相图(新)

图6-25 亚金属初晶16％Sb的 Pb-Sb合金初晶（100×）
2．共晶体的组织形态
共晶体的组织有多种形态。共晶体是两相混合物， 影响其组织形态的因素很多，其中最主要的是组成相的 基本性质。
图6-12 液相中温度梯度G对固溶体晶 体生长形态的影响
3. 固溶体结晶理论的应用
区域熔炼采用感应加 热的方法使金属分段逐步 熔化，使先熔化部分结晶， 将杂质排至熔化部分的液 相中。如此继续分段熔化， 就将杂质聚集在样品的尾 部。 这种方法已广泛用于 半导体材料、金属及金属 化合物等的提纯 , 获得了极 好的提纯效果。
C Ld 183 c e 称为共晶体。共晶反应时三相成分是确 定的，反应在恒温下进行。相图中 d 点 为共晶点。

共晶反应线与共晶点有如下关系：成分在 ce 之间的合金平衡结晶时都 发生共晶反应，而发生共晶反应时液相成分均为d点。 具有d 点成分的合金称为共晶合金，d 点以左成分的合金为亚共晶合金， d点以右为过共晶合金。
6.4.2 典型合金平衡结晶过程分析
1．合金(1)的平衡结晶过程
合金(1)的室温组织 组成物α 和β
II皆为
单相，所以它的组 织组成物的质量分 数与组成相的质量 分数相等。
x1 g ω ( a ) 100% fg 两相的质量分数为： ω ( ) fx1 100%a[或w ( ) 1 w ( )] fg
图6-7 Cu-Ni合金的显微组织 (a)铸造组织；(b）退火组织
枝晶偏析影响因素 （1）冷却速度(冷速)愈大，扩散进行愈 不充分，偏析程度愈大。
（2）相图的结晶范围愈大，偏析成分的 范围愈大。 消除偏析的方法：扩散退火
6.3.4 成分过冷与晶体长大形态
1. 成分过冷
成分过冷：在固溶体合金结晶过程中，液相溶质 分布发生变化，若溶质不能通过对流扩散达到均 匀化，因而在固液界面处的液相有溶质的富集。 由于合金的结晶温度是由合金的成分决定的，因 而液相中溶质分布的变化将引起结晶温度的变化 ，这时的过冷是由成分变化与实际温度分布两个 因素共同决定的，称为成分过冷。
图6-6 固溶体非平衡结晶过程及液、固两相的 成分和组织变化示意图 （a）成分变化；(b)组织变化
非平衡结晶的偏析现象
固溶体非平衡结晶时，由于从液体中先后结晶出来的固相成分不 同，使得一个晶粒内部化学成分不均匀，这种现象称为晶内偏析。 由于固溶体通常以树枝状生长方式结晶，先结晶的枝干含高熔点 组元较多，而后结晶的枝间含低熔点组元较多，故称为枝晶偏析。枝 晶偏析属于晶内偏析。
图6-5 固溶体的组织形态示意图
6.3.3 非平衡结晶过程分析
在实际生产中，冷却较快，不能保持平衡状态，扩散过程来不及进 行，使结晶过程偏离平衡状态。
非平衡结晶的特点:
（ 1 ）固相平均成分线和液 相平均成分线将偏离平 衡相图中的液相线和固 相线。 （ 2 ）先结晶的部分总是富 含高熔点组元（ Ni ） , 后结晶的部分富含低熔 点组元（Cu）。 （ 3 ）非平衡结晶总是导致 结晶结束温度低于平衡 结晶时的结束温度。
1. 初晶的组织形态
如果初晶是金属相有粗糙界面，如固溶体一般呈树枝 状，在金相显微镜下截断的枝晶断面为椭圆形，如图6-24。 如果初晶为非金属性质的光滑界面时，一般多有规则 的外形，在显微镜下常见有三角形、四边形和六边形等， 图6－25为呈多边形的初晶。
图6-24 6％Sb的Pb-Sb 合金初晶（100×）
建立相图的示意图
图6-2 建立Cu-Ni相图的示意图
6．2 相律和杠杆定律
6.2.1 相律
相律是表示材料在平衡条件下，系统 的自由度数f与组元数c和平衡相数p三者之 间关系的定律。它们之间的关系为： f = c-p+1 自由度：在保持平衡相数不变的条件 下 , 影响相状态的内外部因素中可独立发 生变动的数目。
2. 晶体生长形态
当温度梯度为G0，没有 出现成分过冷，固 - 液界面 前沿的温度分布为正的温度 梯度，形成平面界面。 当温度梯度为G1，出现 成分过冷，但过冷度较小， 形成胞状组织。 当温度梯度为G2，成分 过冷区较大，在固相表面的 偶然凸起伸向过冷液相生长， 同时在其侧面产生分枝，形 成树枝状组织。
4.合金(4)的结晶过程
结晶过程与亚共晶合金相
似，也包括匀晶反应、共晶反 应和二次结晶三个转变阶段。 不同之处是初生相为 β 固溶体，
二次结晶过程为:
II
所 以 室 温 组 织 为 β +α II+(α +β ) 。 图 6 - 22 为 过 共晶合金组织。图中白色树枝 状组织为 β ，其上少量的黑点 为α II，其余为共晶(α +β )。
6 相图
6.1 6.2 6.3 6.4 6.5 6.6 6.7 6.8 6.9 6.10 小结 相图基本概念 相律和杠杆定律 二元匀晶相图 二元共晶相图 二元包晶相图 其他类型的二元相图 相图基本类型小结 二元相图的分析 相图与性能的关系 铁碳合金相图
6.1 相图基本概念
6.1.1 相图
材料性能决定于其内部的组织，而组织又由相 组成。材料中相的状态是其组织的基础。 材料的相状态由其成分和所处温度来决定。相 图就是反映材料在平衡状态下相状态与成分和温度 关系的图形。 相图不仅反映了不同成分材料在不同温度下所 存在的相及其相平衡关系，而且反映了温度变化时 的相变过程及组织形成的规律。 本章仅研究二元相图。
相律的应用 相律： f = c-p+1 对二元系，c=2,则f=3-p，可知:
p=3, f =0，平衡相最多为3； p=3，f =0, 温度、相成分一定； p=2，f =1, 温度或相的成分可变，但只有一个
独立变量； p=1，f =2，温度和相成分均可独立改变。
6.2.2 杠杆定律
杠杆定律是分析相图的重要工 具，可用来确定两相平衡时两平衡相 的成分和相对量 , 也可确定最后形成 的组织中两相的相对量以及组织的相 对量。
图6-9液相内的浓度梯度及其结晶温度 (a)液相内的浓度梯度；(b)液相的结晶温度
图6-10成分过冷形成示意图
图6-11温度梯度与成分过冷的关系
在结晶过程中，由于热 量的散出，溶液的实际温度 分布如图 6-10 （ a ）所示。 若液相各点的实际温度在各 点液相开始结晶温度以下， 在界面处形成如图 6-10 （ b ） 中剖线部分所示的过冷情况， 可以看出过冷是由界面前沿 液相中溶质成分的变化和实 际温度分布这两个因素共同 决定的，这种过冷就是成分 过冷。 图 6-11 示 意 地 表 示 了 温度梯度与成分过冷的关系， 温度梯度G越平缓，成分过 冷倾向越大。
6.1.2 相图的表示方法
二元相图可用温度成分坐标系的平面图形 来表示。以纵坐标表示 温度，横坐标表示材料 成分。
温度 — 成分坐标系 中的任一点称为表象点 , 代表某一合金在某一温 度下所处的相状态。
图6-1 Cu-Ni合金相图
6.1.3 相图的建立方法
常用的方法有热分析法、金相法等。以铜镍合 金系为例用热分析法建立相图的过程： (1)配制系列成分的铜镍合金。 (2)测出每个合金的冷却曲线，找出各冷却曲线上临界 点(转折点或平台)的温度。 (3) 画出温度 - 成分坐标系，在各合金成分垂线上标出 临界点温度。 (4)将具有相同意义的点连接成线，标明各区域内所存 在的相，即得到Cu-Ni合金相图。
图6-22 过共晶合金组织
图6-23 标注组织的共晶相图
可划分为6个组织区： Ⅰ：α 单相组织 Ⅱ：α ＋β II Ⅲ：α +β II+(α +β )共晶 Ⅳ：(α +β )共晶 Ⅴ：β +α II +(α +β )共晶 Ⅵ：β +α II 可以看出，两相区 中由两相可组成不同的 组织状态。
6.4.3 初晶和共晶的组织形态
6.3 二元匀晶相图
两组元在液态无限互溶，在固态也无限 互溶，形成固溶体的二元相图称为二元匀 晶相图。
Cu-Ni、Au-Ag、Fe-Cr、Fe-Ni、W-Mo、 Cr-Mo、Si-Be 和 Nb-Ti 等二元合金系均具有 匀晶相图。下面以Cu-Ni合金相图为例进行 讨论。
6.3.1 相图分析
组元为Cu和Ni，在成分线 两端。 相图中 aa1b 为液 相 线 ， ac1b为固相线。 两条曲线将图面分成三个 区间 : 液相区 L ，固相区 α 和 液固两相共存区L+α 。 液相线是L/L+α 的分界线， 固相线是L+α /α 的分界线。
溶质平衡分配系数：当固-液两相平衡时，固相成 分Cs与液相成分CL之比称为溶质平衡分配系数， C K 以 C 表示，图6-8所示为k0的两种情况。
0 s L
图6-8所示为K0的两种情况 （a) K0 ＜1; (b) K0 ＞ 1
成分过冷的形成
以溶质元素降低溶剂元素 溶点的相图类型 （图 6-8a ） 为例来讨论成分过冷。成分 为 C0 的合金结晶时，先结晶 的固体含溶质较少，靠近界 面的液体内溶质富集，由于 在实际的结晶过程中，不可 能通过扩散达到均匀一致的 成分，随着结晶的进行，在 界面处富集的溶质逐渐增多， 液相内溶质分布情况如图 6-9 （ a）所示，距界面不同距离 的液相的平衡结晶温度如图69（b）所示。
合金的组织组成物为：初生α 、β II和共晶体(α +β )。 它们的相对质量可两次应用杠杆定律求得。计算得到合金(3) 在室温下的三种组织组成物的相对质量为（请自行推导）：
cg 2d ω ( ) 100% fg cd fc 2d ω ( ) 100% II fg cd 2c ω ( ) 100% cd
图6-15 区域熔炼示意图
6.4 二元共晶相图
两组元在液态无限互溶，固态有限溶解，通过 共晶反应形成两相机械混合物的二元相图称为二元 共晶相图。共晶反应是液相在冷却过程中同时结晶 出两个结构不同的固相的过程。 Pb-Sn、Al-Si、Ag-Cu、Mg-Al 和 Mg-Si 等 二 元 合金系，以及 Fe-C 合金、陶瓷材料 MgO-CaO 系等， 都具有此类相图。
杠杆定律的证明和力学比喻
两相质量分数可计算为：
ab Q 100% ac bc QL 100% ac
两相的质量比可用下式表达：
QL bc Qa ab
即两相的质量比与两线段的长度成反比。 上式可写成
QL·ab = Qα · bc
称为杠杆定律。 注意：只适用于相图中的两相区, 并且只能在平衡状态下使用。杠杆的 两个端点为给定温度时两相的成分点, 而支点为合金的成分点。
图6-1 Cu-Ni合金相图
6.Hale Waihona Puke Baidu.2 平衡结晶过程分析
b点合金结晶过程： 1点以上:液相L 1-2: L 2点:全部结晶为α 2-3:α 降温 其他成分合金的结晶 过程与其类似。
图6-4 匀晶相图合金的结晶过程
匀晶结晶的特点:
（1）固溶体结晶也包括生核与长大过 程。形态主要是胞状晶和树枝晶 , 而且更趋于呈树枝状。 （2）固溶体结晶在一个温度区间内进 行，即为一个变温结晶过程。 （3）在两相区，温度一定时，相的成 分是确定的，两相的质量也是一 定的。随着温度的下降，液相成 分沿液相线变化，固相成分沿固 相线变化 , 两相的质量也发生相 应变化。
2．合金(2)共晶合金的结晶过程
合金室温组织：(α+β) 组成相：α和β相
图6-19 共晶合金组织的形态
3. 合金(3)的结晶过程
合金室温组织：α+二次β+(α+β) 组成相：α、β
图6-21 亚共晶合金组织
3．合金(3)的结晶过程
合金的组成相为α 和β ，它们的相对质量为：
ω ( ) ω ( ) x3 g 100% fg fx3 100% fg
6.4.1 相图分析
液相线 adb, 固相线 acdeb, 固溶线 cf 和eg 有三个单相区液相 L,α 和β 。三个 两相区： L+α 、L+β 和 α +β 。水平线 cde 为三相共存线，亦为共晶反应线， 合金在此线对应的温度发生共晶反应， 自液相L同时析出两个固溶体，即
图6-16 Pb-Sn合金相图