第四章 二元相图.ppt

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章目录：

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4.1基本知识4.2匀晶相图4.3共晶相图4.4包晶相图4.5其它类型的二元相图4.6Fe-Fe3C相图分析4.7合金组织与性能4.14.1基本知识基本知识一、相平衡与相律一、相平衡与相律相：

体系中具有相同成分、结构和性质的均匀部分称为相，不同相之间有明显的界面分开。

相变：

随外界条件的变化（温度），体系中新相取代旧相的过程。

相平衡：

相与相之间既没有量的增减，也没有成份的改变。

相平衡的热力学条件：

体系内，任一组元在各相中的化学位必须相等。

相律：

=B=B=BC=C=C（C组）ABC（C个）（P个）相组元AAA体系中可变量：

相平衡约束条件：

P（C-1）个C（P-1）个（P-1个等式）=体系中可变量：

P（C-1）个相平衡约束条件：

C（P-1）个平衡体系独立可变因素（自由度）：

f=可变量约束条件=P（C-1）-C（P-1）=C-P+2恒压下：

f=C-P+1所有平衡体系必须遵从的规律相律：

相律：

+2+2二、相图的表示与测量1、表示方法：

纵坐标：

温度横坐标：

成分%100BABBmmmw表象点：

表示体系所处的平衡状态相图也称平衡图、状态图ABTxB表象点L成分温度状态三者间的关系。

（质量、摩尔分数）%100BABBnnnx22、相图的测定、相图的测定热力学计算：

适应性强，尤其是多元合金，代表未来方向。

但要求建立热力学数据库且数据可靠，计算量大。

物理方法测定：

热分析法、硬度法、金相法、磁性法和X-射线法等。

原理：

基于体系相变时，新旧两相性质的突变，据此确定临界点。

例：

例：

热分析法建立热分析法建立CuCuNiNi相图相图冷却曲线相图CuNi305070L14521083Cu30Ni50Ni70NiNiL+tT022、相图的测定、相图的测定NiT相律分析：

两相区（L+）：

f=f=2-2+1=1在一定温度范围内结晶，温度可在一定范围变化，而不影响平衡状态。

单相区（L、）：

f=2-1+1=2温度和成分可独立变化，而不影响平衡状态。

纯金属：

二元合金：

冷却曲线相图CuNi305070LCu30Ni50Ni70NiNiL+tT0恒温平台1-2+1=04.24.2匀晶相图匀晶相图定义：

L（固溶体）只有匀晶转变的相图称为匀晶相图。

特点：

A、B结构相同原子半径相当，液态完全互溶，固态也无限互溶。

CuNiLL+T匀晶转变Ni一、相图分析液相线：

固相线：

相区：

单相区：

L、双相区：

L+L+LTCuTNiTx1x3x2相区规则：

相数必差1。

多相区包含相邻相区的相NiCu80604020T结晶开始线结晶终止线以边相邻的区域，由线分隔的区域L33Ni特殊匀晶相图：

极点处结晶在恒温下进行，自由度为0，而不是1。

XL=Xf=C-P+1=2-2+1-1=0如：

Cu-Au如：

Pb-TlLLABTABT增加了一个约束条件-1二、二、固溶体的固溶体的平衡结晶平衡结晶1、结晶过程：

含镍60%的Cu-Ni合金T1T1T32、结晶特点：

成分有变化温度有变化+LLNiCu80604020TCuTNiL1T11T2L22T33L3LLL+=T1L11=T2L22T3=T3结晶结束平衡相成份的确定：

固相成分沿固相线变化，液相成分沿液相线变化。

NiL112L2L3合金形核条件：

过冷、结构起伏、能量起伏、成分起伏3、各相相对量的确定LTTABX0XXLWWL在T温度下：

L平衡设：

W0、W、WL分别为合金系、相和L相的重量。

总重：

溶质：

代入整理得：

W（X0-X）=WL（XL-X0）杠杆定理二、固溶体的平衡结晶二、固溶体的平衡结晶杠杆定理W0=W+WLW0X0=WX+WLXL常用式：

将式两边同用W0XL=（W+WL）XL减得：

W0（XL-X0）=W（XL-X）%10000xxxxWWLLLTTABX0XXLWWL杠杆定理只适用于平衡相图的两相区。

W0X0=WX+WLXLW0=W+WL001WWWWL%1000xxxxL三、固溶体的非平衡结晶三、固溶体的非平衡结晶固溶体结晶时，固液两相的成分在不断地变化，固溶体结晶时，固液两相的成分在不断地变化，浓度再分配浓度再分配。

平衡结晶时，由于冷却速度足够缓慢，原子有充分的时平衡结晶时，由于冷却速度足够缓慢，原子有充分的时间扩散，在每一温度下，液、固两相都能达到相应的平间扩散，在每一温度下，液、固两相都能达到相应的平衡浓度（按固液相线变化），固相的长大也相当充分衡浓度（按固液相线变化），固相的长大也相当充分（用杠杆定理确定）。

（用杠杆定理确定）。

实际生产中冷速快，扩散和长大都不充分，先结晶的实际生产中冷速快，扩散和长大都不充分，先结晶的部分与后结晶的部分成分有差异，结晶需在更低的温度部分与后结晶的部分成分有差异，结晶需在更低的温度下完成，这种冷却偏离了平衡条件，称为非平衡冷却。

下完成，这种冷却偏离了平衡条件，称为非平衡冷却。

1、结晶过程TX0ABT4T3T2T14L4L3L2L1321432L2L3L4L11T1L2L3231T3T4三、固溶体的非平衡结晶三、固溶体的非平衡结晶L11L22L/S界面处平均成分L22L33L/S界面平均成分L33T21L44L/S界面2X0合金:

温度达T1时：

核心形成，L11，因晶核很小,可以认为不影响大体积液体成分。

T2时因冷速快，近似认为在1周围形成浓度为2的壳层，L/S界面L22，固相平均成分介于1和2之间为2，液体平均成分为L2，偏离平衡值。

继续冷却到T3时，在固溶体周围又形成了浓度为3壳层，固液界面依然有L33平衡。

固相平均成分介于2和3之间为3,液相平均成分介于L2与L3之间为L3。

若是平衡冷却，在T3温度时结晶完成，但由于扩散不充分，所以长大也不充分，还有部分液体。

T4温度时结晶才结束，平均成分4=X0，晶粒中心成分相当于1X0,从而造成了成分偏析。

22、结晶特点、结晶特点

（1）成分偏离：

S、L相平均成分变化偏离平衡线，冷速越大偏离越大，但L/S浓度依然沿液固相线变化。

（2）长大滞后性：

冷却速度越大，结晶完成温度越低。

（3）微观偏析非平衡冷却产物，在热力学上是不稳定的，可通过均匀化退火消除。

（4）宏观偏析（区域偏析）沿散热（结晶）方向产生的大范围成分分布不均匀的现象三、固溶体的非平衡结晶三、固溶体的非平衡结晶（晶内/枝晶偏析）X0ABT4T3T2T14L4L3L2L1321432L2L3L4T4Cu-Ni合金退火态Cu-Ni合金铸态四、宏观偏析1、平衡分配系数K0成分为C0的合金，平衡结晶至T时，固相成分CS，液相成分CL。

CCKLS0将液固相线近似为直线，K0为常数。

固液相平衡分配系数TB%AC0CSCLTTB%C0ATCSCL=CS/K0=CS/K0TB%C0ATCSCLK01TB%C0ATCSCLK01K01的两种图形CCKLS022、宏观偏析、宏观偏析在非平衡冷却条件下，固溶体的结晶由于存在浓度再分配，先后结晶的部分成分有差异。

先结晶部分含高熔点组元浓度高。

后结晶处含低熔点组元浓度高。

（晶界熔点较低）一般铸件，凝固由表及里，表面与心部同样存在成分不均匀的现象。

沿凝固方向，由表及里取出一长条，忽略固相扩散，根据液相溶质的混合，分为两种极端情况进行讨论。

.液相完全混合液相完全混合忽略固相扩散，假设液相内浓度均匀（充分扩散）求CS？

L/S界面为平面，横截面积为A，固液相密度相同，ZdzSLAl（冷速较慢冷速较慢）CC0CSCLK0C0ZCSC0CZK0C0dCLTB%AC0TCS=K0C0K01成分为C0，（体积浓度）表面表面心部心部设结晶前微体积中的溶质原子质量为dM则：

dMLSLdCdzzlAAdzCAdzC）（结晶前：

结晶后：

AdzCdMS1LLdCCdzzlk110LSCC（）LLlzdzdCCdz-dzCdCzlkLL）（0AZdzSLlK0C0CC0CSCLZCSC0CZK0C0dCLAdzCL）（dzzlA.液相完全混合液相完全混合（冷速较慢冷速较慢）LdC当Z=0时，dzzlKz0011000）1（）（KSlzCKzClzlKln）1（0100）1（KLlzCCLSCKC00lnCCLLLdCCdzzlK110AZdzSLlK0C0CC0CSCLZCSC0CZK0C0dCLLCCLdCCL01TB%AC0TCS=K0C0K01CL=C0讨论：

K01的合金，随z,成分不均匀性越大，相图上表现为S、L相线斜率相差大；或，两相区越肥大，均匀性越差。

10K1000）1（）（KSlzCKzCCSCS。

ABLL+TABLL+TCs（Z）K0C0C0CZLLSCCC越大，液相完全不混合液相完全不混合S、L相中原子都难以长程扩散，一旦结晶，L/S界面前沿液相中溶质原子发生富集，浓度迅速提高，固相中浓度也相应提高。

当凝固至界面时液相浓度达C0/K0，固相浓度达C0。

进入稳态凝固C0CCL=C0/K0ZSL稳态区CS（冷速快冷速快）（稳态凝固稳态凝固）TB%C0ATCS=K0C0K01K0C0CS=C0继续凝固，固相排挤到界面上的溶质原子数目，与通过扩散离开界面的溶质原子数目相等，富集区浓度不再增加，即达到稳定平衡，相应地固态成分保持为C0，直到结晶结束时，富集区的溶质原子等量富集于末端。

结论：

结论：

（1）结晶速度越快，两端浓度分布差较大，但中间段无宏观成分偏析，故可用快速冷却降低宏观偏析。

（2）一般情况下，溶质分布介于上述两种情况之间。

ZCC0K0C0abca慢冷b快冷c一般情况钢铁的连续,33、区域提纯、区域提纯K01的合金，刚开始结晶的固体CS=K0C0，较原合金纯度高，若经多次熔化凝固，可提纯。

1952年Pfann提出了区域提纯的方法，巧妙地应用了固溶体凝固原理。

生产中多数纯材料由该法获得，如将锗经区域提纯后，杂质可低于千万分之一。

其它应用：

区域至均、单晶生长。

籽晶熔区单晶生长SSLC0Zn=1n=2n=3区域提纯五、成分过冷五、成分过冷若为纯金属，Tm一定T（z）=TmT（z）热温过冷随z，T，L/S界面以平面向前推移。

0）（dzzdTZTTm散热SLSLS/L铸锭通过模壁散热，S/L界面前沿为正的温度分布。

TC0若为固溶体，成分C0，K01；结晶时，L/S界面前必有成分堆积。

远离界面处成分为C0，对应的Tm=TC0界面处成分高于C0，其TmTC0，分布如Tm（z）。

C0CLS/LSLZTm（z）TB%AC0K0=Cs/CLG2G1TS（z）G3G2G1TC0Tm（z）ZTC0CLS/LSLZB%S/L推进速度R，定义：

dzzdTGs）（dzzdTGm）（RG才会发生成分过冷经推导可得成分过冷的临界条件：

式中：

G温度梯度RL/S界面推进速度m液相线斜率D液相中溶质的扩散系数C0合金成分当）1（000KKDmC五、成分过冷五、成分过冷G3G2G1TS（z）G3G2G1TC0Tm（z）ZTTB%AC0K01TC0讨论：

讨论：

等式左侧参数决定于工艺条件，等式右侧决定于材料，生产中可通过G，R控制成分过冷。

实际生产中，G一般较小，合金材料都有不同程度的成分过冷，即使纯金属，也因杂质存在，造成成分过冷。

RG）1（000KKDmCTB%AC0K0G2G1G3G2G1ZT平面生长胞状生长树枝状生长4.3共晶相图共晶转变：

共晶相图：

具有共晶转变的相图。

如Pb-Sn、Pb-Sb、Al-Si、Ag-Cu和Mg-Al等。

L+共晶组织基本形态一、相图分析+LABTATBEL+L+MNFG1.点与线TA、TB、E点；TAETB线；TAMENTB线；MF、NG线。

2、相区单相区：

f=2-1+1=2温度、成分可