材料科学基础第四章相平衡与相图(4)
《材料科学基础》练习题集01
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《材料科学基础》复习题第1章原子结构与结合键一、判断题:4、金属键具有明显的方向性和饱和性。
( F)5、共价键具有明显的方向性和饱和性。
( T)6、组成固溶体的两组元完全互溶的必要条件是两组元的电负性相同。
两组元的晶体结构相同( F)7、工程材料的强度与结合键有一定的关系,结合键能越高的材料,通常其弹性模量、强度和熔点越低。
(F)8、晶体中配位数和致密度之间的关系是配位数越大,致密度越小。
(F )二、选择题:1、具有明显的方向性和饱和性。
A、金属键B、共价键C、离子键D、化学键2、以下各种结合键中,结合键能最大的是。
A、离子键、共价键B、金属键C、分子键D、化学键3、以下各种结合键中,结合键能最小的是。
A、离子键、共价键B、金属键C、分子键D、化学键5、已知铝元素的电负性为1.61,氧元素的电负性为3.44,则Al2O3中离子键结合的比例为。
A、28%B、45%C、57%D、68%6、以下关于结合键的性质与材料性能的关系中,是不正确的。
P54A、结合键能是影响弹性模量的主要因素,结合键能越大,材料的弹性模量越大。
B、具有同类型结合键的材料,结合键能越高,熔点也越高。
C、具有离子键和共价键的材料,塑性较差。
D、随着温度升高,金属中的正离子和原子本身振动的幅度加大,导电率和导热率都会增加。
(应该是自由电子的定向运动加剧)7、组成固溶体的两组元完全互溶的必要条件是。
A、两组元的电子浓度相同B、两组元的晶体结构相同C、两组元的原子半径相同D、两组元电负性相同11、晶体中配位数和致密度之间的关系是。
A、配位数越大,致密度越大B、配位数越小,致密度越大C、配位数越大,致密度越小D、两者之间无直接关系三、填空题:2、构成陶瓷化合物的两种元素的电负性差值越大,则化合物中离子键结合的比例越大。
3、体心立方结构的晶格常数为a,单位晶胞原子数为 2 、原子半径为a ,配位数为 8 。
4、面心立方结构的晶格常数为a ,原子半径为 a ,配位数为 12 。
材料科学基础-作业参考答案与解析
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材料科学基础练习题参考答案第一章原子排列1. 作图表示立方晶系中的(123),(012),(421)晶面和[102],[211],[346]晶向.附图1-1 有关晶面及晶向2. 分别计算面心立方结构与体心立方结构的{100},{110}和{111}晶面族的面间距, 并指出面间距最大的晶面(设两种结构的点阵常数均为a).解由面心立方和体心立方结构中晶面间的几何关系, 可求得不同晶面族中的面间距如附表1-1所示.附表1-1 立方晶系中的晶面间距晶面{100} {110} {111}面间距FCC2a24a33aBCC2a22a36a显然, FCC中{111}晶面的面间距最大, 而BCC中{110}晶面的面间距最大.注意:对于晶面间距的计算, 不能简单地使用公式, 应考虑组成复合点阵时, 晶面层数会增加.3. 分别计算fcc和bcc中的{100},{110}和{111}晶面族的原子面密度和<100>,<110>和<111>晶向族的原子线密度, 并指出两种结构的差别. (设两种结构的点阵常数均为a) 解原子的面密度是指单位晶面内的原子数; 原子的线密度是指晶面上单位长度所包含的原子数. 据此可求得原子的面密度和线密度如附表1-2所示.附表1-2 立方晶系中原子的面密度和线密度晶面/晶向{100} {110} {111} <100> <110> <111>面/线密度BCC21a22a233a1a22a233aFCC22a22a2433a1a2a33a可见, 在BCC中, 原子密度最大的晶面为{110}, 原子密度最大的晶向为<111>; 在FCC 中, 原子密度最大的晶面为{111}, 原子密度最大的晶向为<110>.4. 在(0110)晶面上绘出[2113]晶向.解详见附图1-2.附图1-2 六方晶系中的晶向5. 在一个简单立方二维晶体中, 画出一个正刃型位错和一个负刃型位错. 试求:(1) 用柏氏回路求出正、负刃型位错的柏氏矢量.(2) 若将正、负刃型位错反向时, 说明其柏氏矢量是否也随之反向.(3) 具体写出该柏氏矢量的方向和大小.(4) 求出此两位错的柏氏矢量和.解正负刃型位错示意图见附图1-3(a)和附图1-4(a).(1) 正负刃型位错的柏氏矢量见附图1-3(b)和附图1-4(b).(2) 显然, 若正、负刃型位错线反向, 则其柏氏矢量也随之反向.(3) 假设二维平面位于YOZ坐标面, 水平方向为Y轴, 则图示正、负刃型位错方向分别为[010]和[010], 大小均为一个原子间距(即点阵常数a).(4) 上述两位错的柏氏矢量大小相等, 方向相反, 故其矢量和等于0.6. 设图1-72所示立方晶体的滑移面ABCD平行于晶体的上下底面, 该滑移面上有一正方形位错环. 如果位错环的各段分别与滑移面各边平行, 其柏氏矢量b // AB, 试解答:(1) 有人认为“此位错环运动离开晶体后, 滑移面上产生的滑移台阶应为4个b”, 这种说法是否正确? 为什么?(2) 指出位错环上各段位错线的类型, 并画出位错移出晶体后, 晶体的外形、滑移方向和滑移量. (设位错环线的方向为顺时针方向)图1-72 滑移面上的正方形位错环 附图1-5 位错环移出晶体引起的滑移解 (1) 这种看法不正确. 在位错环运动移出晶体后, 滑移面上下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的. 位错环的柏氏矢量为b , 故其相对滑移了一个b 的距离.(2) A ′B ′为右螺型位错, C ′D ′为左螺型位错, B ′C ′为正刃型位错, D ′A ′为负刃型位错. 位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量见附图1-5.7. 设面心立方晶体中的(111)晶面为滑移面, 位错滑移后的滑移矢量为[110]2a .(1) 在晶胞中画出此柏氏矢量b 的方向并计算出其大小.(2) 在晶胞中画出引起该滑移的刃型位错和螺型位错的位错线方向, 并写出此二位错线的晶向指数.解 (1) 柏氏矢量等于滑移矢量, 因此柏氏矢量的方向为[110], 大小为2/2a .(2) 刃型位错与柏氏矢量垂直, 螺型位错与柏氏矢量平行, 晶向指数分别为[112]和[110], 详见附图1-6.附图1-6 位错线与其柏氏矢量、滑移矢量8. 若面心立方晶体中有[101]2a b =的单位位错及[121]6a b =的不全位错, 此二位错相遇后产生位错反应.(1) 此反应能否进行? 为什么?(2) 写出合成位错的柏氏矢量, 并说明合成位错的性质.解 (1) 能够进行.因为既满足几何条件:[111]3a b b ==∑∑后前,又满足能量条件: . 22222133b a b a =>=∑∑后前. (2) [111]3a b =合, 该位错为弗兰克不全位错. 9. 已知柏氏矢量的大小为b = 0.25nm, 如果对称倾侧晶界的取向差θ = 1° 和10°, 求晶界上位错之间的距离. 从计算结果可得到什么结论?解 根据bD θ≈, 得到θ = 1°,10° 时, D ≈14.3nm, 1.43nm. 由此可知, θ = 10°时位错之间仅隔5~6个原子间距, 位错密度太大, 表明位错模型已经不适用了.第二章 固体中的相结构1. 已知Cd, In, Sn, Sb 等元素在Ag 中的固熔度极限(摩尔分数)分别为0.435, 0.210, 0.130, 0.078; 它们的原子直径分别为0.3042 nm, 0.314 nm, 0.316 nm, 0.3228 nm; Ag 的原子直径为0.2883 nm. 试分析其固熔度极限差异的原因, 并计算它们在固熔度极限时的电子浓度.答: 在原子尺寸因素相近的情况下, 熔质元素在一价贵金属中的固熔度(摩尔分数)受原子价因素的影响较大, 即电子浓度e /a 是决定固熔度(摩尔分数)的一个重要因素, 而且电子浓度存在一个极限值(约为1.4). 电子浓度可用公式A B B B (1)c Z x Z x =-+计算. 式中, Z A , Z B 分别为A, B 组元的价电子数; x B 为B 组元的摩尔分数. 因此, 随着熔质元素价电子数的增加, 极限固熔度会越来越小.Cd, In, Sn, Sb 等元素与Ag 的原子直径相差不超过15%(最小的Cd 为5.5%, 最大的Sb 为11.96%), 满足尺寸相近原则, 这些元素的原子价分别为2, 3, 4, 5价, Ag 为1价, 据此推断它们的固熔度极限越来越小, 实际情况正好反映了这一规律; 根据上面的公式可以计算出它们在固熔度(摩尔分数)极限时的电子浓度分别为1.435, 1.420, 1.390, 1.312.2. 碳可以熔入铁中而形成间隙固熔体, 试分析是α-Fe 还是γ-Fe 能熔入较多的碳. 答: α-Fe 为体心立方结构, 致密度为0.68; γ-Fe 为面心立方结构, 致密度为0.74. 显然, α-Fe 中的间隙总体积高于γ-Fe, 但由于α-Fe 的间隙数量多, 单个间隙半径却较小, 熔入碳原子将会产生较大的畸变, 因此, 碳在γ-Fe 中的固熔度较α-Fe 的大.3. 为什么只有置换固熔体的两个组元之间才能无限互熔, 而间隙固熔体则不能?答: 这是因为形成固熔体时, 熔质原子的熔入会使熔剂结构产生点阵畸变, 从而使体系能量升高. 熔质原子与熔剂原子尺寸相差越大, 点阵畸变的程度也越大, 则畸变能越高, 结构的稳定性越低, 熔解度越小. 一般来说, 间隙固熔体中熔质原子引起的点阵畸变较大,故不能无限互熔, 只能有限熔解.第三章 凝固1. 分析纯金属生长形态与温度梯度的关系.答: 纯金属生长形态是指晶体宏观长大时固-液界面的形貌. 界面形貌取决于界面前沿液相中的温度梯度.(1) 平面状长大: 当液相具有正温度梯度时, 晶体以平直界面方式推移长大. 此时, 界面上任何偶然的、小的凸起深入液相时, 都会使其过冷度减小, 长大速率降低或停止长大, 而被周围部分赶上, 因而能保持平直界面的推移. 长大过程中晶体沿平行温度梯度的方向生长, 或沿散热的反方向生长, 而其它方向的生长则受到限制.(2) 树枝状长大: 当液相具有负温度梯度时, 晶体将以树枝状方式生长. 此时, 界面上偶然的凸起深入液相时, 由于过冷度的增大, 长大速率越来越大; 而它本身生长时又要释放结晶潜热, 不利于近旁的晶体生长, 只能在较远处形成另一凸起. 这就形成了枝晶的一次轴, 在一次轴成长变粗的同时, 由于释放潜热使晶枝侧旁液体中也呈现负温度梯度, 于是在一次轴上又会长出小枝来, 称为二次轴, 在二次轴上又长出三次轴……由此而形成树枝状骨架, 故称为树枝晶(简称枝晶).2. 简述纯金属晶体长大机制及其与固-液界面微观结构的关系.答: 晶体长大机制是指晶体微观长大方式, 即液相原子添加到固相的方式, 它与固-液界面的微观结构有关.(1) 垂直长大方式: 具有粗糙界面的物质, 因界面上约有50% 的原子位置空着, 这些空位都可以接受原子, 故液相原子可以进入空位, 与晶体连接, 界面沿其法线方向垂直推移, 呈连续式长大.(2) 横向(台阶)长大方式: 包括二维晶核台阶长大机制和晶体缺陷台阶长大机制, 具有光滑界面的晶体长大往往采取该方式. 二维晶核模式, 认为其生长主要是利用系统的能量起伏, 使液相原子在界面上通过均匀形核形成一个原子厚度的二维薄层状稳定的原子集团, 然后依靠其周围台阶填充原子, 使二维晶核横向长大, 在该层填满后, 则在新的界面上形成新的二维晶核, 继续填满, 如此反复进行.晶体缺陷方式, 认为晶体生长是利用晶体缺陷存在的永不消失的台阶(如螺型位错的台阶或挛晶的沟槽)长大的.第四章 相图1. 在Al-Mg 合金中, x Mg 为0.15, 计算该合金中镁的w Mg 为多少.解 设Al 的相对原子量为M Al , 镁的相对原子量为M Mg , 按1mol Al-Mg 合金计算, 则镁的质量分数可表示为Mg MgMg Al Al Mg Mg 100%x M w x M x M =⨯+.将x Mg = 0.15, x Al = 0.85, M Mg = 24, M Al = 27代入上式中, 得到w Mg = 13.56%.2. 根据图4-117所示二元共晶相图, 试完成:(1) 分析合金I, II的结晶过程, 并画出冷却曲线.(2) 说明室温下合金I, II的相和组织是什么, 并计算出相和组织组成物的相对量.(3) 如果希望得到共晶组织加上相对量为5%的β初的合金, 求该合金的成分.图4-117 二元共晶相图附图4-1 合金I的冷却曲线附图4-2 合金II的冷却曲线解 (1) 合金I的冷却曲线参见附图4-1, 其结晶过程如下:1以上, 合金处于液相;1~2时, 发生匀晶转变L→α, 即从液相L中析出固熔体α, L和α的成分沿液相线和固相线变化, 达到2时, 凝固过程结束;2时, 为α相;2~3时, 发生脱熔转变, α→βII.合金II的冷却曲线参见附图4-2, 其结晶过程如下:1以上, 处于均匀液相;1~2时, 进行匀晶转变L →β;2时, 两相平衡共存, 0.50.9L β;2~2′ 时, 剩余液相发生共晶转变0.50.20.9L βα+;2~3时, 发生脱熔转变α→βII .(2) 室温下, 合金I 的相组成物为α + β, 组织组成物为α + βII .相组成物相对量计算如下:αβ0.900.20100%82%0.900.050.200.05100%18%0.900.05w w -=⨯=--=⨯=- 组织组成物的相对量与相的一致.室温下, 合金II 的相组成物为α + β, 组织组成物为β初 + (α+β).相组成物相对量计算如下:αβ0.900.80100%12%0.900.050.800.05100%88%0.900.05w w -=⨯=--=⨯=- 组织组成物相对量计算如下:β(α+β)0.800.50100%75%0.900.500.900.80100%25%0.900.50w w -=⨯=--=⨯=-初 (3) 设合金的成分为w B = x , 由题意知该合金为过共晶成分, 于是有β0.50100%5%0.900.50x w -=⨯=-初 所以, x = 0.52, 即该合金的成分为w B = 0.52.3. 计算w C 为0.04的铁碳合金按亚稳态冷却到室温后组织中的珠光体、二次渗碳体和莱氏体的相对量, 并计算组成物珠光体中渗碳体和铁素体及莱氏体中二次渗碳体、共晶渗碳体与共析渗碳体的相对量.解 根据Fe-Fe 3C 相图, w C = 4%的铁碳合金为亚共晶铸铁, 室温下平衡组织为 P + Fe 3C II + L d ′, 其中P 和Fe 3C II 系由初生奥氏体转变而来, 莱氏体则由共晶成分的液相转变而成, 因此莱氏体可由杠杆定律直接计算, 而珠光体和二次渗碳体则可通过两次使用杠杆定律间接计算出来.L d ′ 相对量: d L 4 2.11100%86.3%4.3 2.11w '-=⨯=-. Fe 3C II 相对量: 3II Fe C 4.34 2.110.77100% 3.1%4.3 2.11 6.690.77w --=⨯⨯=--.P 相对量: P 4.34 6.69 2.11100%10.6%4.3 2.11 6.690.77w --=⨯⨯=--. 珠光体中渗碳体和铁素体的相对量的计算则以共析成分点作为支点, 以w C = 0.001%和w C = 6.69%为端点使用杠杆定律计算并与上面计算得到的珠光体相对量级联得到.P 中F 相对量: F P 6.690.77100%9.38%6.690.001w w -=⨯⨯=-. P 中Fe 3C 相对量: 3Fe C 10.6%9.38% 1.22%w =-=.至于莱氏体中共晶渗碳体、二次渗碳体及共析渗碳体的相对量的计算, 也需采取杠杆定律的级联方式, 但必须注意一点, 共晶渗碳体在共晶转变线处计算, 而二次渗碳体及共析渗碳体则在共析转变线处计算.L d ′ 中共晶渗碳体相对量: d Cm L 4.3 2.11100%41.27%6.69 2.11w w '-=⨯⨯=-共晶L d ′ 中二次渗碳体相对量: d Cm L 6.69 4.3 2.110.77100%10.2%6.69 2.11 6.690.77w w '--=⨯⨯⨯=--II L d ′ 中共析渗碳体相对量:d Cm L 6.69 4.3 6.69 2.110.770.0218100% 3.9%6.69 2.11 6.690.77 6.690.0218w w '---=⨯⨯⨯⨯=---共析 4. 根据下列数据绘制Au-V 二元相图. 已知金和钒的熔点分别为1064℃和1920℃. 金与钒可形成中间相β(AuV 3); 钒在金中的固熔体为α, 其室温下的熔解度为w V = 0.19; 金在钒中的固熔体为γ, 其室温下的熔解度为w Au = 0.25. 合金系中有两个包晶转变, 即1400V V V 1522V V V (1) β(0.4)L(0.25)α(0.27)(2) γ(0.52)L(0.345)β(0.45)w w w w w w =+===+==℃℃解 根据已知数据绘制的Au-V 二元相图参见附图4-3.附图4-3 Au-V 二元相图第五章 材料中的扩散1. 设有一条直径为3cm 的厚壁管道, 被厚度为0.001cm 的铁膜隔开, 通过输入氮气以保持在膜片一边氮气浓度为1000 mol/m 3; 膜片另一边氮气浓度为100 mol/m 3. 若氮在铁中700℃时的扩散系数为4×10-7 cm 2 /s, 试计算通过铁膜片的氮原子总数.解 设铁膜片左右两边的氮气浓度分别为c 1, c 2, 则铁膜片处浓度梯度为7421510010009.010 mol /m 110c c c c x x x --∂∆-≈===-⨯∂∆∆⨯ 根据扩散第一定律计算出氮气扩散通量为 722732410(10)(9.010) 3.610 mol/(m s)c J D x---∂=-=-⨯⨯⨯-⨯=⨯∂ 于是, 单位时间通过铁膜片的氮气量为 3-22-63.610(310) 2.5410 mol/s 4J A π-=⨯⨯⨯⨯=⨯最终得到单位时间通过铁膜片的氮原子总数为-62318-1A () 2.5410 6.02102 3.0610 s N J A N =⨯=⨯⨯⨯⨯=⨯第六章 塑性变形1. 铜单晶体拉伸时, 若力轴为 [001] 方向, 临界分切应力为0.64 MPa, 问需要多大的拉伸应力才能使晶体开始塑性变形?解 铜为面心立方金属, 其滑移系为 {111}<110>, 4个 {111} 面构成一个八面体, 详见教材P219中的图6-12.当拉力轴为 [001] 方向时, 所有滑移面与力轴间的夹角相同, 且每个滑移面上的三个滑移方向中有两个与力轴的夹角相同, 另一个为硬取向(λ = 90°). 于是, 取滑移系(111)[101]进行计算.222222222222k s cos 3001111cos 2001(1)01cos cos 60.646 1.57 MPa.m mϕλϕλτσ==++⨯++==++⨯-++=====即至少需要1.57 MPa 的拉伸应力才能使晶体产生塑性变形.2. 什么是滑移、滑移线、滑移带和滑移系? 作图表示α-Fe, Al, Mg 中的最重要滑移系. 那种晶体的塑性最好, 为什么?答: 滑移是晶体在切应力作用下一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向所作的平行移动; 晶体的滑移是不均匀的, 滑移部分与未滑移部分晶体结构相同. 滑移后在晶体表面留下台阶, 这就是滑移线的本质. 相互平行的一系列滑移线构成所谓滑移带. 晶体发生滑移时, 某一滑移面及其上的一个滑移方向就构成了一个滑移系.附图6-1 三种晶体点阵的主要滑移系α-Fe具有体心立方结构, 主要滑移系可表示为 {110}<111>, 共有6×2 = 12个; Al 具有面心立方结构, 其滑移系可表示为 {111}<110>, 共有4×3 = 12个; Mg具有密排六方结构, 主要滑移系可表示为{0001}1120<>, 共有1×3 = 3个. 晶体的塑性与其滑移系的数量有直接关系, 滑移系越多, 塑性越好; 滑移系数量相同时, 又受滑移方向影响, 滑移方向多者塑性较好, 因此, 对于α-Fe, Al, Mg三种金属, Al的塑性最好, Mg的最差, α-Fe 居中. 三种典型结构晶体的重要滑移系如附图6-1所示.3. 什么是临界分切应力? 影响临界分切应力的主要因素是什么? 单晶体的屈服强度与外力轴方向有关吗? 为什么?答:滑移系开动所需的作用于滑移面上、沿滑移方向的最小分切应力称为临界分切应力.临界分切应力τk的大小主要取决于金属的本性, 与外力无关. 当条件一定时, 各种晶体的临界分切应力各有其定值. 但它是一个组织敏感参数, 金属的纯度、变形速度和温度、金属的加工和热处理状态都对它有很大影响.如前所述, 在一定条件下, 单晶体的临界分切应力保持为定值, 则根据分切应力与外加轴向应力的关系: σs= τk/ m, m为取向因子, 反映了外力轴与滑移系之间的位向关系, 因此, 单晶体的屈服强度与外力轴方向关系密切. m越大, 则屈服强度越小, 越有利于滑移.4. 孪生与滑移主要异同点是什么? 为什么在一般条件下进行塑性变形时锌中容易出现挛晶, 而纯铁中容易出现滑移带?答: 孪生与滑移的异同点如附表6-1所示.附表6-1 晶体滑移与孪生的比较锌为密排六方结构金属, 主要滑移系仅3个, 因此塑性较差, 滑移困难, 往往发生孪生变形, 容易出现挛晶; 纯铁为体心立方结构金属, 滑移系较多, 共有48个, 其中主要滑移系有12个, 因此塑性较好, 往往发生滑移变形, 容易出现滑移带.第七章 回复与再结晶1. 已知锌单晶体的回复激活能为8.37×104J/mol, 将冷变形的锌单晶体在-50 ℃进行回复处理, 如去除加工硬化效应的25% 需要17 d, 问若在5 min 内达到同样效果, 需将温度提高多少摄氏度?解 根据回复动力学, 采用两个不同温度将同一冷变形金属的加工硬化效应回复到同样程度, 回复时间、温度满足下述关系:122111exp t Q t R T T ⎛⎫⎛⎫=-- ⎪ ⎪ ⎪⎝⎭⎝⎭整理后得到221111ln T t R T Q t =+.将41211223 K,/5/(172460),8.3710 J/mol, 8.314 J/(mol K)4896T t t Q R ==⨯⨯==⨯=⋅代入上式得到2274.7 K T =.因此, 需将温度提高21274.722351.7 T T T ∆=-=-=℃.2. 纯铝在553 ℃ 和627 ℃ 等温退火至完成再结晶分别需要40 h 和1 h, 试求此材料的再结晶激活能.解 再结晶速率v 再与温度T 的关系符合阿累尼乌斯(Arrhenius)公式, 即exp()Q v A RT=-再 其中, Q 为再结晶激活能, R 为气体常数.如果在两个不同温度T 1, T 2进行等温退火, 欲产生同样程度的再结晶所需时间分别为t 1, t 2, 则122112122111exp[()]ln(/)t Q t R T T RTT t t Q T T =--⇒=-依题意, 有T 1 = 553 + 273 = 826 K, T 2 = 627 + 273 = 900 K, t 1 = 40 h, t 2 = 1 h, 则58.314826900ln(40/1)3.0810J/mol 900826Q ⨯⨯⨯=⨯-3. 说明金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别.答: 金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别详见附表7-1.附表7-1 金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能第八章固态相变。
第4章 二元相图
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第四章
4.4.2包晶合金的平衡结晶过程及其组织 (一)合金Ⅰ 组织: β+αⅡ 1186℃:
( L)
( )
材料科学基础
第四章
PD 42.5 10.5 100% 100% 57.3% PC 66.3 10.5
DC 66.3 42.5 100% 100% 42.7% PC 66.3 10.5
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第四章
4.1 相图的基本知识
4.1.1相平衡和相律 相平衡是合金系中各相经历很长时间而不互相转化,处于平衡 状态,相平衡条件是每个组元在各相中的化学位彼此相等。注 意,相平衡是一种动态平衡 相律有多种,其中最基本的是吉布斯相律,其通式如下:
f CP2
系统的压力为常数时,则为
f C P 1
4.5 其它类型的二元合金相图 4.6 二元相图的分析和使用
4.6.1 二元合金相图分析方法 4.6.2 根据相图推测合金的性能
4.3 共晶相图及其结晶过程
4.3.1 共晶相图 4.3.2 共晶系典型合金的平衡结晶过程 及其组织 4.3.3 共晶合金的非平衡结晶及组织
4.7
铁碳相图
4.7.1 铁碳相图的组元与基本相 4.7.2 Fe-Fe3C相图分析 4.7.3 铁碳合金的平衡结晶过程及组织 4.8.4含碳量对铁碳合金平衡组织和性能 的影响
4.1.2 二元相图的测定方法
材料科学基础
第四章
二元相图的测定是根据各种成分材料的临界点绘 制。临界点是表示物质结构状态发生本质变化的临界 相变点。测定材料临界点有两种方法类型: (1)动态法:热分析法、膨胀法、电阻法 (2) 静态法:金相法、X-ray衍射分析法
这些方法主要是利用合金在相结构变化时,引起 物理性能、力学性能及金相组织变化的特点来测定。
材料科学基础名词解释
![材料科学基础名词解释](https://img.taocdn.com/s3/m/67dbc36258f5f61fb73666d3.png)
第六章组元:组元通常是指系统中每一个可以单独分离出来,并能独立存在的化学纯物质,在一个给定的系统中,组元就是构成系统的各种化学元素或化合物。
相:在一个系统中,成分、结构相同,性能一致的均匀的组成部分叫做相,不同相之间有明显的界面分开,该界面称为相界面。
相平衡:在某一温度下,系统中各个相经过很长时间也不互相转变,处于平衡状态,这种平衡称为相平衡。
各组元在各相中的化学势相同。
相图:表示合金系中合金的状态与温度、成分之间的关系的图形,又称为平衡图或状态图。
相变:从一种相转变为另一种相的过程称为相变。
若转变前后均为固相,则称为固态相变。
凝固:物质由液态到固态的转变过程称为凝固结晶:如果液态转变为结晶态的固体这个过程称为结晶过冷:纯金属的实际凝固温度Tn总比其熔点Tm低的现象过冷度:Tm与Tn的差值△T叫做过冷度均匀形核:在液态金属中,存在大量尺寸不同的短程有序的原子集团。
当温度降到结晶温度以下时,短程有序的原子集团变得稳定,不再消失,成为结晶核心。
这个过程叫自发形核。
非均匀形核:实际金属内部往往含有许多其他杂质。
当液态金属降到一定温度后,有些杂质可附着金属原子,成为结晶核性,这个过程叫非自发形核。
临界晶核:半径恰为r*的晶核称为临界晶核临界半径:r*称为晶核的临界晶核半径临界形核功:形成临界晶核时自由能的变化△G*>0,这说明形成临界晶核是需要能量的。
形成临界晶核所需的能量△G*称为临界形核功。
能量起伏:形成临界晶核时,液、固两相之间的自由能差只提供所需要的表面能的三分之二,另外的三分之一则由液体中的能量起伏来提供结构起伏:液态金属中的规则排列的原子团总是处于时起时伏,此起彼伏的变化之中,人们把液态金属中的这种排列原子团的起伏现象称为相起伏或结构起伏。
粗糙界面:粗糙界面在微观上高低不平、粗糙,存在几个原子厚度的过渡层。
但是宏观上看,界面反而是平直的。
光滑界面:光滑界面是指固相表面为基本完整的原子密排面,固液两相截然分开,从微观上看界面是光滑的。
材料科学基础第四张相平衡与相图(1)
![材料科学基础第四张相平衡与相图(1)](https://img.taocdn.com/s3/m/3275182b3169a4517723a32f.png)
化学位: 当温度、压力不变因组元增加一个摩尔, 引起吉布斯自由能的变化,就是组元的化 学位或偏摩尔自由能。它代表了系统内物 质传递的驱动力。
组元2在β相 中化学位等于其 在α相中的化学位 推演如下:
多元系统的吉布斯自由能是温度、压力及各组元摩尔 数n1、n2…….函数,即可写成 G=f(T、P、n1、n2……….)
二元系中,三相平衡的热力学条件是每个组元在各相中的化学位相等,即 μα1=μβ1=μγ1 μα2=μβ2=μγ2 多元复相平衡的普遍条件是每个组元在各相中的化学势都必须彼此相等,即 μαi=μβi=μγ i =…=μPi
其中,α、β、γ…P表示合金中存在的相,i代表合金中的第i个组元 。 μPi则表示P相中i组元的化学位,即上标表示平衡相,下标表示组元。
温度与压力都能变动的情况
二、 SiO2系统相图 •也有晶型变化:
(<573℃)低温型α-SiO2 (α-石英) (573℃-870℃) 高温型β-SiO2 (β-石英) (870℃-1470℃) 磷石英β2-SiO2 (β2-磷石英) (1470℃-1713℃) 方石英β-方SiO2 这四种不同晶体结构的SiO2存在 的温度、压力范围不同
•确定两平衡相的相对量: •将成分坐标当作杠杆,以合金的成分点为 •支点,Wα和WL看成作用于a、b两点的力, •则与力学上的杠杆定律一样,即 • WL/Wα=0b/a0 •上式表明合金在两相区内,两平衡相的相 •对量之比与合金成分点两边的线段长度呈 •反比关系。
•合金中两平衡相的含量也可用下式表达: Wα%=(C-CL)/(Cα-CL) =a0 /abχ100% WL%=(Cα-C)/(Cα-CL) = 0b /ab χ100% 在两相区内,温度一定时,两相的质量比 是一定的。
材料科学基础第四张相平衡与相图(2)
![材料科学基础第四张相平衡与相图(2)](https://img.taocdn.com/s3/m/4f08700102020740be1e9b2f.png)
以含Ni=30%的Cu-Ni合金为例: 以含Ni=30%的Cu-Ni合金为例: Ni=30% 合金为例 t1以上:单相的L, 冷却时只 t 以上:单相的L, 是降温不发生状态的变化. 是降温不发生状态的变化. 是降温不发生状态的变化
冷到t1:发生匀晶转变,凝固 冷到t 发生匀晶转变, 冷到 出固溶体α1 (含高熔点组元 出固溶体α 出固溶体 Ni较多),而液相的成分为L1 Ni较多),而液相的成分为 Ni较多),而液相的成分为L 与合金的成分相同. 与合金的成分相同. 与合金的成分相同 t1温度下相的相平衡关系为 t L1→α1 . 运用杠杆定律得出的α1量很少, 运用杠杆定律得出的α 运用杠杆定律得出的 量很少, 几乎为另,此时结晶刚刚开始. 几乎为另, 几乎为另 此时结晶刚刚开始.
固溶体平衡凝固时液,固两相相对量 固溶体平衡凝固时液, 固溶体平衡凝固时液 的变化:可以用杠杆定律确定. 的变化: 的变化 可以用杠杆定律确定.
固溶体合金平衡凝固示意图
⑶ 有极值的匀晶相图
具有极小点或极大点的匀晶 具有极小点或极大点的匀晶 相图. 相图. 相图 对应极点处液固两相的成分 对应极点处液固两相的成分 相同,其凝固过程为等温反应. 相同, 相同 其凝固过程为等温反应. 应用相律时要予以修正,因为 应用相律时要予以修正, 应用相律时要予以修正 该处的化学成分不变,所以确 该处的化学成分不变, 该处的化学成分不变 定系统状态的变数就减少一个, 定系统状态的变数就减少一个, 定系统状态的变数就减少一个 即 f=2-2=0. 极大点的匀晶相图比较少见. 极大点的匀晶相图比较少见. 极大点的匀晶相图比较少见
⑵平衡凝固 平衡凝固:凝固过程是在极其缓慢冷 平衡凝固: 却条件下凝固. 却条件下凝固. 平衡组织:在极其缓慢冷却条件下凝 平衡组织: 固所得到的组织. 固所得到的组织. 因速度十分缓慢, 因速度十分缓慢,原子能够进行充分扩 散,在凝固过程的每一时刻都能达到完 全的相平衡. 全的相平衡. 以含Ni=30% Cu-Ni合金为例 Ni=30%的 合金为例, 以含Ni=30%的Cu-Ni合金为例,来分析单 相固溶体合金的平衡凝固过程. 相固溶体合金的平衡凝固过程.
相图材料科学基础 (4)
![相图材料科学基础 (4)](https://img.taocdn.com/s3/m/841541ccb7360b4c2f3f64b1.png)
学前指导将学习到的知识点:知识点090. 具有一个一致熔融化合物的三元系统相图6.4.3.2 具有一个一致熔融二元化合物的三元系统相图●在三元系统中某两个组元间生成的二元化合物,组成点必是在浓度三角形的某一条边上。
●一致熔融化合物的特点是:化合物的组成点在自己的初晶区内。
一致熔融二元化合物S相图的概况●相图共有四个初晶区(A)、(B)、(C)和(S);●五条界线:e1E1、e2E2、e3E2、e4E1和E1E2;●两个三元无变量点E1和E2,在E l点上进行的过程是:L E1<-> A+S+C,在E2点上进行的过程是:L E2 <->B+S+C。
这两个点都是低共熔点。
有缘学习更多+谓ygd3076考证资料或关注桃报:奉献教育(店铺)连(结)线,CS连线实质上是一个以C和S为组元的二元系统。
之间的界线相交干m点,m点乃CS二元系统的低共熔点,为CS连线上的温度最低点。
但又是E1、E2界线上的温度最高点。
晶相,然后液相组成沿着CM射线向背离C的方向移动。
是开始同时析出C和S两种晶相。
●凡是组成在CS连线上的熔体结晶路程都只在CS线上,而且结晶结束点都在m点。
m点是CS二元系统的低共熔点。
则由于A或B的加入而使m由点变为界线mE1和mE2,温度由m点向E1或E2点E1E2上的温度最高点。
●m点称为鞍形点,也称为范雷恩点。
判断界线上温度下降方向——最高温度规则连线规则:在三元系统中,两个初晶区之间的界线或者延长线,如果和两个晶相的组成点的连线或者延长线相交,交点是界线的温度最高点,界线上的温度是随着离开上述交点而下降的。
副三角形的划分●连线CS把三元系统相图划分为两个三角形:△ASC和△BSC。
这两个三角形称为副三角形。
●由于每个副三角形实际都是一个独立的最简单的三元系统,所以又称为分三元系统。
分三元系统ASC对应的三元低共熔点是E1;分三元系统BSC对应的三元低共熔点是E2。
确定结晶结束点和结晶产物——三角形规则 ●原始熔体组成点所在三角形的三个顶点表示的物质即为其结晶产物;●与这三个物质相对应的初晶区所包围的无变量点是其结晶结束点。
材料科学基础I 4-4 单相固溶体晶体的长大
![材料科学基础I 4-4 单相固溶体晶体的长大](https://img.taocdn.com/s3/m/b99ef21c0b4c2e3f572763ae.png)
以上讨论的四种情况下凝固试样 的溶质浓度分布如图所示。
a为平衡凝固:均匀分布 b为液相中溶质完全混合 c为液相中只有扩散 d为液相中有扩散和部分混合 从图可以看出,随液相混合程度加大,界面前沿溶质富集层 厚度减小,固相成分分布曲线下降。
§4-4 单相固溶体晶体的长大
前述纯金属的凝固过程中没有成分的变化,晶体长大只与液体 中的温度梯度有关。单相固溶体晶体的凝固过程中,则有成分的 变化(溶质重新分布):液相成分沿液相线变化,固相成分沿固 相线变化,都与母相液体的平均成分不同。由于冷却条件的不同, 液、固两相中溶质重新分布的特点不同,从而引起界面前沿液体 过冷度的变化,进而导致晶体生长形态的变化。下面分四种情况 分别讨论。
微体积凝固后,溶质在液固两相中重新分配。
由于凝固前后溶质的质量平衡 所以
d M d M 1 2 C A d Z C d Z d C ( L Z d Z ) L sA L
( C C A d Z d C A ( L Z d Z ) L s) L ( 1 K ) C d Z ( L Z ) d C d Z d C 0 L L L
ZA fs L A
代入微分方程的解,得:
K 1 0
C C ( 1 f L 0 s)
Cf
K 1 0 0 L
C K C ( 1 f s 0 0 s)
K 1 0
这就是著名的夏尔(Scheil)公式,由于fL和fs分别为给定温度下 液固两相的体积分数,即相对量,所以也称为非平衡杠杆定律。
枝晶状生长 III区:具有较大的成分过冷。液相 有很宽的范围处于过冷状态,类似负温 度梯度条件,晶体以树枝状方式长大。
4、单组元相图及纯金属凝固
![4、单组元相图及纯金属凝固](https://img.taocdn.com/s3/m/0c8f79c19ec3d5bbfd0a7497.png)
材料科学基础 I
2)晶核的临界半径
令: dΔG = 0
dr
2σ r* = − ΔGv
2σ Tm r* = Lm Δ T
临界晶核半径:长大和消失几率相等的晶 坯的尺寸。
材料科学基础 I
2)晶核的临界半径
实验观察表明,凝固过程是一个形核和 长大的过程。
材料科学基础 I
三、晶核的形成
形核方式:
均匀形核(自发形核) 非均匀形核(非自发形核)
材料科学基础 I
均匀形核:
新相的晶核在母相中不依附任何外来物 而形成。它在母相各处所形核的几率都 是相同的,故称均匀形核 在一般的凝固过程中很难观察到 均匀形核 均匀形核理论是形核理论的基础。
材料科学基础 I
点阵匹配理论:
杂质和晶体要结构相似(晶格类型相同、 相近),点阵常数相当(或者原子间距 成整数倍)。 原因:杂质与晶体表面上的原子位置偏 离的程度小,产生的界面能小,形核功 小,形核容易。符合这种匹配条件的固 态粒子称为“活性粒子”。有促进形核的 作用。
材料科学基础 I
4)固态粒子表面形态对形核的影响
材料科学基础 I
1、均匀形核
条件:液体金属很纯净,在足够大的过 冷度下,金属晶核从液体中,在结构起 伏基础上直接出现,自发形成。 1)形核时能量的变化 2)晶核的临界半径 3)临界晶核形成功
材料科学基础 I
1)形核时能量的变化:
在一定过冷度ΔT下液相中形成一小块固 相晶体,体系能量有两方面变化:
材料科学基础 I
1/3表面自由能的能量从哪里来?
这靠液体内部的能量起伏来提供。 能量起伏:在液体微小区域内,能量此 起彼伏地偏离平均能量的现象。 这就是过冷液体金属需要一段时间才开 始结晶的主要原因。
高分子材料科学基础-第四章
![高分子材料科学基础-第四章](https://img.taocdn.com/s3/m/4288879f6529647d2728529d.png)
z 阳离子型:通常是一些胺盐和季铵盐。 z 非离子型:聚乙烯醇,聚环氧乙烷等。
乳液聚合最常使用的是阴离子型乳化剂,而非离子型乳化剂一般用做 辅助乳化剂与阴离子型乳化剂配合使用以提高乳液的稳定性。
乳化剂的组成
例:硬脂酸钠(sodium stearate):C17H35COONa
浊点是非离子型乳化剂水溶液随温度升高开始分 相时的温度;在使用非离子型乳化剂时,聚合温度应 在其浊点以下。
4.5.3 乳液聚合机理
4.5.3.1 聚合前单体和乳化剂状态
z 大部分乳化剂形成胶束 胶束内增溶有一定量单体
直径约 4 ~5 n m, 数目为1017-1018个/ cm3
增溶胶束
z 大部分单体分散成液滴
PS
LDPE
工艺过程要点
第一阶段预聚合至10%的转化率,然后浇模分段升温,最 后脱模成板材或者型材。
第一阶段在80-85℃下预聚合,转化率控制在33-35%,然 后送入特殊聚合反应器内在100-220℃温度递增的条件下聚合, 最后熔体挤出造粒。
选用管式或釜式反应器进行连续聚合,控制单程转化率为 15-30%,然后熔体从气相中分离出来,挤出造粒,未反应单体 经精制后循环使用。
直径约 1000 n m, 数目为1010-1012个/ cm3
单体液滴是提供 单体的仓库
z 极少量单体和少量乳化剂以分子分散状态溶解在水中
乳化剂
单体
少量在水相中
大部分形成胶束
小部分增溶胶束内
部分吸附于单体液滴 大部分在单体液滴内
引发剂
大部分在水中
5
4.5.3.2 乳液聚合场所
材料科学基础(上海交大)第4章
![材料科学基础(上海交大)第4章](https://img.taocdn.com/s3/m/89b06491d1f34693daef3e9f.png)
所以在平面2物质流出的速率应为:
物质在体积元中的积存速率为:
积存的物质必然使体积元内的浓度变化,因此 可以用体积元内浓度C旳dx随时间变化率来表示 积存速率,即
• 无规则行走的,扩散距离与步长的关系。 • 响扩散的主要因素。
• 反应扩散的特点和能应用相图确定反应扩 散出现相类型。
• 运用电荷中性原理确定不同情况下出现的 缺陷类型。
• 高分子链柔韧性的表征及其结构影响因素。
• 线型非晶高分子、结晶高分子和非完全结 晶高分子力学状态的差异和起因。
学习方法指导
In 1855, he introduced “Fick’s Law of Diffusion” which described the dispersal of gas as it passes through a fluid membrane. (Figure 4.2) An astigmatism in his eyes led Fick to explore the idea of a contact lens, which he successfully created in 1887. His other research resulted in the development of a technique to measure cardiac output. Adolf Fick’s work served as a vital precursor in the studies of biophysics, cardiology, and vision.
材料科学基础4-4相图的热力学基础4-5
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三.三元匀晶相图
后退 下页
on W β= mn ×100%
Wα=
mo mn
×100%
后退
下页
3、匀晶相图的平衡结晶过程分析 四 具有两相共晶反应的三元系相图
(1)相图分析(图5-88所示)
1)面及相区
液相面:abe´e,ce´e. 固相面aa´b´b,cc´d. 液固两相区aa´b´e´eab为L+α两相区 ce´edc´e´为L+β两相区.
(2)通过三角形顶点的任一直线。 位于该直线上的三元系材料,它们 所含的由另两个顶点所代表的两组 元含量之比是一定值。图5-78中CE 线上的各种成分。
●等腰三角形法
后退
下页
三元系中以两个组元为主,而第三组 元的浓度很低,可用等腰三角形。
●直角三角形法
三元系中以一个组元为主,其 余两个组元的浓度都相当低时,可 用直角三角形法。如图5-79。
μi(j) =
∂Gi ∂χi
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如图溶液的成分为 χ,可过曲线上与 此成分对应点作切
线,与纵轴的交点 a、b的吉布斯自 由能值便是组元A、 B再成分为χ溶体 中的化学位。
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2、相图中的相平衡 (1)多相平衡条件
1
2
3
k
i
i
i
i
若组元在各相中的化学位不相等,这个组 元就会从化学位高的相中向化学位低的相 发生迁移,使系统的自由能降低,直到它 在各相中的化学位相等为至,可见,溶液 中化学位梯度是物质迁移的驱动力。
水平截面:
可用杠杆定律及重心法则求相对量、某 温度下相的状态。
垂直截面:
不能用杠杆定律及重心法则求相对量、 不同温度下的冷凝过程。
材料科学基础 第四章 相图(3)
![材料科学基础 第四章 相图(3)](https://img.taocdn.com/s3/m/372ef45777232f60ddcca148.png)
第 十 一 节 三 元 共 晶 相 图
25
第 四 章 相 图
第十一节 三元共晶相图
二 组元在固态有限溶解的共晶相图
(3)变温截面 ) 3个三相区 个三相区 共晶相图特征: 共晶相图特征:水平线 ;两相共晶区特征:曲边三角形。 两相共晶区特征:曲边三角形。 1个三相区 个三相区 应用:分析合金结晶过程,确定组织变化. 应用:分析合金结晶过程,确定组织变化 局限性:不能分析成分变化。 成分在单变量线上,不在垂直截面上) 局限性:不能分析成分变化。(成分在单变量线上,不在垂直截面上)
第十一节 三元共晶相图
一 组元在固态互不相溶的共晶相图 (1)相图分析 ) 熔点;二元共晶点;三元共晶点。 点:熔点;二元共晶点;三元共晶点。 两相共晶线 液相面交线 两相共晶面交线 液相单变量线
液相区与两相共晶面交线
第 十 一
线:EnE
节 三 元 共 晶 相 图
14
第 四 章 相 图 第 十 一 节 三 元 共 晶 相 图
第十一节 三元共晶相图
一 组元在固态互不相溶的共晶相图 (1)相图分析 ) 液相面 固相面 面: 两相共晶面 三相共晶面 两相区: 个 两相区:3个 单相区: 个 区: 单相区:4个 三相区: 个 三相区:4个 四相区: 个 四相区:1个
15
第 四 章 相 图 第 十 一 节 三 元 共 晶 相 图
第 十 一 节 三 元 共 晶 相 图
26
第 四 章 相 图
第十一节 三元共晶相图
二 组元在固态有限溶解的共晶相图 合金结晶过程分析; 合金结晶过程分析; 相组成物相对量计算(杠杆定律、重心定律) (4)投影图 相组成物相对量计算(杠杆定律、重心定律) ) 组织组成物相对量计算(杠杆定律、 组织组成物相对量计算(杠杆定律、重心定律)
材料科学基础4-2二元相图及其类型
![材料科学基础4-2二元相图及其类型](https://img.taocdn.com/s3/m/43ad315ffbd6195f312b3169a45177232f60e4ce.png)
在材料科学中,二元相图是研究材料相变和物质结构的重要工具。掌握二元 相图的概念和表示方法对于理解材料的组成和行为非常关键。
二元相图的概念和基本原理
二元相图是描述两种组分在不同温度和组成条件下的相变行为的图表。它由 相平衡曲线、相区、反应区和相组成等基本元素组成。
总结和结论
二元相图是材料科学中重要的工具,它能够帮助我们理解材料的相变行为和 结构特点。掌握二元相图的基本原理和应用是进行材料研究和开发的关键。
不平衡相图描述的是在非平衡条件下的相变行为。它们可以是偏离平衡相图 的曲线,或者是描述非平衡相变过程的相图。
常见的二元相图实例
常见的二元相图实例包括铜-锌、铁-碳、铝-硅等。通过研究这些实例,我们 可以更好地理解不同材料的相变行为和结构特点。
二元相图在材料科学中的应用
二元相图在材料科学中具有广泛的应用,包括合金设计、材料制备和性能优 化等方面。通过研究相图,我们可以更好地控制和改进材二元相图通常由实验数据和计算结果得出。它们可以用等温截面、等组分截面和等压截面等方式进行表 示,以便更好地理解相变的规律和行为。
平衡相图的类型和特点
平衡相图分为几种类型,如共晶、共饱和、共晶点偏离、共析和不共晶等。每种类型都有其特定的特点 和相变行为。
不平衡相图的类型和特点
材料科学基础.第四章
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(1)平衡凝固溶质分布 冷却时固相的溶质分布
这种情况下,冷速极其缓慢, 固体、液体中溶质原子充
分扩散。凝固结束时,各部分成分都为Co,无偏析产生,如图
中的Co水平线。
(2)实际凝固(正常凝固)溶质分布 溶质分布及表达式见图。 ①液体中溶质完全混合--偏析严重,左端纯化; ②液体中溶质完全不混合—比较符合实际凝固; ③液体中溶质部分混合。
f=c-p+1(←f=c-p+2,温度、压力) 自由度数是指在木改变系统平衡相的数目的条件厂,可独立改变
的,不影响(影响/决定体系状态)合金状态的因素(如温度、压 力、平衡相成分)的数目。
自由度数的最小值为零,f =0时发生恒温转变,例如纯金属结 晶、二元合金的三相平衡转变、三元合金的四相平衡转变等。
1
4( 3
h2 hk k 2 a2
)(
l c
)2
六方系
对复杂点阵(体心立方,面心立方等),要考虑晶面层数的增加。 体心立方(001)面之间还有一同类的晶面(002),因此间距减半。
1.2.4 晶体的极射赤面投影
通过投影图可将立体图表现于平面上。晶体投影方法很多, 包括球面投影和极射赤面投影。
不平衡凝固的冷速越快,平均成分线的偏离越大。合金内部成分
不均匀现象称为偏析,晶粒内部成分不均匀称为“晶内偏析”, 树
枝晶内的偏析称为“枝晶偏析”。生产中用扩散退火(均匀化退 火)
4.固溶体合金凝固时的溶质量分布 合金凝固时的溶质重新分布,导致宏观偏析和微观偏析并对 晶体的生长形态产生很大影响。 匀晶合金冷却时,固相浓度CS与液相浓度CL的比值K0= CS/CL, 称为平衡分配系数,如图示。 讨论图4.7水平放置的圆 棒容器中,合金液体的定
无机材料科学基础相图热力学基本原理及相平衡
![无机材料科学基础相图热力学基本原理及相平衡](https://img.taocdn.com/s3/m/35415ef71711cc7931b716e0.png)
熔体(1600℃) 熔体 (1670℃)
α-石英
870℃
1470℃
α-鳞石英
α-方石英
1723℃ 熔融石英
573℃
163℃
180~270℃
急
冷
β-石英
β-鳞石英
β-方石英
石英玻璃
117℃ γ-鳞石英 重 建 型 转 变(慢)
位 移 型 (快) 转 变
SiO2相图
1、平衡加热:以使材料任意两个微区的温差区域无限小的速度加热。
一、水的相图 二、一元相图的型式
三、可逆和不可逆的多晶转变 四、SiO2系统的相图
五、ZrO2 系统
一、水的相图
A
压 强S
溶解 L
蒸发
临界点 C
f=1,单变量系统
f=0,无变量系统
O
C’
升华
g f-2
B 温度
状态点:代表一种热力学平衡态
介稳态
四、SiO2系统的相图
SiO2在自然界储量很大,以多种矿物的形态出现。如水晶、玛瑙、 砂岩、蛋白石、玉髓、燧石等。 在常压和有矿化剂存在的条件下,固 态有7种晶型,其转变温度如下:
f =0 E
L+B f=1
A+B f=1
A
B
相律应用必须注意以下四点: 1. 相律是根据热力学平衡条件推导而得,因而只能处理真实 的热力学平衡体系。 2. 相律表达式中的“2”是代表外界条件温度和压强。 如果电场、磁场或重力场对平衡状态有影响,则相律中的 “2”应为“3”、“4”、“5”。如果研究的体系为固态物质,可
1、相:指系统中具有相同的物理性质 和化学性质的均匀部分。
注:均匀微观尺度上的均匀,而非一般意义上的均匀。
(i) 相与相之间有界面,可以用物理或机械办法分开。 (ii) 一个相可以是均匀的,但不一定是一种物质。
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二、Fe-Fe3C相图分析 1.相图中各点、线、区及意义
液相线- ABCD
线
固相线- AHJECF
: 5个单相区:
•ABCD以上-液相区(L) • AHNA- δ 铁素体区 • NJESGN- γ奥氏体区 •GPQ以左- α 铁素体区 •DFK--Fe3C渗碳体区
•七个两相区:
L+δ、 L+γ、 L+Fe3C 、 •δ + γ、 α + γ 、
图2-29 Fe-Fe3C相图
三条重要的特性线
•GS线又称A3 线:冷却时A向F转变的 •开始线或加热时F向A转变终了线;
• A→F 或 F→A • fcc→bcc或bcc →fcc
•GS线是由G点( A3点)演变而来的, •随着含碳量的增加,奥氏体与铁素 •体的同素异晶转变温度逐渐降低, •从而由A3点演变成了A3线。
S点:共析点(0.77%C) PSK:共析反应线(727 ℃ )也称A1线
AS→FP+ Fe3C 即:A0.77→F0.0218+ Fe3C 共析组织:珠光体 ( P )
图2-29 Fe-Fe3C相图
0.09-0.53%C的所有铁碳合金冷 •至此温度都发生包晶转变:
•0.17%C(包晶)合金,反应前δ和L •的数量匹配得当,反应结束时δ和L •同时耗尽,变为单相奥氏体γ 。
α → Fe3CⅢ
最大的 Fe3CⅢ量: •W (Fe3CⅢ)=0.0218-0.008 •/6.69-0.008=0.33%
室温组织F+Fe3CⅢ 组成相为F+Fe3C
F + 少量Fe3CⅢ
Fe3CⅢ在晶界呈薄片状断续分布, 因量少,对性能影响不大,可忽略 不计。
•⑵ 共析钢 合金② •(W(C)=0.77%) 1-2点温度区间:L → γ, 按
• γ + Fe3C 、F + Fe3C
图2-29 Fe-Fe3C相图
•三个重要的点和线
J点:包晶点(0.17%C) HJB:包晶反应线(1495℃)
LB+δH→AJ 即: L0.53+δ0.09→A0.17
•C点:共晶点(4.3%C) •ECF:为共晶反应线(1148 ℃ ) • Lc→AE+Fe3C •即:L4.3→A2.11+Fe3C •共晶组织:莱氏体( Ld )
它在共析铁素体与共析渗碳 体的相界面上形成并与共析 渗碳体连在一起,在显微镜 下难以分辨,其数量很少, 对珠光体组织和性能无明显 影响,一般都忽略不记。
室温组织:P 组成相为:F+Fe3C
F% 6.69 0.77 100% 88% 6.69
Fe3C% 1 88% 12% 珠光体组织中, W( α): W( Fe3C )=8:1,即铁素体的体积应是 渗碳体的8倍。
•⑸ 共晶白口铸铁 W(C) =4.3% •⑹亚共晶白口铸铁 W(C) =2.11%-4.3% •⑺过共晶白口铸铁 W(C) =4.3%-6.69%
•碳钢与白口铸铁的界限是2.11%C: •0.0218% -2.11%不发生共晶转变属于碳钢, •2.11%- 6.69%发生共晶转变属于白口铸铁。
•2.画铁碳相图的步骤:
图2-29 Fe-Fe3C相图
•ES线又称Acm线:C在A中的溶解度变化曲线;当温度低于此线时, •从奥氏体中就要析出二次渗碳体 A→Fe3CⅡ •记作Fe3CⅡ,ES线又称为二次渗碳体的开始析出线。又称Acm线。 •E点(1148 ℃)为γ的最大溶碳量。Fe3CⅡ网状分布在A晶界上。
PQ线:C在F中的溶解线; •在 727 ℃时(P点)溶碳达最大值 •为0.0218%C, 在300 ℃以下,减少 •到0.008%C; •0.0218%C→0.008%C,F→Fe3CⅢ
•6.3个恒温转变反应式: •L+δ→A、 L→A+Fe3C、A→F+Fe3C。
7.3个匀晶转变:L→δ、L→ A、L→Fe3CⅠ 8.2个同素异构转变:δ-Fe→γ-Fe→α-Fe
•9.两个脱溶转变:A→ A+Fe3CⅡ F→F+Fe3CⅢ
几种碳钢的钢号和碳质量分数
类型
亚共析钢
共析钢 过共析钢
钢号
匀晶转变结晶出奥氏体,在2点 结晶完毕,全部转变为奥氏体。
2-3温区: γ冷却过程。 冷却到3点(727℃)时:在恒温下发生共析转变,
γ S→ αp+ Fe3C 形成珠光体,两相一般为层片状分布。
•继续冷却时:珠光体中的 •铁素体的含碳量将沿着PQ •线变化,共析铁素体要析 •出三次渗碳体; •(α → Fe3CⅢ )
•1.纯Fe的转变点:一个熔点和两个同素异 •构转变点。注意温度 •(A—1538℃、N—1394℃、G—912℃)。 •2.画三条水平线。注意由温度确度水平线 •高低位置、由水平线起始点的成分数值确 •定水平线长短位置。
•3.写各点的符号(字母)并连线。分三个 •相图形式连线。 •4.10个成分点。HJB ECF PSK Q •5.6个温度。A N G(熔点和同 •素异构转变温度);HJB 线、PSK线、ECF线。
•这种由铁素体析出的渗碳体称为 •三次渗碳体。 •Fe3CⅢ呈短杆状,量极少,可忽略。
图2-29 Fe-Fe3C相图
•三、铁碳合金及平衡结晶 •1 .铁碳合金 •根据含碳量及组织特征, •铁碳合金可分为7种。
⑴ 工业纯铁
•W(C)<0.0218% •只发生同素异晶转变
碳钢 白口铸铁
•⑵ 共析钢 W(C)=0.77% •⑶ 亚共析钢 W(C)= 0.0218%- 0.77% •⑷ 过共析钢 W(C)=0.77%-2.11%
20 45 60
T8 T10 T12
碳质量分 数/%
0.20
0.45
Байду номын сангаас0.60
0.80
1.00 1.20
⑴ 工业纯铁 合金Ⅰ
1-2 温度区间: L → δ 按匀晶转变结晶出固溶体。
2-3温度区间: δ相冷却过程。 冷至3点: δ → γ,发生δ固溶 体同素异晶转变,奥氏体优先在δ 相的晶界上形核并长大,这一转变 在4点结束,合金全部为奥氏体。
δ铁素体:
称高温铁素体,碳溶于δ- Fe中的间隙
固溶体,体心立方晶格(bcc) ,用符号 δ表示。
三种固溶体的溶碳能力:
铁素体:
最大溶碳量(727℃)为0.0218%,室温 下为0.008%。
奥氏体:
奥氏体的最大溶碳量(1148 ℃)为 •2.11%,随着温度降低,其溶解度也减 •小,在727℃时,为0.77%C。
2.渗碳体 Fe3C相
3.石墨 C或G
是铁与碳形成的间隙化合物,含碳量为6.69%, 可用符号Cm表示,熔点为1227 ℃,晶格类型 是正交晶系,硬度很高HB=800,延伸率近另。 230 ℃(A0)为居里点,230 ℃以下具有一定 的铁磁性。
•渗碳体是一种亚稳定相。在一定条件 •下会发生分解,转化为石墨 • Fe3C-3Fe+C(石墨) •石墨含有100%的碳,具有六方晶格, •是灰口铸铁中的一个基本组成相。 •硬度HB3-5,塑性几乎为另,可用符 •号C或G表示。
γ S→ αp+ F3C
5点以下:先共析α和 P中的共析铁素 体析出Fe3CⅢ,因数量很少忽略不记。
室温组织F+P 组成相为F+Fe3C
含碳量越高珠光体量越 多,先共析铁素体量越少。
( 见图5-43a、b、c)
计算W(C)=0.40%碳钢 室温下组织组成物和相组 成物的相对量:
•组织组成物含量为: •W(F)=0.77-0.40/0.77-0.0218 •=49.5% •W(p)=1-49.5%=50.5%
渗碳体是一个稳定的化合物,将其 •作为一个组元与铁构成Fe-Fe3C 相 •图。由于钢的含碳量最多不超过 •2.11%,铸铁中含碳量最多不超过 •5%,所以研究铁碳合金,只需研 •究Fe-Fe3C部分即可。
为全面反映铁碳合金的组织状态, 将 Fe-Fe3C和Fe-C综合在一起, 绘成双重相图,如图5-37所示。
4-5温区:γ相冷却过程。 冷却到5点:γ → α 发生γ固溶体的同素异晶转变, 同样铁素体也是在奥氏体晶 界形核,并长大。
•温度降到6点: •奥氏体全部转变为α铁 •素体。
6-7温区: α相冷却。 冷至7点时:碳在铁素体中的溶解度达 到饱和,当温度降至7 点以下时,从 铁素体中将析出三次渗碳体
图中实线部分为Fe-Fe3C相图,虚线表示Fe-C相图 (虚线与实线重合的部分以实线表示)。 相图中包括包晶相图、共晶相图、共析相图组成。
一、铁碳合金的组元及基本相
• 1.纯铁 • 铁是过渡族元素,熔点为1538℃。在固态下铁可以
发生两种同素异晶转变,具有两种同素异晶状态。
•将δ-Fe →γ -Fe 的转变温度称为A4点, •γ -Fe → α -Fe的转变温度称为A3点。 •同素异晶转变与液态结晶一样,也是一种相变过程。为了区别于 •液态结晶,通常将固态下的相变过程称为重结晶。
δ铁素体:
•δ铁素体的最大溶碳量(1495 ℃)为 •0.09%。
•奥氏体的溶碳能力大于铁素体的原因: •奥氏体晶体间隙大,面心立方晶格(γ-Fe)八面体半径为 •0.0535nm(950 ℃);体心立方晶格( α-Fe)八面体半径 •为0.0186nm(20 ℃),碳的原子半径为0.077nm 。
铁素体的性能 奥氏体的性能
力学性能以及物理、化学性能 与纯铁极相近,塑性、韧性很 好(δ=30%~50%),强度、 硬度很低(σb=180~280Mpa)。 居里点也是770℃。
强度、硬度低,塑性、韧性高。 在铁碳合金平衡状态时,奥氏 体为高温下存在的基本相,也 是绝大多数钢种进行锻压、轧 制等加工变形所要求的组织。
(3)亚共析钢 合金③
W(C)=0.40% 1-2温度区间: L → δ按匀晶 转变结晶出δ固溶体。