六章二元金相图01ppt课件

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1、材料科学基础材料科学基础李香芝李香芝 第六章第六章 二元合金的结晶二元合金的结晶 同学们好！同学们好！主讲教师主讲教师 6.1 二元合金相图二元合金相图1.相图：研究合金在平衡的条件下相图：研究合金在平衡的条件下,（无限缓慢冷却）合金的（无限缓慢冷却）合金的 状态与温度、成分间的关系的图解称为相图或平衡状态与温度、成分间的关系的图解称为相图或平衡 图。图。2.组元：组成合金的基本物质。包括：单个元素或金属化合组元：组成合金的基本物质。包括：单个元素或金属化合 物。物。如如:Fe-C合金组元合金组元Fe、Fe3C、Cu-Ni合金组元合金组元Cu、Ni3.合金系：指研究的对象。如：合金系：指研究的

2、对象。如：Fe-C系，系，Pb-Sn系等。系等。4.状态：指合金在一定条件下有那几相组成，称为合金在该条状态：指合金在一定条件下有那几相组成，称为合金在该条 件下的状态。件下的状态。如：水在零度时的状态是水和冰两相共存，在零度以上为如：水在零度时的状态是水和冰两相共存，在零度以上为 水，在零度以下为固相冰。水，在零度以下为固相冰。5.组织：合金中的相以不同的大小、形状、分布组成为组织。组织：合金中的相以不同的大小、形状、分布组成为组织。如：珠光体是由如：珠光体是由F和和Fe3C组成的组织。组成的组织。一一.相图的基本知识相图的基本知识系统平衡系统平衡:如果某组元在各相中的化学位相同，那么就没如

3、果某组元在各相中的化学位相同，那么就没 有物质的迁移现象，系统处于平衡状态。有物质的迁移现象，系统处于平衡状态。相律：相律：处于平衡状态的合金，保持相数不变的条件下，处于平衡状态的合金，保持相数不变的条件下，独立可变的，且影响合金状态的内、外部因素的数目。独立可变的，且影响合金状态的内、外部因素的数目。数学表达式：数学表达式：f=C-P+1（恒压）（恒压）f-为系统的自由度数（系统中独立可变因素）；为系统的自由度数（系统中独立可变因素）；C-系统的组元；系统的组元；P-相数相数实例：实例：1.纯金属纯金属-正在结晶时相数不变（正在结晶时相数不变（P=2）f=02.二元合金二元合金-（1）两相平

4、衡）两相平衡:（P=2）若温度独立可变（）若温度独立可变（T1T2）则）则 f=C-P+1=2-2+1=1,说明温度是自说明温度是自（二）相律（恒压状态下）（二）相律（恒压状态下）变量，两平衡相的成分是应变量，温度变化，两变量，两平衡相的成分是应变量，温度变化，两 平衡相的成分随之而变。平衡相的成分随之而变。（3）三相平衡：（）三相平衡：（P=3）则则 f=C-P+1=2-3+1=0,说明二元合金三相平衡时恒温结晶说明二元合金三相平衡时恒温结晶,独立可变的因独立可变的因 素为素为0。4.三元合金：三相平衡三元合金：三相平衡f=C-P+1=3-3+1=1,独立可变的独立可变的 因素为因素为1；四

5、相平衡；四相平衡f=C-P+1=3-4+1=0,独立可变的独立可变的 因素为因素为0,说明四相平衡时恒温结晶。说明四相平衡时恒温结晶。二元共晶相图二元共晶相图二元匀晶相图二元匀晶相图（三）应用：（三）应用：（1）确定平衡系中的最大）确定平衡系中的最大 平衡相数；平衡相数；（2）判断相图正确与否；）判断相图正确与否；（3）分析合金的平衡结晶。）分析合金的平衡结晶。错误二元相图错误二元相图横坐标表示成分横坐标表示成分:A:AB B100100纵坐标表示温度纵坐标表示温度:C C点（表象点）点（表象点）成分成分:30:30SbSb，7070BiBi 温度温度:50:50 二元相图的表示方法二元相图的

6、表示方法二、二元合金相图的表示方法二、二元合金相图的表示方法(一一)用热分析方法建立相图用热分析方法建立相图1.1.配制不同成分的合金（配制不同成分的合金（T TmAmA T TMbMb）100Cu，0Ni 70%Cu，30Ni 50%Cu，50Ni 30Cu，70Ni 0Cu，100Ni2.熔化后作各合金的熔化后作各合金的 冷却曲线（冷却曲线（T-t）；）；3.将各将各T-t曲线上、下曲线上、下 各临界点投影到温度各临界点投影到温度-成分坐标系中成分坐标系中；4.连接同类型的临界点即得到连接同类型的临界点即得到Cu-Ni二元相图。二元相图。三、二元相图的建立（三、二元相图的建立（Cu-Ni匀

7、晶相图为例）匀晶相图为例）由上图可看出：由上图可看出：纯金属的结晶恒温结晶（纯金属的结晶恒温结晶（f=1-2+1=0）二相区的结晶在温度区间完成（二相区的结晶在温度区间完成（f=2-2+1=1）2.确定合金的状态：确定合金的状态：b 表示表示50%Cu合金刚刚结晶合金刚刚结晶;b表示表示50%Cu合金结晶完成合金结晶完成;bb线段上点表示合金正在结线段上点表示合金正在结 晶过程中，处于晶过程中，处于L和和两相区两相区;3.确定合金的相变温度确定合金的相变温度;4.杠杆定律：杠杆定律：成分为成分为b的合金在温度的合金在温度T1时处于两相共存，两相的重时处于两相共存，两相的重 量比是一定的，量比是

8、一定的，wL、wS分别为分别为T1温度时的剩余的液温度时的剩余的液 相及结晶出的固相。相及结晶出的固相。（二）使用二元相图的基本方法（二）使用二元相图的基本方法1.表象点表象点:二元相图任一点均为表象点（表示合金成分二元相图任一点均为表象点（表示合金成分 与温度）与温度）;（1）利用杠杆定律可确定平衡两相区内平衡两相成分）利用杠杆定律可确定平衡两相区内平衡两相成分 CL 及及C（2）确定）确定固溶体的相对量和剩余液相固溶体的相对量和剩余液相L的相对量。的相对量。满足满足L100 和和 caWLobW 100%LWao=Wob100%aaoW=abLb100%oW=ab或或写写成成(杠杆定律仅适

9、用于平衡的两相区杠杆定律仅适用于平衡的两相区)匀晶相图匀晶相图A、B两组元在液、固态均能完全互溶形成无两组元在液、固态均能完全互溶形成无限固溶体的相图。具有匀晶相图的二元合金有限固溶体的相图。具有匀晶相图的二元合金有:CuNi、Cuh、AuAg、AuPd、BiSb等等 6-2 匀晶相图匀晶相图 匀匀 晶晶 相相 图图1.1.液相线液相线 a1ba1b线线,由由LL固溶体的固溶体的 开始线。开始线。2.2.固相线固相线 a2ba2b线，由线，由LL固溶体固溶体 的结晶完成线的结晶完成线一、相图分析一、相图分析（一）（一）1.1.当温度到达当温度到达1 1点或稍点或稍 下时，由下时，由LL固溶固溶

10、 体随着温度的降低体随着温度的降低 ，L L。并呈树枝状形态并呈树枝状形态2.2.当温度到达当温度到达2 2点时液点时液 相完全消失得到相完全消失得到 100100,液相的成液相的成固溶体合金的结晶过程分析固溶体合金的结晶过程分析分由分由113以致消失。以致消失。固相成分由固相成分由c1c23(ob成分成分)最后得到成分均最后得到成分均匀的匀的ob成分等轴状的成分等轴状的固溶体。固溶体。（二）（二）1.1.形核（与纯金属比较）形核（与纯金属比较）满足形核的三个条件：满足形核的三个条件：共性：（共性：（1 1）热力学条件：）热力学条件：GS GL （2 2）结构条件）结构条件:r:rr rK K

11、 （3）能量条件：）能量条件：G=GK 特性：特性：成分条件成分条件-晶核的成分与合金成分不同，成为选择结晶核的成分与合金成分不同，成为选择结 晶，且依靠液相中存在的晶，且依靠液相中存在的“成分起伏成分起伏”提供。提供。mKm2Tr=L T 2.晶核的长大晶核的长大 1Ta1c1L1）在）在T1温度时：温度时：开始从液相开始从液相L结晶结晶 出出固溶体固溶体,结晶出结晶出 的固溶体成分为的固溶体成分为 c1,而液相的成分而液相的成分 为为La1,在固、液界在固、液界 面建立瞬间相平衡面建立瞬间相平衡.c1的析出使液相中产生浓的析出使液相中产生浓 度差，从而导致度差，从而导致Cu、Ni原原 子的

12、扩散（前沿液相为子的扩散（前沿液相为La1 大体积液相为大体积液相为Lb）；）；扩散结果扩散结果,平衡关系被破坏，平衡关系被破坏，必然自发恢复相平衡必然自发恢复相平衡,相平衡相平衡 的恢复依靠已结晶固相的长的恢复依靠已结晶固相的长 大。平衡大。平衡-扩散扩散-平衡破坏平衡破坏.直至所有液相成分都变成直至所有液相成分都变成La1 为止，于是达到了在为止，于是达到了在T1 温度温度 时的稳的地平衡状态。时的稳的地平衡状态。a1LbLCuNi 1Ta1c1L2）要想继续结晶，必须继续过冷，假设过冷到要想继续结晶，必须继续过冷，假设过冷到T2温温 度，有两种方式长大：度，有两种方式长大：重新形核（前已

13、证明略）重新形核（前已证明略）在原始固相上长大在原始固相上长大 (依附依附c1形成形成c2)在在T2温度时，温度时，又建立了新的又建立了新的 相平衡，相平衡，2Ta2c2L 新的相平衡关系的建立使液、新的相平衡关系的建立使液、固相内均产生了浓度差固相内均产生了浓度差-液相液相 前沿液相前沿液相La2 ，大体积液相，大体积液相 成分为成分为La1,固相中成分为固相中成分为 和和 ；c1c2从而导致固相、液相中从而导致固相、液相中Cu、Ni原子的扩散原子的扩散,结果平衡关结果平衡关 系破坏：系破坏：CuNi液相中液相中a1La2Lc2c1NiCu固相中固相中 2Ta2c2L 相平衡关系破坏相平衡关

14、系破坏,欲自发恢复相欲自发恢复相 平衡平衡,依靠依靠 的长大的长大,向内消耗向内消耗 ,向外消耗液相，以恢复相平向外消耗液相，以恢复相平 衡。衡。c1c2平衡关系的建立平衡关系的建立 破坏破坏 建立建立直至液相由原来直至液相由原来的的La1变成变成La2,固相由原来的固相由原来的c1变成变成c2，即实现，即实现T2温温度时的稳定平衡状态度时的稳定平衡状态 直至结晶终了。直至结晶终了。液相的成分：液相的成分：由由LbLa1La2以致消失。以致消失。固相的成分固相的成分:由由c1c22(ob成分成分)最后得到成分均匀的最后得到成分均匀的ob成分等轴状的成分等轴状的固溶体。固溶体。杠杆定律应用杠杆定

15、律应用%+L%=100%应当指出：应当指出：1.1.杠杆定律仅适用于平衡的两相区。杠杆定律仅适用于平衡的两相区。2.2.用杠杆定律可确定平衡两相的成分及两相的相对重量。用杠杆定律可确定平衡两相的成分及两相的相对重量。三、杠杆定律三、杠杆定律100%acabW100%acbcWLW1固溶体的非平衡结晶与枝晶偏析固溶体的非平衡结晶与枝晶偏析由于结晶速度远远大于原子的扩散速度，因此非平衡结由于结晶速度远远大于原子的扩散速度，因此非平衡结晶将沿着液、固相线的平均成分线变化。晶将沿着液、固相线的平均成分线变化。四、固溶体的非平衡结晶与微观偏析四、固溶体的非平衡结晶与微观偏析(a)(b)Cu-Ni Cu-

16、Ni合金结晶后的组织合金结晶后的组织 （a a）非平衡结晶后枝晶组织）非平衡结晶后枝晶组织 (b)(b)扩散退火后的组织扩散退火后的组织（一）（一）枝晶偏析枝晶偏析微观偏析：微观偏析：由于选择结晶，固溶体合金开始结晶时析出的固相中高由于选择结晶，固溶体合金开始结晶时析出的固相中高熔点组元的浓度较高，后结晶的固相中含有低熔点组元熔点组元的浓度较高，后结晶的固相中含有低熔点组元的浓度较高。的浓度较高。在一个晶粒内部也出现了化学成分的不均在一个晶粒内部也出现了化学成分的不均匀性，这种现象为枝晶偏析又叫晶内偏析。匀性，这种现象为枝晶偏析又叫晶内偏析。（二）影响枝晶偏析的因素：（二）影响枝晶偏析的因素：

17、1.合金的冷却速度合金的冷却速度 冷却速度越大，原子间扩散不易进行，晶粒内部的化冷却速度越大，原子间扩散不易进行，晶粒内部的化 学成分差别越大，偏析越严重；学成分差别越大，偏析越严重；2.偏析元素的扩散能力偏析元素的扩散能力 元素的扩散系数越大，使最后结晶的不均匀程度减元素的扩散系数越大，使最后结晶的不均匀程度减 小，使偏析减小；小，使偏析减小；3.相图的形状相图的形状 相图的垂直距离和水平距离越大，使先结晶和后结晶相图的垂直距离和水平距离越大，使先结晶和后结晶 的固相化学成分差别加大，偏析严重。的固相化学成分差别加大，偏析严重。枝晶偏析是一种显微偏析，扩散退火可以消除。枝晶偏析是一种显微偏析

18、，扩散退火可以消除。合金非平衡凝固时溶质原子要发生重新分布，合金非平衡凝固时溶质原子要发生重新分布，这将对晶体的生长形态产生影响，并形成宏观这将对晶体的生长形态产生影响，并形成宏观偏析。偏析。一、固溶体合金凝固时溶质的分布一、固溶体合金凝固时溶质的分布不同不同K KO O时时的相图的相图（一）平衡分配系数（一）平衡分配系数平衡分配系数：平衡平衡分配系数：平衡凝固时（假设）界面凝固时（假设）界面处固相与液相含溶质处固相与液相含溶质量的比值。量的比值。Si0LiCK=C（液相线与固相线近似为直线时（液相线与固相线近似为直线时K0为常数）为常数）五、固溶体的非平衡结晶与宏观偏析五、固溶体的非平衡结晶

19、与宏观偏析（二）正常凝固时液（二）正常凝固时液固相中溶液的分布固相中溶液的分布研究水平园棒的定向凝固，对于研究水平园棒的定向凝固，对于K KO O11的相图，的相图，成分为成分为C C0 0,假设固相中无扩散，液相中可通过假设固相中无扩散，液相中可通过扩散、对流和搅拌使溶液混合。扩散、对流和搅拌使溶液混合。1.1.液相完全混合时固相、液相的溶质分布液相完全混合时固相、液相的溶质分布:液相中溶液的混合分为三种情况：液相中溶液的混合分为三种情况：完全混合、完全无混合、部分混合。完全混合、完全无混合、部分混合。1 1）完全混合）完全混合 条件：凝固速度很慢（近平衡），条件：凝固速度很慢（近平衡），液

20、相中有扩散、对流和搅拌，液相中有扩散、对流和搅拌，整个剩余液体中溶质浓度均匀。整个剩余液体中溶质浓度均匀。温度温度液相成分液相成分固相成分固相成分t0 C0(直线直线)koC0t1C1（直线）（直线）koC1t2 C2（直线）（直线）koC2t3 （直线）（直线）C000KC固相中溶质分布曲线固相中溶质分布曲线0K-1L0C=C1-L,0K-1S00C=k C1-LX-已凝固量；已凝固量；L-铸锭至型腔距离铸锭至型腔距离.2）液相完全混合时前沿液相溶质分布小结）液相完全混合时前沿液相溶质分布小结 对于对于ko1相图相图,固相中溶质富集于左端固相中溶质富集于左端(宏观偏析宏观偏析)。定向凝固液相

21、完全混合时造成固相溶质分布不均匀定向凝固液相完全混合时造成固相溶质分布不均匀 从而产生宏观偏析：从而产生宏观偏析：(1)k(1)k0 0111相图，相图，K K0 0 偏析偏析。利用定向凝固产生偏析的原理，可以提纯材料：利用定向凝固产生偏析的原理，可以提纯材料：(1)(1)k01相图，相图，K0 提纯效果提纯效果。2.2.液相完全无混合时固、液相中的溶质分布液相完全无混合时固、液相中的溶质分布 完全无混合条件：完全无混合条件：冷却与凝固速度较快（非平衡）；冷却与凝固速度较快（非平衡）；液相中溶质液相中溶质仅靠扩散混合，无对流及搅拌仅靠扩散混合，无对流及搅拌（边界层有（边界层有浓度梯度，以浓度梯

22、度，以C C0 0成分合金凝固为例成分合金凝固为例）；）；T T1 1(T(T2 2.).)温度时，固相的温度时，固相的溶质浓度为溶质浓度为k k0 0C C1 1，界面前，界面前沿的液相浓度必然高于沿的液相浓度必然高于C C0 0，离界面较远的地方仍，离界面较远的地方仍然保持原始成分然保持原始成分C Co o，在界，在界面前沿就出现了浓度梯度，面前沿就出现了浓度梯度，如（如（b b）图及）图及(c)(c)图的第图的第阶段。阶段。(1)凝固初期（凝固初期（阶段）阶段）(a)(b)(c)（2 2）凝固的稳定阶段）凝固的稳定阶段 （第（第阶段）：阶段）：当界面成分是当界面成分是C0，前沿，前沿的液

23、相成分为的液相成分为C0/k时时,如如图图(a)的的T3温度和图温度和图(c)的的第第阶段直至阶段直至阶段结束。阶段结束。此阶段满足：固相结晶排向液相的溶质量溶质原子离此阶段满足：固相结晶排向液相的溶质量溶质原子离开界面排向液相的溶质量。开界面排向液相的溶质量。此阶段满足：固相结晶排向此阶段满足：固相结晶排向液相的溶质量溶质原子离液相的溶质量溶质原子离开界面排向液相的溶质量。开界面排向液相的溶质量。凝固将要结束时，固液相溶质分布如图。由此可知：凝固将要结束时，固液相溶质分布如图。由此可知：液相完全无混合时铸锭成分较完全混合时均匀。液相完全无混合时铸锭成分较完全混合时均匀。液相完全无混合固相溶质

24、分布曲线液相完全无混合固相溶质分布曲线经计算可知界面处液经计算可知界面处液固相的溶质分布为固相的溶质分布为：R界面迁移速度，界面迁移速度，D-溶质扩散系数，溶质扩散系数，x已凝固固相量的长度已凝固固相量的长度)eKK11(CCDRx000L Rx-0DS0001-KC=K C(1+e)K1 1）液相部分混合条件：）液相部分混合条件：冷却与凝固速度稍快；冷却与凝固速度稍快；无搅拌，液相主要通过无搅拌，液相主要通过 对流、扩散对流、扩散实现溶质混合；实现溶质混合；只有管道心部有混合，靠只有管道心部有混合，靠 近管道无混合；近管道无混合；S/LS/L界面有边界层，边界层界面有边界层，边界层 有浓度堆

25、积；有浓度堆积；3.液相部分混合时时固相、液相的溶质分布液相部分混合时时固相、液相的溶质分布 （实际铸件的凝固）（实际铸件的凝固）液相溶质部分混合时，液相溶质部分混合时，固相、液相溶质的分布固相、液相溶质的分布 2）凝固的初期阶段：）凝固的初期阶段：由于液相原子扩散速度较由于液相原子扩散速度较小，边界层成分小，边界层成分(CL)i与大体与大体积液相成分积液相成分(CL)B相差较大，相差较大，且：且：(CL)BC0固相结晶排出溶质部分进固相结晶排出溶质部分进入大体积液相，使边界层中入大体积液相，使边界层中的浓度梯度不断增大的浓度梯度不断增大如图如图(d)的第的第阶段。阶段。Ldcdx初期阶段示意

26、图初期阶段示意图 3）稳定态阶段：（）稳定态阶段：（tt5）固相排出溶质量固相排出溶质量=溶质由边界层扩散出的溶质量溶质由边界层扩散出的溶质量;边界层中浓度梯度保持不变边界层中浓度梯度保持不变;S/LS/L界面液相浓度界面液相浓度(C(CL L)i i及大体积液相浓及大体积液相浓度(CL)B不断增加不断增加 (CL)i/(CL)B=K1(常数常数)一直到凝固终了。一直到凝固终了。经计算界面处：经计算界面处：eK1L0 xCC1L eK1S00 x,CK C1L 有效分配系数有效分配系数KeKe：(CL)i/(CL)B=K1 ,(CS)i/(CL)i=K0 又又 Ke=K0K1其中其中(CL)B

27、 为大体积液相平均浓度为大体积液相平均浓度SiSiLie01LiLBLB(C)(C)(C)KKK(C)(C)(C)4）有效分配系数）有效分配系数Ke：在在“部分混合部分混合”时，界面处固相浓度时，界面处固相浓度(CS)i与大体积液相与大体积液相浓度平均浓度浓度平均浓度(CL)B的比值为的比值为“有效分配系数有效分配系数”.sieLB(C)K(C)5）Ke-K0的关系：的关系：经计算求得：经计算求得：0RD00KKeK(1K)e R界面迁移速度界面迁移速度 D-溶质扩散系数溶质扩散系数-边界层厚度边界层厚度(1)当当R R很小时很小时(凝固速度无限缓慢凝固速度无限缓慢完全混合完全混合)0，KeK

28、0；R0D(2)当当R很大时很大时(无对流、搅拌仅有扩散而实现混合无对流、搅拌仅有扩散而实现混合)，Ke1 这属于完全无混合状态；这属于完全无混合状态；RD(3)R介于二者之间时介于二者之间时0，K0Kel，属于属于 部分混合状态。部分混合状态。,R-De1综上所述固溶体凝固时液相三种混合情况时，液相、固综上所述固溶体凝固时液相三种混合情况时，液相、固相中溶质分布如下：相中溶质分布如下：（K01的相图，稳定状态时）的相图，稳定状态时）(1)液相完全混合：液相完全混合：(2)液相完全无混合：液相完全无混合：(3)液相部分混合：液相部分混合：液相四种混合状态液相四种混合状态的固相中溶质分布的固相中

29、溶质分布定向凝固后固相中溶质的分布曲线定向凝固后固相中溶质的分布曲线(e)直线为平衡凝固直线为平衡凝固(无偏析无偏析);(b)曲线为完全混合曲线为完全混合-偏析严重偏析严重;(c)曲线为完全无混合曲线为完全无混合-偏析较轻偏析较轻;(d)曲线为部分混合曲线为部分混合-界于二者之间界于二者之间.固溶体合金定向凝固结论：固溶体合金定向凝固结论：液相混合越充分液相混合越充分,铸锭凝固后溶质分布越不均匀，铸锭凝固后溶质分布越不均匀，区域偏析越严重。区域偏析越严重。利用定向凝固进行提纯材料，液相混合越充分利用定向凝固进行提纯材料，液相混合越充分,提提 纯效果越好。纯效果越好。六、六、固溶体合金的成分过冷

30、固溶体合金的成分过冷 一一.成份过冷的产生成份过冷的产生设设K00,只只 受壁模和已凝固的固相受壁模和已凝固的固相 单向散热所控制单向散热所控制;（b）实际实际dT0dx 散热方向散热方向模壁模壁凝固过程中的溶质分布如图凝固过程中的溶质分布如图 (c),某温度液相成分为某温度液相成分为CL其含其含 B%量高于合金成分量高于合金成分C0液相液相 完全无混合完全无混合,边界层溶质聚集边界层溶质聚集比较比较(a)和和(c)可知可知,合金溶液的合金溶液的 凝固温度随成份而变化凝固温度随成份而变化,液相液相 含溶质量越高含溶质量越高,凝固温度越低凝固温度越低,因而前沿液相中的理论结晶因而前沿液相中的理论

31、结晶 温度分布曲线如图（温度分布曲线如图（d）；）；d与与b图画在一起，构成图画在一起，构成e图，图，形成前沿液相的成分过冷区，形成前沿液相的成分过冷区，是由实际结晶温度分布和前沿是由实际结晶温度分布和前沿液相理论结晶温度共同决定的。液相理论结晶温度共同决定的。（e）图）图（d）图）图液相完全无混合固溶体合金凝固中的溶质分布 Tm X及成分过冷区作图法SL成份过冷成份过冷:在合金凝固时（液相部分或完全混合）由于边界层液在合金凝固时（液相部分或完全混合）由于边界层液相溶质分布发生变化，从而引起前沿液相凝固温度变相溶质分布发生变化，从而引起前沿液相凝固温度变化，与实际温度分布两个因素共同决定的过冷

32、化，与实际温度分布两个因素共同决定的过冷.二、产生成分过冷的条件二、产生成分过冷的条件（临界条件）（临界条件）经计算经计算,产生成分过冷的条件是：产生成分过冷的条件是：000mC1kGRDk GR是是G与理论结晶温度相切时的温与理论结晶温度相切时的温度梯度，因此产生成分过冷度梯度，因此产生成分过冷的临界条件是：的临界条件是：T理论理论00R0mC R 1kG=Dk（推导过程从简）（推导过程从简）G-温度梯度温度梯度dT/dx；R-结晶速度；结晶速度；m-相图液相线的斜率；相图液相线的斜率；D-液相溶质扩散系数；液相溶质扩散系数；K0-平衡分配系数平衡分配系数由此式由此式G GR有成分过冷；有成

33、分过冷；GGR时无成分过冷。时无成分过冷。三、影响成分过冷的因素三、影响成分过冷的因素（一）合金本身：（一）合金本身：（GR，成份过冷增大），成份过冷增大）液相线越陡液相线越陡,合金合金C0,液体中液体中D,K0l时时K0 或或K01时时K0,都会促使成分过冷倾向增大。都会促使成分过冷倾向增大。（二（二)外界条件：温度梯度越小外界条件：温度梯度越小(G),R,则使成则使成 分过冷倾向增大。分过冷倾向增大。可知：可知：00R0mC R 1kG=Dk 四、成份过冷对固溶体合金长大方式及形态的影响：四、成份过冷对固溶体合金长大方式及形态的影响：不同不同G值值对晶体对晶体生长形态的影响生长形态的影响成

34、份过冷区的形成给正温度梯度成份过冷区的形成给正温度梯度下凝固的单相合金铸锭创造了类下凝固的单相合金铸锭创造了类似在负温度梯度下凝固的条件，似在负温度梯度下凝固的条件，必然影响凝固过程中晶体的长大必然影响凝固过程中晶体的长大及其形态，固溶体合金的结晶其及其形态，固溶体合金的结晶其界面为界面为“粗糙界面粗糙界面”：当当GG1时，无成分过冷，固时，无成分过冷，固 溶体凝固与纯金属相同，溶体凝固与纯金属相同，S/L 界面垂直长大界面垂直长大平面状平面状;当当GG1时时,成份过冷较大，成份过冷较大，晶体呈树枝状长大晶体呈树枝状长大-树枝晶树枝晶 （如（如GG3）;胞状晶形成过程胞状晶形成过程 当当G稍稍

35、G1时时(G2)，有较小的成分过冷，界面以胞状，有较小的成分过冷，界面以胞状 长大长大-胞状晶胞状晶.应该指出：固溶体合金在实际生产中，组织形态主要应该指出：固溶体合金在实际生产中，组织形态主要受温度梯度和结晶速度所控制，都具有成分过冷，因受温度梯度和结晶速度所控制，都具有成分过冷，因此经常长成树枝晶体或胞状树枝晶体。此经常长成树枝晶体或胞状树枝晶体。一一.填空填空1.1.固溶体合金，在铸造条件下，容易产生固溶体合金，在铸造条件下，容易产生_偏析，用偏析，用_ _ 方方 法处理可以消除法处理可以消除 。2.2.固溶体合金凝固时有效分配系数固溶体合金凝固时有效分配系数k ke e的定义是的定义是

36、_。当凝固速率无。当凝固速率无 限缓慢时，限缓慢时，k ke e趋于趋于_；当凝固速率很大时，则；当凝固速率很大时，则keke趋于趋于_ _。4.K4.K0 0111的固溶体合金非平衡凝固的固溶体合金非平衡凝固 的过程中，的过程中，K K0 0越大，成分偏析越越大，成分偏析越_,_,提纯效果越提纯效果越_。5.5.固溶体合金固溶体合金_ _ 凝固时成分最均匀，液相完全混合时固溶体凝固时成分最均匀，液相完全混合时固溶体 成分偏析（宏观偏析）最成分偏析（宏观偏析）最_ _；液相完全无混合时固溶体成分；液相完全无混合时固溶体成分 偏析最偏析最_ _，液相部分混合时固溶体成分偏析，液相部分混合时固溶体

37、成分偏析_。材料科学基础材料科学基础课堂练习课堂练习二二.已知已知A-B二元相图，液、固相线近似为直线且二元相图，液、固相线近似为直线且Ko1 合金成分为合金成分为Co，固相无扩散，液相完全无混合凝，固相无扩散，液相完全无混合凝 固。试画出：固。试画出：1）A-B二元合金相图及液相实际温度分布线。二元合金相图及液相实际温度分布线。2）边界层液）边界层液 相溶质分布曲线相溶质分布曲线 3）由液相溶质分布而引起的液相温度分布）由液相溶质分布而引起的液相温度分布曲线并对曲线并对 照相图加以说明（理论温度分布曲线）照相图加以说明（理论温度分布曲线）。4 4）画出由液相实际温度与理论温度分布曲线组成的）

38、画出由液相实际温度与理论温度分布曲线组成的 成分过冷区并定义何谓成分过冷。成分过冷区并定义何谓成分过冷。三、试说明在正温度梯度下为什么固溶体合金凝固时三、试说明在正温度梯度下为什么固溶体合金凝固时 一定呈树枝状方式长大，长成树枝晶？一定呈树枝状方式长大，长成树枝晶？四、固溶体合金液相完全无混合凝固时，产生成分过冷四、固溶体合金液相完全无混合凝固时，产生成分过冷 的临界条件为：的临界条件为：000kkIDmcRG （1）说明能否产生成分过冷的条件。）说明能否产生成分过冷的条件。（2）如果外界条件不变，图中）如果外界条件不变，图中C0和和C1两合金相比哪个两合金相比哪个 合金产生成分过冷的倾向大？

39、为什么？合金产生成分过冷的倾向大？为什么？（3）成分过冷对固溶体生成形态有何影响？对于一）成分过冷对固溶体生成形态有何影响？对于一 定成分的合金定成分的合金CO，如何控制外界条件来避免出现，如何控制外界条件来避免出现 粗大的树枝状组织？粗大的树枝状组织？6-3 6-3 共晶相图共晶相图共晶相图两组元液态完全共晶相图两组元液态完全互溶，固态有限溶解，且发互溶，固态有限溶解，且发生共晶反应的相图。生共晶反应的相图。如：如：Pb-Sn、Pb-Sb、AL-Si等相图。等相图。（一）相及相区（一）相及相区1.相：相：L、固相、固相为为A(B)，为为B(A)有限置换固溶体。有限置换固溶体。2 2.相区相区

40、:单相区单相区L、双相区双相区L、L、三相区三相区L+一一.相图分析相图分析(二二)线线1.液相线液相线-AE B线线2.固相线固相线-AMENB线线 3.二元共晶线二元共晶线-MEN线，线，TE为共晶温度，为共晶温度，E点点 为共晶点。为共晶点。ETEMNL(+)f=2-3+1=0,MN之间之间(不含不含M、N点点)的合金冷却到共的合金冷却到共晶温度时将发生共晶反应，生成共晶组织晶温度时将发生共晶反应，生成共晶组织()，反，反应式为应式为:,且恒温结晶。且恒温结晶。18361.91997.5L(+)或写成：或写成：MF线线-B组元在组元在固溶固溶 体中的溶解度曲线。随体中的溶解度曲线。随 着

41、温度的降低着温度的降低,的成分的成分 发生变化发生变化,由由 （二次相）。（二次相）。NG线线-A组元在组元在固溶体固溶体 中的溶解度曲线、中的溶解度曲线、的成分都发生变化。随着温度的成分都发生变化。随着温度 的降低由的降低由。（二次相）。（二次相）。4.溶解度曲线溶解度曲线二、共晶系典型合金的平衡结晶过程二、共晶系典型合金的平衡结晶过程（一）端部固溶体合（一）端部固溶体合 金的结晶过程分析金的结晶过程分析1.T1t2间，由间，由L初初 ；2.T2t3间为间为100的的；3.T3t4间由间由；4.室温组织为室温组织为:合金分类合金分类:共晶合金共晶合金-E点成分合金；点成分合金；亚共晶合金亚共

42、晶合金-ME间合金；间合金；过共晶合金过共晶合金-E N间合金；间合金；端部固溶体合金端部固溶体合金-M、N以外以外（二）共晶合金（二）共晶合金(61.9(61.9)的结晶分析的结晶分析1.t=tE 时，时，61.961.9成分成分 的液相发生二元共晶反的液相发生二元共晶反 应应 生成二元共晶组织生成二元共晶组织 （）,恒温结恒温结晶。晶。ETEMNL(+)2.t tE 时时,成分沿着成分沿着MFMF线变化由线变化由 成分沿着成分沿着NGNG线变化由线变化由 由于二次相与共晶组织中的由于二次相与共晶组织中的、相连不易分辨相连不易分辨,略！略！共晶合金室温组织组成共晶合金室温组织组成:（）室温相

43、组成室温相组成:97.561.9100%45.35%97.519W ENENMNMN共晶合金显微共晶合金显微组织（组织（+）61.919100%54.65%97.519W MEMEMNMN（二）亚共晶合金的结晶分析（二）亚共晶合金的结晶分析1.当当t在在t1t2之间时，之间时，L初初，T，L，2.当当ttE温度时，剩余温度时，剩余L相发生共晶反应生成二元共相发生共晶反应生成二元共 晶组织（晶组织（），恒温结晶。），恒温结晶。室温组织为：室温组织为：初初（）3.当当ttE温度时，温度时，成分（初晶和共晶）沿成分（初晶和共晶）沿MF线变线变 化，由化，由，（共晶）成分沿（共晶）成分沿NG线变化由线

44、变化由 ,共晶组织中的二次相忽略。共晶组织中的二次相忽略。室温组织组成：室温组织组成：初初（）室温相组成：室温相组成：18361.91997.5L(+)室温组织中室温组织中组织组成物组织组成物相对重量：相对重量：初初（）:（二次相忽略）（二次相忽略）61.950100%27.74%61.919W ()5019100%72.26%61.919W 室温组织中室温组织中相组成物相组成物相对重量：相对重量：10050100%51.5%1003W 503100%48.5%1003W 初初,共晶量（共晶量（）过共晶合金室温组织过共晶合金室温组织（）22.8%100%35.68.1100%61.997.56

45、1.970W()L97.5-7027.5WW100%100%=1-W=77.2%97.5-61.935.610070100%30.9%1003W 703100%69.1%1003W 组织组成物相图组织组成物相图 相组成物相图相组成物相图 三三.共晶组织形貌及其形成机理共晶组织形貌及其形成机理（a a）片层状片层状 （c c）球状）球状 （b b）短棒状）短棒状（一）（一）金属金属型共晶组织的形态金属金属型共晶组织的形态（粗糙（粗糙-粗糙型）粗糙型）1.形态：此类共晶形态有：片层状、棒状、短棒状形态：此类共晶形态有：片层状、棒状、短棒状.如：如：Pb-Sn、Pb-Cd、Cd-Zn、Sn-Zn、A

46、g-Cu等等立体形态立体形态（c c）纤维状）纤维状（f f）菜花状层片）菜花状层片(d)六角螺旋状六角螺旋状（a a）片层状片层状 （c c）球状）球状 （b b）短棒状）短棒状 1）.共晶组织中共晶两相的体积分数：共晶组织中共晶两相的体积分数：其中一相体积分数其中一相体积分数30%,共晶组织为棒状共晶组织为棒状.（因为棒状截面积小，界面能小）。（因为棒状截面积小，界面能小）。其中一相体积分数其中一相体积分数3050%,共晶组织为片层状共晶组织为片层状.（因为片层状截面积小，界面能小）（因为片层状截面积小，界面能小）2.共晶组织金相形态形成原因：共晶组织的形态与共晶组织金相形态形成原因：共晶

47、组织的形态与 两相的本质、两相的相对量、两相凝固时固液界面形两相的本质、两相的相对量、两相凝固时固液界面形 貌及其冷却速度有关。貌及其冷却速度有关。从热力学分析，共晶组织中两相的形态和分布，应从热力学分析，共晶组织中两相的形态和分布，应 尽量使其界面积最小，界面能最低。尽量使其界面积最小，界面能最低。2）.两组成相界面的单位面积界面能：两组成相界面的单位面积界面能：如果两个组成相中的给定晶面与界面有一定的位向如果两个组成相中的给定晶面与界面有一定的位向 关系时，单位面积界面能可以达到最小，共晶体为关系时，单位面积界面能可以达到最小，共晶体为 片层状。否则，就有可能成为棒状。片层状。否则，就有可

48、能成为棒状。如：如：(Al+CuAl(Al+CuAl2 2)共晶组织中：共晶组织中：(111)Al(211)CuAl2 界面能最小形成片层状。界面能最小形成片层状。3.片层状共晶组织的形成机理：片层状共晶组织的形成机理：二元共晶反应是一个形核和长大的过程，首先形成一二元共晶反应是一个形核和长大的过程，首先形成一个共晶晶核（个共晶晶核（+）,然后再长大。然后再长大。1）共晶组织的形核（以片层状共晶组织为例）：共晶组织的形核（以片层状共晶组织为例）：形核条件形核条件-、相互促进形核相互促进形核;在较小的过冷度下形核。在较小的过冷度下形核。领先相领先相-共晶组织中首先形成的一相为领先相。共晶组织中首

49、先形成的一相为领先相。形核相互促进示意图形核相互促进示意图 TcaL 设过冷到设过冷到T温度下形核，如果领温度下形核，如果领 先相是先相是，则在，则在前沿液相建立前沿液相建立 瞬间局部相平衡，瞬间局部相平衡，形核相互促进示意图形核相互促进示意图片层状共晶晶核示意图片层状共晶晶核示意图由于由于中中B组元含量较低，前沿液相组元含量较低，前沿液相 将富集将富集B组元组元,这就对这就对相的形核在成分上创造了条件相的形核在成分上创造了条件;相晶核的形成相晶核的形成又会促进又会促进形核。在形核。在相两侧形成了相两侧形成了，于是，于是、交替交替形核形成了形核形成了 片层状（片层状（+）共晶晶核。）共晶晶核。

50、aL“横向长大横向长大”:、交替形核形成了交替形核形成了、相间的片相间的片 层状共晶体，层片状共晶体中的片并不是各自孤立层状共晶体，层片状共晶体中的片并不是各自孤立 的，因为各自孤立形核需较大的形核功。的，因为各自孤立形核需较大的形核功。“片与片与 片片,片与片与片分别互相联系形成整体。其相互连接的片分别互相联系形成整体。其相互连接的 方式可能是方式可能是“搭桥搭桥”机制，如图所示。机制，如图所示。2）共晶晶核（）共晶晶核（+）的长大）的长大共晶晶核（共晶晶核（+）横向长大）横向长大片层状共晶片层状共晶和和前沿液相原前沿液相原子扩散示意图（纵向长大）子扩散示意图（纵向长大）“纵向长大纵向长大”

51、晶核长大时界面推移的方向主要决定于晶核长大时界面推移的方向主要决定于 散热方向和液相中原子的扩散。散热方向和液相中原子的扩散。和和晶晶核纵向长核纵向长 大时，将分别向液相中排出大时，将分别向液相中排出B B和和A A组元，随后它们将组元，随后它们将 分别向相邻的分别向相邻的和和相前沿短程扩散相前沿短程扩散，为各自的长为各自的长 大创造条件。可见共晶体中两组成相的长大也是互大创造条件。可见共晶体中两组成相的长大也是互 相制约、互相促进的。相制约、互相促进的。纵向长大纵向长大1.共晶的主要形态有：条片状、针片状、树枝状共晶的主要形态有：条片状、针片状、树枝状 等。等。（二）（二）金属非金属型共晶组

52、织的形态金属非金属型共晶组织的形态（粗糙（粗糙-光滑型）光滑型）(a)Fe-C(石墨石墨)(b)Al-Si(c)Pb-Sb2.共晶组织的形成机制（还不十分清楚）：共晶组织的形成机制（还不十分清楚）：由于非金属相长大时的强烈各向异性。以铝硅合金为由于非金属相长大时的强烈各向异性。以铝硅合金为 例例,铝硅共晶体中的硅易于长成以铝硅共晶体中的硅易于长成以111晶面族为界面晶面族为界面 的薄带，因而形成辐射状或花朵状。的薄带，因而形成辐射状或花朵状。在金属在金属非金属型共晶合金中加入少量第三组元有时会非金属型共晶合金中加入少量第三组元有时会使共晶组织发生很大变化例如使共晶组织发生很大变化例如A1-Si

53、合金中加入少量钠合金中加入少量钠盐可使硅晶体分枝增多而且细化，在铸铁中加入少量镁盐可使硅晶体分枝增多而且细化，在铸铁中加入少量镁和稀土元素，可使石墨不再分枝而成球状。这种处理方和稀土元素，可使石墨不再分枝而成球状。这种处理方法称为变质处理。法称为变质处理。有人认为树枝状共晶形成的原因是金属相与非金属相有人认为树枝状共晶形成的原因是金属相与非金属相 长大时的动态过冷有明显差异。非金属相前沿必须有长大时的动态过冷有明显差异。非金属相前沿必须有 较大过冷度较大过冷度(12)才能向前长大，因面金属相才能向前长大，因面金属相(过冷过冷 度度0.02)将超前长大，并可能在液相中向任意方向发将超前长大，并可

54、能在液相中向任意方向发 展，结果迫使落后的非金属相分枝生长。展，结果迫使落后的非金属相分枝生长。（三）有关非金属（三）有关非金属非金属型共晶体的形态问题，目前非金属型共晶体的形态问题，目前 还缺乏深入的研究（略）。还缺乏深入的研究（略）。四四.初晶组织的形貌（亚、过共晶合金的初晶）初晶组织的形貌（亚、过共晶合金的初晶）1.初晶是固溶体，各向异性长大不明显，一般程树枝状初晶是固溶体，各向异性长大不明显，一般程树枝状。例如：例如：Pb-Sb、Al-Si合金系中亚共晶合金的初晶合金系中亚共晶合金的初晶是以是以Pb（Sb）、）、Al（Si）固溶体）固溶体,Fe-C合金系中亚合金系中亚共晶共晶-奥氏体均

55、呈树枝状。奥氏体均呈树枝状。满足两条件：满足两条件：粗糙界面粗糙界面 dT/dx 0dxPb-Sb合金过共晶合金过共晶初晶初晶Sb呈白色块状呈白色块状铁碳合金过共晶初晶铁碳合金过共晶初晶Fe3C呈白色条状呈白色条状几何图形。几何图形。初晶、共晶组织形貌小结初晶、共晶组织形貌小结1.1.共晶组织形貌共晶组织形貌（1 1）共晶两相为粗糙粗糙型共晶。）共晶两相为粗糙粗糙型共晶。片层状、棒状、短棒状片层状、棒状、短棒状.如：如：Pb-Sn、Pb-Cd、Cd-Zn、Sn-Zn、Ag-Cu（2 2）共晶两相为粗糙光滑型共晶）共晶两相为粗糙光滑型共晶 条片状、针片状、树枝状。条片状、针片状、树枝状。如：如：

56、Al-Si、Pb-Sb等等2.2.初晶组织形貌初晶组织形貌（1 1）初晶为）初晶为固溶体树枝状。如固溶体树枝状。如Pb-Sn合金系的初晶合金系的初晶（2）初晶为初晶为亚金属或金属化合物时为规则的外形。亚金属或金属化合物时为规则的外形。如如Pb-Sb合金系的过共晶的初晶合金系的过共晶的初晶Sb。五五.共晶合金的非平衡结晶及组织：共晶合金的非平衡结晶及组织：（一）伪共晶（一）伪共晶平衡凝固时只有共晶合金才能得到平衡凝固时只有共晶合金才能得到100%的共晶组织，非平衡凝固时情况与此不同。的共晶组织，非平衡凝固时情况与此不同。热力学的伪共晶区热力学的伪共晶区1.伪共晶：伪共晶：非共晶成分的合金非共晶成

57、分的合金 在非在非 平衡冷却条件下得到平衡冷却条件下得到l00共晶组共晶组织织,此共晶组织称伪共晶。此共晶组织称伪共晶。2.伪共晶产生的条件：伪共晶产生的条件：从热力学角度考虑共晶点附近的从热力学角度考虑共晶点附近的合金快冷却到合金快冷却到T1温度至影线区域温度至影线区域内，同时对内，同时对和和饱和，并同时结晶出（饱和，并同时结晶出（）共）共晶组织晶组织,此区为热力学伪共晶区。此区为热力学伪共晶区。3.伪共晶区的形状取决于：伪共晶区的形状取决于：共晶点的位置（共晶点靠近低熔点组元）共晶点的位置（共晶点靠近低熔点组元）.共晶两相的长大速度共晶两相的长大速度.（1）两组元熔点）两组元熔点TAmTB

58、m，两端，两端际固溶体溶解度相差不多，共晶点际固溶体溶解度相差不多，共晶点在共晶线中间附近在共晶线中间附近,共晶体内两相长共晶体内两相长大速度也基本相近大速度也基本相近,形成形成对称的伪共对称的伪共晶区晶区。（2）当）当TAmTBm，共晶点靠近，共晶点靠近低熔点相（低熔点相（），），VV，相优先形核并快速长大，此时的相优先形核并快速长大，此时的伪伪共晶区偏向高熔点组元一侧。共晶区偏向高熔点组元一侧。如如AlSi合金：共晶成分的合合金：共晶成分的合金铸态组织是金铸态组织是初初(Si)而不而不是单一的共晶组织是单一的共晶组织(Si)原因是：原因是：共晶点靠近共晶点靠近Al一侧，有利于一侧，有利于

59、形核。形核。VSi V，伪共晶区向高熔，伪共晶区向高熔 点组元点组元Si方向偏移。于是方向偏移。于是 优先形核并长大优先形核并长大,首先结晶出初晶首先结晶出初晶，而后温度的表，而后温度的表 象点落在伪共晶区象点落在伪共晶区,同时对同时对和和Si饱和饱和,结晶出共晶组结晶出共晶组 织织(Si).Al-Si合金的伪共晶区合金的伪共晶区（二）离异共晶组织有害组织（二）离异共晶组织有害组织成份在成份在C附近的合金附近的合金(C3或或C4),在在先共晶相先共晶相(初晶初晶)数量较多数量较多,而共晶而共晶体数量甚少的情况下，共晶相中体数量甚少的情况下，共晶相中与先共晶相相同的那一相会依附与先共晶相相同的那

60、一相会依附先共晶相生长，并把另一相推至先共晶相生长，并把另一相推至晶界处晶界处,共晶的组织特征消失此种共晶的组织特征消失此种组织称为离异共晶。组织称为离异共晶。例如钢的例如钢的“热脆热脆”既是既是(FeFeS)共晶离异造成，其中硫化物单独共晶离异造成，其中硫化物单独分布于晶界。分布于晶界。离异共晶组织离异共晶组织FeS 6.4 包晶相图包晶相图一、相图分析一、相图分析两组原元液相完全互溶，固态有两组原元液相完全互溶，固态有限溶解且发生包晶反应的相图。限溶解且发生包晶反应的相图。具有包晶转变的二元系有：具有包晶转变的二元系有：Cu-Co、Pt-Ag、Pt-W、Al-Ti等等（一）相（一）相:-P

61、t(Ag)、-Ag(Pt)、L相相（二）线（二）线1.液相线：液相线：acb线线,2.固相线：固相线：adpb线线 3.溶解度曲线：溶解度曲线：df线是线是Ag在在固溶体的溶解度曲线固溶体的溶解度曲线 pg线是线是Pt在在固溶体的溶解度曲线固溶体的溶解度曲线 Pt-Ag Pt-Ag二元合金相图二元合金相图 4.包晶转变线：包晶转变线：dpc水平线，水平线，p为包晶成分点为包晶成分点,其对应的其对应的 温度温度tp为包晶转变温度为包晶转变温度,在此温度下发生三相平衡在此温度下发生三相平衡 的包晶反应：的包晶反应：Lc+d p 1186（三）相区：（三）相区：1.单相区：单相区：、L2.两相区：两

62、相区：L+、L+、+3.三相区：三相区：L+二、典型合金的平衡结晶过程及组织二、典型合金的平衡结晶过程及组织:1.1.含含AgAg为为42.4%42.4%的的Pt-AgPt-Ag合金合金 （1 1）温度在）温度在t t1 1和和t tp p之间时从液相中结晶出之间时从液相中结晶出L L初初，结，结 晶规律与匀晶相同（树枝状？）；晶规律与匀晶相同（树枝状？）；（2 2）温度达到）温度达到t tp p时时,发生包晶反应：发生包晶反应：Lc+d p 1186包晶反应恒温进行，因为包晶反应恒温进行，因为f=C-Pf=C-P1 12 23 31 10 0在包晶反应过程中：在包晶反应过程中：新生相新生相在

63、在相的表面生成；相的表面生成；相的形成将相的形成将相的包围，相的包围，相的长大通过相的长大通过Pt组元组元 从从 相穿过相穿过相向相向L相转移；相转移；而而Ag组元从组元从L相穿过相穿过相向相向相转移来进行相转移来进行 因此，包晶转变的平衡结晶过程需要相当长的时间因此，包晶转变的平衡结晶过程需要相当长的时间.包晶反应结束后的组织为：包晶反应结束后的组织为：可以求出发生包晶反应前的可以求出发生包晶反应前的和剩余液相的相对重量：和剩余液相的相对重量：Pt-Ag二元合金相图及合金二元合金相图及合金I结晶过程分折结晶过程分折2cWdc L2d42.410.5W100%100%57.17%dc66.31

64、0.5 包晶反应结束时，包晶反应结束时，的的L相和相和 的的相全部变成相全部变成100%2ddc2cdc(3)温度低于温度低于tp时时,Pt在在相相 中的溶解度随温度的降中的溶解度随温度的降 低沿低沿pg线变化线变化,从从相相 中析出次生相中析出次生相，合金室温下的组织是合金室温下的组织是:+包晶点成分合金的平衡结晶过程组织示意图包晶点成分合金的平衡结晶过程组织示意图2.2.合金合金的平衡结晶过程分析及组织的平衡结晶过程分析及组织 在在l-2间，由间，由L初初,随随T，,而而L逐渐逐渐；（呈树枝状？）呈树枝状？）当温度降至当温度降至2点即包晶温度点即包晶温度tp 时时L和和相的成分分别到达相的

65、成分分别到达 c点和点和d点点,c点成分的液相将点成分的液相将在没有发生包晶反应以前是由在没有发生包晶反应以前是由L和和组成组成,两相的相对重两相的相对重量为：量为：2c66.326.1W100%100%72%dc66.310.5 L2d26.110.5W100%100%28%dc66.310.5 发生包晶反应；发生包晶反应；由由TTc时剩余的时剩余的c点成分的液相和点成分的液相和d点成分的点成分的将发将发 生包晶反应生成生包晶反应生成,反应式为：反应式为：Lc+d p 1186比较合金比较合金、可知可知,合金合金包晶反应后包晶反应后相过剩，因相过剩，因此包晶反应结束后组织为此包晶反应结束后组

66、织为:比较两种成分合金：比较两种成分合金：2cWdc L2d42.410.5W100%100%57.17%dc66.310.5 包晶点以包晶点以左成分左成分 2c66.326.1W100%100%72%dc66.310.5 L2d26.110.5W100%100%28%dc66.310.5 包晶点成分包晶点成分 在在tp温度以下，随着固溶体溶解度的变小，从温度以下，随着固溶体溶解度的变小，从和和a 固溶体中将不断析出固溶体中将不断析出a和和。室温下合金的组织是：室温下合金的组织是：a+a+其平衡结晶过程如图所示。其平衡结晶过程如图所示。合金合金的结晶过程示意图的结晶过程示意图3.合金合金的的平衡结晶过程分析及组织：的的平衡结晶过程分析及组织：在在1-2间间,由由L初初随着温度的降随着温度的降 低低,相的数量不断增多相的数量不断增多,L相的数相的数 量不断减少。量不断减少。冷到冷到t2温度时发生包晶转变温度时发生包晶转变,用杠用杠 杆定律可算出包晶转变结束时液杆定律可算出包晶转变结束时液 相过剩。（反应式略写）相过剩。（反应式略写）包晶转变后的组织为：包晶转变后的组织为：L 当温度从当温