铸态Ni-Pt二元合金的显微组织及力学性能
二元合金的制备与显微组织分析
不同成分Al-Si合金在不同冷却条件 下组织形成过程分析
• 由Al-Si相图可知，w（Si）≤1.65%时：发生固溶转变，液 相随温度降低，析出α固溶体，温度继续降低直至全部 液相转变为α-固溶体，最后阶段Si在α-固溶体中过饱和， 多余的si从固溶体中析出。冷却过程为： L→L+α→α→α+β。当快速冷却时产生非平衡共晶组织。 • 1.65%≤ W（si）﹤11.6%时，发生亚共晶转变，冷却过 程为 L→L+α→（α+β）共+βⅡ，快冷时产生部分伪共晶。 • W（Si）=11.6%时，发生共晶转变，共晶反应为L→α+β， 在共晶温度以下，α、β各自沿溶解度曲线析出二次α、β， 冷却过程为L→α+β→（α+β）共+αⅡ+βⅡ。 • 11.6%≤w(Si) ﹤98%时，过共晶反应，冷却过程为 L→L+β→β+（α+β）共+αⅡ
102精制砂模
铸态，砂模，氢氟酸腐蚀，500× 组织：共晶 图中为共晶组织，为两相交替的针 状组织，共晶的流动性好，所以缩 孔不多，比较金属模和砂模，由于 砂模的冷却速度比金属模慢，所以 从整体上说，金属模更倾向于柱状 晶，砂模更倾向于等轴晶，柱状晶 组织更为致密，但是晶区交界面较 为脆弱，且易富集杂质，等轴晶晶 粒相互咬合，裂纹不易扩散，但致 密度不如柱状晶，从图上也可看出， 金属模的组织比砂模更均匀细密。
实验小结
• 经过本次试验，基本了解了铸造铝合金的 流程，金相样品的制备方法。
• 通过实验将理论与实际结合起来，对所学 的知识理解更深刻。 • 实验中用到了自动化的仪器，磨制与抛光 都是机器完成的，成为不小的遗憾。
过共晶金属模
铸态，金属模，氢氟酸腐蚀， 500× 组织：硅的初生相+共晶组织 硅是高熔点物质，它的初生相是 深色规则多边形，分布在共晶组织 之间，由于过共晶合金组织中有大 量块状初生硅，切削加工性差，但 是这类合金红膨胀系数小，耐磨且 抗热裂性好，主要用于制造活塞等 耐磨件。过共晶成分中硅含量比共 晶多，所以它的流动性比共晶成分 好，故而缩孔比共晶少。
实验6-实验六 二元合金显微组织分析
序号: 1200134000101组别: 5深圳大学实验报告课程名称：材料科学基础实验实验项目名称：二元合金显微组织分析学院：材料学院专业：材料科学与工程指导教师：钱海霞报告人：叶淳懿学号：2016200084 班级：实验时间：2018.12.19实验报告提交时间：教务部制数据处理分析纯铁，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体(α相)由图可知，经过4%硝酸酒精腐蚀的退火态纯铁拥有大小较为明显和均匀的晶粒，且均为铁素体(α相)。
由熔融态纯铁随着温度下降，先析出δ相铁；随着温度继续下降，δ相铁发生转变变成γ相铁。
当温度降至912℃时，γ相铁开始转变为α相铁，即图中铁素体。
20钢，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体，珠光体经过4%硝酸酒精腐蚀的退火态20钢图中有浅色与黑色两种晶粒分散分布，其中浅色为铁素体，黑色为珠光体。
为亚共析钢。
20钢冷却时先匀晶转变析出δ相固溶体，之后发生包晶转变析出γ相，此时仍有δ相，但随着温度降低全部转变为奥氏体。
温度继续冷却，开始析出铁素体，并逐渐增多。
在770℃发生共析转变形成珠光体（α+FeC）。
345钢，退火态， 4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体，珠光体45钢也是亚共析钢，由图可知，相比起20钢，黑色的珠光体含量更加多，且珠光体的晶粒更大。
45钢冷却时先匀晶转变析出δ相固溶体，之后发生包晶转变析出γ相，此时仍有液相，但随着温度降低全部转变为奥氏体。
其余过程与20钢相比并无太大差异，不再赘述。
60钢，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜10倍，铁素体，珠光体由图可知60钢仍是亚共析钢，但绝大部分已经是珠光体了，浅色的铁素体只占其中很小的一部分。
45钢冷却时直接匀晶转变析出γ相，无δ相析出。
其余过程与20钢相似，不再赘述。
T8钢，退火态，4%硝酸酒精腐蚀，物镜40倍，铁素体，渗碳体，珠光体T8钢为共析钢，从图中可看到黑绿色为渗碳体，浅色为铁素体。
他们共同构成了珠光体。
组织金相显微组织分析
第三章金相显微组织分析第一节二元合金平衡（非平衡）显微组织分析金相显微组织是在金相显微镜下能够看到的合金内部组成物的直观形貌，它描述了各组成物的本质、形态、大小、数量和分布特征。
这些组成物由不同的相所组成。
合金的显微组织可以是一种相组成的单相组织，也可以是几种相组成的复合组织。
相：是具有同一聚集状态、同一结构、同一性质、并与其他部分在界面分开的均匀组成部分。
相图：是研究不同成分合金相平衡关系的一种图形。
组织：用肉眼或显微镜所观察到的不同组成相的形状，分布及各相之间的组合状态。
平衡组织：合金经缓慢冷却后具有的显微组织。
非平衡组织：合金经快冷后具有的显微组织。
二元合金：由两种组元组成的合金称为二元合金。
固溶体：以合金某一组元为溶剂，其晶体点阵中溶入其它组元原子（溶质）所组成的异类原子混合的结晶相，结构保持溶剂元素的点阵类型，其实质是固态溶液。
匀晶转变：由液相直接结晶出单相固溶体的过程。
共晶转变：具有E点成分的液相，在一定的温度下，同时结晶出一定成分的两个固相，即M点成分的α相与N点成分的β相。
包晶转变：由一个固相与液相作用形成另一个固相的过程，称为包晶转变。
晶内偏析（枝晶偏析）：在一个晶粒内部成分不均匀的现象，称晶内偏析。
离异共晶：当不平衡共晶体量很少时，其中与初生晶体相同的相，常与初生晶体连成一片，不能分辩，而共晶体的另一相则留在枝晶间，这种形式的共晶组织称离异共晶。
伪共晶：亚共晶和过共晶合金在快冷时，初生晶体数量减少，共晶体的实际成分偏离原共晶点，形成伪共晶，成分靠近共晶点的合金，快冷时，甚至来不及析出初生晶体即发生共晶反应，得全部共晶体。
这种由非共晶成分的合金而获得全部共晶体的组织，称为伪共晶组织。
脱溶：由α固溶体中析出另一种固相的过程，称脱溶，一般脱溶相称为次生相表示。
或次生固溶体，以βⅡ观察二元合金显微组织，应根据该合金系的相图，分析合金在平衡及非平衡冷却条件下可能出现的相及组织组成物。
典图3-1 Ni-Cu相图型二元合金的显微组织可分为以下几类：一、固溶体合金的显微组织具有匀晶转变的合金，如图3—1所示,在平衡冷却条件下,其室温组织均为单相固溶体。
二元合金显微组织
放大倍数：200×
组织说明
12 铅-锡亚共晶合金
Pb-Sn
组织特征：初生相为α 固溶体 （Sn溶入Pb中的固溶体）呈暗 黑色的树枝晶，黑白相间的连 续部分为Sn与Pb的二元共晶体 (α +β ). 材料：Pb-30%Sn亚共晶合金 热处理状态：铸造 腐蚀方法：5％硝酸酒精溶液
放大倍数：400×
组织说明
Pb-Sn
组织特征：黑白相间的层片组 织为Sn与Pb的二元共晶体 (α +β )，暗黑色的组织为α 固 溶体（Sn溶入Pb中），白亮色 的基体为β 固溶体，（Pb溶入 中Sn）。 材料：Pb-61.9%Sn 共晶合金 热处理状态：铸造 腐蚀方法：5％硝酸酒精溶液 放大倍数：400×
组织说明
16 铅-锡共晶合金
Pb-Sn
组织特征：黑白相间的层片组 织为Sn与Pb的二元共晶体 (α +β )，暗黑色的组织为α 固 溶体（Sn溶入Pb中），白亮色 的基体为β 固溶体，（Pb溶入 中Sn）。 材料：Pb-61.9%Sn 共晶合金 热处理状态：铸造 腐蚀方法：5％硝酸酒精溶液 放大倍数：200×
组织说明
15 铅-锡亚共晶合金
组织说明
21
铝-硅亚共晶合金
Al-Si
组织特征：白亮色的团状为初 生的α 固溶体（Si溶入Al中固 溶体），黑白相间的针片状组 织为Al与Si的二元共晶体 (α +β )。 材料：Al- 8%Si 亚共晶合金 热处理状态：铸造 腐蚀方法：10％轻氟酸水溶液 放大倍数：200×
组织说明
22 铝-硅亚共晶合金
材料：Pb-30%Sn亚共晶合金
热处理状态：铸造 腐蚀方法：5％硝酸酒精溶液
组织说明
放大倍数：200×
二元合金显微组织分析
0.5%HF水溶液 0.5%HF水溶液
T
500
400
L
A 327.5
300
200 M
19
100
+Ⅱ
0 0 F 10 20 Pb
L+
183
E
61.9
（
231.9 B
L+ N
97.5
+
+（+）+Ⅱ
） +（+）+ Ⅱ
+ Ⅱ
G
30 40 50 60 70 80 90 100
富Ni
富Cu
2. Cu—20%Ni合金扩散退火态——α晶粒
3. Pb—Sn共晶——（α +β）共晶（片状）
4. Pb—Sn亚共晶——α+（α +Sn过共晶——β+（α +β）共晶+ α Ⅱ
6. Pb—Sn离异共晶——α +β
7. Pb—Sb共晶——（α +β）共晶
实验用二元合金的成分和组织
序号 合金系 1 Cu-Ni 2 Cu-Ni 3 Pb-Sn 4 Pb-Sn 5 Pb-Sn
类别 匀晶 匀晶 共晶 亚共晶 过共晶
处理状态 铸态
扩散退火 铸态 铸态 铸态
6 Pb-Sn 离异共晶 7 Pb-Sb 共晶 8 Pb-Sb 亚共晶 9 Pb-Sb 过共晶 10 Al-Si 未变质 11 Al-Si 变质处理
WSn(%)
Sn
标明组织组成物的Pb-Sn合金相图
T700
600
L
630.74
500
L+
第三章 金属的结晶与二元合金相图
液相区L 双相区L+α 固相区α 液相线 固相线
固相区
匀 晶 相 图 合 金 的 结 晶 过 程 (P33)
☆在不同温度下刚刚结晶出来的固相的化学成分是 不相同的,其变化规律是沿着固相线变化.与此同 时剩余液相的化学成分也相应地沿着液相线变化.
2,晶内偏析——枝晶偏析 (P33)
晶内偏析: 晶内偏析: 在一个晶粒内,各处 成分的不均匀现象. 因为金属通常以枝晶 方式结晶,先形成的 主干和后形成的支干 就会有化学成分之差, 枝晶偏析. 所以也称枝晶偏析 枝晶偏析
第一节 金属结晶的基础知识
一,金属结晶的温度与过冷现象(P26) 金属结晶的温度与过冷现象 3,过冷度(△T):理论结晶温度与实际结 过冷度( 晶温度之差.对于纯金属: △T= T0- Tn 4,金属的结晶都 是在一定的过冷 度下进行的,这 种现象称过冷现 过冷现 象.
第一节 金属结晶的基础知识
(二)共晶相图 1,相图分析 (P35)
7)α固溶体溶解度变化曲线——cf 8) β固溶体溶解度变化曲线——eg 9)三个单相区:L,α,β
10)液相线——adb 11)固相线——acdeb 12)共晶线——cde
(二)共晶相图 1,相图分析 (P35)
13)三个两相区:L+α,L+β,α+β 14)一个三相区:L+α+β,在共晶转变过程中三相同时存在.
第一节 金属结晶的基础知识
一,金属结晶的温度与过冷现象(P26) 金属结晶的温度与过冷现象 1,理论结晶温度 0: 又称平衡结晶温度. 理论结晶温度T 理论结晶温度 (冷速极慢)也就是金属的熔点Tm. 2,实际结晶温度 n:在某一实际冷却速度下 实际结晶温度T 实际结晶温度 的结晶温度.
实验4.典型二元合金显微组织观察与分析
实验4. 典型二元合金显微组织观察与分析一、合金中基本组织特征根据二元相图及凝固条件，二元合金可构成不同组织，其形态组成本性、冷却速度、组成相相量不同可有多种形貌，现分别介绍如下。
1．单相固溶体固溶体结晶时如(Cu-Ni系，见图3-1)，图3-1Ni-Cu合金相图图3-2a Cu --20%Ni的铜合金铸态组织图3-2b Cu --20%Ni的合金均匀化退火组织组织分析：此合金本是固溶体，由于组织分析：呈枝晶偏析的Cu --20%Ni合金非平衡结晶，呈现出树枝状晶体（枝晶偏析）轻均匀化退火组织为多形晶粒腐蚀剂：CuCl2氨水溶液腐蚀剂：CuCl2氨水溶液放大倍数：100x 放大倍数：100x图3-3 Cu-O合金相图图3-4 Cu-O合金系过共晶组织组织分析：树枝状初晶+点状组织浸蚀剂：未浸蚀放大倍数：200X由于先后从溶体中析出固相成分不同，冷却快时，来不及扩散均匀，凝固结束，晶粒内各部分存在浓度梯度，故各处腐蚀性能不同，浸蚀后在显微镜下呈现树枝状特征，如图3-2a 所示单相固溶体组织存在晶内偏析、呈树枝状。
图3-2a所示为热力学不平衡组织，在固态均匀化退火后，则出现类同纯金属一样的多边形晶粒，如图3-2b所示单相固溶体平衡组织。
2．二元合金中初晶与共晶特征初晶：在凝固过程中，初晶首先从液相中析出，其形态很大程度上由液-固界面性质而定，若初晶是固溶体或纯金属，一般呈树枝状，金相磨面上呈椭圆形或不规则形状。
初晶为亚金属、非金属或中间相，一般具有较规则外形(多边形、三角形、正方形、针状、棱形等)。
共晶：二元共晶内两相组成，由组成相本质凝固时冷却速度，组成相相对量不同，可构造成多种形态，按组织形态分类有层片状、球状、点状、针状、螺旋状、树枝状、花朵状等。
共晶一般是两相共存，比初晶细。
具有典型组织特征的金相图片及相应合金相图如下。
见下图。
隐蔽共晶：初晶析出后，剩余液相量极少，则共晶中一相常附着初生相上，而不显现晶特征，只见一相孤独地分布在另一相上或晶间，称为隐蔽共晶(或离异共晶)。
二元三元合金显微组织观察
白色β枝晶 +（α+β）共晶+ α Ⅱ 500×
5%Pb-66%Bi-29%Sn合金 白色Bi方块+（Bi+Sn)共晶+（Bi+Sn+Pb)共晶 500×
16%Pb-58%Bi-26%Sn合金 较亮的（Bi+Sn)共晶+（Bi+Sn+Pb)共晶 500 ×
25%Pb-60%Bi-15%Sn合金 Bi初晶+（Bi+Sn+Pb)共晶 500 ×
二元三元合金显微组织观察
实验目的
通过铅锡及铅锡铋合金显微 组织观察，熟悉铸态合金组织的 形态特征，巩固合金组织与状态 图的关系。
二元合金
根据二元相图及凝固条件，二元 合金可构成不同组织，其形态因组成 相特性、冷却速度、组成相相对量不 同可有多种特征。
以Pb-Sn系合金相图为例分析其共晶、亚共晶、过 共晶等不同成分合金的结晶过程及结晶后所形成 组织的特征。
三元合金
三元相图是研究三元合金成分、组织 和性能之间关系的理论依据。利用三元相 图的投影图可分析合金的凝固过程，可知 合金应有的显微组织。 以Pb—Sn—Bi三元相图为例，分析不 同成分合金的凝固过程及显微组织特征。
Pb
பைடு நூலகம்
二元共晶线： E1E、E2E、E3E 三元共晶点： E
E2
9 8 6 7
E1
Ⅱ。
(100倍）
过共晶合金
过共晶合金的结晶过程与亚共晶相 似，所不同的是先共晶相不是α，而是β 固溶体。结晶后的组织由初生β相和共 晶(α十β)组成。
70％Sn的Pb—Sn合金Ⅳ的显微组织： 亮白色卵形组织为初生相β，黑白相间 分布的为(α十β)共晶组织。
低合金铸铁化学镀Ni-P合金镀层显微硬度的研究
processparameters 中图分类号:TQ 153
文献标志码:A
文章编号：1000-4742(2019)04-0033-04
0
低合金铸铁是一种应用广泛的结构材料，其具 有塑韧性好、缺口敏感性低等特点［1\但低合金铸 铁的显微硬度较低，导致其在特殊工况下的应用受 到限制-
化学镀Ni-P合金镀层作为一种优质的功能性 镀层，可以提高材料的硬度、耐磨性和耐蚀性⑵。目 前有关低合金铸铁化学镀Ni-P合金镀层的研究较 少卩5〕。本文以低合金铸铁为基体，在其表面制备了 化学镀Ni-P合金镀层-分析了工艺参数对化学镀 Ni-P合金镀层显微硬度的影响，并通过热处理进一 步提高了化学镀Ni-P合金镀层的显微硬度。
2019 7
电镀与环保
第39卷第4期(总第228期)• 33 •
应力的作用，铸鎳层的显微硬度随电流密度的增大 整体呈上升趋势；当电流密度大于12 A/dm2时，由 于拉应力的显著提升，铸鎳层的显微硬度随电流密 度的增大呈下降趋势-
综合考虑晶粒大小、拉应力及压应力等因素，确 定合适的电流密度范围为10〜12 A/dm2。
(1. Metallurgical b Material Engineering Department, Inner Mongolia Technical College of
$ $ ； MechanicsandE.ectrics Hohhot010070 China 2.Schoo.ofMateria.sScienceand $ $ $ ) Engineering Inner MongoliaUniversityofTechnology Hohhot010051 China # 摘要：在低合金铸铁表面制备了化学镀Ni-P合金镀层 分析了硫酸X的质量浓度、pH值、温
两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能的开题报告
两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能的开
题报告
一、研究背景
高温合金是一种针对高温环境下的材料设计，通常应用于航空、航天、能源等领域。
高温合金具有优异的高温特性，例如高温强度、抗氧化、耐腐蚀等。
多种高温合金常常由镍、铬等杂质元素组成，其中Ni和Cr元素的含量较高，这种结构被称为“基体”。
同时，高温合金中还经常添加其他元素，如钛、铝、镁、钽等，以改善高温材料的化学和物理特性。
本研究将重点研究两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能。
二、研究内容
1. 高温合金
（1）合金1：以镍、钴、铬、铁等元素为基础，添加钛、铝、碳、硼等元素制成的高温合金。
（2）合金2：以镍、钴、铬等使用率为主要元素制成的高温合金。
2. NiAl共晶合金
（1）NiAl合金的组成及特性。
（2）研究NiAl共晶合金的显微组织、相变行为以及其力学性能。
三、研究意义
高温合金特性在高温环境下具有不可替代的优点，如高温强度、抗氧化、耐腐蚀等，因此具有广泛的应用前景。
本研究将深入了解两种高温合金及NiAl共晶合金的显微组织和力学性能，以期为高温合金应用提供一定的理论参考和实践支持，并为基于高温合金的创新材料研发提供新的思路和方法。
铸态和固溶态Mg-Sn二元合金的组织与力学性能
铸态和固溶态Mg-Sn二元合金的组织与力学性能黄正华;戚文军;徐静;蔡畅【摘要】Microstructures of as‐cast and solution‐treated Mg‐xSn(x=2 .18~6 .54) alloys were investiga‐ted .Meanwhile ,the tensile mechanical property ,hardness and impact toughness were tested .The results show that the coarse α‐Mg dendrite among the as‐cast microstructure is refined gradually with increasing the Sncontent .Meanwhile ,Mg2Sn phase increases gradually and tends to distribute along grain boundary in the form of continuous network .As‐cast tensile mechanical property and impact toughness at ambient temperature are increased initially ,and then reduced .Tensile strengthσb ,elongation δand impact toughness value αnK can reach 151 MPa ,12 .5% and 10 J/cm2 for Mg‐3 .52Sn alloy with the most excellent best prop‐e rty ,respectively .At the elevated temperature of 423 K ,σb and δfirst increase to 87 MPa and 19 .0% for Mg‐3 .52Sn alloy ,respectively ,then decrease slightly ,and finally increase to 92 MPa and 15 .5% again for Mg‐6 .54Sn alloy ,respectively .After solution treatment ,Mg2 Sn phase dissolves into α‐Mg matrix com‐pletely .The tensile mechanical property is enhanced slightly and remains almost unchanged at ambient and elevated temperatures ,respectively .T he impact toughness is reduced and enhanced for the low and high Sn contents ,respectively .%分析了铸态和固溶态Mg‐xSn（x＝2．18～6．54）合金的组织，测试了其拉伸力学性能、硬度及冲击韧性．结果表明，随着Sn含量的增加，铸态组织中粗大树枝晶状α‐M g逐渐细化，M g2 Sn相逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处．室温下合金铸态拉伸力学性能及冲击韧性表现为先提高后降低，具有最佳性能的Mg‐3．52Sn合金的抗拉强度σb 、延伸率δ和冲击韧性值αnK分别为151 MPa ，12．5％和10 J／cm2；高温（423 K）时σb和δ先分别逐渐提高至Mg‐3．52Sn合金的87 MPa和19．0％，经略有降低后又分别逐渐提高至Mg‐6．54Sn合金的92 MPa和15．5％．经固溶处理后，Mg2Sn相完全固溶于α‐Mg基体中；室温下拉伸力学性能有所提高，而高温下拉伸力学性能基本保持不变；在Sn含量低和高时冲击韧性分别降低和提高．【期刊名称】《材料研究与应用》【年(卷),期】2014(000)004【总页数】7页(P221-227)【关键词】耐热镁合金;M g-Sn二元合金;组织;力学性能【作者】黄正华;戚文军;徐静;蔡畅【作者单位】广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650;广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650;广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650;广东省工业技术研究院广州有色金属研究院，广东广州 510650【正文语种】中文【中图分类】TG146镁合金具有比重小、比强度和比刚度高、阻尼和导热性能好等优点，在汽车、通讯电子及航空航天等领域中得到日益广泛地应用[1].诸多镁合金零部件在应用过程中要承受高温及长时间的应力作用，这对其耐热性能提出了较高的要求.目前已开发和应用的耐热镁合金主要有Mg-Al，Mg-Zn和Mg-RE系[2]，其中Mg-Al和Mg-Zn系合金组织中主要强化相β-Mg17Al12和MgZn2的热稳定性较差，难以作为高温长时间使用的零部件，虽然Mg-RE系合金组织中主要强化相Mg-RE的热稳定性显著提高，高温性能优异，但其价格较高，因此目前主要应用于航空航天及军事领域中.与上述合金系相比，Mg-Sn系合金呈现以下特点：合金凝固区间小，形成的疏松和热裂等铸造缺陷较少；Sn在Mg中的固溶度由在共晶温度834 K时的14.85%显著减至473 K时的0.45%，如此大的固溶度变化范围可为后续的时效强化提供足够空间；Mg2Sn强化相的热稳定性远高于β-Mg17Al12和MgZn2相，使Mg-Sn系合金呈现出较优异的高温性能.所以，Mg-Sn合金作为新系列耐热镁合金，其已在国内外引起广泛重视，但目前总体上的工作仍处于起步阶段，许多研究工作亟待开展 [3-7].为此，本文将对铸态和固溶态Mg-xSn(x=2.18～6.54)二元合金的组织及力学性能进行研究，同时讨论其强化机理及分析其冲击韧性.1 实验部分合金锭Mg-xSn(x=2.18～6.54)由工业纯Mg和纯Sn，在有混合气体(CO2+0.2%SF6)保护的MRL-8型镁合金电阻炉中熔炼而成.首先待纯Mg熔化后升温至1003 K，然后加入纯Sn，在1 h内搅拌熔体两次以保证成分均匀，再添加精炼剂，搅拌5 min后升温至1023 K并静置20 min，待熔体温度冷却至988 K 时除渣，最后将除渣后的熔体浇入预热温度为523 K的楔形金属型模具中，得到铸态试样.将铸态试样置于热处理炉中，在723 K下保温2～24 h后水冷，得到固溶态试样.先将试样打磨和抛光，然后用浓度为4 %的硝酸酒精溶液进行腐蚀处理.用LeicaDM IRM型光学显微镜(OM)和JEOL JXA-8100型扫描电子显微镜(SEM)观察合金组织，用Cu靶的D/MAX-RC型X射线衍射仪(XRD)进行相组成分析，用JY Ultima2型等离子体原子发射光谱仪(ICP)测定铸态Mg-xSn合金中的Sn含量. 拉伸试样为小型板状标准试样，拉伸试验在DNS200型万能材料试验机上进行，试验温度分别为室温(298 K)和高温(423 K)，拉伸速度为2 mm/min；用MH-5L 型维氏硬度计测试试样的硬度，加载负荷为9.8 N，加载时间为20 s；冲击试验在JBN500型摆锤式冲击试验机上进行，冲击试样为无缺口标准冲击韧性试样.2 结果与讨论2.1 铸态组织与力学性能图1和图2分别为铸态Mg-xSn合金的OM和SEM图.从图1和图2可见，随着Sn含量的增加，粗大树枝晶状α-Mg相逐渐细化，高热稳定相Mg2Sn逐渐增多并趋于连续网状分布于晶界处.铸态Mg-6.54Sn合金的XRD谱(图3)亦证实，Mg-xSn合金铸态组织中的第二相为Mg2Sn.图1 铸态Mg-xSn合金的OM照片(插图为高倍照片)(a)Mg-2.18Sn；(b)Mg-3.52Sn；(c)Mg-4.32Sn；(d) Mg-6.54SnFig.1 OM graphs of as-cast Mg-xSn alloys(illustrations are the graphs with high magnification)图2 铸态Mg-xSn合金的SEM图(a) Mg-3.52Sn；(b) Mg-6.54SnFig.2 SEM graphs of as-cast Mg-xSn alloys图3 铸态Mg-6.54Sn合金的XRD谱Fig.3 XRD spectrum of as-cast Mg-6.54Sn alloy图4为铸态Mg-xSn合金在室温和高温下的拉伸力学性能.从图4可见：随着Sn 含量的增加，室温下抗拉强度σb和延伸率δ均呈现先升高后降低的趋势，由Mg-2.18Sn合金的95 MPa和8.5%分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的151MPa 和12.5%，接着逐渐降至Mg-6.54Sn合金的118 MPa 和8.0%；高温下σb和δ的变化趋势均相同，先由Mg-2.18Sn合金的60 MPa和13.0%分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，接着分别降至Mg-3.92Sn合金的74 MPa 和13.5%，然后又逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%，其中σb的值甚至略高于Mg-3.52Sn合金的.综上所述，Mg-3.52Sn合金在室/高温下均呈现出较佳的拉伸力学性能，而Mg-6.54Sn合金在高温下呈现出较佳的拉伸力学性能.图4 铸态Mg-xSn合金的室温和高温拉伸力学性能(a)室温；(b)高温Fig.4 Tensile mechanical properties at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-xSn alloys(a)ambient temperature；(b)elevated temperature图5为铸态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在室温和高温下拉伸断口SEM形貌.从图5可见，两合金的拉伸断口呈韧性断裂和脆性断裂的复合断裂.室温下Mg-3.52Sn合金拉伸断口断面中存在较明显的韧窝和蛇行滑移，同时还有一定量的解理台阶和河流花样；而Mg-6.54Sn合金拉伸断口断面中韧窝变浅，蛇行滑移变少，这与其拉伸力学性能显著降低相一致.随着拉伸温度的提高，以韧窝和蛇行滑移为特征的韧性断裂增强，而以解理台阶和河流花样为代表的脆性断裂减弱，这与合金延伸率大幅提高相一致.晶粒细化的基本出发点为增加形核速率及抑制晶核长大[8]，按照式中GRF为生长抑制因子，mi为第i组元二元相图中的液相线斜率，co,i和ki分别为第i组元的初始浓度和溶质分配系数.一般而言，GRF值越大，细化能力越强.根据Mg-Sn二元相图计算，Sn在Mg中的GRF为1.47，这表明Sn对Mg具有较好的细化效果.在合金凝固过程中，由于溶质偏析造成Sn的再分配，使固液界面附近的Sn含量差异较大，液相中的Sn含量要高于固相中的Sn含量.晶核形成后，原子必须连续进入晶体中才能使其生长，但固液界面的前沿液相中的高浓度Sn阻碍了Mg原子由液相向固相的扩散，从而阻碍了树枝晶的生长，导致晶粒细小(粗大树枝晶α-Mg相逐渐细化).随着Sn含量的增加(质量分数为2.18%～3.52%)，铸态组织逐渐细化，所添加的Sn部分呈小块状Mg2Sn相弥散分布于α-Mg基体中，部分固溶于α-Mg基体中.在细晶强化、弥散强化和固溶强化三者的共同作用下，使铸态合金在室温和高温下的拉伸力学性能逐渐提高.当Sn含量增加至3.52%～6.54%时，Mg2Sn相明显增多，趋于连续网状分布于晶界处，显然这对合金的拉伸力学性能产生有害作用，因此合金的铸态室温拉伸力学性能逐渐降低.但高热稳定性Mg2Sn 相的增多又有利于高温性能的提高，因此合金的铸态高温拉伸力学性能在略有降低后逐渐提高，Mg-6.54Sn合金甚至呈现最佳的高温拉伸力学性能.图5 铸态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室温和高温拉伸断口SEM形貌(插图为高倍照片)(a) Mg-3.52Sn, 298 K；(b) Mg-6.54Sn, 298 K；(c) Mg-3.52Sn, 423 K；(d) Mg-6.54Sn, 423 KFig.5 SEM morphology of tensile fractures at ambient and elevated temperatures of as-cast Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys(illustrations are the graphs with high magnification)图6为铸态Mg-xSn合金的硬度(HV)和冲击韧性αnK.从图6可见，随着Sn含量的增加，HV值由Mg-2.18Sn合金的29.5逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的38.4，这是由于硬质相Mg2Sn(HV值为119 [10])逐渐增多所致.αnK值先由Mg-2.18Sn合金的9 J/cm2稍提高至Mg-3.52Sn合金的10 J/cm2，接着逐渐降至Mg-6.54Sn合金的5 J/cm2.图6 铸态Mg-xSn合金的硬度(HV)和冲击韧性(αnK)Fig.6 Hardness(HV)and impact toughness (αnK) of as-cast Mg-xSn alloys 晶粒尺寸和第二相是影响合金冲击韧性差异的主要内部因素.晶粒越细，晶界面积越大，在一定区域内变形进而裂纹失稳扩展所消耗的能量就越大，韧性也就越好.同时在冲击作用下，裂纹一般于α-Mg基体与第二相的界面处产生.α-Mg基体为固溶体，第二相为金属间化合物，两者性能有着本质的区别，前者强度低而塑性好，后者硬而脆.在冲击外力作用下材料发生塑性变形时，由于两相间塑性变形的不同步，首先在相界处形成微裂纹，随后就是裂纹的扩展，直至断裂.由此可推断，合金冲击韧性值的大小与α-Mg基体的强度及第二相的形态、尺寸、分布和体积分数有关[11].在Sn含量为2.18%～3.52%的范围内，随着Sn含量的增加，铸态组织逐渐细化，同时呈小块状弥散分布的Mg2Sn相较少，因此αnK值有所提高.在Sn含量为3.52%～6.54%范围内，随着Sn含量的增加，虽然铸态组织有所细化，但Mg2Sn相明显地逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处，使在相界处更易发生裂纹而导致扩展断裂，因此αnK值逐渐降低.2.2 固溶态组织与力学性能鉴于Mg-3.52Sn合金具有较佳的室/高温拉伸力学性能，以及Mg-6.54Sn合金具有最细组织、最多第二相而呈现出的良好的高温拉伸力学性能，故选择上述两种合金在723 K下固溶2～24 h，其HV值变化趋势如图7所示.从图7可见，随着固溶时间ts的增加，两合金的HV值先逐渐提高，接着逐渐降低，当ts=10 h时Mg-3.52Sn合金及Mg-6.54Sn合金的HV值达到峰值，分别为36.2和41.4.图7 Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金在723 K下固溶2～24 h后的硬度(HV)曲线Fig.7 Hardness (HV) of Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys solution-treatedat 723 K for 2～24 h图8为固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片.从图8可见，经723K/10 h固溶后，两合金组织中Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基体中.图8 固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的OM照片(a) Mg-3.52Sn；(b)Mg-6.54SnFig.8 OM graphs of solution-treated Mg-3.52Sn and Mg-6.54Snalloys表1为铸态和固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能和冲击韧性αnK.由表1可知：在室温下Mg-3.52Sn合金和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能有所提高，σb分别提高至161 MPa和132 MPa，后者提高幅度更大，而δ分别提高至14.5%和8.5%，前者提高幅度更大；在高温下二者的拉伸力学性能均变化不大，σb基本保持不变，δ稍降低，Mg-3.52Sn合金的αnK值降至7 J/cm2，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高至9 J/cm2.图9为室温下固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸断口形貌，其中插图为高倍照片.从图9可见，Mg-3.52Sn合金拉伸断口断面中韧窝和蛇行滑移变得明显，解理台阶和河流花样有所减少；Mg-6.54Sn合金拉伸断口为沿晶韧性断裂，断口表面的晶界上出现大量的滑移特征.这与两合金室温拉伸力学性能提高相一致. 表1 铸态和固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的拉伸力学性能和冲击韧性Table 1 Tensile mechanical property and impact toughness of as-cast and solution-treated Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys合金状态298 K423 Kσb /MPaδ /%σb/MPaδ/%αNk/(J·cm-2)Mg-3.52Sn铸态15112.5871910固溶态 16114.58516.57Mg-6.54Sn铸态1188.09215.55固溶态 1328.59112.59图9 固溶态Mg-3.52Sn和Mg-6.54Sn合金的室温拉伸断口SEM形貌(a) Mg-3.52Sn；(b) Mg-6.54SnFig.9 SEM morphology of tensile fractures at ambient temperature of solution-treated Mg-3.52Sn and Mg-6.54Sn alloys 经固溶处理后，Mg2Sn相已完全固溶于α-Mg基体中，在此固溶强化作用下导致合金的室温拉伸力学性能有所提高，且具有更多Mg2Sn相的Mg-6.54Sn合金提高幅度更大.而在高温下，Mg2Sn相的固溶使第二相作为高温强化相的作用减弱，但另一方面溶入的Sn又能提高α-Mg基体的高温性能，在两者的作用下合金的高温抗拉强度基本保持不变.经固溶处理后，Mg-3.52Sn合金组织中少量Mg2Sn相的固溶，有利于αnK值的提高，但固溶处理不可避免会导致合金组织中晶粒不同程度的粗大，因此αnK值有所降低.而Mg-6.54Sn合金组织中较多Mg2Sn相的固溶，这增强了基体强度，导致αnK值有所提高.3 结论(1)随着Sn含量的增加，铸态组织中粗大树枝晶状的α-Mg相逐渐细化，高热稳定性相Mg2Sn逐渐增多，并且趋于连续网状分布于晶界处.(2)随着Sn含量的增加，室温下合金铸态拉伸力学性能及冲击韧性为先提高后降低，具有最佳性能的Mg-3.52Sn合金的σb，δ和αnK分别为151 MPa，12.5%和10 J/cm2；高温时合金的σb和δ先分别逐渐提高至Mg-3.52Sn合金的87 MPa 和19.0%，略有降低后又分别逐渐提高至Mg-6.54Sn合金的92 MPa和15.5%. (3)经固溶处理后，Mg2Sn相完全固溶于α-Mg基体中，合金室温拉伸力学性能有所提高，而高温拉伸力学性能基本保持不变；Mg-3.52Sn合金的αnK值降低，而Mg-6.54Sn合金的αnK值提高.【相关文献】[1] POLMEAR I J.Magnesium alloys and applications [J].Materials Science and Technology，1994，10(1)：1-16.[2] 陈振华.耐热镁合金[M].北京：化学工业出版社，2006：10-17.[3] SASAKI T T，OH-ISHI K，OHKUBO T，et al. Effect of double aging and microalloyingon the age hardening behavior of a Mg-Sn-Zn alloy [J].Materials Science and Engineering A，2011，530：1-8.[4] YANG M B，PAN F S，SHEN J，et al.Effects of minor additions of Ce and Y on as cast microstructure of Mg-3Sn-2Ca magnesium alloy [J].Materials Science and Technology，2012，28：509-512.[5] LIU H M，CHEN Y G，ZHAO H F，et al.Effects of strontium on microstructure andmechanical properties of as-cast Mg-5wt.%Sn alloy [J].Journal of Alloys and Compounds，2010，504：345-350.[6] GIBSON M A，FANG X，BETTLESC C J，et al.The effect of precipitate state on the creep resistance of Mg-Sn alloys [J].Scripta Materialia，2010，63：899-902.[7] KANG D H，PARK S S，KIM N J. Development of creep resistant die cast Mg-Sn-Al-Si alloy[J]. Materials Science and Engineering A，2005，413-414：555-560.[8] 张诗昌，魏伯康，林汉同，等.钇及铈镧混合稀土对AZ91镁合金铸态组织的影响[J].中国有色金属学报，2001， 11(S2)：99-102.[9] SCHMID-FETZER R，KOZLOV A.Thermodynamic aspects of grain growth restriction in multicomponent alloy solidification [J].Acta Materialia，2011，59：6133-6144.[10] 魏尚海，陈云贵，刘红梅，等.Mg-5wt%Sn合金铸态和时效态的高温蠕变性能[J].材料热处理学报，2008，29(3)：104-107.[11] HUANG Z H，QI W J，XU J.Effect of microstructure on the impact toughness of magnesium alloys[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2012，22(10)：2334-2342.。
二元系合金的显微组织分析实验指导书
二元系合金的显微组织分析实验指导书一、实验目的1）掌握根据相图分析合金凝固组织的方法。
2）熟悉典型共晶系合金的显微组织特征。
3）了解初晶及共晶形态。
4）分析二元合金的不平衡凝固组织，掌握其组织特征及某与平衡组织的差别二、原理概述研究合金的显微组织时，常根据该合金系的相图，分析其凝固过程，从而得知合金缓慢冷却后应具有的显微组织。
显微组织是指各组成物的本质、形态、大小、数量和分布特征。
特征不同，即使组成物的本质相同，合金的性能也不一样。
具有共晶反应的二元合金系有：Pb-Sb、Pb-Sn、Al-Si、Al-Cu、Cu-O、Zn-Mg等。
根据合金在相图中的位置，可分为端部固溶体、共晶、亚共晶和过共晶合金来研究其显微组织特征。
1、端部固溶体合金端部固溶体合金位于相图两端。
如Pb-Sn相图中含锡的质量分数小于19％的合金，见图3-1；Pb-Sb相图中含锑的质量分数小于3.5％的合金，见图3-2。
这类合金慢冷凝固终了得到单相固溶体α，继续冷却到固溶度曲线以下，将析出二次相βⅡ，一般合金中的二次相常呈粒状或小条状分布在α固溶体的晶界和晶内。
图3-3为含锡10％的Pb-Sn合金的显微组织，其中暗色的基体为铅基固溶体α，亮色颗粒为二次相β，记为βⅡ，β是以锡为基体的固溶体。
图3-1 Pb-Sn相图图3-2Pb-Sb相图图3-3 Pb-10%Sn合金的显微组织2、共晶合金位于二元相图中共晶点成分的合金液体L E 冷至共晶温度t E 时，发生共晶反应，b a t E EL βα+→凝固终了得共晶体组织。
共晶体是由两种一定成分的固相（b a βα+）组成，两相的本质和成分可由相图上得知。
如Pb-Sn 合金的共晶体中两个相的本质分别为以铅和锡为基的固溶体α和β，在共晶温度时，α和β中锡的质量分数分别为19％和97.5％（见图3-1）。
而在Pb-Sb 合金中，由于铅在锑中的固溶度很小，β相的成分接近纯锑，故其共晶体由α＋Sb 所组成。
第四章-二元合金PPT课件
Q 0 0 ..5 5 8 3 0 0 ..4 4 5 5 1% 0 0 6.5 1 %
Q L0 0 ..5 5 8 8 0 0 ..4 5 5 3 1% 0 0 3.5 8 %
-
41
⑶ 枝晶偏析
• 合金的结晶只有在缓慢冷却条件 下才能得到成分均匀的固溶体。 但实际冷速较快，结晶时固相中 的原子来不及扩散，使先结晶出 的枝晶轴含有较多的高熔点元素 （如Cu-Ni合金中的Ni）, 后结晶 的枝晶间含有较多的低熔点元素( 如Cu-Ni合金中的Cu)。
组成合金的基本的独立的物质称为组元。组元可以是金属和非金 属元素，也可以是化合物。
• 什么是相？
相—合金中成分相同、晶体结构相 同、具有同一聚集状态的组成部分
显微组织实质上是指在显微镜下观察到的金属中各相或各晶粒的形态、
数量、大小和分布的组合。
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3
黄铜
单相合 金
Al-Cu两相合金
两相合
-
金4
分类
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19
第二节 二元合金相图
金属材料性能由组织决定， 而组织由化学成分和工艺过程决定。
组织（显微组织）
指在金相显微镜下观察到的金属材料内部的微观形貌
组织由相构成，
观察时应分析相的形态、数量、大小和分布方式。
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20
基本概念
❖相 图： ❖组 元： ❖合金系： ❖相平衡：
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21
• 合金的结晶过程比纯金属复杂，常用相图进行分析。
• 形成间隙固溶体的溶质元素是原子半径较小的非金
属元素，如C、N、B 等，而溶剂元素一般 是过渡族元素。
形成间隙固溶体的一
般规律为r质/r剂<0.59。
间隙固溶体都是无序
铸态镍钛形状记忆合金
铸态镍钛形状记忆合金
铸态镍钛形状记忆合金是一种具有形状记忆效应的合金材料，由镍和钛两种金属组成。
它的独特性质使得它在各个领域都有广泛的应用。
该合金的形状记忆效应是指，在一定条件下，它能够“记忆”自己的原始形状，并在受到外界刺激时恢复到原始形状。
这种特性使得它可以用于制造各种智能材料和装置，如传感器、驱动器、紧固件等。
铸态镍钛形状记忆合金的优点包括良好的可塑性、高强度、耐腐蚀性、生物相容性等。
它可以通过铸造的方式制成各种形状和尺寸的零件，并且可以在不同的温度下进行处理，以实现不同的性能要求。
此外，该合金还具有良好的疲劳寿命和耐磨性，能够在长期使用中保持稳定的性能。
它的生物相容性使得它在医疗领域中得到广泛应用，如制造牙科矫正器、骨科植入物等。
总之，铸态镍钛形状记忆合金是一种非常有前途的材料，具有广泛的应用前景和研究价值。
随着科技的不断发展，它的应用领域还将不断扩大和深化。
二元合金显微组织分析
试验四二元合金显微组织分析组织和结构是有区分的，主要表现在它的尺度不同。
组织是显微尺度，结构是原子尺度。
组织是指用肉眼和显微镜观看到的金属内部情景，如晶粒尺寸和外形以及组成物的特点等。
而结构是指组成金属的同类或异类原子在三维空间的排列状况。
目前一般是用X射线衍射分析才能确定。
合金在室温下可以同时存在几种晶体结构，即可以多相共存，因而组织比纯金属简单许多。
合金的组织，既可由单相组成，也可由两相甚至多相组成。
不同的相可以构成不同的组织。
单相合金是以金属为溶剂的固溶体0两相或多相合金的组织中，数量较多的一相，称为基体相，大多是以金属为溶剂的固溶体。
其余的相可以是合金的另一组元为基体形成的固溶体或另一-组元的纯金属；也可是合金各组元形成的化合物或以化合物为溶剂的固溶体。
合金的相组成是说明合金由几种相和那几种相组成。
合金的显微组织分析就是进一步分析相组成、相分布和相形态，即讨论各相的生成条件、数量、外形、大小以及它们之间的相互分布状态。
1. 试验目的依据凝固理论，采用二元相图，在金相显微镜下，识别二元合金组织特征，进行显微组织分析。
合金中的基本组织特征合金成份不同时，二元合金可构成不同的组织，成份相同、但凝固及处理条件不同时，也可构成不同的组织。
合金的显微组织与合金的成份、组成相的性质、冷却速度及其他处理条件、组成相相对量等因素有关，一般可有以下几种形貌：2.1单相固溶体固溶体结晶时，先从溶体中析出的固相成分与后从溶体中析出的固相成份是不同的。
冷却速度慢（平衡凝固）时，固相原子经过充分集中，因而可以得到成份匀称的单相固溶体；冷却快时，固相原子来不及集中匀称，从而使凝固结束后晶粒内各部分存在浓度差别，故各处耐腐蚀性能不同，浸蚀后在显微镜下呈现树枝状特征。
下面以Cu-20%Ni合金为例进行说明。
Cu-20⅜Ni的铜合金铸态组织图所示为热力学不平衡组织，在固态匀称化退火后，则消失类同纯金属一样的多边形晶粒，Cu-20%Ni的铜合金匀称化退火组织图所示为单相固溶体平衡组织。
二元合金
(3)二元伪共晶
二元伪共晶
伪共晶组织（复合共晶组织）定义： 伪共晶组织成分：W=fW + fW 伪共晶组织形成条件：
① 液固界面前沿的液体成分接近共晶成分。 ② 平直界面必须稳定，无枝晶出现。
s
0 x
0 1 1 0 e l
该式表示经一次区域熔炼后随凝固距离变化的固溶体质量
浓度。
s
0 x
0 1 1 0 e l
区域熔化示意图
均匀平均浓度为ρ0的原料，经一个熔区一次通过后溶质的近似分布
2. 区域熔炼
当k0<1时，凝固前端部分的溶质浓度不断降低，后端部分不 断地富集，这使固溶体经区域熔炼后的前端部分因溶质减少 而 得 到 提 纯 ， 因 此 区 域 熔 炼 又 称 为 区 域 提 纯 （ zone refining）。
影响成分过冷倾向大小的因素可分为两大类：
一类是外界条件控制的参数G和R。当G值较小和R值较大， 易产生成分过冷。
另一类反映合金性质的参数m和溶质成分W0增加，而k0减小 过冷倾向增大，有利于成分过冷。
(3) 成分过冷对晶体生长形态的影响
固溶体凝固时在正的温度梯度下，由于凝固界面液相中存
在成分过冷，并随着成分过冷度从小到大，其界面生长形态将从
② 显微偏析
a. 胞状偏析：胞状方式生长的固溶体。k0<1胞壁富集溶质； k0>1胞壁处溶质贫化
b. 枝晶偏析：非平衡凝固枝晶生长，枝干间成分不均匀。 枝晶偏析可用扩散退火来消除，扩散退火时间：t=0.467λ²/D； T一定，D定值，λ减小，t 下降，快速凝固来抑制枝晶生长；热 锻，热轧来破碎枝晶。λ一定，可以使T升高，D升高，t 下降， 采用固相线下尽可能高的温度。
电铸镍及镍合金的研究：电铸二元镍基
电铸镍及镍合金的研究：电铸二元镍基电铸镍及镍合金的研究进展：电铸二元镍基合金-电铸镍铁合金关键词：电铸镍，镍合金，研究作者：内容：镍和铁都属于铁族元素，而铁的标准电极电位(-O．44 V)比镍的标准电极电位(-0．23 V)负，但在沉积过程中，不论镀液中镍离子浓度如何过量，只要加入少量铁离子，铁就会优先析出，这是典型的异常共沉积。
镍铁合金镀液的成本较低，可以节省l5％～50％的金属镍。
电铸镍铁合金结构致密，表面光亮、平整、均匀，具有优良的磁学、电学和力学性能，是重要的功能磁性材料[26]。
目前国外已开发出以镍铁合金为基础的三元合金磁性薄膜[27]，在微机电研究领域中也开始尝试采用电铸镍铁合金来制造微型磁执行器与传感器元件。
国内郑晓虎等[28]研究了可用于微传感器与微执行器制造的含铁20％的电铸镍铁合金，其表面光亮、结构致密，磁性能指标显著优于传统方法生产的坡莫合金。
但目前对镍铁合金异常共沉积机理的认识尚未统一，面向微机电系统的镍铁合金电铸工艺条件与合金电磁性能关系的研究也才刚刚起步。
此外，国内外相关研究人员已对镍铁合金性能的测试分析和机理探讨做了很多工作。
Cheng等[29]对镍铁合金的微结构及弹性模量、拉伸强度、硬度进行了测试分析，发现合金的弹性模量随电铸电流密度的提高而增大，当合金中的铁含量超过12％时，镍铁合金的颗粒尺寸低于15 nm，其拉伸强度可达l 274 MPa。
与铸造及粉末冶金相比，电铸合金的机械性能更好。
Yeh等[30]研究了镍铁合金压模的微观机械性能，发现镍铁合金颗粒的硬度可超过9 GPa，通过控制电流密度和周期转向可得到粗糙度小于10 nm、摩擦因数为0．2的镀层，说明铁的加入可抑制颗粒生长，促进致密镀层的形成，提高镍铁合金的机械性能。
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二元合金显微组织分析-PPT精选
铸态 铸态 铸态 铸态 铸态 铸态
显微 组织 α 枝晶
α （α +β）共晶 α+(α +β）共晶+ βⅡ β+(α +β）共晶+ α Ⅱ
α +β （α +β）共晶 α+（α +β）共晶 β+（α +β）共晶 （α+Si）共晶 α+（α+Si）共晶
浸蚀剂
氯化铁盐酸水溶液
氯化铁盐酸水溶液 4%硝酸酒精溶液 4%硝酸酒精溶液 4%硝酸酒精溶液
2
3
4
5
Cu-Ni
6
7
Cu-Ni 8
Pb-Sn 9
Pb-Sn 10
Pb-Sn 11
Pb-Sn
Pb-Sb
Pb-Sb
Pb-Sb Al-Si未变质 Al-Si 变质
6. Pb—Sn离异共晶——α +β
7. Pb—Sb共晶——（α +β）共晶
8. Pb—Sb亚共晶——α+（α +β）共晶+ βⅡ
9. Pb—Sb过共晶 β +（α +β）共晶+α Ⅱ
10. Al—11.7%Si合金铸态——（α+Si）共晶
ZL102
变质处理 α枝晶+ （α+Si）共晶
1
二元合金显微组织分析
一、实验目的： 1. 掌握根据相图分析合金凝固组织的方法； 2. 熟悉典型共晶系合金的显微组织特征； 3. 了解初晶及共晶形态。
二、实验内容概述： 1. 具有共晶反应的二元合金及其组织形态 Al-Si 针状、Cu-O 球状、Zn-Mg 螺旋状、Pb-Zn
片层状、Pb-Zn 树枝状 2. 匀晶、亚共晶、过共晶的组织形态。
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铸态Ni-Pt二元合金的显微组织及力学性能谭志龙;张俊敏;闻明;管伟明;沈月;易伟;王传军【摘要】The microstructure and mechanical properties of as-cast Ni-Pt binary alloys were studied by optical microscopy, X-ray diffraction(XRD) quantitative and qualitative analysis, micro-hardness testing. The results showed that Ni -Pt binary alloy is composed of NiPt single phase solid solution, the solid solution is substitutional solutes. Solid solution strengthening effect is caused by lattice distortion which induced by Pt atoms dissolve into Ni lattices. Each of interplanar spacing d is a linear increasing trend with the content of Pt. And also, the micro-hardness ofthe alloy increases when Pt content raises, which meets the following mathematical expressions:Hv=2.10×Pt%+85.04. Columnar crystal of as-cast organization changes into isometric and dendrites with the increase of the content of platinum and the grain size is refined. When the mass fraction of Pt reaches 60%, the as-cast organization is characterized by plentiful dendrites, and there are the casting cracks.%通过光学显微金相分析、XRD分析以及显微硬度测试等实验手段，研究Pt添加量为5%~60%的铸态Ni-Pt二元合金的显微组织与力学性能。
实验结果表明，Pt质量分数在5%~60%的Ni-Pt二元合金铸态组织为NiPt单相固溶体，且Ni-Pt固溶体为置换型固溶体，其固溶强化主要由Pt原子固溶到Ni基体中产生晶格畸变所导致，各晶面间距d随铂质量分数呈线性增大的趋势，显微硬度随Pt质量分数的增加而增大，且满足：Hv=2.10×Pt%+85.04的线性数学表达式；铸态组织的柱状晶区的柱状晶随铂质量分数的增加向等轴晶和树枝晶发展，晶粒尺寸得到细化。
当Pt质量分数达到6%时，铸态组织表现为发达的树枝晶，存在铸造裂纹。
【期刊名称】《贵金属》【年(卷),期】2015(000)0z1【总页数】5页(P45-49)【关键词】Ni-Pt二元合金;铸态显微组织结构;力学性能【作者】谭志龙;张俊敏;闻明;管伟明;沈月;易伟;王传军【作者单位】昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明 650106;昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明 650106;昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明 650106;昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明 650106;昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明 650106;昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明650106;昆明贵金属研究所，贵研铂业股份有限公司稀贵金属综合利用新技术国家重点实验室，云南省贵金属材料重点实验室，昆明 650106【正文语种】中文【中图分类】TG146.3+3镍铂硅化物由于具有能承受高温热处理、能选择腐蚀、薄膜电阻率低等特点，在超大规模集成电路(VLSI)、肖特基势垒二极管(SBD)、金属氧化物半导体场效应管(COMS)制造中，作为一种性能优良的接触材料得到广泛的应用[1-2]。
镍铂靶材是制备镍铂硅化物的关键原材料。
镍铂合金靶材一般使用纯镍和纯铂作为原料，通过真空感应熔炼获得铸锭，然后通过冷热轧制与热处理配合获得具有均匀晶粒度及稳定磁透率的溅射靶材。
因此，掌握Ni-Pt二元合金铸态组织结构及力学性能，对于后续工艺的设计具有指导意义。
本文针对半导体及集成电路领域常用的Pt质量分数在5%～60%的Ni-Pt二元合金的铸态组织结构及力学性能进行研究。
镍片和铂片的纯度分别为wNi≥99.95%和wPt≥99.99%，采用真空感应熔炼炉，采用氧化铝氧化物坩埚进行熔炼，浇入石墨模具中，随炉冷却到室温。
配了4种二元合金，其成分如表1所示。
在板状铸件中的相同部位切取金相试样，用OLYMPUS-BH-2数字金相电子显微镜进行显微组织观察。
利用D/Max2rA型X射线衍射仪(XRD)分析合金中的相组成及晶面间距，并采用HD1000TM数字显微硬度计进行显微硬度测试。
2.1 物相结构分析由图1所示Ni-Pt二元合金相图可知，Pt质量分数在0%～60%范围的Ni-Pt二元合金在600℃以上为FCC相结构的完全固溶体，在600℃以下存在Ni3Pt有序相[3-5]。
从图2(a)不同铂质量分数的Ni-Pt二元合金的XRD图谱可知，通过本文所述制备方法获得的不同铂质量分数的Ni-Pt二元合金为单相Ni-Pt固溶体，其各晶面间距d随着Pt质量分数的增加呈线性增加趋势，如图2(b)所示，各晶面间距d满足：d=A×Pt%+B的数学表达式，其A、B值如表2所示。
2.2 显微组织分析由图3光学金相组织照片可以看出，NiPt-1平行于浇注方向的铸态组织由不同大小的等轴晶组成，但总体晶粒尺寸偏大，约为500～1000 µm；垂直于浇注方向显示为细小的柱状晶组织，如图3(a)、 (b)所示。
NiPt-2平行于浇注方向的铸态组织仍显示为大小不同的等轴晶，但与NiPt-1相比晶粒尺寸略有细化，约为300～500 µm，同时，从腐蚀衬度来看，NiPt-2存在晶内成份偏析；垂直于浇注方向显示为等轴晶与树枝晶交叉排列，晶粒尺寸约为70～150 µm，如图3(c)、(d)所示。
NiPt-3的铸态组织与NiPt-2类似，晶粒尺寸约为100 µm左右，同时平行于浇注方向的铸态组织中树枝晶组织较NiPt-2有明显增加，如图(e)、(f)所示。
NiPt-4平行于浇注方向的铸态组织为等轴晶，晶粒尺寸约为500～700 µm，等轴晶中生长了发达的树枝晶，树枝晶明显由黑白两种组份构成；垂直于浇注方向的铸态组织为粗大的树枝晶组织，且该树枝晶也由明显的黑白两种组份构成，特别需要说明的是在NiPt-4的铸态组织中发现了明显的裂纹，如图(g)、(h)所示。
2.3 力学性能分析不同Pt质量分数二元合金的显微硬度测试结果如图4所示。
结果表明，合金的显微硬度随着Pt质量分数的增加仍然呈线性增大趋势，与前述晶面间距随Pt质量分数的增大趋势一致。
众所周知，显微硬度是反映材料弹性、塑性、形变强化和韧性等一系列不同物理量组合的综合性能指标，它随着材料的物相组成及加工状态的不同而不同。
Pt质量分数为0%～60%的Ni-Pt二元合金，随着Pt质量分数的增加产生了明显的固溶强化作用。
且其显微硬度随铂质量分数呈线性增加规律，符合Hv=2.10×Pt% +85.04数学表达式。
2.4 讨论2.4.1 Pt的固溶强化作用当溶剂和溶质原子直径相差不大，一般在15%以内时，易于形成置换固溶体[6]。
Ni的原子半径为1.24 Å，Pt的原子半径为1.39 Å，原子直径相差为12.1%，因此Ni-Pt二元合金易于形成置换型固溶体。
而且，由图2(a)可知，Pt质量分数在0%～60%的范围内，采用真空感应熔炼随炉冷却所制备的Ni-Pt合金为单相NiPt 固溶体体。
同时，由于Pt质量分数越多，Ni的晶格中Ni原子被Pt原子取代的越多，产生的晶格畸变越明显，晶面间距也随之变大。
图2(b)显示，晶面间距随铂质量分数的增大呈线性增大趋势。
除此之外，铂原子的增加，增大了晶格畸变的程度，从而固溶强化的作用更加明显。
图4显示Ni-Pt合金铸态显微硬度也随Pt质量分数的增加呈线性变化，其显微硬度的变化符合数学表达式：Hv=2.10×Pt%+85.04。
由此可以推断：Pt质量分数在0%～60%的范围内，Ni-Pt固溶体的为置换型固溶体，其固溶强化主要由Pt原子固溶到Ni基体中产生晶格畸变所导致。
2.4.2 Pt对Ni-Pt合金的铸态组织的影响图3中Ni-Pt二元合金的光学金相组织表明，随着Pt质量分数的增加，平行于浇注方向的铸态组织的等轴晶晶粒尺寸得到细化并趋于均匀，同时，一次树枝晶、二次枝晶随之增多，当Pt质量分数达到60%时，等轴晶内布满了发达的树枝晶；随着Pt质量分数的增加，垂直于浇注方向的铸态组织由柱状晶向等轴晶及树枝晶发展。
由材料基础理论知识可知，纯金属的凝固主要依赖液固界面前沿的温度梯度，因此当溶液接触模壁由于激冷形成表层细晶区后，随着结晶潜热的释放使得液固界面前沿热梯度变大，促使了晶粒向溶液内部生长，形成了发达柱状晶区，由于纯金属不受成份扰动的影响，因此柱状晶较发达，NiPt-1由于Pt质量分数仅有5%，因此其凝固组织接近纯Ni的凝固组织，柱状晶区较发达；随着Pt质量分数的增加，溶质浓度增加，成份扰动即成份过冷导致溶液中某些区域开始形核、长大，从而导致了等轴晶和树枝晶的增多。
由此可见，在相同浇注条件下，Pt质量分数的增加，促进了过冷熔体独立生核的能力，从而导致了等轴晶和树枝晶的形成与长大，当Pt质量分数达到60%时，铸态组织由发达的树枝晶主成，同时，由于树枝晶凝固的先后顺序不同，以及受后续冷却作用的影响，导致在晶界处积累了内应力，产生裂纹。