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第七章 二元系相图及其合金的凝固 7.3.1 匀晶相图和下一张幻灯片固溶体凝固 7.3.2 共晶相图及其合金凝固 7.3.3 包晶相图及其合金凝固 7.3.4 溶混间隙相图与调幅分解 7.3.5 其它类型的二元相图 7.3.6 复杂二元相图的分析方法 7.3.7 根据相图推测合金的性能 7.3.8 二元相图实例分析 7.3.1 匀晶相图和固溶体凝固 匀晶相图 由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀转变，绝大多数的二元相图都包括匀晶转变。有些二元合金，如Cu-Ni，Au-Ag，Au-Pt等只发生匀晶相变；有些二元陶瓷如Nio-CoO，CoO-MgO,NiO-MgO等也只发生匀晶相变。 　　 固溶体的平衡凝固 　平衡凝固是指凝固过程中的每个阶段都能达到平衡，即在相变过程中有充分的时间进行组元间的扩散，以达到平衡相的成分．现以w(Ni)为30%的Cu-Ni合金为例来描述平衡凝固过程． 固溶体的非平衡凝固 7.3.2 共晶相图及其合金凝固 共晶相图 组成共晶相图的两组元,在液态下可无限互溶,甚至完全不溶.两组元的混合使合金的熔点比各组元低,因此,液相线从两端纯组元向中间凹下,两条液相线的交点所对应的温度称为共晶温度.在该温度下,液相通过共晶凝固同时结晶出两个固相,这样的混合物称为共晶组织或共晶体. 共晶合金的平衡凝固及其组织 现以Pb-Sn为例讨论各种典型成分合金的平衡凝固及其显微组织 a.w(Sn)19%的合金 b.共晶合金 c.亚共晶合金 d.过共晶合金 w(Sn)19%的合金 共晶合金 亚共晶合金 共晶合金的非平衡凝固 伪共晶 在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶 非平衡共晶组织 某些合金在平衡凝固条件下获得单相固溶体，在快冷时可能出现少量的非平衡晶体，如离异共晶 . 包晶合金的凝固及其平衡组织a.w(Ag)为42.4%的Pt-Ag合金 由Pt-Ag合金相图可知,合金自高温液态冷至t1温度时与液相线相交,开始结晶出初生相α.在继续冷却的过程中, α固相量逐渐增多，液相量不断减少,α相和液相的成分分别沿固相线AD和液相线AC变化。当温度降至包晶反应温度1186℃时，合金中初生α的成分达到D点，液相成分达到C点。在开始进行包晶反应时的两相的相对量可由杠杆法则求出： b.42.4%＜ω(Ag)＜66.3%的Pt-Ag合金(合金Ⅱ) 合金Ⅱ缓冷至包晶转变前的结晶过程与上述包晶成分合金相同，由于合金Ⅱ是的液相的相对量大于包晶转变所需的相对量，所以包晶转变后，剩余的液相在继续冷却过中，将按匀晶转变方式继续结晶出β相，其杨分沿CB液相线变化，而β相的成分沿PB线变化，直至t3温度全部凝固结束，β相成分为原合金成分。在t3至t4温度之间，单相β无任何变化。在t4温度以下，随着温度下降，将从β相中不断地析出αⅡ。因此，该合金的室温平衡组织为β +αⅡ 包晶合金的非平衡凝固 某些原来不发生包晶反应的合金，如右图中的合金Ⅰ，在快冷条件下，由于初生相α凝固时存在枝晶偏析而使剩余的L和α相发生包晶反应，，所以出现了某些平衡状态下不应出现的相。 应该指出，上述包晶反应不完全性主要与新相β包围α相的生长方式有关。因此，当某些合金(如Al-Mn)的包晶相单独在液相中形核和长大时，其包晶转变可迅速完成。包晶反应的不完全性，特别容易在那些包晶转变温度较低或原子扩散速率小的合金中出现。与非平衡共晶组织一样，包晶转变产生的非平衡组织也可通过扩散退火消除。 7.3.4 溶混间隙相图与调幅分解 在不少的二元合金相图中有溶混间隙，如Cu-Pb,Cu-Ni,Au-Ni,Cu-Mn和二元陶瓷合金中的NiO-CoO,SiO2-Al2O3等。溶混间隙转变可写成L→L1+L2，或α → α1+α2，后者在转变成二相中，其转变方式可有两种：一种是通常的形核长大方式，需要克服形核能垒；另一种是通过没有形核阶段的不稳定分解，称为调幅分解。其中当Ω＞0,表示A,B组元倾向于分别聚集，形杨偏聚态。当Ω＞0 时的自由能-成分曲线中有两个极小值和两个拐点。 根据不同温度下自由能-成分曲线中两个极小值对弈的成分，可画出溶混间隙曲线.从自由能-成分曲线可知，在两个极小值之间为热力学不稳定区，该区域的任一成分的固溶体相都会分解成为两个成分分别对弈于两个极小值的相，但是在拐点迹线内和在拐点迹线外的溶混间隙区，分解方式是不同的，前者是自发地分离成为两种成分不同的固相，而后者则须克服新相形成的能垒，先形核然后长大。 7.3.5 其它类型的二元相图 具有化合物的二元相图 在某些二元系中，可形成一个或几个化合物，由于它们