无关名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 15 页，共 25 页 - - - - - - - - - 若两相速度相差越大，伪共晶区向结晶速度慢的方向偏移。a点，析出，使其成份变至b 点，属于伪共晶

39、区，得 +Si 4.3.4 共晶与初晶的组织形貌一、共晶体的形成机制共晶合金的结晶遵循形核与长大的一般规律。共晶形成时须有领先相。领先相：该相的成份与共晶成份相近的相称之为领先相。形成机制常见有：1.交互形核长大形核相固周围富 B 组元形核共晶体晶核的形成首先： 为领先相形成晶核其次： 形成晶核后，其周围液体中A 原子较少， B 组元增多，从而促使相在其两侧形成 相最后： 相形成后类似于以上情况，又为的相形核提供了条件。这样和交替在其两侧形成而得到 与片层相间的两相晶核。扩散失去平衡恢复平衡界面向前移动长大横向扩散、纵向长大2.桥接式形核长大。名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - -

40、- - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 16 页，共 25 页 - - - - - - - - - 相形核后即可沿二维方向平面式长大， 也可在垂直于其自身平面的方向上长大成桥。在相平面式长大同时其侧面上又有晶核形成，而垂直长大的 相的“桥”越过相后，又可沿 相侧面平面式生长。相也采取“桥接”方式伴着 相协调生长，最后形成一个共晶领域或共晶团。一个共晶晶核可形成一个一定方位的共晶领域，若液相中形成多个共晶晶核，会得到方位各不相同的共晶领域。二、共晶体的组织形态1.金属-金属型共晶 常为层片状和棒状形式存在原因：二相的液固界均为

41、粗糙界面， 界面前沿动态过冷度很小约为0.02，在正温度梯度环境下， 两相界面能保持等温的、 平面的推进生长， 故形成层片状和棒状，在形成层片状还是棒状时决定于：界面能大小、sr 、 来决定界面能最小，最稳定若两相体积比73时为棒状时为层片状73这时两相呈棒状其相界面积最小，界面能最低。若相111lkh相222lkh界面，则应以片状出现，因其有特殊的取向关系。值最小r2.金属-非金属型共晶常见有树枝状，花朵状、螺旋状、针状、球状等，这是由于金属相与非金属相有不同固液界面结构所致。a.动态过冷学说两种界面动态过冷度不同，使得粗糙界面优先长大，独立延伸、发展、分枝；第二相协同地随层发展。b.择优取

42、向说两相体积分数r（界面取向有关）名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 17 页，共 25 页 - - - - - - - - - 光滑平面密排面， 密排面向前移动， 独立发展，非金属相长大时存在各向异性，也能不断产生分枝化，从而得到不同的共晶形态。3.第三组元对共晶形态影响在金属 金属型共晶中如熔有第三组元，则在液固界面前沿产生成份过冷区，使得平面状的共晶界面弯曲，得胞状共晶如图所示（见79 页。图 4-32）加入第三相，也可影响第三相形态，可能是第三组元的加入，改变了界

43、面能，影响形核，或第三组元约束晶体生长所致。三、初晶组织形态初晶是金属相有粗糙界面时，一般金属固溶体呈树枝状。见78 页，图 4-34 初晶若为非金属性质的光滑界面时，如亚金属、 非金属和中间相， 一般为多面体外形。见 78 页，图 4-35。4.4 包晶反应4.4.1 相图概述1.包晶反应：合金在凝固过程中达到一定温度时， 已结晶的一定成分的固相与剩余的一定成分的液相反应，生成另一种固相，称之为包晶反应。ACB 为液相线ADPB 为固相线DE、PF为固溶线DPC 为包晶线，即PDCL，且PCPDL包晶反应时，仅有具包晶点成份的合金， 包晶反应后才全部得到100%的 （也即必须按比例反应， L

44、、才能全部耗尽）在 P点右侧的合金（ PC 线上） ，包晶反应后液相有剩余名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 18 页，共 25 页 - - - - - - - - - P 点左侧的合金，包晶反应后相有剩余。2.与共晶区别：相同点：恒温下，均为水平线且三个平衡相成份固定不变区别：L，一分为二反应相是单相，液相因此水平线上有两个二相区液相居于水平线上方或中间位置L， 二合为一反应相是双相，因此水平线上有一个二相区液相属于水平线端测共晶线上所有合金都在共晶温度凝固完成，而包晶

45、线则仅有 DP 范围的合金在包晶温度凝固完成， PC 范围的合金在包晶反应后还有过剩的液体，这些液体在继续降低温度时会不断结晶出固溶体，一直冷到 PB 线才完全凝固所有共晶反应后的合金组织都为两相混合物，而包晶反应后的合金组织， 则仅有 DP 线段上的合金为两固相混合物（+） ，P 成分合金为单相 ，而 PC线段上的合金在包晶反应后为L+。4.4.2 合金的平衡结晶过程1.具有 42.4%Ag 合金的平衡结晶（具有包晶占成份的合金）进行包晶转变时， 相依附于 表面形核，并消耗L 和生长、从相图中可看出，成分 P的相比成分为 C 的液相含 Ag 量低，相中的含 Ag 量又比成分为 D 的相高，因

46、此，只有液相中的Ag 原子不断向 相中扩散，继而向 相中扩散， 相中的 Pt 原子不断向 相中扩散，继而向 相方向扩散， 相才能够生长。这样， 在不断消耗L 和相的过程中，并同时向 L 和同时生长，直到L 和相全部消耗完为止。合金冷却到 t1时,L； 继续冷却时 ,相数量不断增多 ,液相不断减少,相和液相的成分分别沿固相线AD 和液相 AC 变化。温度降低 tp时，合金中初晶相的成分达到D 点，液相成分达到 C 点，它们相对量则，DCPCWWDCDPWWOeL此时PDCL即：转变结束后， L 和相全部转变为 固溶体继续冷却，由于 Pt 在相中溶解度随温度下降而沿PF 线减小，将不断从 中析出I

47、I，因此，该合金的室温组织是由+II所组成。2.含 Ag 在 42.4-66.3%之间合金的平衡结晶组织组成物：II名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - - - 名师精心整理 - - - - - - - 第 19 页，共 25 页 - - - - - - - - - 可以用杠杆定理计算出包晶转变前液相的相对量，包晶转变后剩余的液相量及包晶转变时消耗的液相量。包晶转变前二相平衡%1002%1002%DCDLDCCLCDCD包晶转变后二相平衡%1002%1002%PCPLPCCLCPCP包晶转变消耗的液相量为：CCLL3、含 Ag

48、 在 10.542.4%之间的平衡结晶（由于该合金析出初晶 量太多，故包晶转变后除得到 P外，相还有剩余，因此继续冷却时 P和D均有溶解度的变化，故其分别沿PF线和 DE 线发生脱溶转变）。组织组成物：IIII包晶转变前二相平衡：%1002%1002DCDLDCCLCDCD包晶转变后二相平衡：%1002%1002DCDDPPPDPD包晶转变时消耗的相量为：DD次生相的算法：室温时%1003%1003%PIIDIIEFEEFF4.4.3 包晶系合金的非平衡结晶包晶反应的不完全性1.包晶偏析名师资料总结 - - -精品资料欢迎下载 - - - - - - - - - - - - - - - - -

49、 - 名师精心整理 - - - - - - - 第 20 页，共 25 页 - - - - - - - - - 包晶转变时 相生成于液相和 相之间， Pt和 Ag原子要通过相间的扩散才能达到均匀化， 而这一过程十分缓慢， 只有缓慢冷却条件下才能完成。在实际冷却条件下， 因冷却速度较大扩散过程不能充分进行，不仅相成份偏离固相线， 而且包晶转变难以完全进行， 使本来应该消失的 相，仍被保留在 相晶粒内部， 产生包晶偏析。 这种情况被称为包晶转变的不完全性。2.非平衡包晶指在快速冷却条件下， 本不能发生包晶转变的合金却发生了包晶反应，得到了新相，称为非平衡包晶。包晶偏析及非平衡包晶组织，均可通过扩散

50、退火加以消除。4.4.4 包晶转变在生产中的应用1.工业上常利用包晶转变来细化晶粒铝和铝合金在浇注前向液相中加入少量的Ti进行变质处理， 即利用包晶转变。2.利用包晶转变来制取轴承合金滑轴组织应是软基体分布有磁质点，基体承受冲击， 又能减轻轴的磨损， 凹坑内又利于存贮润滑油； 硬质点既可支撑轴， 又可减少接触面积， 减少阻力减轻磨损，利于提高速度。4.5 其它类型的二元合金相图4.5.1 具有其它三相平衡转变的二元相图1.有液相参加的反应熔晶反应1381114图L见 247页图 7-42 偏晶反应95542421图uCLL见 246页图 7-40 合晶反应21LL图 4-43 557见 247