1、第七章二元系相圖及其合金的凝固,7.1二元系相圖,7.1二元合金相圖,由于工業(yè)上廣泛使用的金屬材料絕大多 數(shù)是合金，因此要想合理的使用合金材料， 就必須進(jìn)一步了解合金的凝固過(guò)程。,合金相圖是反映合金在加熱和冷卻時(shí)， 合金中各種組織形成與變化規(guī)律的重要資 料，它是研究合金材料的重要工具之一，也 是許多理論研究和制定實(shí)際生產(chǎn)工藝的重要 依據(jù)，所以掌握好合金相圖，對(duì)于從事合金 材料研究的科技人員是十分重要的。,7.1二元系相圖,7.1.1相圖的表示和測(cè)定方法 7.1.2相圖熱力學(xué)的基本要點(diǎn) 7.1.3 二元相圖分析,7.1.1相圖的表示和測(cè)定方法,一、相圖的表示法 由于通常所研究的金屬或合金的相變都

2、 是在常壓下進(jìn)行的，所以在相圖表示時(shí)一般 可以不考慮壓力因素的影響，只需考慮溫度 和成分兩個(gè)因素的影響。,1.二元系相圖的表示法,由于二元合金的凝固是在一個(gè)大氣壓下 進(jìn)行，所以二元系相圖的表示多用一個(gè)溫度 坐標(biāo)和一個(gè)成分坐標(biāo)表示，即用一個(gè)二維平 面表示。,該平面內(nèi)的任何點(diǎn)，稱為表象點(diǎn)（相圖中由成分和溫度所確定的任何點(diǎn)），,一個(gè)表象點(diǎn)反映一個(gè)合金的成分和溫 度，所以表象點(diǎn)可反映不同成分的合金在 不同溫度時(shí)所具有的狀態(tài)。,成分,溫度,表象點(diǎn),2.二元合金成分的表示法,二元相圖中合金的成分按國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)有兩種表 示法： 質(zhì)量分?jǐn)?shù)（w）： 摩爾分?jǐn)?shù)（x）：,式中：wA、wB分別為A、B組元的質(zhì)量分?jǐn)?shù)； A

3、rA、ArB分別為組元A、B的相對(duì)原子 質(zhì)量，xA、xB分別為A、B組元的摩爾 分?jǐn)?shù)，并且wA+wB =100%質(zhì)量分?jǐn)?shù)。 xA+xB=100%摩爾分?jǐn)?shù)。,二、相圖的建立,相圖的建立主要是用實(shí)驗(yàn)方法，測(cè)出物 質(zhì)在溫度、成分或壓力改變時(shí)發(fā)生相變(或 狀態(tài)改變)的臨界點(diǎn)，而繪制出來(lái)的。,測(cè)定物質(zhì)相變臨界點(diǎn)的方法很多，如熱 分析法、金相法、硬度法、X射線分析法、 膨脹法和電阻法等。這些實(shí)驗(yàn)方法都是以物 質(zhì)相變時(shí)，伴隨發(fā)生某些物理性能的突變?yōu)?基礎(chǔ)而進(jìn)行的。為了測(cè)量結(jié)果的精確，通常 必須同時(shí)采用幾種方法配合使用。,下面介紹用熱分析法建立二元合金相圖的具體步驟：,1、將給定兩組元配制成一系列不同成分的

4、合金； 2、將它們分別熔化后在緩慢冷卻的條件 下，分別測(cè)出它們的冷卻曲線； 3、找出各冷卻曲線上的相變臨界點(diǎn)（曲線上的轉(zhuǎn)折點(diǎn)）；,4、將各臨界點(diǎn)標(biāo)在溫度-成分坐標(biāo)中相應(yīng)的合金成分線上； 5、連接具有相同意義的各臨界點(diǎn)，并作出相應(yīng)的曲線； 6、用相分析法測(cè)出相圖中各相區(qū)（由上述 曲線所圍成的區(qū)間）所含的相，將它們 的名稱填入相應(yīng)的相區(qū)內(nèi)，即得到一張 完整的相圖。,用熱分析法建立Cu-Ni二元合金相圖的具體過(guò)程見下圖：,7.1.2相圖熱力學(xué)的基本要點(diǎn),相圖是反映多元系（合金系）中各不同 成分合金相平衡關(guān)系的一種圖形，也是反映 合金狀態(tài)與溫度、成分之間關(guān)系的圖解。相 圖一般都是用各種實(shí)驗(yàn)方法測(cè)定繪制

5、的，但 相圖是以熱力學(xué)為理論基礎(chǔ)的，因此人們?cè)?圖通過(guò)熱力學(xué)計(jì)算法來(lái)建立相圖。,計(jì)算機(jī)的問(wèn)世使這種想法成為可能，目前 借助計(jì)算機(jī)用熱力學(xué)計(jì)算法，已能建立簡(jiǎn)單 的相圖。用熱力學(xué)計(jì)算法建立相圖，是通過(guò) 計(jì)算各合金相的自由能-成分曲線來(lái)建立相 圖的。,一、溶體的自由能-成分曲線,這里溶體是指組元組成的溶液和固溶 體。由熱力學(xué)可知溶體的自由能 G = HTS 式中：H是溶體的熱焓，S是溶體的熵。 由于在等壓條件下熱焓和熵都是溫度T和 溶體成分的函數(shù)，即 H=f(T,X),S=f(T,X)。 因此只要得出熱焓和熵與溫度和成分的 關(guān)系曲線，就不難得到溶體的自由能-成分 曲線。,為了使問(wèn)題簡(jiǎn)化，可先討論在一

6、定溫度 時(shí)，如絕對(duì)零度時(shí)，熱焓和熵與溶體成分的 關(guān)系曲線，這樣就能使上述雙變量函數(shù)，簡(jiǎn) 化為單變量函數(shù)HT=f(X),ST=f(X)。,1.絕對(duì)零度時(shí)溶體的熱焓-成分曲線,溶體在絕對(duì)零度時(shí)的摩爾熱焓H，通常 可認(rèn)為是溶體中各原子結(jié)合能的總和。如在 A-B二元系中，原子的結(jié)合方式有三種，即 AA、BB(同類結(jié)合)，AB(異類結(jié)合)，它們之 間的結(jié)合能可分別用EAA，EBB和EAB表示，它 們都是負(fù)值，因?yàn)橐茐脑娱g的結(jié)合必須 提供熱量。,因此原子間的結(jié)合能越低，它們之間的結(jié)合越穩(wěn)定。,當(dāng)二元系中兩組元之間的結(jié)合能為: EAB=(EAA+EBB)/2時(shí)，即AB原子對(duì)的結(jié)合能等于同類原子結(jié)合能的平

7、均值，則A、B原子呈統(tǒng)計(jì)均勻分布，相當(dāng)于理想固溶體； EAB(EAA+EBB)/2時(shí)，即AB原子對(duì)的結(jié)合能小于同類原子結(jié)合能的平均值，則異類原子易于結(jié)合，形成有序固溶體；,EAB(EAA+EBB)/2時(shí)，即AB原子對(duì)的結(jié)合能大于同類原子結(jié)合能的平均值，則同類原子易于結(jié)合，AB原子發(fā)生偏聚，使單一的溶體分解為兩種不同成分的溶體。 在以上三種不同情況下，溶體在絕對(duì)零 度時(shí)的熱焓-成分曲線見下圖:,H-成分曲線,呈直線 呈凹曲線 呈凸曲線 EAB=(EAA+EBB)/2 EAB(EAA+EBB)/2 EAB(EAA+EBB)/2,2.絕對(duì)零度時(shí)溶體的熵-成分曲線,由熱力學(xué)第三定律可知，在絕對(duì)零度時(shí)

8、純組元A、B的熵為零，溶體的熵等于B組元 (溶質(zhì))溶入A組元(溶劑)中，所引起的排列 熵的變化。如果設(shè)每摩爾溶體中A、B組元的 原子數(shù)分別為NA、NB則NA+NB=NO(阿佛伽德羅 常數(shù))，由于熵S=kln，式中：k為玻爾茲 曼常數(shù)，為混亂度，它是溶體中A、B原子 可能排列方式的總數(shù)。,可將上式化簡(jiǎn)為：,式中：R為氣體常數(shù)，R=N0k，xA、xB分別為A、B組元的摩爾分?jǐn)?shù)。由該式可求出絕對(duì)零度時(shí)溶體的熵-成分曲線如下圖：,3.溶體的自由能-成分曲線,由于溫度升高時(shí)，溶體的熱焓和熵也將 增大，但它們與成分的關(guān)系曲線的形狀不會(huì) 發(fā)生本質(zhì)上的變化。由溶體的自由能公式 G=HTS可知，溶體的自由能-成

9、分曲線應(yīng)該 是溶體的熱焓-成分曲線和負(fù)的溫度與熵-成 分曲線的乘積之和。,見下圖:,(a)EAB(EAA+EBB)/2(b)EAB=(EAA+EBB)/2 (c)EAB(EAA+EBB)/2 三種自由能-成分曲線,二、多相平衡的公切線法則,由相平衡熱力學(xué)條件的介紹可知，合金 系實(shí)現(xiàn)多相平衡的條件是，同一組元在各平 衡相中的化學(xué)勢(shì)相等，即 式中：下標(biāo)為組元，上標(biāo)為平衡相。若A-B二 元合金系在某一溫度時(shí)，實(shí)現(xiàn)、 兩相平衡，即 要滿足該相平衡熱力學(xué)條件，只有作該溫度 時(shí)相和相的自由能-成分曲線的公切線。,見下圖：,兩相平衡時(shí)自由能-成分曲線 三相平衡時(shí)自由能-成分曲線,由圖可以看出，只有滿足公切線

10、法則時(shí)合金系具有最低的自由能。,此時(shí)也滿足了、兩相平衡的熱力學(xué)條 件。因?yàn)樵摴芯€與A組元縱坐標(biāo)的截距， 表示A組元在兩平衡相切點(diǎn)成分時(shí)的化學(xué)勢(shì) 即 ；而公切線與B組元縱坐標(biāo)的 截距，表示B組元在兩平衡相切點(diǎn)成分時(shí)的 化學(xué)勢(shì)即 。,公切線與兩平衡相 、 的自由能-成分 曲線的切點(diǎn)的成分坐標(biāo)值，為該溫度時(shí)兩 平衡相的平衡成分。 同理可知二元系在特定的溫度出現(xiàn) 、三相平衡，根據(jù)相平衡熱力學(xué) 條件 ， 只能作三平衡相的自由能-成分曲線的公切 線，因?yàn)橹挥羞@樣合金系才具有最低的自由 能。,三、混合物的自由能和杠桿法則,1.混合物的自由能,可以看出公式(7.6)為線性方程。,即混合物的自由能Gm和相、相

11、的自由能 G和G在同一直線上，它們的成分分別為x1， x，x2并且x位于x1和x2之間，所以合金以、 兩相共存時(shí)，必須滿足相、相自由能曲 線的公切線法則。,由圖可以看出：A-B二元合金系的成分，,xx1時(shí)，GG合金系以單相相存在最穩(wěn)定； xx2時(shí)，GG合金系以單相相存在最穩(wěn)定； x1xx2時(shí)，合金系以相和相的兩相混合物存在最穩(wěn)定；因?yàn)镚m最低，小于G和G。,2.杠桿法則,杠桿法則也稱杠桿定律 杠桿定律：是利用相圖確定和計(jì)算合金在 兩相區(qū)中，兩平衡相的成分和 相對(duì)量的方法，由于它與力學(xué) 中的杠桿定律很相似，故稱為 杠桿定律。,二元系相圖中杠桿定律的應(yīng)用,以右圖為例 用杠桿定律計(jì)算合 金I在t1溫

12、度時(shí)，液、 固兩平衡相的相對(duì)量。 首先應(yīng)沿t1溫度作水 平線，該水平線與固 相鉛的交點(diǎn)為a，與液 相線的交點(diǎn)為c，與合金I的交點(diǎn)為b。,WPba+WLc=(WPb+WL)b 移項(xiàng)整理后得：,該式表明合金在兩相區(qū)內(nèi)，兩平衡相的相對(duì) 量之比與合金成分點(diǎn)兩邊的線段長(zhǎng)度呈反比 關(guān)系。合金中兩平衡相的含量也可用下式表 達(dá)： 應(yīng)該注意在二元系相圖中，杠桿定律只能 在兩相平衡區(qū)使用。,四、由自由能-成分曲線建立相圖,相圖主要是用各種實(shí)驗(yàn)方法測(cè)定和繪制 的，但借助計(jì)算機(jī)用熱力學(xué)計(jì)算法，已能建 立簡(jiǎn)單的相圖。用熱力學(xué)計(jì)算法繪制相圖， 就是通過(guò)計(jì)算得出合金系在不同溫度時(shí)；各 相的自由能-成分曲線，根據(jù)能量最小原

13、理，用公切線法則找出平衡相的成分和存在 的范圍，然后將它們對(duì)應(yīng)地畫在溫度-成分 坐標(biāo)圖上，就能得出所求二元相圖。,由自由能-成分曲線建立二元?jiǎng)蚓鄨D,由自由能-成分曲線建立二元共晶相圖,由自由能-成分曲線建立二元包晶相圖,五、二元相圖的幾何規(guī)律,根據(jù)相圖的熱力學(xué)原理，可以推導(dǎo)出相 圖所遵循的一些幾何規(guī)律，了解這些幾何規(guī) 律有助于掌握和理解相圖。 1.相圖中的所有線條都代表相轉(zhuǎn)變的溫度和 平衡相的成分，這些線條稱為相界線，它 是平衡相成分隨溫度的變化線。,2.在二元相圖中相鄰相區(qū)相數(shù)差1（點(diǎn)接觸除外），這個(gè)規(guī)律稱為相區(qū)接觸法則。因此在兩個(gè)單相區(qū)之間，必定有一個(gè)由這兩個(gè)相所組成的兩相區(qū)隔開，而不能

14、以一條線為界。在兩個(gè)兩相區(qū)之間必定存在著一個(gè)單相區(qū)或三相水平線。,3.在二元相圖中所有的水平線都表示三相平衡恒溫轉(zhuǎn)變，自由度為零。在這條水平線上有三個(gè)表示平衡相的成分點(diǎn)，其中兩個(gè)應(yīng)在水平線的兩端，另一個(gè)在兩端之間，這三個(gè)點(diǎn)是三個(gè)單相區(qū)與水平線的接觸點(diǎn)，而每條水平線必定與三個(gè)兩相區(qū)和三個(gè)單相區(qū)相鄰。,4.兩相區(qū)與單相區(qū)的分界線與三相水平線相交時(shí)，單相區(qū)邊界線的延長(zhǎng)線應(yīng)進(jìn)入相鄰的兩相區(qū)內(nèi)，而不會(huì)進(jìn)入單相區(qū)內(nèi)。 5.在二元相圖中，在兩條三相平衡水平線之間，存在著一個(gè)由這兩個(gè)三相平衡轉(zhuǎn)變中兩個(gè)相同相組成的兩相區(qū)。,7.1.3 二元相圖分析,一、二元?jiǎng)蚓鄨D和固溶體凝固 勻晶相圖: 兩組元在液態(tài)和固態(tài)均

15、能無(wú)限互 溶,這樣的二元系所構(gòu)成的相圖, 稱為二元?jiǎng)蚓鄨D。 如Cu-Ni，Au-Ag，Au-Pt，F(xiàn)e-Ni，W-Mo 等。其中Cu-Ni相圖為最典型的二元?jiǎng)蚓?圖，下面以它為例進(jìn)行講解。,1.相圖分析,一般按相圖 中的點(diǎn)、線、相 區(qū)進(jìn)行相圖分析。,點(diǎn)：相圖中Ta，Tb點(diǎn)分別為純組元Cu，Ni 的熔點(diǎn)。 線：TaTb凸曲線為液相線。各不同成分的合金加熱到該線以上時(shí)全部轉(zhuǎn)變?yōu)橐合?，而冷卻到該線時(shí)開始凝固出固溶體。 TaTb凹曲線為固相線。各不同成分的合金加熱到該線時(shí)開始熔化，而冷卻到該線時(shí)全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘荏w。,相區(qū)：在TaTb凸曲線以上為液相的單相區(qū)，用L表示；在TaTb凹曲線以下為固相的單相

16、區(qū)，用表示；是Cu-Ni互溶形成的置換式無(wú)限固溶體。在TaTb凸曲線和TaTb凹曲線之間為液、固兩相平衡區(qū)，用L+表示。,1083,1455,L,L+ ,純銅熔點(diǎn),純鎳熔點(diǎn),液相線,固相線,液相區(qū),固相區(qū),液固兩相區(qū),返回,勻晶轉(zhuǎn)變：從液相中直接凝固出一個(gè)固相的過(guò)程，稱為勻晶轉(zhuǎn)變。一般用L表示。勻晶轉(zhuǎn)變是勻晶相圖中液、固相之間的主要轉(zhuǎn)變方式，而且?guī)缀踉谒械亩辖鹣鄨D中都含有勻晶轉(zhuǎn)變部分。,具有極小點(diǎn)與極大點(diǎn)的勻晶相圖,具有極小點(diǎn) 具有極大點(diǎn) 極小點(diǎn)和極大點(diǎn)合金在恒溫凝固,2.固溶體合金的平衡凝固及組織,平衡凝固：是液態(tài)合金在無(wú)限緩慢的冷卻條件下進(jìn)行的凝固，因冷卻速度十分緩慢原子能夠進(jìn)行充分

17、擴(kuò)散，在凝固過(guò)程的每一時(shí)刻都能達(dá)到完全的相平衡，這種凝固過(guò)程稱為平衡凝固。,58,6.3.2.6 形成連續(xù)固溶體的二元相圖,液相線aL2b 以上相區(qū)為高溫熔體,特點(diǎn)：沒有無(wú)變量點(diǎn)，系統(tǒng)中只存在液態(tài)溶液和固態(tài)溶液。,固相線aS2b 以下相區(qū)為固溶體,液態(tài)溶液與固溶體平衡的固液二相區(qū),M高溫熔體平衡冷卻,平衡凝固過(guò)程及組織,以含Ni=20%的Cu-Ni合金為例，來(lái)分析單 相固溶體合金的平衡凝固過(guò)程。 由圖可以看出，該合金在液相線以上， 即在t1溫度以上為單相的液體L, 從高溫冷 卻時(shí)只是溫度降低不發(fā)生狀態(tài)的變化。當(dāng)冷 卻到t1溫度時(shí)，液相開始發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變，凝 固出含高熔點(diǎn)組元Ni較多的固溶體1 ,

18、而 液相的成分為L(zhǎng)1與合金的成分相同，,此時(shí)液、固兩相的相平衡關(guān)系為L(zhǎng)11 。,由相圖可以看出1 的含Ni量大于該合 金的含Ni量，即大于20%Ni，這種現(xiàn)象稱為 選份凝固。由杠桿定律可知在t1 溫度時(shí)1 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為零。這說(shuō)明在t1溫度時(shí)，由于 沒有過(guò)冷度固相還不能形成，當(dāng)溫度略低于 t1時(shí)固相便可以形成，并且隨著溫度的降低 固相的相對(duì)量不斷增加，液相的相對(duì)量不斷 減少，液、固兩相的成分也在不斷變化。,冷卻到t2 溫度時(shí) ，,從液相中凝固出成分為2固溶體，而液 相的成分為L(zhǎng)2，此時(shí)，液、固兩相的相平衡 關(guān)系為 L22，為了保持該溫度時(shí)的相平 衡，在t2溫度以上凝固出的1，必須通過(guò) 擴(kuò)散使成分

19、由1變?yōu)?，而且液相的成分 也必須通過(guò)擴(kuò)散由L1變?yōu)長(zhǎng)2。,這些變化過(guò)程的原子擴(kuò)散示意圖見下圖：,勻晶轉(zhuǎn)變過(guò)程中原子擴(kuò)散示意圖,先凝固出的固相中含Ni%量最高，由里向 外向液相中擴(kuò)散，Ni擴(kuò)散方向(12L2 中)。而固相外層的液相中含Cu%量最高,由 外向里向1中擴(kuò)散，Cu擴(kuò)散方向 (L221中)。由于是平衡凝固，冷卻 速度很慢一般認(rèn)為上述擴(kuò)散過(guò)程能充分進(jìn) 行。,當(dāng)冷卻到t3溫度時(shí)合金與固相線相交，,這時(shí)液、固兩相建立最后的相平衡關(guān)系 L33則2必須通過(guò)擴(kuò)散變?yōu)?成分，即 合金成分；而液相的成分必須通過(guò)擴(kuò)散由L2 變?yōu)長(zhǎng)3，即最后一滴液相的成分為L(zhǎng)3。,繼續(xù)冷卻，即在t3溫度以下液相消失，固

20、溶體的成分不變，只是進(jìn)行單純的冷卻，最 后在室溫時(shí)得到組織為等軸狀晶粒的單相 固溶體，其成分為含Ni%=20%。這就是固溶 體的平衡凝固過(guò)程及組織。,固溶體平衡凝固過(guò)程，即固溶體長(zhǎng)大過(guò)程：,固溶體長(zhǎng)大機(jī)制：,a,b,c,d,T,C,t,L,L,L,勻晶轉(zhuǎn)變 L ,冷卻曲線,勻晶合金與純金屬不同，它沒有一個(gè)恒定的熔點(diǎn)，而是在液、固相線劃定的溫區(qū)內(nèi)進(jìn)行結(jié)晶。,勻晶合金的結(jié)晶過(guò)程,由上述討論可以看出:,固溶體平衡凝固時(shí)的成分變化為，隨著 溫度的降低，固相的成分沿固相線變化，相 對(duì)量不斷增加，液相的成分沿液相線變化相 對(duì)量不斷減少，這是固溶體平衡凝固的重要 規(guī)律之一。,固溶體平衡凝固時(shí)，液、固兩相相對(duì)

21、量的變化可以用杠桿定律確定：,即隨著溫度的降低，代表液相相對(duì)量的線段 不斷縮短，而代表固相相對(duì)量的線段不斷增 長(zhǎng)。因此，隨著溫度的降低液相的相對(duì)量不 斷減少，而固相的相對(duì)量不斷增加。,設(shè)合金的質(zhì)量為Q合金 , 其中 Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)為b%, 在 T1溫度時(shí), L相中的 Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)為a%, 相中的Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)為c%。,合金中含Ni的總質(zhì)量 = L相中含Ni的質(zhì)量 + 相中含Ni的質(zhì)量,因?yàn)?所以,化簡(jiǎn)后得,質(zhì)量分?jǐn)?shù),返回,固溶體合金的凝固過(guò)程與純金屬的凝固過(guò)程進(jìn)行比較：,1)相同點(diǎn)：都需要過(guò)冷度，能量起伏和結(jié)構(gòu) 起伏，并以形核，長(zhǎng)大的方式進(jìn) 行凝固。 2)不同點(diǎn)：純金屬是在恒溫下凝固，而固溶 體合

22、金是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)凝 固，具有變溫凝固的特征。這也 是固溶體凝固的重要規(guī)律之一。,純金屬形核時(shí)只需要能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏， 而固溶體合金形核時(shí)不僅需要能量起伏和結(jié) 構(gòu)起伏，還需要成分起伏。 成分起伏：是指液態(tài)合金中某些微小區(qū)域的 成分時(shí)起彼伏地偏離其平均成分 的現(xiàn)象。,固溶體合金均勻形核時(shí)，就是在那些能 量起伏、結(jié)構(gòu)起伏和成分起伏都能滿足要求 的地方首先形核。 固溶體具有變溫凝固特征，可以用相律 來(lái)證明：因?yàn)閷?duì)于二元合金，組元數(shù)C=2， 在液、固兩相共存區(qū)平衡相數(shù)P=2，則自由 度f(wàn)=2-2+1=1,這說(shuō)明在液、固兩相區(qū)，溫度和成分只有一 個(gè)是獨(dú)立可變的因素，當(dāng)溫度一定時(shí)，液、 固兩平衡相的成

23、分一定，只有合金的成分是 唯一的獨(dú)立可變因素；當(dāng)合金的成分一定 時(shí)，溫度成為唯一的獨(dú)立可變因素，因此合 金的凝固是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，是變溫 凝固過(guò)程。,3.固溶體合金的不平衡凝固及組織,固溶體合金的不平衡凝固過(guò)程 1)不平衡凝固：指液態(tài)合金凝固時(shí)冷卻速度 較快，原子來(lái)不及進(jìn)行充分 擴(kuò)散，在凝固過(guò)程中合金的 成分得不到完全均勻的凝固 過(guò)程。,固溶體合金的不平衡凝固過(guò)程見下圖,由圖可以看出不平衡凝固時(shí)冷卻速度較快，,當(dāng)液態(tài)合金過(guò)冷到t1溫度時(shí)才開始凝固，首 先凝固出成分為1的固溶體，此時(shí)液-固界 面處液相的成分為L(zhǎng)1。當(dāng)溫度降到t2時(shí)，在 成分1的固溶體表面形成一層成分為2的 固溶體，此時(shí)液-

24、固界面處液相的成分L2。 由于冷卻速度較快，原子來(lái)不及進(jìn)行充分?jǐn)U 散，使t1溫度時(shí)形成的固溶體成分來(lái)不及由 1轉(zhuǎn)變成2，因此固體的內(nèi)部和外層的成,分不一致，它們的平均成分介于1與2之 間為2；同樣液相的成分也來(lái)不及由L1轉(zhuǎn) 變?yōu)長(zhǎng)2，所以它們的平均成分介于L1與L2之 間為L(zhǎng)2。同理當(dāng)溫度降低到t3時(shí),在已凝固 出的固溶體表示又形成一層成分為3的固 溶體,此時(shí)液-固界面處液相的成分為L(zhǎng)3。而 這時(shí)固溶體的平均成分為1，2，3的平 均值3，液相的平均成分為L(zhǎng)1，L2，L3的平 均值L3。,該合金冷卻到與固相線相交時(shí)，液相還沒有 完全消失，固相的平均成分也沒有達(dá)到合金 的成分；只有當(dāng)冷卻到t4溫度

25、時(shí), 固溶體的 平均成分才能達(dá)到合金的成分，這時(shí)液相完 全消失凝固才告結(jié)束。因此不平衡凝固時(shí)， 凝固終止溫度總是低于平衡凝固的終止溫 度。,如果將各溫度下固溶體和液相的平均成分點(diǎn) 分別連接成線，則該線分別稱為固相平均成 分線和液相平均成分線。但應(yīng)該注意的是不 平衡凝固時(shí)，液、固相在各溫度時(shí)的相平衡 成分仍在平衡凝固時(shí)的液、固相線上，只是 它們的平均成分偏離了平衡凝固時(shí)的液、固 相線；,并且偏離程度的大小主要取決于冷卻速度， 冷卻速度越大，偏離的程度越大，反之相 反。由于液相中原子的擴(kuò)散速度比固相中的 快，因此其平均成分線偏離的程度比固相平 均成分線小。在冷卻速度較慢時(shí)，可以認(rèn)為 液相平均成分線

26、與液相線重合。,固溶體合金的不平衡凝固組織,由上述分析可知，固溶體合金在不平衡 凝固時(shí)，先凝固出的固溶體與后凝固出的固 溶體成分不同，并且沒有足夠的時(shí)間使成分 擴(kuò)散均勻。因此在凝固完畢后，整個(gè)固溶體 的成分是不一致的，這種成分不均勻現(xiàn)象稱 為成分偏析，而在一個(gè)晶粒內(nèi)部的成分不均 勻現(xiàn)象稱為晶內(nèi)偏析。,以Cu-Ni合金為例，它在不平衡凝固后的組織如下圖,顯微組織 電子探針測(cè)量結(jié)果,固溶體呈樹枝狀，先凝固的白色枝桿部分含 高熔點(diǎn)組元Ni較多，后凝固的黑色枝間部分 含低熔點(diǎn)組元Cu較多。因此枝桿和枝間的成 分也不相同，通常把這種晶內(nèi)偏析稱為枝晶 偏析。由電子探針微區(qū)分析也證實(shí)在不易浸 蝕的白色枝桿處

27、含Ni較高，在易浸蝕的黑色 枝間處含Cu較高。,固溶體合金不平衡凝固后枝晶偏析程度的大小，通常受內(nèi)外兩種因素的影響：,內(nèi)因主要有兩個(gè):(1)合金液、固相線之間的 距離，包括水平距離和垂 直距離。 水平距離越大，合金凝固時(shí)的成分間隔 越大，先后凝固出的固溶體成分差別越大， 偏析越嚴(yán)重；垂直距離越大，合金凝固的溫 度間隔越大，高溫時(shí)和低溫時(shí)凝固出的固溶 體成分差別越大，而且低溫時(shí)原子的擴(kuò)散速,度也慢。另外一般垂直距離較大時(shí)水平距離 也較大，因此，這種情況的偏析程度更嚴(yán) 重。所以，合金的液、固相線間距越大，合 金凝固后的偏析程度越嚴(yán)重。 (2)組元的擴(kuò)散能力，一般擴(kuò)散能力越小偏析程度越大，擴(kuò)散能力越

28、大，偏析程度越小。,外因主要是：,合金的澆鑄條件，冷卻速度越大，偏析越嚴(yán) 重，冷卻速度越小偏析越小。合金的枝晶偏 析是一種微觀偏析，它是一個(gè)晶粒內(nèi)部成分 不均勻的現(xiàn)象。由于成分不均勻使晶粒內(nèi)部 性能也不均勻。因此，降低了合金的機(jī)械性 能（主要是塑性和韌性），耐蝕性能和加工 工藝性能等。,枝晶偏析是在不平衡凝固時(shí)造成的，所 以它是一種不平衡組織，可以采用擴(kuò)散退火 或均勻化退火的方法，將它加熱到高溫，一 般低于固相線100-200，進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間保 溫，讓原子進(jìn)行充分?jǐn)U散，這樣就能使其成 分基本上均勻一致，然后緩慢冷卻下來(lái)，從 而使枝晶偏析得以消除。,見下圖:,二、二元共晶相圖及其合金凝固,共晶相圖：

29、兩組元在液態(tài)能無(wú)限互溶,在固態(tài)只能有限互溶,并具有共晶轉(zhuǎn)變,這樣的二元合金系所構(gòu)成的相圖稱為二元共晶相圖。 如Pb-Sn，Pb-Sb，Cu-Ag，Al-Si等合金的相圖都屬于共晶相圖。Pb-Sn合金相圖是典型的二元共晶相圖,見圖7.20, 下面以它為例進(jìn)行講解。首先分析相圖中的點(diǎn),線和相區(qū)。,圖7.20鉛錫相圖,1.相圖分析,點(diǎn)：tA，tB點(diǎn)分別是純組元鉛與錫的熔 點(diǎn)，為327.5和231.9。 M點(diǎn)：為錫在鉛中的最大溶解度點(diǎn)。 N點(diǎn)：為鉛在錫中的最大溶解度點(diǎn)。 E點(diǎn)：為共晶點(diǎn)，具有該點(diǎn)成分的合金在恆溫183時(shí)發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變LEM+N 共晶轉(zhuǎn)變：具有一定成分的液相在恆溫下 同時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閮蓚€(gè)具有不同

30、成分 和結(jié)構(gòu)固相的過(guò)程。,F點(diǎn)：為室溫時(shí)錫在鉛中的溶解度。 G點(diǎn)：為室溫時(shí)鉛在錫中的溶解度。 線:tAEtB線：為液相線， 其中tAE線：為冷卻時(shí)L的開始溫度線， EtB線：為冷卻時(shí)L的開始溫度線。,tAMENtB線：為固相線,其中tAM線：為冷卻時(shí)L的終止溫度線， tBN線：為冷卻時(shí)L的終止溫度線。 MEN線：為共晶線，成分在M-N之間的合金 在恆溫183時(shí)均發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變LE(M+N) 形成兩個(gè)固溶體所組成的機(jī)械混合物，通常 稱為共晶體或共晶組織。 MF線：是錫在鉛中的溶解度曲線。 NG線：是鉛在錫中的溶解度曲線。,相區(qū),（1）單相區(qū)： 在tAEtB液相線以上,為單相的液相區(qū)用L表示，它是鉛

31、與錫組成的合金溶液。 tAMF線以左為單相固溶體區(qū)，相是Sn在Pb中的固溶體。 tBNG線以右為單相固溶體區(qū)，相是Pb在Sn中的固溶體。,（2）兩相區(qū)：有3個(gè),在tAEMtA區(qū)為L(zhǎng)+相區(qū)， 在tBENtB區(qū)為L(zhǎng)+相區(qū)， 在FMENGF區(qū)為+相區(qū)。 （3）三相線： MEN線為L(zhǎng)+三相共存線。 由相律可知三相平衡共存時(shí)， f=2-3+1=0，只能在恒溫下實(shí)現(xiàn)。,Pb,Sn,Sn%,T,C,液相線,L,固相線, + ,L+ ,L + ,固溶線,固溶線,共晶相圖,A,B,E,M,N,F,G,共晶相圖簡(jiǎn)介,共晶相圖,Pb,Sn,T,C,L, + ,L + ,L + ,共晶反應(yīng)線 表示從M點(diǎn)到N點(diǎn)范圍的合

32、金，在該溫度上都要發(fā)生不同程度上的共晶反應(yīng)。,c,e,共晶點(diǎn) 表示E點(diǎn)成分的合金冷卻到此溫度上發(fā)生完全的共晶轉(zhuǎn)變。,d,LE M + N,A,B,E,M,N,F,G,共晶轉(zhuǎn)變?cè)诤銣叵逻M(jìn)行。 轉(zhuǎn)變結(jié)果是從一種液相中結(jié)晶出兩個(gè)不同的固相。 存在一個(gè)確定的共晶點(diǎn)。在該點(diǎn)凝固溫度最低。 成分在共晶線范圍的合金都要經(jīng)歷共晶轉(zhuǎn)變。,共晶轉(zhuǎn)變要點(diǎn)須知,共晶相圖,具有共晶相圖的二元系合金可分為以下幾類,1)成分對(duì)應(yīng)于共晶點(diǎn)(E)的合金稱為共晶合金，如Pb-Sn相圖中含Sn61.9%的合金。 2)成分位于共晶點(diǎn)(E)以左，M點(diǎn)以右的合金稱為亞共晶合金，如含Sn19%-61.9%的合金都是亞共晶合金。 3)成分位

33、于共晶點(diǎn)(E)以右，N點(diǎn)以左的合金稱為過(guò)共晶合金。如含Sn61.9%-97.5%的合金都是過(guò)共晶合金。 4)成分位于M點(diǎn)以左，N點(diǎn)以右的合金稱為端部固溶體合金。如含Sn小于19%和大于97.5%的合金都是端部固溶體合金。,2.共晶系典型合金的平衡凝固及組織,端部固溶體合金(10%Sn-Pb合金) 由圖7.20可以看出，該合金冷卻到t1溫 度時(shí)開始發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變從L。隨著溫度 的降低量不斷增加，L量不斷減少，并且 相的成分沿固相線tAM變，L相的成分沿液 相線tAE變。當(dāng)冷卻到t2溫度時(shí)L全部轉(zhuǎn)變成 相，繼續(xù)降低溫度相自然冷卻不發(fā)生成 分和相的變化。,當(dāng)冷卻到t3溫度時(shí)，,Sn在固溶體中達(dá)到飽和狀

34、態(tài)，因此隨著溫 度的降低，它處于過(guò)飽和狀態(tài)，多余的Sn以 固溶體的形式從固溶體中析出，這時(shí) 固溶體的平衡成分沿MF線變化，相對(duì)量逐漸 減少，而析出的固溶體的平衡成分沿NG線 變化，相對(duì)量逐漸增加。,通常將固溶體中析出另一種固相的過(guò)程稱為 脫溶轉(zhuǎn)變，脫溶轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物一般稱為次生相 或二次相。次生相固溶體用表示，以 區(qū)別從液相中直接凝固出的固溶體。由于 次生相是從固相中析出的，而原子在固相中 的擴(kuò)散速度慢，所以次生相一般都較細(xì)小， 并分布在晶界上或固溶體的晶粒內(nèi)部。,由上述分析可知該合金在室溫時(shí)的組織為 +，見下圖。圖中黑色基體為相，白 色顆粒為相。,該合金的平衡凝固過(guò)程示意圖如下:,10%Sn-P

35、b 合金平衡凝固過(guò)程示意圖 室溫組織：初+,L相冷卻 L L 結(jié)束 ,c,e,f,g,X1,T,C,t,L,L,L,L+ ,冷卻曲線, + ,1,2,3,4,共晶相圖結(jié)晶過(guò)程分析（）,共晶相圖,T,C,t,L,L,L,L+ ,冷卻曲線, + , ,1.沒有共晶反應(yīng)過(guò)程，而是經(jīng)過(guò)勻晶反應(yīng)形成單相固相。,2.要經(jīng)過(guò)二次析出反應(yīng)，室溫 組織組成物為 + ,組織組成物 組織中，由一定的相構(gòu)成的，具有一定形態(tài)特征的組成部分。,共晶相圖,由圖7.20可以看出F點(diǎn)以左，G點(diǎn)以右的合金 凝固過(guò)程與勻晶合金完全相同，而成分位于 F點(diǎn)和M點(diǎn)之間的所有合金的平衡凝固過(guò)程都 與上述合金相同,顯微組織都為+ ,只 是和

36、 的相對(duì)量不同。合金成分越接近 M點(diǎn)，其含越多，而越接近F點(diǎn)，其含 越少。,另外由圖7.20還可以看出，成分位于N點(diǎn)和G 點(diǎn)之間的所有合金的平衡凝固過(guò)程與上述合 金相似，所不同的是它從L，從 由于某些固溶體合金的溶解度隨溫度的 降低而降低，因此可以通過(guò)熱處理來(lái)控制次 生相的析出量和大小，從而達(dá)到改善合金性 能的目的。所以，由相圖不僅可以判斷合金 的特性，還可以指導(dǎo)熱處理生產(chǎn)。,共晶合金（61.9%Sn-Pb）,由圖7.20可以看出共晶合金從液態(tài)緩慢冷卻 到tE溫度時(shí), 在恒溫下從液相中同時(shí)結(jié)晶出 兩個(gè)成分不同的固相,即發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變 LEM+N (L61.9%19%+97.5%)由于發(fā)生 共晶轉(zhuǎn)

37、變時(shí)是三相平衡,所以可以用相律證 明它是在恒溫下進(jìn)行的。,共晶轉(zhuǎn)變?cè)诤銣叵乱恢边M(jìn)到液相完全消失, 繼續(xù)冷卻M 和N分別析出次生相和 ,成分分別沿著MF和NG線變化。 由于析 出的和與共晶體中的和常?；?合在一起,所以在顯微鏡下很難分辨。因此 該合金在室溫時(shí)的組織一般認(rèn)為是由(+) 共晶體組成。,見下圖:,它是由黑色的相和白色的相呈層片狀交 替分布。,該合金的平衡凝固示意圖如下:,L相冷卻 L+開始和結(jié)束 ；,室溫組織：（+），二次相看不見,合金的顯微組織：是指在金相顯微鏡下能夠 觀察到的組成部分。 共晶合金的顯微組織是由和兩相組成, 所以它的相組成物為和兩相。 相組成物：是指組成合金顯微組織的

38、基本 相。 組織組成物：是指合金在結(jié)晶過(guò)程中,形成的具有 特定形態(tài)特征的獨(dú)立組成部分。 如共晶合金的組織組成物為100%(+)共晶體。,相組成物的相對(duì)量可用杠桿定律計(jì)算,如在tE溫度時(shí)相組成物的相對(duì)量為： 在室溫時(shí)的相對(duì)量為 ：,X2,T,C,t,L,(+ ),L,L,L(+ ) 共晶體,冷卻曲線,(+ ),共晶相圖結(jié)晶過(guò)程分析（）,共晶相圖,共晶相圖,亞共晶合金（50%Sn-Pb合金）,由圖7.20可以看出該合金在冷卻到t1溫度 時(shí)，開始發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變，從L，該稱 為初生相或初晶固溶體或先共晶相，用初 表示，隨著溫度的降低，初的成分沿著固 相線tAM變，相對(duì)量不斷增加，L的成分沿著 液相線tA

39、E變，相對(duì)量不斷減少，當(dāng)冷卻到t2 溫度時(shí)初的成分達(dá)到M點(diǎn)的成分，,剩余液相的成分達(dá)到E點(diǎn)的成分，它們的相 對(duì)量可用杠桿定律計(jì)算: 初%= （L%=100%-初%=72.2%）或 L%=,在該溫度(略低于t2)剩余液相發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變 LEM+N全部轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿w，此時(shí)的組織 為初+(+)，可以看出共晶體的量就等 于t2溫度時(shí)液相的量， 因此(+)%=L%=72.2%。,它的相組成物為和，它們的相對(duì)量為,%= %=100%-%=39.5%。 繼續(xù)冷卻由于固溶體的溶解度減小，因此它 們都要發(fā)生脫溶過(guò)程，初和共的成分沿 MF線變化析出二次相初II，共 II；共的成分沿NG線變化析出二次相 共II，,析出

40、的二次相II和II的成分也分別沿著 MF和NG線變化，相對(duì)量逐漸增加。由于共晶 體(+)中析出的二次相II，II與共晶 體、混合在一起，在顯微鏡下分辨不 出，所以該合金的室溫組織為 初+II+(+)。,見下圖:,暗黑色塊狀部分為初，在其上的白色顆粒 為II，而黑白相間的部分為共晶體(+),亞共晶合金凝固過(guò)程示意圖,L相冷卻 L L+開始和結(jié)束 ；,X3,T,C,t,L,L+ ,(+ )+ + ,1,2,(+ )+ ,共晶相圖結(jié)晶過(guò)程分析（）,共晶相圖,過(guò)共晶合金（70%Sn-Pb合金）,由圖7.20可以看出過(guò)共晶合金的凝固過(guò)程與 亞共晶合金的凝固過(guò)程相似，不同的是它的 初生相（先共晶相）為固溶

41、體，因此它在 室溫時(shí)的組織為：初+II+(+)。 過(guò)共晶合金的具體凝固過(guò)程請(qǐng)大家課后自己進(jìn)行分析。,見下圖:,其中白亮色卵形部分為初，黑白相間部分 為共晶體(+)，,由上述典型合金的平衡凝固過(guò)程分析,可以得出二元共晶系合金的組織組成物圖 (或叫組織分區(qū)圖),Pb-Sn合金系的相組成物和組織組成物,3.共晶系合金的不平衡凝固及組織,共晶系合金在不平衡凝固時(shí)，由于冷卻 速度快原子擴(kuò)散不能充分進(jìn)行，這不僅使固 溶體產(chǎn)生枝晶偏析，而且還使共晶體的組織 形態(tài)和共晶體與初晶的相對(duì)量發(fā)生變化，共 晶系合金的典型不平衡凝固組織主要有偽共 晶和離異共晶。,偽共晶,由共晶系合金的平衡凝固過(guò)程分析可 知，只有共晶成

42、分的合金在平衡凝固時(shí)，才 能得到100%的共晶組織。但是在不平衡凝固 時(shí)，成分在共晶點(diǎn)附近的亞共晶和過(guò)共晶合 金，也能得到100%的共晶組織，這種由非共 晶成分的合金經(jīng)不平衡凝固后，所得到的全 部共晶組織稱為偽共晶組織。,不平衡凝固時(shí)形成偽共晶的原因：,由于冷卻速度較快，合金液體被過(guò)冷到共晶 溫度以下才凝固，這時(shí)液相對(duì)固溶體的飽 和極限，沿著液相線的延長(zhǎng)線變化，而液 相對(duì)固溶體的飽和極限，沿著液相線的 延長(zhǎng)線變化，當(dāng)合金液體過(guò)冷到這兩條延長(zhǎng) 線所包圍的區(qū)域中時(shí)，同時(shí)被和兩相所 飽和，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變而得到全部的共晶組 織。,見下圖：,這兩條延長(zhǎng)線所包圍的區(qū)域稱為偽共晶區(qū)， 凡是合金被過(guò)冷到該區(qū)域才

43、凝固，都能得 到偽共晶組織。,通常亞共晶合金和過(guò)共晶合金在不平衡 凝固時(shí)，隨著冷卻速度的增加，初晶量減 少，共晶量增加。這種比平衡凝固時(shí)多出的 共晶體都具有偽共晶特征，但不稱它為偽共 晶組織，因?yàn)閭喂簿ЫM織的形態(tài)特征與共晶 組織的形態(tài)特征完全相同，只是它的合金成 分不是共晶成分。,值得注意的是：,偽共晶區(qū)并不只是簡(jiǎn)單的由兩液相線的 延長(zhǎng)線所構(gòu)成，偽共晶區(qū)的形狀和位置，通 常與組成合金的兩組元的熔點(diǎn)和組成共晶體 的兩相的生長(zhǎng)速度以及共晶點(diǎn)的位置等因素 有關(guān)。,1)當(dāng)兩組元的熔點(diǎn)相近時(shí),共晶點(diǎn)的位置一般處在共晶線的中間，這時(shí) 兩組成相的生長(zhǎng)速度相差不大，因此，偽共 晶區(qū)大體上與共晶點(diǎn)對(duì)稱，見下圖（

44、a），,2)當(dāng)組元的熔點(diǎn)相差較大時(shí),共晶點(diǎn)的位置一般偏向低熔點(diǎn)的組元，在這 種情況下形成(與液相成分相近)比形成 (與液相成分相差較大)容易。(因?yàn)橹挥挟?dāng) 相生長(zhǎng)到一定程度后，使液相中溶質(zhì)濃度 升高到一定程度時(shí)才能形成相)，如果 相的生長(zhǎng)速度比相大的多，則偽共晶區(qū)偏 向高熔點(diǎn)組元；,當(dāng)相的生長(zhǎng)速度約大于或等于相的生長(zhǎng) 速度，則偽共晶區(qū)逐漸向低熔點(diǎn)組元偏離， 見上圖(c)，(d)，(b)，在這種情況下不平 衡凝固時(shí)，共晶成分的合金也得不到全部共 晶組織。,偽共晶區(qū)在相圖中的位置,對(duì)于了解合金在不平衡凝固后的組織是很有 幫助的，下圖中共晶成分的Al-Si合金，由 于偽共晶區(qū)偏向右邊(Si側(cè))，使其

45、在不平 衡凝固后得到初+(+Si)的亞共晶組織。,鋁-硅合金系的偽共晶區(qū),（因?yàn)楣簿С煞值囊合噙^(guò)冷后其表象點(diǎn)a，沒有落入偽共晶區(qū)，則先凝固出相，使液相成分移到b點(diǎn)，才能發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，這就相當(dāng)于共晶點(diǎn)向右移動(dòng)，共晶合金變成了亞共晶合金），同樣過(guò)共晶成分的合金在不平衡凝固后，也可能得到亞共晶或共晶組織。,離異共晶,離異共晶通常出現(xiàn)在成分接近M點(diǎn)或N點(diǎn) 的端部固溶體合金的不平衡凝固組織中，見 下圖,由上圖可以看出：,合金在平衡凝固時(shí)，組織中不會(huì)有共晶 體出現(xiàn)。但在不平衡凝固時(shí)，由于冷卻速度 較快，原子擴(kuò)散不能充分進(jìn)行，使形成的固 溶體中存在著枝晶偏析，其平均成分線偏離 了固相線；(液相中由于原子擴(kuò)散

46、快，故可 以認(rèn)為它的平均成分線偏離的少或不偏離)，,因此當(dāng)合金冷卻到與固相線相交的溫度時(shí)， 凝固過(guò)程還沒有完成，仍剩有少量液體；當(dāng) 合金冷卻到共晶溫度或共晶溫度以下時(shí)，剩 余液相的成分達(dá)到或接近共晶成分，它將發(fā) 生共晶轉(zhuǎn)變形成共晶體，由于剩余液相的量 很少，并且是最后凝固，因此形成的共晶體 往往為一薄層，分布在先共晶固溶體(初晶 固溶體)的晶界或枝晶間。,它的組織形態(tài)見下圖：,4%Cu-Al 鑄造合金中的離異共晶， 晶界上的相為Al2Cu 200,由于共晶體中與初生固溶體相同的一 相，往往依附在初生固溶體上生長(zhǎng)，而把另 一相推向最后凝固的晶界處，因此這種共晶 體失去了共晶組織的形態(tài)特征，看上去

47、好象 兩相被分離開來(lái)，所以稱為離異共晶。上圖 是含4%Cu的Cu-Al合金在不平衡凝固時(shí)形成 的離異共晶（+Al2Cu），在晶界處分布的 是金屬化合物Al2Cu。,端部固溶體合金在不平衡凝固時(shí)可以形 成離異共晶，這種離異共晶組織是一種不平 衡組織(也稱為非平衡共晶組織)，可以用均 勻化處理的方法予以消除。 這種方法是將具有離異共晶組織的端部 固溶體合金，加熱到低于共晶溫度并進(jìn)行長(zhǎng) 時(shí)間保溫，讓原子進(jìn)行充分?jǐn)U散，這樣就能 得到接近平衡狀態(tài)的組織+II。,另外成分接近M點(diǎn)和N點(diǎn)的亞共晶和過(guò)共 晶合金，在平衡凝固時(shí)也可能形成離異共晶 (因?yàn)樾纬傻某蹙Я亢芏?，共晶量很?這種 離異共晶是平衡組織，所以

48、用均勻化處理也 無(wú)法消除。,離異共晶組織容易和次生相組織混淆， 所以容易將端部固溶體合金當(dāng)作亞共晶或過(guò) 共晶合金，或把亞共晶和過(guò)共晶合金當(dāng)作端 部固溶體合金，因此在制訂實(shí)際生產(chǎn)工藝時(shí) 應(yīng)嚴(yán)格加以區(qū)分。,三、二元包晶相圖及其合金凝固,包晶相圖：兩組元在液態(tài)時(shí)能無(wú)限互溶，在 固態(tài)時(shí)只能有限互溶，并且有包 晶轉(zhuǎn)變，這樣的二元合金系所構(gòu) 成的相圖稱為包晶相圖。 具有包晶相圖的二元合金系主要有Pt- Ag，Ag-Sn，Al-Pt，Sn-Sb等，另外在許多 二元合金系中也含有包晶轉(zhuǎn)變部分。Pt-Ag 合金相圖是典型的完整的包晶相圖，下面以 它為例進(jìn)行講解，見圖7.30。,圖7.30 Pt-Ag相圖,1.相

49、圖分析,點(diǎn)： A點(diǎn)：純組元鉑的熔點(diǎn)和凝固點(diǎn)，為1772 B點(diǎn)：純組元銀的熔點(diǎn)和凝固點(diǎn)，為 961.93 C點(diǎn)：是包晶轉(zhuǎn)變時(shí)，液相的平衡成分點(diǎn)。 P點(diǎn)：是包晶點(diǎn)，具有該點(diǎn)成分的合金在恒溫下發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，LC+DP ，得到100%包晶產(chǎn)物。,另外，P點(diǎn)也是Pt在Ag中的最大溶解度點(diǎn)； D點(diǎn)：是Ag在Pt中的最大溶解度點(diǎn)，也是包 晶轉(zhuǎn)變時(shí)相的平衡成分點(diǎn)； E點(diǎn)：是室溫時(shí)Ag在Pt中的溶解度， F點(diǎn)：是室溫時(shí)Pt在Ag中的溶解度。 包晶轉(zhuǎn)變：是一個(gè)一定成分的固相和一個(gè)一 定成分的液相，在恒溫下轉(zhuǎn)變成一 個(gè)新的一定成分的固相的過(guò)程。,線,ACB線為液相線， 其中：AC線為冷卻時(shí)L的開始溫度線， CB線為

50、冷卻時(shí)L的開始溫度線。 ADPB線為固相線， 其中：AD線為冷卻時(shí)L的終止溫度線， PB線為冷卻時(shí)L的終止溫度線。,DPC水平線是包晶轉(zhuǎn)變線,成分在D-C之間的合金在恒溫tP下都發(fā)生包 晶轉(zhuǎn)變，LC+DP ，形成單相固溶體， 可用相律證明在三相平衡時(shí)f=0，該線是水 平線。 DE線為Ag在Pt中的固溶度曲線，冷卻時(shí)II， PF線為Pt在Ag中的固溶度曲線，冷卻時(shí)II。,相圖分析,液相線,固相線,固溶線,相區(qū),單相區(qū)：有三個(gè)L、，在ACB液相線以上為單相的液相區(qū)，在ADE線以左為單相的固溶體區(qū)（是Ag在Pt中的置換固溶體），在BPF線右下方為單相的固溶體區(qū)（是Pt在Ag中的置換固溶體）。 兩相區(qū)

51、：有三個(gè)L+、L+、+，在ACDA區(qū)為L(zhǎng)+相區(qū)，在BCPB區(qū)為L(zhǎng)+相區(qū)，在EDPFE區(qū)為+相區(qū)。 三相線：DPC線為L(zhǎng)+三相平衡共存線。,Pt,Ag%,T,C,L, + ,L + ,L + ,Dc,e,d,f,g,包晶相圖簡(jiǎn)介,A,B,C,三個(gè)單相區(qū)：L、 、,三個(gè)兩相區(qū)： L+ 、 L + 、+,一個(gè)三相區(qū)： DPC,P,E,F,包晶相圖,2.典型合金的平衡凝固及組織,由相圖可以看出成分在C點(diǎn)以右，D點(diǎn)以 左的合金，在平衡凝固時(shí)不發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變， 其凝固過(guò)程與共晶相圖中的端部固溶體合金 完全相同，因此這里主要分析具有包晶轉(zhuǎn)變 合金的平衡凝固過(guò)程。,合金I（42.4%Ag-Pt合金）,由圖7.3

52、0可以看出，該合金在冷卻到t1 溫度時(shí)開始勻晶轉(zhuǎn)變，從L，隨著溫度 的降低，固溶體%不斷增加，成分沿固相 線AD變化；液相L%不斷減少，成分沿液相線 AC變化，當(dāng)冷卻到tp溫度時(shí)，L的成分達(dá)到C 點(diǎn)，相的成分達(dá)到D點(diǎn)，,這時(shí)它們的相對(duì)量可用杠桿定律計(jì)算：,在該溫度時(shí)具有C點(diǎn)成分的液相和具有P點(diǎn)成 分的發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變：LC+DP完全轉(zhuǎn)變 為具有P點(diǎn)成分的單相固溶體。,因?yàn)楣倘荏w是在與液相的界面(/L)處 形核，并且包圍著，通過(guò)消耗L和相而 生長(zhǎng)，所以稱為包晶轉(zhuǎn)變。由于相的含Ag 量低于L相，高于相(含Ag，L)，而 含Pt量低于相，高于L相(含Pt,L )，所以相在生長(zhǎng)時(shí)相中的Pt原子須向 和L相

53、中擴(kuò)散，而L相中的Ag原子須向和 相中擴(kuò)散。,見下圖：,在包晶轉(zhuǎn)變完畢后L和相完全消失，只 剩下生成相，隨著溫度的降低，Pt在相 中的溶解度達(dá)到過(guò)飽和，不斷析出II，其 成分沿PF線變，相對(duì)量(%)逐漸減少，II 成分沿DE線變相對(duì)量(II%)逐漸增加，最后 在室溫時(shí)的組織為+II，該合金的平衡凝 固示意圖見下圖。,L相冷卻 L L+開始和結(jié)束 ,結(jié)晶過(guò)程,合金II(42.4%Ag66.3%的Pt-Ag合金),由圖7.30可以看出，該合金在1-2點(diǎn)溫 度范圍內(nèi)的凝固過(guò)程與合金I相同，當(dāng)冷卻 到2點(diǎn)溫度時(shí)L的成分達(dá)到C點(diǎn)，的成分達(dá) 到D點(diǎn)，它們的相對(duì)量為： 而 (因D2DP，2CPC),若該合金

54、為60%Ag-Pt合金，則 所以，該合金在包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束時(shí)有液相剩 余，相消耗完畢，這時(shí)合金由+L剩組 成。,在2-3點(diǎn)溫度范圍內(nèi)隨溫度的降低，剩余液 相發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變L，L的成分沿液相線CB 變，L剩%相對(duì)量不斷減少，的成分沿固相 線PB變，%相對(duì)量不斷增加。當(dāng)冷卻到3點(diǎn) 溫度時(shí)L剩凝固完畢，得到單相固溶體；,在3-4點(diǎn)隨溫度的降低，相自然冷卻；在 冷卻到4點(diǎn)以下時(shí)，Pt在相中的溶解度達(dá) 到過(guò)飽和，II。這時(shí)隨溫度的降低， 的成分沿PF變，相對(duì)量逐漸減少，II的 成分沿DE變，相對(duì)量逐漸增加，在冷卻到室 溫時(shí)，得到的組織為+II，該合金的平衡 凝固示意圖見下圖,L相冷卻 L L+ L 過(guò)剩 全部

55、轉(zhuǎn)化為 ,由相圖可以看出，成分在PC之間的合金 凝固過(guò)程都與它相同，只是成分越接近P 點(diǎn)，包晶轉(zhuǎn)變后剩余的液相越少，而成分越 接近C點(diǎn)包晶轉(zhuǎn)變后剩余的液相越多。,合金(10.5%Ag42.4%的Pt-Ag合金),由圖7.30可以看出，該合金在t1-t2溫度 范圍的凝固與合金I和合金II相同，發(fā)生勻 晶轉(zhuǎn)變，當(dāng)冷卻到t2溫度時(shí)L的成分達(dá)到C 點(diǎn)，的成分達(dá)到D點(diǎn)，其相對(duì)量為： 而 (因Dt2PC),如以含30%Ag-Pt合金為例：,%=100%-35%=65%。 即L%=35%42.7%=包% 所以在包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束時(shí)，L消失有剩余， 因此這時(shí)的組織為+，,繼續(xù)冷卻的成分沿DE變析出II， 的成分沿P

56、F變析出II，并隨溫度的降 低和的相對(duì)量不斷減少，而II和II 的相對(duì)量逐漸增加，因此在室溫時(shí)它的組織 為+II+II。該合金的平衡凝固示意 圖見下圖,L相冷卻 L L+ 過(guò)剩 ；,由相圖可以看出，成分在DP之間的合 金，凝固過(guò)程都與該合金相同，只是成分越 接近D點(diǎn)剩余的量越多，而越接近P點(diǎn)剩余 的量越少。,3.包晶合金的不平衡凝固及組織,由于包晶轉(zhuǎn)變時(shí)，L和相中的A、B組元 的擴(kuò)散都必須通過(guò)相進(jìn)行，而原子在固相 中的擴(kuò)散速度很慢，因此包晶轉(zhuǎn)變的速度也 相當(dāng)慢，所以在實(shí)際生產(chǎn)條件下，(即不平 衡凝固時(shí))，由于冷卻速度較快，原子不能 進(jìn)行充分?jǐn)U散，因此包晶轉(zhuǎn)變也不能充分進(jìn) 行。,這樣就會(huì)使在平衡

57、凝固時(shí)本應(yīng)消失的相， 在不平衡凝固時(shí)有部分被保留，所以具有包 晶轉(zhuǎn)變的合金在不平衡凝固后的組織與平衡 凝固后的組織相比，一般具有較多的固溶 體(包晶反應(yīng)相)，而具有較少的固溶體 (包晶生成相)。,見下圖：,以含錫65%Cu-Sn合金為例：,平衡凝固時(shí)在415發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變L+, 相消失，L有剩余，在227發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變 L剩(+Sn)，則最終平衡組織為： +(+Sn)。而不平衡凝固后的組織為： (灰色)+(白色)+(+Sn)黑色。 但在包晶轉(zhuǎn)變溫度很高時(shí)，原子擴(kuò)散較 快，包晶轉(zhuǎn)變能充分進(jìn)行。,另外，成分小于并接近D點(diǎn)的合金，在不平 衡凝固時(shí)，由于勻晶轉(zhuǎn)變時(shí)發(fā)生枝晶偏析， 使冷卻到包晶轉(zhuǎn)變溫度以下，

58、仍有少量液相 存在，因此也可以發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，形成本不 應(yīng)出現(xiàn)的相。見下圖,在較快冷卻速度下得到的包晶轉(zhuǎn)變的不 平衡組織，是由于原子擴(kuò)散不充分所造成 的。因此可以采用擴(kuò)散退火的方法，使原子 進(jìn)行充分的擴(kuò)散來(lái)改善或消除。,四、其它類型的二元合金相圖,二元合金相圖除了具有上述三種（即勻 晶、共晶、包晶）最基本的類型外，通常還 有一些其它類型的二元合金相圖，現(xiàn)簡(jiǎn)要介 紹如下： 1.組元之間形成化合物的相圖 組元間可以形成固溶體，還可以形成化 合物，它位于相圖中間，故又稱為中間相。 化合物可分為穩(wěn)定化合物和不穩(wěn)定化合物。,兩組元形成穩(wěn)定化合物的相圖,穩(wěn)定化合物：是指兩組元形成的具有一定熔 點(diǎn)，并在熔點(diǎn)以下保持固有結(jié) 構(gòu)不發(fā)生分解的化合物。 見圖7.37，Mg-Si相圖就是具有穩(wěn)定化合 物的相圖，當(dāng)含Si36.6%時(shí)，Mg-Si形