典型相圖分析ppt課件

1、第四章 典型相圖分析,相圖知識 二元勻晶相圖與固溶體的凝固 二元共晶相圖 二元包晶相圖 復雜二元相圖的分析方法 三元相圖,第一節(jié) 相圖知識,一、相律,對于恒壓條件：f = c p + 1 系統(tǒng)中有p相，c個組元，則成分引起的變數p(c-1)個。系統(tǒng)總的變數為p(c-1)+1 在多相平衡時，任一組元在各相間的化學位相等， 每個組元可寫出個p-1等式，平衡條件總數為c(p-1,f=變數-條件數= p(c-1)+1- c(p-1)=c-p+1,一、相律,第一節(jié) 相圖知識,二元相圖：當存在兩個組元時，成分也是變量，但一種組元的含量為獨立，另一組元則為余下部分。為在二維平面上表示，通常只考慮在常壓下，取

2、兩個變量溫度和成分。橫座標用線段表示成分，縱座標表示溫度。平面上以按這時平衡狀態(tài)下存在的相來分隔。(如圖,相圖用途,由材料的成分和溫度預知平衡相； 材料的成分一定而溫度發(fā)生變化時其他平衡相變化的規(guī)律； 估算平衡相的數量。 預測材料的組織和性能,二、相圖與冷卻曲線的關系,第一節(jié) 相圖知識,成分一定，在冷卻過程中，不同的相熱容量不相同，如果系統(tǒng)散熱能力一樣，溫度隨時間的變化(冷卻)曲線上的斜率將不同，曲線的轉折點對應溫度就是某些相開始出現(xiàn)或完全小時的溫度，利用這一特點，由實測的冷卻曲線可以作出相圖,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,一、相圖形式,兩組元在液態(tài)和固態(tài)都能無限互溶。如CuNi、AgA

3、u形成二元合金對應的相圖就是二元勻晶相圖,相圖的構成：由兩條曲線將相圖分為三個區(qū)。左右兩端點分別為組元的熔點。上面的一條曲線稱為液相線，液相線之上為液相的單相區(qū)，常用L表示；下面的一條曲線稱為固相線，固相線之下為固溶體的單相區(qū)，常用表示；兩條曲線之間是雙相區(qū)，標記L+表示,二、兩相平衡時的數量分配規(guī)律杠桿定律,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,如圖，合金x在溫度T1將由兩相長期并存，這時兩相的成分和數量保持不變。過x點作水平線交液相線和固相線于a、c點，經熱力學證明a、c點的成分分別為平衡的液體和固體的成分,設mL和m分別為兩相的數量，由物質不滅可推導出,一般用占總體數量的百分比的相對值來表

4、示。如果把線段axc當成一杠桿，則他們滿足杠桿力的平衡原理，所以稱之為杠桿定律,用杠桿定律來分析在理解和使用都有好的直觀性和方便。適用所有兩相平衡,三、固溶體材料冷卻時組織轉變,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,1點以上液體冷卻 1點開始凝固，固體成分在對應固相線處 12之間，溫度下降，液體數量減少，固體數量增加，成分沿液相線和固相線變化， 到2點，液體數量為0，固體成分回到合金原始成分，凝固完成 2點以下固體冷卻，無組織變化,過程,三、固溶體材料冷卻時組織轉變,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,1.與純金屬凝固一樣由形核和長大來完成結晶過程，實際進行在一定的過冷度下。 2.凝固在一溫度范

5、圍內進行。只有在溫度不斷下將時固體量才增加，溫度不變，液固數量維持平衡不變。 3.凝固過程中液體和固體的成分在不斷變化,特點,四、固溶體材料非平衡冷卻,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,從固溶體的凝固特征可知，在晶體長大過程中，組元元素在析出的固相中不斷的發(fā)生遷移。但原子在固體中的遷移相對結晶過程是較慢的(原子的遷移是擴散過程，以后專門討論)，可見完全達到平衡凝固是較困難的，需要相當長的時間，一般的冷卻凝固達不到平衡狀態(tài),過程,在冷卻速度較快時的凝固是非平衡凝固，從相圖中可見，在略低于開始凝固溫度t 1下開始析出的固體的成分為1，到t 2溫度晶體表面生長的成分可為2，由于擴散速度跟不上來，心

6、部的成分來不及達到和表面一樣就冷卻到下一溫度t 3，因此析出的固體的成分表里不一，平均成分也偏離了固相線。到達平衡和固相線交點的溫度t f時還有液相存在，繼續(xù)冷卻到一更低的溫度，固體的平均成分回到合金成分時液體消失，凝固過程才結束,四、固溶體材料非平衡冷卻,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,非平衡凝固的特點有：凝固過程中，液、固兩相的成分偏離液、固相線；凝固過程進行到一更低的溫度才能完成；生成固體的成分是不均勻的。隨著冷卻速度的加大，這些差別特點表現(xiàn)的愈明顯,結果：生成固體的成分不均勻較偏析，快速冷卻時在一個晶粒內部先后結晶的成分有差別，所以稱為晶內偏析，金屬的晶體往往以樹枝晶方式生長，偏析

7、的分布表現(xiàn)為不同層次的枝晶成分有差別，因此這種偏析又稱枝晶偏析,晶內偏析的程度決定于：相圖中液固相線相距愈遠，組元元素原子的遷移能力愈低(擴散系數小)，冷卻速度愈大，造成的晶內偏析將愈嚴重,消除偏析的方法：前兩條原因是不可更改的，但并不是采用慢速冷卻，因為慢速冷卻會使晶粒變大，最高和最低成分之間的距離加大消除更困難，而是快速冷卻，細化晶粒，會帶來晶內的偏析，即宏觀均勻而微觀有大的差別，凝固后重新加熱到略低于熔點溫度，進行一段時間的保溫，讓原子在這時進行擴散遷移，達到均勻，這種方法稱為均勻化退火,五、固溶體中溶質的分布,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,由于固溶體凝固中，析出固體的成分與液體不

8、相同，并且在凝固時達不到平衡，所以凝固后溶質的分布是不均勻的，當然這種不均勻有時也可帶來有利的利用。下面僅就幾種特例討論,如圖所示相圖的一部分，在溫度t時，平衡的液固相成分的比，稱為平衡分配系數,五、固溶體中溶質的分布,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,如果有一長度為L的桿形凝固體，假設凝固過程為一端散熱，并且液體中原子擴散和對流可達到成分均勻，而固體中遷移慢設為凝固后基本不能變。當合金的成分為C0，開始析出的固體成分為k0C0，變化趨勢如圖。已經凝固距離X后，在凝固dx時，按溶質的變化有,例一：定向凝固時溶質分布規(guī)律,五、固溶體中溶質的分布,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,例二：關于區(qū)

9、域熔煉,六、成分過冷,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,在正溫度梯度下，純金屬的生長方式為平面推進，而固溶體凝固時，卻有樹枝狀生長和胞狀生長存在，這是由于凝固過程中，成分是在不斷變化，液體和固體的成分均不能達到平衡狀態(tài)，產生了成分過冷現(xiàn)象,六、成分過冷,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,成分過冷現(xiàn)象,在相圖中，成分為C0的合金凝固時，開始析出的固相為k0C0，多余的B組元排放到液體中，在界面處B組元的濃度高于平均值，逐漸向液體中擴散。在液體未達到均勻時，結晶繼續(xù)進行，新析出的固體成分中B的量也隨著上升，同時液體中界面處B濃度上升到更高的水平，擴散的速度因濃度差的提高而加快。遠處液體的成分依

10、然為C0，到B組元的擴散量和固體排放平衡時，析出固體的成分也為C0，這時的成分分布如圖b所示,六、成分過冷,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,成分過冷現(xiàn)象,對照相圖，液體的開始凝固溫度隨著液體的成分變化而變化，圖c給出其分布曲線TL(x)，如果G2為實際溫度，對比可以看出在界面前沿的液體中的一小區(qū)域內，盡管溫度比界面處高，卻存在一定的過冷度，這種由成分的不均勻而產生的過冷度稱為成分過冷。 固溶體凝固過程中，由于析出的固體的成分和原液體有一定的差別，排放到液體中的某些組元來不及均勻，這種因成分偏差對應的凝固溫度也不同而造成的附加過冷度稱為成分過冷,六、成分過冷,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝

11、固,成分過冷對凝固過程的影響,由于不同的固溶體對應的相圖形式不同，不同組元的擴散能力各自不同，加上凝固過程的實際溫度分布也不相同，成分過冷的影響也必然存在差別，凝固后的組織也各不相同,實際溫度梯度較大，在凝固過程中不出現(xiàn)成分過冷現(xiàn)象,成分過冷區(qū)較小，界面處的不平衡生長的凸起始終處在領先的狀態(tài)，但這個凸起既不會消失，也不能發(fā)展到成分過冷區(qū)外，凸起和底部的微小成分有一定差別而發(fā)展成胞狀組織,六、成分過冷,第二節(jié) 二元勻晶相圖與固溶體的凝固,成分過冷對凝固過程的影響,中區(qū)域的成分過冷可能生成胞狀到樹枝晶的各種過渡組織,如果成分過冷區(qū)域特別大，得到的成分過冷度也十分大，若達到形核要求的過冷度時，在成分

12、過冷區(qū)可能形成新的晶核，新晶核的生長阻礙原晶粒生長，對柱狀晶的發(fā)展產生隔斷作用,成分過冷區(qū)較大，凸起發(fā)展較長，在凸起上再生新的凸起，就可生成樹枝晶,第三節(jié) 二元共晶相圖,一、相圖形式,兩組元在液態(tài)下無限互溶，固態(tài)下有限溶解，一組元溶入另一組元中時都使凝固溫度下降，并發(fā)生共晶轉變。如PbSn、AgCu等形成二元合金對應的相圖就是二元勻晶相圖,相圖的構成：tAE和tBE為兩液相線，與其對應的tAC和tBD為兩固相線；CG和DH固溶體、的溶解度隨溫度變化線；CED為水平共晶線。將相圖分成三個單相區(qū) L、；三個雙相區(qū)L、L、和 一個三相區(qū)L，即CED為共晶線,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,過

13、程,在TE溫度以上僅是液體的冷卻 到達略低于TE的溫度，按L相區(qū)分析應為從液體中析出C成分的相，而按L相區(qū)分析應從液體中析出D成分的相。如果和按一定的比例析出，最終液體的成分不變，兩固相不斷同時析出，即共同結晶，故稱為共晶轉變，直到液體完全消失，結晶過程完成，得到的是兩固相的混合物，稱為共晶體。 在TE溫度以下僅是固體的冷卻,成分為E點合金的凝固,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,形核特點,交替形核 在一定的過冷度下，盡管兩固相都可能從液體中形核，由于兩固溶體的成分結構的差別，總有一個固相先形核，它稱為領先相，設領先相為，由于富A組元，其生長時附近液體則富B組元，的存在和液體中B的富集，

14、相將附著在上形核并長大，同理在相外將附著的形核長大。這種方式就是交替形核。此外也有人認為交替形核是以邊緣橋接生長方式來實現(xiàn)的,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,生長特點,共同生長 兩個相長大時都要排放相應的溶質組元，排出的溶質將阻礙自身的生長，但兩相同時生長時，一相排出的組元正是另一相生長所需要的，所以兩相的生長過程將互相促進，最后是兩相共同攜手長大。由于兩固相的成分是固定的，綜合成分應和液體的成分相同，它們的數量反映在二者的厚度相對比例上,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,組織特點,當兩個固相都是金屬性較強相時，共晶體一般生長成層片狀。當兩相的相對數量比相差懸殊時，在界面能的作用

15、下，數量較小的相將收縮為條、棒狀，更少時為纖維狀，甚至為點(球)狀,當有一相或兩相都具有較強的非金屬性時，它們表現(xiàn)出較強的各向異性，不同方向的生長速度不同，并且有特定的角度關系，同時生長過程要求的動態(tài)過冷度也有差異，往往有一個相在生長中起主導作用，決定了兩相的分布，共晶體的形態(tài)也具有獨特性，這時常見的形態(tài)有針狀、骨肋狀、蜘蛛網狀、螺旋狀等,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,二、共晶體的形成,第三節(jié) 二元共晶相圖,三、典型合金的凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,1. 合金IV(成分在E點附近,特點,在液體中和同時具有析出條件，都可以析出。 由于和析出過程在

16、成分上可以互相補充和促進，共同析出。 凝固過程可以在恒溫下進行到結束。 最終得到兩相交替的混合組織,結論：合金(成分在E點附近) L + 轉變發(fā)生在TE溫度，得到的兩項交替分布的組織稱為共晶體,三、典型合金的凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,2. 合金(成分在AG之間) L L+ 轉變過程完全同固溶體，最后組織為單相固溶體,3. 合金(成分在GC之間) L L+ +II 在到CG線之前同固溶體，到CG線之下，相中溶劑B組元的量為過飽和，從中將有相析出。一般從固態(tài)析出的相在的內部成點狀分布。值得指出的是量少時往往先在的晶界處，此外，固態(tài)析出轉變原子遷移和形核較困難，當過飽和度不大時，這個析出往往不發(fā)生

17、,三、典型合金的凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,4.合金(成分在CE之間)L L+ 初+(L+) (初+ II)+(+)共 在到達TE溫度前轉變同固溶體的轉變,在TE溫度下剩余的液體轉變同共晶成分E(合金)的轉變,三、典型合金的凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,室溫下的平衡相,室溫下的組織組成物,四、共晶合金非平衡凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,1、冷卻速度較快，共晶體的形成轉變進行較快，共晶體中兩相的層片間距變小(相對的比例仍舊不變)；非共晶部分的轉變同固溶體的非平衡轉變,2、偽共晶 在共晶點附近非共晶成分的合金在快速冷卻時，少量初生相的析出未進行就被冷卻到共晶溫度以下，直接發(fā)生共晶轉變，可以得到全部的共

18、晶體組織，這種組織稱為偽共晶。它們的形貌和共晶體沒有明顯的差別，僅內部兩相的數量比有覺察不到差別,四、共晶合金非平衡凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,3、亞(過)共晶成分的合金在快速冷卻時，由固溶體析出和偽共晶轉變綜合可知，初晶的晶粒細化；初生相內有晶內偏析(可能為枝晶偏析)；共晶體細化且多為偽共晶；共晶體的數量多于平衡態(tài),4、出現(xiàn)非平衡共晶 C點附近未到共晶平衡的合金，在冷卻到共晶溫度以下時，固溶體凝固未完成，余下的液體成分也到共晶成分附近，發(fā)生共晶轉變。這種本不應該有共晶體的材料因冷卻速度過快，發(fā)生非平衡轉變而生成的共晶體稱為非平衡共晶。非平衡共晶的數量隨冷卻速度的加快而增加，但總量較少，一般出

19、現(xiàn)在幾個晶粒的交界處,四、共晶合金非平衡凝固,第三節(jié) 二元共晶相圖,5、離異共晶 在C點附近凝固形成的共晶體數量較少時，有時共晶體中的同初生相相同的一相依附在初生相上，另一相擠到初生相的晶界單獨存在，這種見不到共晶形貌的共晶體稱為離異共晶。它可發(fā)生在平衡凝固時，而非平衡共晶有時也以離異共晶的形式出現(xiàn),第四節(jié) 二元包晶相圖,一、相圖形式,兩組元在液態(tài)下無限互溶，固態(tài)下有限溶解，并且發(fā)生包晶轉變,相圖的構成：ac和bc為兩液相線，與其對應的ad和bp為兩固相線；df和pg固溶體、的溶解度隨溫度變化線；dpc為包晶轉變線。 它們分隔相圖為三個單相區(qū)L、；三個雙相區(qū)L、L、； 一個三相區(qū) L，即水平線

20、dpc為包晶線,包晶轉變 L+,二、包晶體轉變,第四節(jié) 二元包晶相圖,過程,在液相區(qū)為液體的冷卻，進入兩相區(qū)，發(fā)生與固溶體凝固相同的凝固轉變，到達P點，液體的成分為C，固體的成分為D。 從L+相區(qū)可知也滿足液體和相的平衡，與C成分液體平衡還有P成分的固體相,成分為P點合金的凝固,二、包晶體轉變,第四節(jié) 二元包晶相圖,過程,相的形核在相晶體和液體的邊界處，由于相的成分介于液體和相之間，所以它是靠消耗部分已有的相和部分液體來實現(xiàn),成分為P點合金的凝固,相的生長在液體和相的交界面處最有利，沿邊界同時消耗液體和相來長大，形成的相包圍在相外圍，將相與液體分隔開，所以把這種轉變稱為包晶轉變,二、包晶體轉變

21、,第四節(jié) 二元包晶相圖,過程,在略低于TP的溫度下，進一步的生長過程，伴隨A組元從相穿過相到達液體界面，液體轉變?yōu)橄?，同時多余的B組元穿過相到達相界面，相中B組元的減少使部分相轉變?yōu)橄嘁员ＷC相要求的成分。即相長大的過程是A組元穿過相向液體處擴散，B組元穿過相向相處擴散，同時消耗液相和相,成分為P點合金的凝固,二、包晶體轉變,第四節(jié) 二元包晶相圖,過程,開始發(fā)生包晶轉變時相的數量為,成分為P點合金的凝固,相的成分在P點，液體和相的成分分別在C、D，所以它們消耗的比例,這兩個比例恰好相等，理論上講液體和相同時消耗完畢，得到單一的相晶體,三、典型合金的冷卻轉變,第四節(jié) 二元包晶相圖,1. B組元的含

22、量在DP之間 到達包晶轉變溫度時，發(fā)生包晶轉變，比較可知，固相將有剩余，殘余的相在相的晶粒內部,2. B組元的含量在PC之間 同理到達包晶轉變溫度時，發(fā)生包晶轉變，包晶轉變以相消耗完而結束。再剩余的液體進入L兩相平衡相區(qū)，按固溶體的凝固方式轉變，成分分別沿CB和PB曲線變化，直到液體全部消耗為止。最終的組織為單一的相,其他成分不發(fā)生包晶轉變，不再重復分析,四、非平衡轉變組織,第四節(jié) 二元包晶相圖,包晶轉變過程伴隨組元在相的固體中擴散遷移，因此包晶轉變進行的非常緩慢，達到上述情況是理想的平衡分析，實際冷卻很難實現(xiàn),在一般的冷卻條件下，包晶轉變未結束，系統(tǒng)已經到TP以下的溫度，液體將將按L兩相平衡

23、規(guī)律直接凝固結晶。P點成分的合金一方面會有部分相殘留，另一方面相的成分偏離P點，以這種不平衡的組織保留下來,成分在DP之間的合金，由于包晶轉變的不充分，在相的晶界處會有液體直接凝固生成的相存在。 成分在PC之間的合金，本來不應該有剩余的相，由于包晶轉變的不充分，在相的晶體內部將會有殘留的相存在,第五節(jié) 復雜二元相圖分析方法,一、相圖形式,1、形成穩(wěn)定化合物的相圖,一、相圖形式,第五節(jié) 復雜二元相圖分析方法,2、固態(tài)轉變的相圖,二、分析方法,第五節(jié) 復雜二元相圖分析方法,1、二元相圖中可能發(fā)生的轉變,兩個組元構成的相圖，盡管最多只能出現(xiàn)三相平衡，但實際材料中由于兩組元往往能生成不同的化合物，實際

24、的二元相圖有一些就相當復雜,二、分析方法,第五節(jié) 復雜二元相圖分析方法,2、復雜相圖分析方法,高溫下大多為均勻的液相，組元在兩邊線，附近有組元為溶劑的固溶體(端際固溶體)，可能有的溶解度非常小，固溶體區(qū)域縮小近似為直線。 在相圖的中部所有找到生成的化合物(中間相)，這些中間相為溶劑，溶入組元形成單相區(qū)。非常穩(wěn)定的化合物，特別是正常價化合物，溶解組元的能力非常低，退化為直線。 以中間的單相區(qū)為界將相圖分割成若干區(qū)域，則每個區(qū)域為已經討論過的簡單相圖，按簡單相圖的規(guī)律來分析。 也可以用水平線為中心，即三相平衡為基礎來劃分區(qū)間，分解復雜相圖為基本類型,以中間的單相區(qū)為界將相圖分割成若干區(qū)域，則每個區(qū)

25、域為已經討論過的簡單相圖，按簡單相圖的規(guī)律來分析,三、相圖與材料性能的聯(lián)系,1. 力學、物理性能,第五節(jié) 復雜二元相圖分析方法,三、相圖與材料性能的聯(lián)系,第六節(jié) 相圖與材料性能的聯(lián)系,2.加工的工藝性能,第六節(jié) 三元相圖,含有三個組元的系統(tǒng)成為三元系，第三個組元的加入，不僅會改變原來兩個組元之間的溶解度，而且第三組元可溶入原可形成的相中改變其性質，并且還可產生新的相，出現(xiàn)新的轉變，引起材料的組織、性能和相應的加工處理工藝的變化。三組元的材料在工程中用的也相當普遍，例如合金鋼、鑄鐵、鋁鎂銅合金、ZrO2Al2O3Y2O3陶瓷等，所以需要了解三元系相圖,三元相圖引言,在恒壓下，二元系只有兩個獨立變

26、量：溫度和成分，相圖是平面圖。三元系將有溫度和兩個成分參數構成的三個獨立變量，因此三元相圖是空間立體圖，給表達和學習認識上帶來相當的困難。 本章介紹三元相圖的一般概念，反應類型，利用截面圖和投影圖來判斷材料中的相反映類型和組織轉變規(guī)律,6-1 三元相圖成分表示方法,返回,等邊三角形法 濃度三角形 等腰三角形法 直角坐標法 三元相圖的基本形狀,等邊三角形法,取等邊三角形ABC，三個頂點表示三個純組元；三個邊各定為100，分別代表AB、BC、CA三個二元系的成分；位于三角形內的點代表三元系的成分。 在三角形內任取一點X，由X順次作平行于三個邊的線段xa、xb、xc，如果將三角形的邊長定為100%，

27、則有 xa+xb+xc = AB = 100%?？梢杂脁a, xb, xc分別表示組元A、B、C的質量分數,濃度三角形,為了便于使用，利用幾何屬性：xa=Cb, xb=Ac, xc=Ba,并將其刻度標注在邊上。為了閱讀方便，往往在三角形內用平行畫出網格，在三角形的邊上標注數值，把這個三角形成為成分三角形或濃度三角形。此外，在數值的標注時要方向一致，用順時針或逆時針都可以,例如圖中的x點則表示其成分為55%A20%B25%C,濃度三角形中的特定線,平行于一邊的直線上所有點，表示這個邊對應頂點的組元含量均相等； 過一頂點的直線上所有點，表示另兩個頂點代表的兩組元的含量比為一定值。 在相圖的應用時，

28、所作的垂直截面往往過這兩類直線,等腰梯形法,取等邊三角形ABC的一部分，用不同的比例組成等腰梯形,直角坐標法,在三元系中，如果以一個組元為主體，另外兩組元的含量較低，例如鑄鐵中分析的FeCP系，可以采用直角坐標，稱直角三角形法。 如圖所示，其中一個坐標軸表示B組元的質量分數，另一個坐標軸表示C組元的質量分數，則余下部分就是A組元的分數。在直角坐標中，根據兩組元的含量變化范圍，可以采用不同比例的刻度,XA = 100% - XB - XC,三元相圖的基本形狀,以濃度平面為基礎，垂直于濃度平面的高度坐標為溫度，以此構成的空間圖形，空間中任一點代表了系統(tǒng)一固定狀態(tài)，在圖中表示每一狀態(tài)的相平衡情況，相

29、區(qū)之間分界也有二元相圖的曲線發(fā)展為曲面。如果濃度平面為濃度三角形，則其三元相圖為三棱柱體，它的三個側面為三組元兩兩組成的二元相圖。要認識三元相圖，必須熟悉二元相圖的所有規(guī)律,6-2 三元勻晶相圖,返回,相圖分析 水平截面圖 合金的平衡冷卻凝固過程 垂直截面圖 三元相圖的基本形狀,三元勻晶相圖分析,形成條件：三組元在液態(tài)和固態(tài)都能無限互溶,空間形貌：三棱柱體的相圖，三個側面為兩兩組成的三個二元勻晶相圖，內部有兩個曲面將相圖分為三個區(qū)間。 點：在三組元的上方有三個點a、b、c分別為三組元的熔點。 曲面：上面的曲面稱為液相面，下面的曲面稱為固相面。 相區(qū)：液相區(qū)液相面之上； 固相區(qū)固相面以下；兩相區(qū)

30、液相面和固相面之間包圍的區(qū)間L,水平截面圖(等溫截面,那么m、n、o點必然共一直線，成分為O的合金得到的兩平衡相的相對數量比為,當溫度一定，可以在等溫截面圖上來分析，材料的成分o若處在兩相區(qū)，這時系統(tǒng)達到平衡(即穩(wěn)定)狀態(tài)，平衡的液相成分應在空間的液相面上，在等溫截面圖的液相線上，同樣平衡的固相的成分點在截面圖的固相線上，如圖中的m、n兩點,水平截面圖連接線,連接線上各成分的合金在該溫度下平衡的兩相成分為連接線兩端點的成分。液相線上每一點對應的液體都有固定的固相與之平衡，即在液相線上每一點在固相線上都有一個與之對應的點，所以把這兩條線稱為共軛線。在一定溫度下，同一成分的合金有固定的平衡相，所以

31、連接線不可能相交,在給定的溫度下，兩平衡相的成分之間的連接線段稱為連接線。上述的線段mn就是連接線,水平截面圖柯氏法則,在給定溫度下，平衡的液相和固相之間，低熔點的組元在液相中的分數應高于在固相中的分數。 因此在連接線中任取一點，過該點和成分三角形的某一頂點連接一直線，則連接線的兩端點在這直線的兩邊，其中液體點應在直線分隔的另兩組元的低熔點那一邊,合金的平衡冷卻凝固過程,合金O自液態(tài)冷卻下來，開始是液體的降溫，直到液相面的溫度tS，溫度再下降時，液態(tài)具有一定的過冷度，開始凝固，形核長大析出的固體，在這溫度下可達到液固平衡，平衡時液體的成分在液相面上某一點，固相成分也應在固相面上的某一點。溫度不

32、斷下降，液體的數量在逐漸減少，固體的數量不斷增加，液體的成分變化一直在液相面上，而固體的成分變化在固相面上。到達和固相面交點溫度tf時，液體全部消失，得到成分為O的均勻固溶體。隨后溫度下降僅是固體的冷卻降溫，組織不發(fā)生變化,合金的平衡冷卻凝固過程,整個結晶在一溫度范圍內完成，由于有結晶潛熱的放出，在冷卻曲線上凝固時下降平緩，曲線在凝固開始和結束處有明顯的轉折。 如果不過分考究轉變過程的內涵，三元勻晶反應的過程與二勻晶反應基本相同。都是進行選分結晶，在平衡緩慢冷卻過程中，都可得到成分均勻的固溶體。 如果在非平衡冷卻過程，同樣會出現(xiàn)晶內偏析，若晶體以樹枝晶方式長大，便得到枝晶偏析組織。在結晶過程中

33、，也存在成分過冷的影響,兩相平衡成分變化規(guī)律,三元勻晶的凝固結晶過程中，盡管液相的成分變化在液相面上，起軌跡是一曲線，但這條曲線并不在一個平面上，是一條空間曲線；同樣固相的成分變化也是在固相面上的一空間曲線。 勻晶合金凝固過程中在每一溫度下平衡都有對應的連接線，將這些連接線投影到成分平面上，為一系列繞成分點O旋轉的線段，O點分連接線兩線段的比隨結晶過程在不斷變化，得到的圖形類似一只蝴蝶，稱之為固溶體合金結晶過程中的蝴蝶形跡線。跡線的外緣曲線就是結晶過程液、固成分變化曲線的投影,垂直截面圖(變溫截面,垂直截面圖(變溫截面,截面形狀：截面與液相面和固相面相交，得到兩條曲線，分別稱為液相線和固相線。

34、一般情況所的是兩邊開口的，如果截面過某一組元的成分點則有一邊是閉合，這兩曲線將圖形分為三個區(qū)域，即L、L,垂直截面圖內容,截面過分析合金的成分點，不同溫度下該成分在圖中為一垂直線，垂線和兩曲線的交點即為合金凝固開始和結束溫度，曲線給出了冷卻過程經歷的各種相平衡，即清楚表達了凝固冷卻過程，和冷卻曲線有完好的對應關系,固溶體凝固時，液相和固相的成分變化是空間曲線，并不都在截面上，所以這是液相線和固相線的走向不代表它們的成分變化，盡管形狀類似二元相圖，但這里不能應用杠桿定律來分析平衡相的成分和數量關系,6-3 三元系中的三相平衡,返回,三相平衡轉變類型 三相平衡區(qū)的水平截面 重心法則 三相平衡區(qū)的空

35、間形狀 三相平衡區(qū)的垂直截面 三相平衡區(qū)在成分平面上的投影,三相平衡轉變類型,按物質不滅的原理，系統(tǒng)如果發(fā)生相轉變，降溫時，至少要有一個反應相(含量減少)和一個生成相(含量增加)，三元系處于三相平衡，可能組合的轉變類型有兩種,共晶型 是指降溫時存在一個反應相和兩個生成相這一類的總稱。包括共晶、共析、偏晶等，反應式為,包晶型 是指降溫時存在兩個反應相和一個生成相這一類的總稱。包括包晶、包析等，反應式為,連接三角形,如果某一成分的合金在截面的溫度下處于三相平衡，由相律f = cp1 = 331 = 1，存在一個自由度，平衡可以發(fā)生的一溫度范圍，所以三元系的三相平衡轉變不是在一恒下進行，即轉變過程是在一溫度范圍內發(fā)生。當溫度一定，三個平衡相的成分將是確定不變的。在這個溫度下，連接三個平衡相的成分點，就得到一三角形，這個三角形稱為連接三角形,連接三角形是在一定的溫度下，處于三相平衡的三個相成分點組成的直邊三角形，三相平衡是每兩相也是平衡狀態(tài)，所以連接三角形的三條邊分別為兩兩雙相平衡的連接線,重心法則條件,三角形abc為某一溫度下的連接三角形，三個頂點對應三個平衡相的成分，其中： X