第六章二元合金相圖

第六章二元合金相圖第1頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月

§6.1二元合金相圖1.相圖：研究合金在平衡的條件下,（無限緩慢冷卻）合金的狀態(tài)與溫度、成分間的關(guān)系的圖解稱為相圖或平衡圖。2.組元：組成合金的基本物質(zhì)。包括：單個元素或金屬化合物。如:Fe-C合金組元Fe、Fe3C、Cu-Ni合金組元Cu、Ni3.合金系：指研究的對象。如：Fe-C系，Pb-Sn系等。4.狀態(tài)：指合金在一定條件下有那幾相組成，稱為合金在該條件下的狀態(tài)。如：水在零度時的狀態(tài)是水和冰兩項共存，在零度以上為水，在零度以下為固相冰。5.組織：合金中的相以不同的大小、形狀、分布組成為組織。如：珠光體是由F和Fe3C組成的組織。一.相圖的基本知識第2頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月系統(tǒng)平衡:如果某組元在各相中的化學(xué)位相同，那么就沒有物質(zhì)的遷移現(xiàn)象，系統(tǒng)處于平衡狀態(tài)。相律：處于平衡狀態(tài)的合金，保持相數(shù)不變的條件下，獨立可變的，且影響和金狀態(tài)的內(nèi)、外部因素的數(shù)目。數(shù)學(xué)表達(dá)式：f=C-P+1（恒壓）

f-為系統(tǒng)的自由度數(shù)（系統(tǒng)中獨立可變因素）；C-系統(tǒng)的組元；P-相數(shù)實例：1.純金屬-正在結(jié)晶時相數(shù)不變（P=2）f=02.二元合金-正在結(jié)晶時兩相平衡,（P=2）若溫度獨立可變（T1

T2）則f=C-P+1=2-2+1=1,說明溫度是自（二）相律（恒壓狀態(tài)下）第3頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月變量，兩平衡相的成分是應(yīng)變量，溫度變化，兩平衡相的成分隨之而變。3.二元合金：三相平衡,（P=3）則f=C-P+1=2-3+1=0,說明二元合金三相平衡時恒溫結(jié)晶,獨立可變的因素為0。4.三元合金：三相平衡f=C-P+1=3-3+1=1,獨立可變的因素為1；四相平衡f=C-P+1=3-4+1=0,獨立可變的因素為0,說明四相平衡時恒溫結(jié)晶。二元共晶相圖二元勻晶相圖第4頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（三）應(yīng)用：（1）確定平衡系中的最大平衡相數(shù)；（2）判斷相圖正確與否；（3）分析合金的平衡結(jié)晶。錯誤二元相圖二、二元合金相圖的表示方法橫坐標(biāo)表示成分A％＋B％＝100％縱坐標(biāo)表示溫度C點（表象點）成分:30％Sb，70％Bi溫度:500℃二元相圖的表示方法第5頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月三.二元相圖的建立（Cu-Ni系以勻晶相圖為例）

(一)用熱分析方法建立相圖1.配制不同成分的合金（TmA>TMb）

①100％Cu，0％Ni②70%Cu，30％Ni③50%Cu，50％Ni④30％Cu，70％Ni⑤0％Cu，100％Ni2.熔化后作各合金的冷卻曲線（T-t）；3.將各T-t曲線上、下各臨界點投影到溫度-成分坐標(biāo)系中；4.連接同類型的臨界點即得到Cu-Ni二元相圖。第6頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月由上圖可看出：純金屬的結(jié)晶恒溫結(jié)晶（f=1-2+1=0）二相區(qū)的結(jié)晶在溫度區(qū)間完成（f=2-2+1=1）第7頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）使用二元相圖的基本方法1.表象點:二元相圖的任一點均為表象點（表示合金的成分與溫度）;2.確定合金的狀態(tài)：b表示50%Cu合金剛剛結(jié)晶;b’表示50%Cu合金結(jié)晶完成;bb’線段上的點表示合金正在結(jié)晶過程中，處于L和α兩相區(qū);3.確定合金的相變溫度;4.杠桿定律：成分為b的合金在溫度T1時處于兩相共存，兩相的重量比是一定的，wL、wS分別為T1溫度時的剩余的液相及結(jié)晶出的固相。第8頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（1）利用杠桿定律可確定平衡兩相區(qū)內(nèi)平衡兩相成分CL及Cα（2）確定α固溶體的相對量和剩余液相L的相對量。滿足α％＋L％＝100％和ca×WL＝ob×Wα

或?qū)懗?杠桿定律僅適用于平衡的兩相區(qū))第9頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月勻晶相圖－A、B兩組元在液、固態(tài)均能完全互溶形成無限固溶體的相圖。具有勻晶相圖的二元合金有:Cu—Ni、Cu—h、Au—Ag、Au—Pd、Bi—Sb等

§6-2勻晶相圖一、相圖分析

勻晶相圖1.液相線－a1b線,由L→α固溶體的開始線。2.固相線－a2b線，由L→α固溶體的結(jié)晶完成線第10頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（一）平衡結(jié)晶1.當(dāng)溫度到達(dá)1點或稍下時，由L→α固溶體隨著溫度的降低α％↑，L％↓。并呈樹枝狀形態(tài)2.當(dāng)溫度到達(dá)2點時液相完全消失得到100％α,液相的成

分由1→α1→α2→…以致消失。固相成分由c1→c2→2→…α(ob成分)最后得到成分均勻的ob成分等軸狀的α固溶體。二.平衡結(jié)晶分析及其組織（ob成分的合金）固溶體合金的結(jié)晶過程分析第11頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）平衡結(jié)晶過程分析1.形核（與純金屬比較）滿足形核的三個條件：共性：（1）熱力學(xué)條件：GS<G

（2）結(jié)構(gòu)條件:r≥r*結(jié)構(gòu)起伏（3）能量條件：?G=?G*能量起伏特性：成分條件-晶核的成分與合金成分不同，成為選擇結(jié)晶，且依靠液相中存在的“成分起伏”提供。變溫結(jié)晶、f=1

第12頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月2.晶核的長大(a)在T1溫度時，開始從液相L結(jié)晶出α固溶體,結(jié)晶出的固溶體成分為αc1，而液相的成分為La1,在固、液界面建立相平衡(b)αc1的析出使液相中產(chǎn)生濃度差，從而導(dǎo)致Cu、Ni原子的擴(kuò)散，前沿液相-La1大體積液相-

(c)平衡關(guān)系被破壞，必然自發(fā)恢復(fù)相平衡直至所有液相成分都變成La1為止，于是達(dá)到了在T1溫度時的穩(wěn)的地平衡狀態(tài)。CuNi第13頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月(d)要想繼續(xù)結(jié)晶，必須繼續(xù)過冷，假設(shè)過冷到T2溫度，有兩種方式長大：重新形核（前已證明）

在原始固相上長大(依附αc1形成αc2)在T2溫度時，又建立了新的相平衡，新的相平衡關(guān)系的建立使液、固相內(nèi)均產(chǎn)生了濃度差液相前沿液相La2大體積液相固相相平衡關(guān)系破壞,欲自發(fā)恢復(fù)相平衡,依靠的長大恢復(fù)相平衡。CuNiNiCu第14頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月平衡關(guān)系的建立破壞建立直至液相由原來的La1變成La2,固相由原來的αc1變成αc2，即實現(xiàn)T2溫度時的穩(wěn)定平衡狀態(tài)…………直至結(jié)晶終了。

液相的成分：由Lb→La1→La2→…以致消失。

固相的成分:由αc1→αc2→α2→…α(ob成分)最后得到成分均勻的ob成分等軸狀的α固溶體。第15頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月

杠桿定律應(yīng)用

三.杠桿定律α%+L%=100%

Wα＝×100％

WL＝×100％

＝1－Wα應(yīng)當(dāng)指出：1.杠桿定律僅使用于平衡的兩相區(qū)。2.用杠桿定律可確定平衡兩相的成分及兩相的相對重量。第16頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月固溶體的非平衡結(jié)晶與枝晶偏析四.非平衡結(jié)晶由于結(jié)晶速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于原子的擴(kuò)散速度，因此非平衡結(jié)晶將偏離液、固相線變化。第17頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月(a)

(b)Cu-Ni合金結(jié)晶后的組織（a）非平衡結(jié)晶后枝晶組織(b)擴(kuò)散退火后的組織（一）枝晶偏析：由于選擇結(jié)晶，固溶體合金開始結(jié)晶時的固相中高熔點組元的濃度較高，后結(jié)晶的固相中低熔點組元的濃度較高。在一個晶粒內(nèi)部也出現(xiàn)了化學(xué)成分的不均勻性，這種現(xiàn)象為枝晶偏析又叫晶內(nèi)偏析。第18頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）影響枝晶偏析的因素：1.合金的冷卻速度冷卻速度越大，原子間擴(kuò)散不易進(jìn)行，晶粒內(nèi)不的化學(xué)成分差別越大，偏析越嚴(yán)重；2.偏析元素的擴(kuò)散能力元素的擴(kuò)散系數(shù)越大，使最后結(jié)晶的不均勻程度減小，使偏析減??；3.相圖的形狀相圖的垂直距離和水平距離越大，使先結(jié)晶和后結(jié)晶的固相化學(xué)成分差別加大，偏析嚴(yán)重。枝晶偏析是一種顯微偏析，擴(kuò)散退火可以消除。第19頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月

§6-3共晶相圖共晶相圖－兩組元液態(tài)完全互溶，固態(tài)有限溶解，且發(fā)生共晶反應(yīng)的相圖。如：Pb-Sn、Pb-Sb、AL-Si等相圖。（一）相及相區(qū)1.相：L、固相α為A(B)，β為B(A)有限置換固溶體。2.相區(qū):單相區(qū)－L、α、β雙相區(qū)－L＋α、L＋β、α＋β三相區(qū)－L+α+β一.相圖分析第20頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月(二)線1.液相線--AEB線2.固相線--AMENB線3.二元共晶線-MEN線，TE為共晶溫度，E點為共晶點。F=c-p+1=2-3+1=0,M～N之間(不含M、N點)的合金冷卻到共晶溫度時將發(fā)生共晶反應(yīng)，生成共晶組織（α＋β），反應(yīng)式為,且恒溫結(jié)晶。4.溶解度曲線—MF線-B組元在α固溶體中的溶解度曲線。隨著溫度的降低由α→βⅡ（二次相）。NG線-A組元在β固溶體中的溶解度曲線。隨著溫度的降低由β→αⅡ。（二次相）。第21頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月二、共晶系典型合金的平衡結(jié)晶過程合金分類:共晶合金-E點成分合金；亞共晶合金-M～E間合金；過共晶合金-E～ N間合金；端部固溶體合金-M、N以外第22頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）共晶合金(61.9％)的結(jié)晶分析1.t=tE時，61.9％成分的液相發(fā)生二元共晶反應(yīng)生成二元共晶組織（α＋β）,恒溫結(jié)晶。2.t＜tE時,α成分沿著MF線變化由α→βⅡ

β成分沿著NG線變化由β→αⅡ

由于二次相與共晶組織中的α、β相連不易分辨,略！共晶合金室溫組織為:（α＋β）第23頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月共晶兩相α和β的相對重量為:共晶合金顯微組織第24頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）亞共晶合金的結(jié)晶分析1.當(dāng)t在t1～t2之間時，L→α初，T↓，L↓，α％↑2.當(dāng)t＝tE溫度時，剩余L相發(fā)生共晶反應(yīng)生成二元共晶組織（α＋β），恒溫結(jié)晶。組織為：α初＋（α＋β）3.當(dāng)t<tE溫度時，α成分（初晶和共晶）沿MF線變化，由α→βⅡ，β（共晶）成分沿NG線變化由β→αⅡ,共晶組織中的二次相忽略。室溫組織：α初＋（α＋β）＋

βⅡ第25頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月室溫組織中組織組成物的相對重量為α初＋（α＋β）

:（二次相忽略）第26頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月室溫組織中相組成物的相對重量為α＋β(近似值):并且隨著含Sn％↑室溫組織中的α初％↓,共晶量（α＋β）％↑。亞共晶合金的室溫組織第27頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月(四)過共晶合金的結(jié)晶分析室溫組織：β初＋（α＋β）－分析略邊際固溶體－α＋βⅡ，β＋αⅡ

過共晶合金室溫組織（α＋β）β初第28頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月

三.共晶組織形貌及其形成機(jī)理（a）片層狀

（c）球狀

（b）短棒狀

（一）金屬－金屬型共晶組織的形態(tài)（粗造-粗造型）1.形態(tài)：此類共晶形態(tài)有：片層狀、棒狀、短棒狀.如：Pb-Sn、Pb-Cd、Cd-Zn、Sn-Zn、Ag-Cu等第29頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月立體形態(tài)（c）纖維狀（f）菜花狀層片(d)六角螺旋狀

（a）片層狀

（c）球狀

（b）短棒狀

第30頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月1）.共晶組織中共晶兩相的體積分?jǐn)?shù)：①其中一相體積分?jǐn)?shù)<30%,共晶組織為棒狀.（因為棒狀截面積小，界面能?。?。②其中一相體積分?jǐn)?shù)30~50%,共晶組織為片層狀.（因為片層狀截面積小，界面能?。?.共晶組織金相形態(tài)形成原因：共晶組織的形態(tài)與兩相的本質(zhì)、兩相的相對量、兩相凝固時固液界面形貌及其冷卻速度有關(guān)。從熱力學(xué)分析，共晶組織中兩相的形態(tài)和分布，應(yīng)盡量使其界面積最小，界面能最低。第31頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月2）.兩組成相界面的單位面積界面能：如果兩個組成相中的給定晶面與界面有一定的位向關(guān)系時，單位面積界面能可以達(dá)到最小，共晶體為片層狀。否則，就有可能成為棒狀。如：(Al+CuAl2)共晶組織中：(111)Al∥(211)CuAl2界面能最小形成片層狀。3.片層狀共晶組織的形成機(jī)理：二元共晶反應(yīng)是一個形核和長大的過程，首先形成一個共晶晶核（α+β）,然后再長大。第32頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月1）共晶組織的形核（以片層狀共晶組織為例）：形核條件-

①α、β相互促進(jìn)形核;

②在較小的過冷度下形核。領(lǐng)先相-共晶組織中首先形成的一相為領(lǐng)先相。形核相互促進(jìn)示意圖設(shè)過冷到△T溫度下形核，如果領(lǐng)先相是α，則在α前沿液相建立瞬間局部相平衡，第33頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月形核相互促進(jìn)示意圖片層狀共晶晶核示意圖由于α中B組元含量較低，前沿液相將富集B組元,這就對β相的形核在成分上創(chuàng)造了條件;α相晶核的形成又會促進(jìn)β形核。在α相兩側(cè)形成了β，于是α、β交替形核形成了片層狀（α+β）共晶晶核。第34頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月①“橫向長大”:α、β交替形核形成了α、β相間的片層狀共晶體，層片狀共晶體中的片并不是各自孤立的，因為各自孤立形核需較大的形核功?！唉疗cα片,β片與β片分別互相聯(lián)系形成整體。其相互連接的方式可能是“搭橋”機(jī)制，如圖所示。2）共晶晶核（α+β）的長大共晶晶核（α+β）橫向長大第35頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月片層狀共晶α和β前沿液相原子擴(kuò)散示意圖（縱向長大）“縱向長大”晶核長大時界面推移的方向主要決定于散熱方向和液相中原子的擴(kuò)散。α和β晶核縱向長大時，將分別向液相中排出B和A組元，隨后它們將分別向相鄰的β和α相前沿短程擴(kuò)散，為各自的長大創(chuàng)造條件?？梢姽簿w中兩組成相的長大也是互相制約、互相促進(jìn)的。縱向長大第36頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月共晶的主要形態(tài)有：條片狀、針片狀、樹枝狀等。（二）金屬－非金屬型共晶組織的形態(tài)（粗造-光滑型）(a)Fe-C(石墨)(b)Al-Si(c)Pb-Sb2.共晶組織的形成機(jī)制（還不十分清楚）：①由于非金屬相長大時的強(qiáng)烈各向異性。以鋁硅合金為例,鋁硅共晶體中的硅易于長成以{111}晶面族為界面的薄帶，因而形成輻射狀或花朵狀。第37頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月例如A1-Si合金中加入少量鈉鹽可使硅晶體分枝增多而細(xì)化，在鑄鐵中加入少量鎂和稀土元素，可使石墨不再分枝而成球狀。這種處理方法稱為變質(zhì)處理。②有人認(rèn)為樹枝狀共晶形成的原因是金屬相與非金屬相長大時的動態(tài)過冷有明顯差異。非金屬相前沿必須有較大過冷度(1~2℃)才能向前長大，因面金屬相(過冷度0.02℃)將超前長大，并可能在液相中向任意方向發(fā)展，結(jié)果迫使落后的非金屬相分枝生長。（三）有關(guān)非金屬—非金屬型共晶體的形態(tài)問題，目前還缺乏深入的研究（略）。第38頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月四.初晶組織的形貌（亞、過共晶合金的初晶）1.初晶是固溶體，各向異性長大不明顯，一般程樹枝狀。例如：Pb-Sb、Al-Si合金系中亞共晶合金的初晶α是以Pb（Sb）、Al（Si）固溶體,Fe-C合金系中亞共晶γ-奧氏體均呈樹枝狀。滿足兩條件：①粗糙界面②dT/dx<0（成分過冷）初晶的形態(tài)主要取決于：固液界面固相的微觀結(jié)構(gòu)；固液界面前沿的溫度分布dT/dx。第39頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月Pb-Sn亞共晶合金初晶α固溶體呈樹枝狀晶體Pb-Sn過共晶合金初晶β固溶體呈樹枝狀晶體αβ亞共晶白口鐵初晶奧氏體（P）呈樹枝狀晶體（黑色）Cu-Ni合金形成的樹枝狀晶體P第40頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月原因：光滑界面dT/dx＞0，長大時各向異性表現(xiàn)比較強(qiáng)烈。2.初晶是亞金屬或金屬化合物具有微觀光滑界面的亞金屬、非金屬或中間相，長大時各向異性表現(xiàn)比較強(qiáng)烈一般具有規(guī)則外形。如：Pb-Sb、Al-Si合金系中過共晶合金呈中初晶的Sb、Si（亞金屬）呈規(guī)則的?、

狀；Fe-C合金系中過共晶合金中的Fe3C（中間相）呈白色條狀。①光滑界面；為規(guī)則Pb-Sb合金過共晶初晶Sb呈白色塊狀鐵碳合金過共晶初晶Fe3CⅠ呈白色條狀幾何圖形。第41頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月五.共晶合金的非平衡結(jié)晶及組織：（一）偽共晶－平衡凝固時只有共晶合金才能得到100%的共晶組織，非平衡凝固時情況與此不同。熱力學(xué)的偽共晶區(qū)偽共晶：非共晶成分的合金在非平衡冷卻條件下得到l00％共晶組織,此共晶組織稱偽共晶。2.偽共晶產(chǎn)生的條件：從熱力學(xué)角度考慮共晶點附近的合金快冷卻到T1溫度至影線區(qū)域內(nèi)，同時對α和β飽和，并同時結(jié)晶出（α＋β）共晶組織,此區(qū)為熱力學(xué)偽共晶區(qū)。第42頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月3.偽共晶區(qū)的形狀取決于：①共晶點的位置（共晶點靠近低熔點組元）.

②共晶兩相的長大速度.（1）兩組元熔點TAm≈TBm，兩端際固溶體溶解度相差不多，共晶點在共晶線中間附近,共晶體內(nèi)兩相長大速度也基本相近,形成對稱的偽共晶區(qū)。（2）當(dāng)TAm?TBm，共晶點靠近低熔點相（α），Vα＞Vβ，α相優(yōu)先形核并快速長大，此時的偽共晶區(qū)偏向高熔點組元一側(cè)。第43頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月如Al－Si合金：共晶成分的合金鑄態(tài)組織是α初＋(α＋Si)而不是單一的共晶組織(α＋Si)原因是：①共晶點靠近Al一側(cè)，有利于α形核。②VSi?Vα，偽共晶區(qū)向高熔點組元Si方向偏移。于是α優(yōu)先形核并長大,首先結(jié)晶出初晶α，而后溫度的表象點落在偽共晶區(qū),同時對α和Si飽和,結(jié)晶出共晶組織(α＋Si).Al-Si合金的偽共晶區(qū)第44頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月二.離異共晶組織－有害組織成份在C附近的合金(C3或C4),在先共晶相(初晶)數(shù)量較多,而共晶體數(shù)量甚少的情況下，共晶相中與先共晶相相同的那一相會依附先共晶相生長，并把另一相推至晶界處,共晶的組織特征消失此種組織稱為離異共晶。例如鋼的“熱脆”既是(Fe＋FeS)共晶離異造成，其中硫化物單獨分布于晶界。離異共晶組織FeS第45頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月§6.4包晶相圖一、相圖分析兩組原元液相完全互溶，固體有限溶解且發(fā)生包晶反應(yīng)的相圖具有包晶轉(zhuǎn)變的二元系統(tǒng)有：Cu-Co、Pt-Re、Pt-W、Al-Ti等．相:α-Pt(Ag)β-Ag(Pt)液相線：acb,固相線：adpb

溶解度曲線：df是Ag在α固溶體的溶解度曲線，pg是Pt在β固溶體的溶解度曲線．Pb-Ag合金相圖α→βⅡβ→αⅡ第46頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月包晶轉(zhuǎn)變線：dpc水平線，p為包晶成分點，其對應(yīng)的溫度tp為包晶轉(zhuǎn)變溫度,在此溫度下發(fā)生三相平衡的包晶反應(yīng)：Lc+αd

βp

1186℃相區(qū)：三個單相區(qū)：α＋β＋L三個兩相區(qū)：L+α、L+β、α+β一個三相區(qū)：L+α+β二、典型合金的平衡結(jié)晶過程及組織:1.含Ag為42.4%的Pt-Ag合金

（1）溫度在t1和tp之間時從液相中結(jié)晶出L

α初，結(jié)晶規(guī)律與勻晶相同（2）溫度達(dá)到tp時,發(fā)生包晶反應(yīng)：Lc+αd

βp

1186℃第47頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月可以求出發(fā)生包晶反應(yīng)前的α和剩余液相的相對重量：包晶反應(yīng)結(jié)束時，L和α全部變成β相。Pb-Ag合金相圖及合金I結(jié)晶過程分折第48頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月(3)溫度低于tp時，包晶反應(yīng)完，Pt在β相中的溶解度隨溫度的降低沿pg線變化，從β相中析出次生相αⅡ，

合金室溫下的組織是β+αⅡ。在包晶反應(yīng)過程中，新生固相β是依靠初晶α與液相相互作用在相的表面生成的，β相形成構(gòu)成了對α相的包圍，同時也將參與包晶反應(yīng)的液相L和固相α彼此隔開,α相中的Pt原子通過β向L中擴(kuò)散，而L中的Ag原子通過β相向L相中擴(kuò)散．這樣，β相才能不斷地消耗L和α而長大．包晶轉(zhuǎn)變的平衡結(jié)晶過程需要相當(dāng)長的時間.第49頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月2.合金Ⅱ的平衡結(jié)晶過程分析及組織①在l-2間，由L→α初隨著溫度的降低,α相不斷增多,而液相逐漸減少；②當(dāng)溫度降至2點即包晶溫度tp

時L和α相的成分分別變到d點c點；在沒有發(fā)生包晶反應(yīng)以前是由L和α組成,兩相的相對重量為：第50頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月③由T＝Tc時剩余的c點成分的液相和d點成分的α將發(fā)生包晶反應(yīng)生成β,反應(yīng)式為：Lc+αd

βp

1186℃比較合金Ⅰ、Ⅱ可知,合金Ⅱ包晶反應(yīng)后α相過剩，因此反應(yīng)結(jié)束后組織為α＋β。比較兩種成分合金：包晶點以左成分Ⅱ包晶點成分Ⅰ第51頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月④在tp溫度以下，隨著固溶體溶解度的變小，從β和a固溶體中將不斷析出aⅡ和βⅡ。室溫下合金的組織是：a+β+aⅡ+βⅡ其平衡結(jié)晶過程如圖所示。

合金Ⅱ的結(jié)晶過程示意圖第52頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月3.合金Ⅲ的的平衡結(jié)晶過程分析及組織：①在1-2間,由L→α初隨著溫度的降低,a相的數(shù)量不斷增多,L相的數(shù)量不斷減少。②冷到t2溫度時發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變,用杠桿定律可算出包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束時液相過剩。（反應(yīng)式略寫）包晶轉(zhuǎn)變后的組織為：L＋β③當(dāng)溫度從t2點降低時，剩余的液相將繼續(xù)結(jié)晶出β固溶體，β相的成分沿著pb變化，液相的成分沿cb變化．

第53頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月合金Ⅲ結(jié)晶后室溫組織為：β+aⅡ合金Ⅲ的平衡結(jié)晶過程當(dāng)溫度達(dá)到3點后，液相全部結(jié)晶為與合金成分相同的β固溶體．在3-4點之間，合金為單相β固溶體合金，不發(fā)生變化．在4點以下，從β固溶體中析出aⅡ第54頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月三、包晶相圖的非平衡凝固2.β相本身的成分也不均勻呈枝晶偏析.1.在實際生產(chǎn)中，由于冷卻速度較快包晶反應(yīng)不能充分進(jìn)行，是不平衡凝固，則在β相中心仍常保留一些殘余的α相，呈非平衡組織α初+β。3.不平衡條件下，一些原來不應(yīng)發(fā)生包晶反應(yīng)的合金，由于初生相凝固時存在枝晶偏析而使最后凝固的液相可能發(fā)生包晶反應(yīng)，出現(xiàn)包晶組織α+β。第55頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月§6－5其它類型的二元相圖一、其他類型相圖的恒溫轉(zhuǎn)變第56頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月1.具有共晶轉(zhuǎn)變的相圖2.具有共析轉(zhuǎn)變的相圖γ0.77

(α0.0218+Fe3C共析)P727℃第57頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月3.具有偏晶轉(zhuǎn)變的Cu-Pb二元相圖4.具有熔晶轉(zhuǎn)變的Fe-B二元富鐵部分相圖第58頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月5.具有合晶轉(zhuǎn)變的Na-Zn二元相圖6.具有包晶轉(zhuǎn)變Pt-Ag的二元相圖Lc+αd

βp

1186℃第59頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月6.具有包析轉(zhuǎn)變Cu-Sn的二元相圖第60頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月7.具有同素異晶轉(zhuǎn)變Fe-Ti、Fe-C的等二元相圖近Fe一邊有:α→γ；近Ti一邊有:β→α第61頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月近Fe一邊有:α→γ→δ（固溶體）純鐵的同素異晶轉(zhuǎn)變式：Fe-Fe3C二元相圖（bcc）（fcc）（bcc）第62頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月8.具有序－無序轉(zhuǎn)變的Cu-Au二元相圖α’()α1’’()α2’’()有序固溶體是：無序固溶體為α有些相圖有序與無序轉(zhuǎn)變用虛線表示。第63頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月二、組元間形成金屬化合物的相圖穩(wěn)定化合物是指具有一定的熔點，并在熔點以上、以下保持固有結(jié)構(gòu)而不發(fā)生分解的化合物．具有固定的熔點。（一）形成穩(wěn)定化合物的相圖Mg-Si相圖

1.穩(wěn)定且成分固定的中間相Mg2Si

第64頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月2.穩(wěn)定的以化合物為基的固溶體

第65頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月（二）兩組元形成不穩(wěn)定化合物的相圖1.成分不變的不穩(wěn)定化合物第66頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月2.成分可變的不穩(wěn)定化合物第67頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月§6-6相圖的熱力學(xué)分析熱力學(xué)參數(shù)是相圖的理論基礎(chǔ)一.二元溶體的自由能-成分曲線（G-x曲線）溶體是溶液和固溶體的總稱，根據(jù)熱力學(xué)固溶體的自由能可表示為：G=H-TS…………….

H：固溶體的熱焓,S；固溶體的熵形成固溶體前物系的自由能：G0=H0-TS0

…….

H0-0K時的熱焓，

S0—0K時的熵第68頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月A、B原子相互混合時的自由能變化值為：

△G=G-G0=H-H0-T(S-S0)=

△Hm-T△SmG-混合自由能，△Hm-混合熱焓，△Sm-混合熵，所以G=G0+△Hm-T△Sm求出H0、S0G0G0=XAμA+XBμB

第69頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月

首先求ΔH的大?。海?）H為最近鄰原子結(jié)合能的總和，次鄰近原子能忽略（2）A、B原子結(jié)構(gòu)相同且完全互溶

對于A、B兩組元組成的合金存在下列關(guān)系式：H

=H0AXA+H0BXB+Ω0XAXB

……………

H0A、H0B為0K時純組元A、B原子的熱焓，即混合前的熱焓Ω0為A、B原子混合后A、B原子間相互作用能的大小xA、xB分別為A、B原子的原子分?jǐn)?shù)H0=H0AXA+H0BXB

ΔHm

=Ω0XAXB

第70頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月N—體系總原子數(shù)Z—每個原子的配為數(shù)EAB、EAA、EBB分別表示異類及同類原子的結(jié)合能

又∵….……….由此式可以知道：①Ω0＞0，有吸熱效應(yīng)Ω0＜0，

有放熱效應(yīng)③

Ω0＝0，

無熱效應(yīng)第71頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月其中R=KN0氣體常數(shù)ΔSm第72頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月固溶體的自由能--成分曲線示意圖（a）Ω＜0有放熱效應(yīng)（b）Ω＝0無熱效應(yīng)（c）Ω＞0有吸熱效應(yīng)由此可以看出Gs是成分x的函數(shù),作Gs=f(x)曲線,可以得到三種不同的曲線:第73頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月§6-6相圖的熱力學(xué)分析熱力學(xué)參數(shù)是相圖的理論基礎(chǔ)一.二元溶體的自由能-成分曲線（G-x曲線）溶體是溶液和固溶體的總稱，根據(jù)熱力學(xué)固溶體的自由能可表示為：Gs=Hs-TSs

……………..①

Hs：固溶體的熱焓,Ss；固溶體的熵固溶體的熱焓……..②

H0-0K時的熱焓，Cp-不同溫度下的等壓熱容固溶體的熵：………..③

S0—0K時的熵第74頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月

將②和③代入①中可得：

求出H0、S0

用實驗方法測出Cp,則不難求出Gs

首先求H0的大?。海?）H0為最近鄰原子結(jié)合能的總和，次鄰近原子能忽略（2）A、B原子結(jié)構(gòu)相同且完全互溶

對于A、B兩組元組成的合金存在下列關(guān)系式：H0=H0AXA+H0BXB+Ω0XAXB

……………

⑤

H0A、H0B為0K時純組元A、B原子的熱焓，即混合前的熱焓Ω0為A、B原子混合后A、B原子間相互作用能的大小xA、xB分別為A、B原子的原子分?jǐn)?shù)第75頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月N—體系總原子數(shù)Z—每個原子的配為數(shù)EAB、EAA、EBB分別表示異類及同類原子的結(jié)合能

又∵….………..

⑥由此式可以知道：①Ω0＞0，有吸熱效應(yīng)Ω0＜0，

有放熱效應(yīng)③

Ω0＝0，

無熱效應(yīng)第76頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月求S0的大?。?/p>

設(shè)（1）1摩爾溶體中A、B的原子數(shù)分別為NA、NB

總數(shù)為：NA+NB＝N0

（2）在S.S中NA個A原子和NB個B原子相互混合A、B原子排列方式的總數(shù)為:ωs=N0!/NA!NB!由統(tǒng)計熱力學(xué)定義：S=klnωs由此可知：S0=kln(N0!/NA!NB!)由斯特令近似式：lnN!≈NlnN-N,上式可簡化為：第77頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月將⑤和⑦代入④式得到下式：其中R=KN0氣體常數(shù)H0

-TS0

常數(shù)Gs=H0AxA+H0BxB+Ω0xAxB+TR(xAlnxA+xBlnxB)+所以GS=H0-TS0+常數(shù)

第78頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月還可以用第二種計算方法：

A、B原子相互混合時的自由能變化值為：△Gm-混合自由能，△Hm-混合熱焓，△Sm-混合熵由于△Gm=G-G0,G0-A、B原子混合前的自由能，所以第79頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月固溶體的自由能--成分曲線示意圖（a）Ω＜0有放熱效應(yīng)（b）Ω＝0無熱效應(yīng)（c）Ω＞0有吸熱效應(yīng)由此可以看出Gs是成分x的函數(shù),作Gs=f(x)曲線,可以得到三種不同的曲線:第80頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月由上圖分析可知：(1)在一定溫度下，每個溶體都有自己的G-X曲線.(2)原子間作用能不同，G-X曲線的形狀不同.(3)組元確定,溫度不同,曲線的形狀及位置(上下)不同①Ω＜0在全部成分范圍內(nèi)，因而曲線具有簡單的U形，只有一個極小值。②Ω＝0自由能一成分曲線也呈現(xiàn)U形．③Ω＞o同類原子趨向于偏聚，系統(tǒng)自由能一成分曲線有兩個最小值點E、F和一個最大值；在E和F間的合金都分解成兩個成分不同的固溶體。第81頁，課件共95頁，創(chuàng)作于2023年2月二、求化學(xué)位的公切線原則如果合金在一定溫度（Ti）時的固溶體的G-X曲線如圖，成分合金其自由能值（G）為A點所對應(yīng)的Gx值,過A點作切線交于A、B軸兩點a、b，a、b兩點的自由能值可用化學(xué)位表示：和GXAαTi，就是組元A、B在