材料科学基础-二元系相图

材料科学基础FundamentalsofMaterialsScience第三章合金相结构及二元相图3.1合金相结构★3.2液态合金固化★★3.3二元相图的建立

3.4二元匀晶相图★3.5二元共晶相图★3.6二元包晶相图★3.7其它类型二元相图

3.8相图与性能

3.9二元相图热力学初步★为何工业上很少使用纯金属，而多使用合金？纯金属性能有限。合金：两种或两种以上的金属，或金属与非金属，经熔炼或烧结，或用其他方法组合而成的具有金属特性的物质。组元：组成合金最基本的、独立的物质。(如二元、三元、多元合金)可以是纯元素，也可以是化合物。合金相结构3.1合金相结构相(phase)

：合金中具有同一聚集状态、成分和性能均一，并以界面分开的组成部分。合金相由固溶体和中间相两大类相组成。3.1.2固溶体SolidSolution固溶体：溶质原子完全溶入固态溶剂中，并能保持溶剂元素的晶格类型所形成的合金相。1.分类：ABA为纯金属：第一类固溶体A为化合物：第二类固溶体置换固溶体(SubstitutionalSS)间隙固溶体(InterstitialSS)有限固溶体(FinitudeSS)无限固溶体(InfinitudeSS)有序固溶体(OrderedSS)无序固溶体(RandomSS)2.置换固溶体(SubstitutionalSS)溶质原子取代了溶剂原子在结构中的位置所形成的固溶体。影响固溶度的因素(1)尺寸因素(SizeFactor)溶质和溶剂的相对尺寸差别Δr＝(r质-r剂)/r剂必须小于15%，才可能有比较大的固溶度。点阵畸变：rb＞ra

膨胀

rb＜ra

收缩(2)电负性因素(ElectronegativityFactor)电负性：原子吸引电子形成负离子的倾向。影响固溶度的因素(3)电子浓度因素(ElectronconcentrationFactor)电子浓度：合金相中各组元价电子总数与原子总数之比。溶剂原子与溶质原子的电负性差越大，固溶度越小。影响固溶度的因素尺寸因素有利情况下，溶质元素的原子价越高，固溶度越小。Zn,Ga,Ge,As在一价铜中最大溶解度分别为38%,20%,12%,7%;溶剂元素为1价面心立方时，C电子极限＝1.36溶剂元素为1价体心立方时，C电子极限＝1.48溶剂元素为1价密排六方时，C电子极限＝1.75(4)晶体结构因素(StructureFactor)溶质原子与溶剂原子的晶体结构不同时，一般是有限固溶体。晶体结构相同并同时满足电负性和尺寸相近的条件下可能形成无限固溶体。Ni-Cu,Fe-Cr,Au-Ag影响固溶度的因素3.间隙固溶体(InterstitialSS)尺寸很小的溶质原子，在固溶体中处在晶胞的间隙位置，形成间隙固溶体。溶质原子HBCNO原子半径(Å)0.460.970.770.710.60Δr>0.41间隙固溶体都是有限固溶体。间隙固溶体的固溶度还与晶格类型有关。面心立方：八面体间隙>四面体间隙体心立方：更容易进入到八面体间隙☆碳和氮与铁形成的间隙固溶体是钢中的重要合金相。面心立方的γ-Fe,C,N在八面体间隙。体心立方的α-Fe,C,N在八面体间，尽管四面体间隙大。(1)晶格畸变溶质溶剂原子大小不同－－局部晶格畸变－－弹性应力场－－晶格常数变化。补充：固溶体的微观不均匀性固溶体中的溶质原子分布可分为无序分布、偏聚分布和短程有序分布。(2)偏聚与有序溶质原子和溶剂原子分别占居固定位置，而且晶胞中溶质和溶剂原子之比都是一定的，又称有序固溶体。

(3)有序固溶体固溶强化：间隙原子造成的点阵不对称畸变，产生一个强应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用。固溶体的性能马氏体转变：马氏体具有较高的强度。3.1.3金属间化合物/中间相定义：不和相图端际相连接的相。成分处在A于B中和B于A中的最大溶解度之间。可以是化合物，也可以是以化合物为基的固溶体。结构不同于组成化合物的组元。主要为金属键，兼有离子键、共价键。具有金属的性质，又称为金属间化合物。中间相的分类正常价化合物(ValenceCompoud)：电负性控制，符合原子价规律电子化合物(ElectronCompound)：电子浓度控制，电子浓度与晶体结构有关尺寸因素化合物(Size-FactorCompound)：间隙相，间隙化合物，△r>41%结构简单，△r<41%，复杂结构。拓扑密堆相：全部或主要是四面体间隙的复杂结构。1.正常价化合物结合一般是离子键，具有稳定的电子层结构。NaCl型结构，fcc:HfC,HfN,VC,TiC,ZrC,PbS,PbSe。正常价化合物CaF2型，fcc:Be2B,Be2C,Mg2Si,Mg2Si。闪锌矿ZnS结构，立方:AlSb,

CdS,β-SiC。正常价化合物纤维锌矿(ZnS),

密排六方:AlN,γ-MnS,GaAs,GaSb,InSb,AlP。NiAs:As组成密排六方，Ni在其间隙中。2.电子化合物Hume(休姆)：电子浓度和晶体结构有明确对应关系。电子浓度通常为21/14，21/13，21/12。几种电子化合物的电子浓度与晶体结构电子浓度＝21/14＝3/221/1321/12β体心立方复杂立方β-Mn结构密排六方ζγ黄铜结构密排六方结构CuBe,FeAlCuZn,NiAlCu3Al,Cu3Sn,Cu3InCu5Si,Ag3Al,AgHg,Au3AlCu5Ge,AgZn,Ag3Al,Cu5SnCu5Zn8,Cu31Si8,Ni5Be21,Fe5Zn21CuZn3,Cu3Sn,Cu3Si,Ag3Sn,Au5Al3计算电子浓度，各元素的价电子价电子元素价电子元素1Cu,Ag,Au4Si,Ge,Sn,Pb2Be,Mg,Zn,Cd,Hg5P,As,Bi,Sb3Ga,Al,In6Fe,Co,Ni,Ru,Rh,Pd,Pt,Ir,Ds3.间隙相与间隙化合物由原子半径比较大的过渡族金属(M)与原子半径比较小的非金属(X=H,B,C,N,O)组成，非金属占间隙位置。RX/RM=0.23,占四面体间隙CN=4RX/RM=0.41～0.59,占据八面体间隙CN=6RX/RM>0.59,如硼化物与硅化物(Cr,Mn,Fe,Al的碳化物),则会形成复杂的结构(1)间隙相结合一般是共价键和金属键，一般可用简单化学式表示，并且一定化学式对应一定的晶体结构。具有极高硬度和熔点，多数具有金属性，是合金工具钢及硬质合金中的强化相。(2)间隙化合物Fe3C种类多，结构复杂。熔点和硬度均比间隙相略低，是钢中最常见的强化相。4.拓扑密堆相(TopologicallyClose-

PackedPhase)拓扑学形成空间利用率很高配位数大的一类结构。利用两种尺寸不同原子的配合，尽是成四面体堆垛(为主)。密堆结构配位数很高，都大于12，可为14、15、16。拓扑密堆结构可用配位多面体来描述：原子为中心，周围原子用直线连接构成的多面体。多面体的面为三角形，称为三角形配位多面体，如此类推……拓扑密堆相(TopologicallyClose-

PackedPhase)配位多面体的几何特性拓扑结构也可以看作层状结构，主要原子层通常由较小的原子所组成。具有一定的形状，常常包含有六角形、四角形和三角形的图案。次层由大原子组成并分布于主层的大空隙中。拓扑密堆结构相通常有下面几种：拉弗斯(Laves)相、σ相、R相和P相。Laves：MgZn2型结构,MgCu2结构,MgNi2相MgCu2每个单胞：16个Cu原子8个Mg原子σ相σ相比较稳定，引起钢中脆性，特别在不锈钢中合金相结构总结合金相固溶体中间相/金属间化合物置换固溶体间隙固溶体正常价化合物电子化合物间隙相与间隙化合物拓扑密堆相当二组元的电负性差别较大时，可能形成正常价化合物。当电子浓度是控制因素，并达到21/12、21/13、21/14时，可能形成电子化合物。当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

1.当二组元的原子半径差Δr<8-15%，结构类型相同、电负性相差很小、价电子数相等时，可能形成无限固溶体；如果，Δr<15%，但结构不同，或15%<Δr<20%，均可能形成有限固溶体。合金相结构总结当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

2.30%<Δr<41%，电负性相差较大，可能形成间隙化合物。

3.Δr>41%，电负性相差较大，可能形成间隙相。

4.Δr>41%，电负性相差不大，可能形成间隙固溶体。合金相结构总结由一种元素或化合物构成的晶体称为单组元晶体或纯晶体，该体系称为单元系。3.3二元相图的建立对于不含气相的凝聚体系，相律可写成：二元合金相图的基本知识相图的物理意义二元相图通常用纵坐标表示温度，横坐标表示成分a.已知合金成分，根据相图找出不同温度下合金所处的状态和相变点。b.温度一定，合金所处的状态以及合金随成分发生的相转变。c.相图表明的是热力学的平衡状态。d.相图并未表明各相的分布状态。如弥散度、晶粒大小，与形状。e.许多理论研究和实际生产工艺都是从相图出发或以此为依据的。f.不同温度时组织状态随成分而改变的规律---金相分析的重要依据。

(新合金的研制--熔铸--加工--热处理工艺规范)47PhaseDiagrams•IndicatephasesasafunctionofTemp,CompandPressure.•Focuson:-binarysystems:2components.-independentvariables:TandC(P=1atmisalmostalwaysused).Cu-Nisystem•2phases:

L(liquid)a

(FCCsolidsolution)•3differentphasefields:LL+aawt%Ni2040608010001000110012001300140015001600T(°C)L(liquid)a

(FCCsolidsolution)L

+aliquidussolidus48•ChangingTcanchange#ofphases:pathAtoB.•ChangingCocanchange#ofphases:pathBtoD.EffectofTemperature&Composition(Co)wt%Ni2040608010001000110012001300140015001600T(°C)L(liquid)a

(FCCsolidsolution)L

+aliquidussolidusABDCuCu-Nisystem合金相结构总结合金相固溶体中间相/金属间化合物置换固溶体间隙固溶体正常价化合物电子化合物间隙相与间隙化合物拓扑密堆相当二组元的电负性差别较大时，可能形成正常价化合物。当电子浓度是控制因素，并达到21/12、21/13、21/14时，可能形成电子化合物。当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

1.当二组元的原子半径差Δr<8-15%，结构类型相同、电负性相差很小、价电子数相等时，可能形成无限固溶体；如果，Δr<15%，但结构不同，或15%<Δr<20%，均可能形成有限固溶体。合金相结构总结当尺寸因素为主要因素时，还要看电子浓度因素与电化学因素：

2.30%<Δr<41%，电负性相差较大，可能形成间隙化合物。

3.Δr>41%，电负性相差较大，可能形成间隙相。

4.Δr>41%，电负性相差不大，可能形成间隙固溶体。合金相结构总结可用重量百分数wt%，原子百分数at%，通常是wt%组元A、B；原子量为MA、MB；a、b为A、B的重量百分数；k,h表示原子百分数。两者换算关系是相图的表示方法表象点：二元相图图面的任意一点→所在相区，该合金在某一温度下的相→所有合金在不同温度下的状态。相变温度确定：对给定合金的成分作垂线，与相图中各曲线交点所对应的温度就是相变温度，有时称临界点。测定合金系中若干成分不同的合金的平衡凝固温度和固态相变温度具体方法：热分析、金相分析、硬度测试、X射线分析、膨胀试验、电阻试验等。是根据相变时发生某些物理变化为基础，精确建立相图常采用几种方法来校定。二元相图的建立热分析法是利用相变潜热来测定的，步骤如下：配制合金系中几种不同成分合金熔化后，测试其冷却曲线根据曲线上的转折点，确定各合金的凝固温度将上述数据引入以温度为纵轴，成分为横轴的坐标平面中连接意义相同的点，作出相应的曲线曲线将图面分成若干区域----相区。经过金相组织分析，测出各相区所含的相，将相的名称标注其中，相图工作就完成测试时要求合金的成分准确，纯度高，冷却速度要慢0.5~1.5℃/minNi-Cu合金相图，是最简单的相图之一两个单相之间必定有一个由这两个相组成的两相区，而不能以一条线接界。在二元相图中，若是三相平衡，则三相区必为水平线，这条水平线与三个单相区的接触点确定了三个平衡相及相浓度。如果两个恒温转变中有两个相同的相，则这两条水平线之间一定是由这两个相组成的两相区。当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则分界线的延长线应进入另一两相区，而不会进入单相区。二元合金相图的一些几何规律T/℃Cu%oLαabcO杠杆定律表象点若在双相区，以表象点作水平线，与两侧的相区边界线相交，通过交点成分坐标可确定两相的平衡成分。例：设合金O重量为W0，液相为WL，固相为Wα，则WL+Wα=W0.液相中含Cu重WL.ca,固相中含Cu重Wα.cb.杠杆定律只能在两相平衡的状态下使用匀晶、共晶、包晶是基本相图1，确立液固相线，若存在稳定化合物，可视为一组元将相图划分2，确立单相区，根据相图接触法则，确立各相区的组成，相界线—成分点3，找出三相共存的水平线，确立相变特征点、反应式、转变类型4，单相区，相的成分是合金的成分；两相区，相的成分沿相界线变化，符合杠杆定律；三相区，各相成分恒定。应用条件：①研究不同成分合金随温度改变组成相的平衡状态；但未表明相形态、大小、分布②实际是非平衡状态，尤其要重视分析可能出现的相及组织二元相图的分析方法3.4二元匀晶相图3.4.1相图分析二组元在液态、固态均无限互溶的合金系的相图为匀晶相图。如：Cu-Ni,Nb-Ti,Cr-Mo,Sb-Bi,Au-Ag,Cd-Mg,Pt-Rh等。62•Rule1:IfweknowTandCo,thenweknow:--howmanyphasesandwhichphasesarepresent.•Examples:Cu-NiphasediagramDeterminationofphase(s)presentMeltingpoints:Cu=1085°C,Ni=1453°CSolidus-Temperaturewherealloyiscompletelysolid.Abovethisline,liquefactionbegins.Liquidus-Temperaturewherealloyiscompletelyliquid.Belowthisline,solidificationbegins.液相区L固相α固相区+液相区(α+L)t1t3t2ABB%温度分析：液相线之上，单一液相区固相线之下，单一固相区两线之间，是液相与α固溶体的二相平衡区合金凝固时，t1温度是凝固开始温度t2温度是凝固过程温度t3温度是凝固结束温度在一定温度范围内不断由液相中凝固出固溶体，液相和固相成分都不断随温度下降而沿液相线和固相线变化的过程---匀晶转变65•Rule2:IfweknowTandCo,thenweknow:--thecompositionofeachphase.•Examples:Cu-NisystemPhaseDiagrams:compositionofphasesAtTA

=1320°C:

OnlyLiquid(L)present

CL=C0

(=35wt%Ni)AtTB

=1250°C:

Both

andLpresentAtTD

=1190°C:

OnlySolid(a)present

C

=C0

(=35wt%Ni)

CL

=C

liquidus

(=32wt%Ni)

C

=C

solidus

(=43wt%Ni)66•Rule3:IfweknowTandCo,thenweknow:--theamountofeachphase(giveninwt%).Cu-Nisystem•Examples:PhaseDiagrams:weightfractionsofphases=27wt%67wt%Ni20120013003040501100L(liquid)a

(solid)L

+aL

+aT(°C)A35C0L:35wt%NiCu-Nisystem•Phasediagram:Cu-Nisystem.•Considermicrostucturalchangesthataccompanythecoolingofa

C0=35wt%Nialloy46354332a:43wt%NiL:32wt%NiBa:46wt%NiL:35wt%NiCEL:24wt%Nia:36wt%Ni2436D3.4.2匀晶系合金的平衡凝固固溶体合金的平衡结晶与纯金属结晶的比较①

相同点：基本过程：形核－长大；热力学条件：⊿T>0；能量条件：能量起伏；结构条件：结构起伏。②不同点：合金在一个温度范围内结晶（可能性：相律分析；必要性：成分均匀化。）合金结晶是选分结晶：需成分起伏。c10f05Developmentofmicrostructureduringthenon-equilibriumsolidificationofa35wt%Ni-65wt%Cualloyoutcome:Segregation-nonuniformdistributionofelementswithingrains.Weakergrainboundariesifalloyisreheated.3.4.3匀晶系合金的不平衡凝固•Ca

changesasitsolidifies.•Cu-Nicase:•Fastrateofcooling:Coredstructure•Slowrateofcooling:EquilibriumstructureFirst

a

tosolidifyhasCa

=46wt%Ni.Last

a

tosolidifyhasCa

<35wt%Ni.CoredvsEquilibriumPhasesCoringcanbeeliminatedbymeansofahomogenizationheattreatmentcarriedoutattemperaturesbelowthealloy’ssolidus.Duringtheprocess,atomicdiffusionproducesgrainsthatarecompositionallyhomogeneous.偏析：实际铸造生产中，合金在铸型中的冷却速度比较快，是非平衡态。☆晶体内部化学成分不均匀的现象称晶内偏析☆晶内偏析决定于冷却速度，偏析元素的扩散能力以及液固相线之间距离枝晶偏析：树枝晶的枝干和枝间化学成分不均匀的现象。严重枝晶偏析使铸件力学性能降低，枝晶空隙位置有夹杂(低熔点)，抗蚀能力下降。可利用扩散退火，在低于固相线100~200℃长期保温来消除枝晶偏析。73•Effectofsolidsolutionstrengtheningon:--Tensilestrength(TS)--Ductility(%EL,%AR)--PeakasafunctionofCo--Min.asafunctionofCoMechanicalProperties:

Cu-NiSystem74wt%Ni20120013003040501100L(liquid)a

(solid)L

+aL

+aT(°C)A35C0L:35wt%NiCu-Nisystem•Phasediagram:Cu-Nisystem.•Considermicrostucturalchangesthataccompanythecoolingofa

C0=35wt%Nialloy46354332a:43wt%NiL:32wt%NiBa:46wt%NiL:35wt%NiCEL:24wt%Nia:36wt%Ni2436D匀晶系合金的平衡凝固c10f05Developmentofmicrostructureduringthenon-equilibriumsolidificationofa35wt%Ni-65wt%Cualloyoutcome:Segregation-nonuniformdistributionofelementswithingrains.Weakergrainboundariesifalloyisreheated.匀晶系合金的不平衡凝固3.2液态合金固化匀晶转变---一个温度范围内进行，固液相成分都随温度下降而发生变化。尽管温度不同，但两平衡相成分的比值却基本为恒定值：CS/CL=k0(平衡分配系数)。平衡分配系数CLCSB%A(a)CS/CL=k0<1T0TCLCSB%A(b)CS/CL=k0>1T0T平衡分配系数：在一定温度下，固、液两平衡相中溶质浓度的比值。k0=Cs/Cl在此只讨论k0<1的情况，合金浓度为C0，自左端向右端凝固(水平团圆棒)。L

SL

SL

SL

SLS

SLt=t1C0C0C1C1C1C2K0C0K0C1K0C1K0C2t=0t=t1t=t2t=t2t=t3t=t3B%B%C2K0C2K0C2K0C3=C0C3C2K0C3K0C11)固溶体平衡凝固溶质分布3.2.1合金凝固时的溶质分布2)液相中完全混合时的溶质分布凝固速度慢,液相中溶质通过扩散,对流搅拌而完全混合,液相均匀.设凝固过程某一时刻界面到达Z,固相体积,fS=Z/L,液体体积fL=1-Z/L液相完全混合时溶质分布SLdCLCSk0C0C0dZ01ZCL根据凝固前后体积元中质量平衡，可写出下式：因液固界面处保持平衡，CS=K0CL：给定合金成分：k0和C0均为定值k0＜1时，随Z/L的增大，cL和cS均不断升高，凝固结束后，金属棒两端产生显著的浓度差异，偏析严重S凝固速度很快时，界面很快推移；固体中没有扩散液体中仅靠扩散混合3）液相完全不混合的溶质分布凝固开始时：L：C0；S：K0C0凝固dZ距离：L：C0+dCL；S：K0(C0+dCL)；液相和固相的浓度均不断增加。凝固某一距离后：L：C0/K0；S：C0；此时液体中离开的溶质和进入的溶质相等，浓度稳定。SLC00LZ把凝固开始一直到(CL)i/(CL)B开始变为常数阶段称为初始过渡区。初始过渡区为1cm长。SL(CL)i(CL)B(CS)iC00LZCLCSC04）液相部分混合时的溶质分布a.平衡凝固，b.熔液中溶质完全混合c.熔液中溶质完全不混合d.熔液中溶质部分地混合浓度C010C0k0cdbac对于给定合金，k0<1时，随着凝固体积分数Z/L的增大，CL和CS均不断升高；凝固结束后，金属棒两端产生显著的浓度差异：宏观范围内，浓度不均匀性称为宏观偏析。k0越大，偏析越严重。固溶体不平衡凝固时，凝固速度愈慢，液相中溶质混合愈充分，凝固后溶质分布愈不均匀，宏观偏析愈严重。5）区域熔炼3.2.2成分过冷TAT0LTA-mC0/K0B%C0A温度(a)纯金属有其固定的理论凝固温度Tm,当液态金属中实际温度低于Tm时引起的过冷－－热学过冷。SLZ温度界面T0GRTT1温度温度温度界面C0界面距离ZZZT0(b)(c)(d)(e)成分过冷：合金凝固过程中，液固界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷。形成：界面溶质浓度从高到低：液相线温度从低到高。1.合金的液相线越陡（m），合金含溶质浓度越大（C0），液体的扩散系数越小（D），K0<1时，K0越小，K0>1时K0越大则成分过冷倾向越大。2.液相中实际温度分布（G）越平缓，凝固速度（R）越快，成分过冷倾向越大。成分过冷对晶体生长形状和铸锭组织的影响a.无成分过冷界面形貌和纯金属相似，正温度梯度下液固界面保持平面状向前推移，先凝固与后凝固部分溶质浓度不同。SLb.有较小过冷区液固界面上偶然突出部位就伸入过冷区，长大速度快，凸向液体形成胞状界面,k0<1时，溶质富集于胞界，k0>1，富集在胞心.T0T1GLxSLc.较大过冷区液固界面凸出部分继续向过冷液体长大，其侧向也有分枝，形成树枝状界面，k0<1,溶质富集于枝晶，k0>1,富集于枝间。SLa.平衡凝固，b.熔液中溶质完全混合c.熔液中溶质完全不混合d.熔液中溶质部分地混合浓度C010C0k0cdbac内容回顾SLZ温度界面T0GRTT1温度温度温度界面C0界面距离ZZZT0(b)(c)(d)(e)内容回顾3.5二元共晶相图液相互溶，固相有限溶解，并且发生共晶反应的相图。如Pb-Sn,Pb-Sb,Al-Si等♠两相性能不同，通过定向结晶---新型的复合材料；共晶合金以共晶为基础而形成的。3.5.1相图分析二元共晶相图如下图：1032componentshasaspecialcompositionwithamin.meltingT.Binary-EutecticSystems•3singlephaseregions

(L,a,b)

•Limitedsolubility:a:mostlyCub:mostlyAg

•TE:NoliquidbelowTE:CompositionattemperatureTE

•CE

Cu-Agsystem

L(liquid)aL

+aL+b

ba+b

C,wt%Ag2040608010002001200T(°C)

400600800

1000CETE8.071.991.2779°C

coolingheating•Eutecticreaction

L(CE)

(CE)+(CE)共晶转变：由一定成分的液相同时结晶出两个一定成分固相的转变。EutecticReaction共晶相图：具有共晶转变特征的相图。共晶组织：共晶转变产物。（是两相混合物）c10f07Copper-SilverPhaseDiagramc10f08Pb-SnPhaseDiagramLiquidusSolidusSolidusSolidusSolvusSolvus107L+aL+ba+b200

T(°C)18.3C,wt%Sn2060801000300

100

L(liquid)a183°C

61.997.8b•Fora40wt%Sn-60wt%Pballoyat150°C,determine:--thephasespresentPb-Snsystem(Ex1)Pb-SnEutecticSystem

Answer:a+b--thephasecompositions--therelativeamount

ofeachphase15040C011C

99C

Answer:Ca=11wt%SnCb=99wt%SnW

=C

-C0C

-C

=99-4099-11=5988=0.67W

C0

-C

C

-C

==2988=0.33=40-1199-11Answer:108Answer:Ca=17wt%Sn--thephasecompositionsL+ba+b200

T(°C)C,wt%Sn2060801000300

100

L(liquid)a

bL+

a183°C•Fora40wt%Sn-60wt%Pballoyat220°C,determine:--thephasespresent:(Ex2)Pb-SnEutecticSystem--therelativeamount

ofeachphaseWa=CL-C0CL-C

=46-4046-17=

629=0.21WL=C0-C

CL-C

=2329=0.7940C046CL17C

220

Answer:a+LCL=46wt%SnAnswer:a.平衡凝固，b.熔液中溶质完全混合c.熔液中溶质完全不混合d.熔液中溶质部分地混合浓度C010C0k0cdbac内容回顾SLZ温度界面T0GRTT1温度温度温度界面C0界面距离ZZZT0(b)(c)(d)(e)内容回顾1112componentshasaspecialcompositionwithamin.meltingT.Binary-EutecticSystems•3singlephaseregions

(L,a,b)

•Limitedsolubility:a:mostlyCub:mostlyAg

•TE:NoliquidbelowTE:CompositionattemperatureTE

•CE

Cu-Agsystem

L(liquid)aL

+aL+b

ba+b

C,wt%Ag2040608010002001200T(°C)

400600800

1000CETE8.071.991.2779°C

coolingheating•Eutecticreaction

L(CE)

(CE)+(CE)•Foralloyswhere

C0<2wt%Sn•ResultatroomtemperatureisapolycrystallinewithgrainsofaphasehavingcompositionC0MicrostructuralDevelopments

inEutecticSystems-I0L+a200T(°C)

C,wt%Sn10220C0300100La

30a+b400(roomTsolubilitylimit)TEaLL:C0wt%Sna:C0wt%SnPb-Snsystem3.5.2合金的平衡结晶及其组织（以Pb-Sn相图为例）2wt%Sn<C0<18.3wt%Sn•Resultsinpolycrystallinemicrostructurewitha

grainsandsmallb-phaseparticlesatlowertemperatures.MicrostructuralDevelopments

inEutecticSystems-IIL

+

a200T(°C)

C,wt%Sn1018.3200C0300100La30

a+b400(sol.limitatTE)TE2(sol.limitatTroom)LaL:C0wt%Snaba:C0wt%SnPb-Snsystemc10f13MicrostructuresinEutecticSystems-IIIPb-Snsystem•Co=CE

•Resultsinaeutecticmicrostructurewithalternatinglayersofa

and

b

crystals.coolingheatingPb-SnMicrostructuresThedarklayersarePb-richαphase,thelightlayersaretheSn-richβphase.117•Foralloyswith18.3wt%Sn<C0<61.9wt%Sn•Result:

aphaseparticlesandaeutecticmicroconstituentMicrostructuresinEutecticSystems-IV18.361.997.8eutecticaeutecticbWL=(1-Wa)

=0.50Ca

=18.3wt%Sn

CL

=61.9wt%SnWa

==0.50•JustaboveTE:•JustbelowTE:C

=18.3wt%SnC

=97.8wt%Sn

W

=

=0.727W

=0.273wt%SnPb-SnsystemL+

200

T(°C)C,wt%Sn2060801000300

100

LabL+

40

+

TEL:C0wt%SnL

L

CL-C0CL-C

Cβ-C0Cβ-C

Primaryα

c10f13coolingheating

组织组成物与组织图组织组成物：组成材料的中各个不同本质和形态的部分。组织图：用组织组成物填写的相图。组织组成物相对量的计算：杠杆定律。α,β,αⅡ,βⅡ,(α+β)称为组织组成物α,αⅡ为一个相。(α+β)两相混合物，称共晶体。求组织组成物的相对量，同样可用杠杆定理3.共晶组织的形态形态(千姿百态)：片层状，棒状(条状或纤维状)，球状(短棒状)，针片状，细螺状(实际上是层片状共晶体的一种变态)★影响因素：形貌受多种因素影响，其中两个组成相的本质是主要因素★凝固时，液固相界面微观粗糙的相是金属相，界面光滑的相是非金属相。123/57Ni-AlPb-SnCopperphosphoruseutectic20mol%CeO2-80mol%CoO.Ir-Sia.粗糙-粗糙界面（金属-金属界面）：层片状（一般情况）、棒状、纤维状（一相数量明显少于另一相）究竟是层片状还是棒状，是由共晶组织的总界面能决定的。若两相中的一相体积占约28%以下为棒状，否则为片层状。另外，片层状组织的相界是平面，两相可能呈某种取向关系以降低比界面能。因此，当一相体积在30%-50%时，总是有利于形成片层状。b.粗糙－平滑界面：具有不规则或复杂组织形态由于两相微观结构不同，所需动态过冷度不同，金属相任意长大，另一相在其间隙长大。可得到球状、针状、花朵状、树枝状共晶体。非金属相与液相成分差别大。形成较大成分过冷，率先长大，形成针状、骨骼状、螺旋状、蜘蛛网状的共晶体。C.片层状共晶组织的形核与长大共晶凝固时同时结晶出2个固相，但总是有一个相领先形核。并会排出（或吸收）溶质原子，使界面附近液相富（贫）溶质原子，这有利于另一相的结晶。另一相结晶时也是如此，于是就形成了两相的交替组织。共晶中两相交替成长，并不意味着共晶中每一片都要单独形核。实际上是通过“搭桥”方式相连接的，使同类相的片层增殖形成一个共晶团。由一个晶核成长出一个两相交替的共晶团又称为共晶领域。

协进：α生长派出B元素β生长派出A元素片层间距：片层间距越小，扩散有利↑片层间距越小，界面↑λ初生晶的形态：金属固溶体：粗糙界面－树枝状；非金属相：平滑界面－规则多面体。初晶组织形态①伪共晶：在非平衡凝固的条件下，成分在共晶点附近的合金也能获得100%的共晶组织。称为伪共晶组织。②形成原因：不平衡结晶；合金成分位于共晶点附近。③不平衡组织由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织。

共晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。（伪共晶区偏移）1.伪共晶3.5.3非平衡结晶①当共晶中两相结晶速度相差很大时，结晶快的相就会形成类似先共晶相的组织，而不能得到全部共晶组织。②当两组成相的熔点相差悬殊时，平衡共晶成分点通常偏向高熔点相一边。这是因为两个组元扩散速度差异引起的。铝硅合金系：