1、第第7 7章章 二元系相图和合金的凝固与制备原理二元系相图和合金的凝固与制备原理n在实际工业中，广泛使用的不是前述的在实际工业中，广泛使用的不是前述的单组元材料单组元材料，而，而是由是由二组元及以上组元二组元及以上组元组成的组成的多元系材料多元系材料。n本章将简单描述本章将简单描述二元相图二元相图的表示和测定方法，复习相图的表示和测定方法，复习相图热力学的基本要点，着重对不同类型的相图特点及其相热力学的基本要点，着重对不同类型的相图特点及其相应的组织进行分析，也涉及合金铸件的组织与缺陷，最应的组织进行分析，也涉及合金铸件的组织与缺陷，最后对高分子合金进行简述。后对高分子合金进行简述。1n二元相
2、图中的成分在国家标准有两种表示方法：质量分数二元相图中的成分在国家标准有两种表示方法：质量分数（）和摩尔分数（）和摩尔分数（x x），两者换算如下：），两者换算如下：7.1 7.1 相图的表示和测定方法相图的表示和测定方法 A A，B B分别为分别为A A，B B组元的质量分数；组元的质量分数；A ArArA，A ArBrB分别为组元分别为组元A A，B B的相对原子质量；的相对原子质量；x xA A，x xB B分别为组元分别为组元A A，B B的摩尔分数，的摩尔分数，并且并且A A+B B=1=1（或（或100100），），x xA A+x+xB B=1=1（或（或100100）。）。2二
3、元相图是根据各种成分材料的二元相图是根据各种成分材料的临界点临界点绘制的，临界点表示绘制的，临界点表示物质结构状态发生本质变化的物质结构状态发生本质变化的相变点相变点。用用热分析热分析测量临界点来绘制二元相图的过程。测量临界点来绘制二元相图的过程。3在二元相图中有单相区和两相区。由相律可知，在二元相图中有单相区和两相区。由相律可知，二元系最多二元系最多只能三相共存只能三相共存，且在相图上为，且在相图上为水平线水平线。4固溶体的固溶体的自由能自由能为为 7.2 7.2 相图热力学的基本要点相图热力学的基本要点 7.2.1 7.2.1 固溶体的自由能固溶体的自由能-成分曲线成分曲线 x xA A和
4、和x xB B分别表示分别表示A A，B B组元的摩尔分数；组元的摩尔分数；A A 和和B B 分别表示分别表示A A，B B组元在组元在T(K)T(K)温度时的摩尔自由能；温度时的摩尔自由能；R R是气体常数；是气体常数；为相互作用参数为相互作用参数，其表达，其表达式为式为 N NA A为为阿伏加德罗常数阿伏加德罗常数，z z为为配位数配位数,e,eAAAA,e,eBBBB和和e eABAB为为A-AA-A，B-BB-B，A-BA-B对组对组元的元的结合能结合能。5n按三种不同的情况，分别作出任意给定温度下按三种不同的情况，分别作出任意给定温度下的固溶体的固溶体自由能自由能-成分曲线成分曲线
5、。6 相互作用参数的不同，导致自由能相互作用参数的不同，导致自由能成分曲线的差异，其成分曲线的差异，其物理意义为：物理意义为：n当当 0 0，A AB B对的能量低于对的能量低于AAAA和和BBBB对的平均能量，对的平均能量，所以固溶体的所以固溶体的A A，B B组元互相吸引，形成组元互相吸引，形成短程有序短程有序分布，在分布，在极端情况下会形成长程有序，此时极端情况下会形成长程有序，此时HmHm0 0。n当当 0 0，ABAB对的能量等于对的能量等于A-AA-A和和B-BB-B对的平均能量，组对的平均能量，组元的配置是随机的，这种固溶体称为元的配置是随机的，这种固溶体称为理想固溶体理想固溶体
6、，此时，此时Hm Hm 0 0。n当当 0 0，ABAB对的能量高于对的能量高于A-AA-A和和B-BB-B对的平均能量，意对的平均能量，意味着味着 AB AB对结合不稳定，对结合不稳定，A A，B B组元倾向于分别聚集起来，组元倾向于分别聚集起来，形成形成偏聚状偏聚状态，此时态，此时Hm Hm 0 0。7两相平衡时的成分由两相两相平衡时的成分由两相自由能自由能成分曲线成分曲线的的公切线公切线所确所确定。定。7.2.2 7.2.2 多相平衡的公切线原理多相平衡的公切线原理8对于二元系在特定温度下可出现对于二元系在特定温度下可出现三相平衡三相平衡：97.2.3 7.2.3 混合物的自由能和杠杆法
7、则混合物的自由能和杠杆法则混合物中混合物中B B组元的组元的摩尔分数摩尔分数为：为：混合物的混合物的摩尔吉布斯自由摩尔吉布斯自由能能为为由上两式可得：由上两式可得：混合物的混合物的摩尔吉布斯自由能摩尔吉布斯自由能G Gm m应和两组成相的摩尔吉布斯自应和两组成相的摩尔吉布斯自由能由能G Gm1m1和和G Gm2m2在同一直线上。在同一直线上。该直线即为该直线即为相和相和相平衡时相平衡时的的共切线共切线。10两平衡相共存时，两平衡相共存时，两相的成分两相的成分是切点所对应的成分是切点所对应的成分x x1 1和和x x2 2，即，即固定不变固定不变，可导出：，可导出：(7.7)(7.7)式称为式称
8、为杠杆法则杠杆法则，在，在和和两相共存时，可用杠杆法则求出两相共存时，可用杠杆法则求出两相的相对量，两相的相对量，相的相对量为相的相对量为 ，相的相对量相的相对量为为 ，两相的相对量随体系的成分，两相的相对量随体系的成分x x而变。而变。221xxxx121xxxx117.2.4 7.2.4 从自由能从自由能成分曲线推测相图成分曲线推测相图根据公切线原理可求出体系在某一温度下平衡相的成分：根据公切线原理可求出体系在某一温度下平衡相的成分：匀晶相图匀晶相图。12图图7.87.8表示了由表示了由5 5个不同温度下个不同温度下L L，和和相的自由能一成分相的自由能一成分曲线求得曲线求得A A，B B
9、两组元形成两组元形成共晶系共晶系的相图。的相图。137.2.5 7.2.5 二元相图的几何规律二元相图的几何规律 根据热力学的基本原理，可导出相图应遵循的一些几何规根据热力学的基本原理，可导出相图应遵循的一些几何规律，由此能帮助我们理解相图的构成，并判断所测定的相图可律，由此能帮助我们理解相图的构成，并判断所测定的相图可能出现的错误。能出现的错误。(1)(1)相图中所有的相图中所有的线条线条都代表发生都代表发生相转变的温度相转变的温度和和平衡相的成平衡相的成分分，所以，所以相界线是相平衡的体现相界线是相平衡的体现，平衡相成分必须沿着相界线，平衡相成分必须沿着相界线随温度而变化。随温度而变化。(
10、2)(2)两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它们两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它们分开，而不能以一条线接界分开，而不能以一条线接界。两个两相区必须以单相区或三相。两个两相区必须以单相区或三相水平线隔开。水平线隔开。(3)(3)二元相图中的三相平衡必为一条二元相图中的三相平衡必为一条水平线水平线，表示，表示恒温反应恒温反应。(4)(4)当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则分界线分界线的延长线的延长线应进入另一应进入另一两相区两相区内，而不会进入单相区内。内，而不会进入单相区内。14两个单相区只能交于一点而不能交于一条
11、线两个单相区只能交于一点而不能交于一条线15两相区与单相区的分界线的延长线应进入另一两相区与单相区的分界线的延长线应进入另一两相区内，而不会进入单相区两相区内，而不会进入单相区16第七第七章章 二元系相图和合金的凝固与制备原理二元系相图和合金的凝固与制备原理7.1相图的表示和测定方法相图的表示和测定方法7.2相图热力学的基本要点相图热力学的基本要点7.3 二元相图分析二元相图分析7.4 二元合金的凝固理论二元合金的凝固理论7.5 高分子合金概述高分子合金概述7.6 陶瓷合金概述陶瓷合金概述171.1.二元相图成分表示方法：二元相图成分表示方法：2.2.相互作用参数相互作用参数的不同，导致自由能
12、的不同，导致自由能-成分曲线的差异：成分曲线的差异：n当当0 0，A A-B B对的能量低于对的能量低于A A-A A和和B B-B B对的平均能量，对的平均能量，A A，B B组元互相吸引，形成组元互相吸引，形成短程有序短程有序分布，分布，HmHm0 0。n当当0 0，A A-B B对的能量等于对的能量等于A-AA-A和和B-BB-B对的平均能量，对的平均能量，组元的配置是随机的，组元的配置是随机的，理想固溶体理想固溶体，Hm Hm 0 0。n当当0 0，A A-B B对的能量高于对的能量高于A-AA-A和和B-BB-B对的平均能量，对的平均能量，A A，B B组元倾向于形成组元倾向于形成偏
13、聚状偏聚状态，态，Hm Hm 0 0。第第7 7章章 内容回顾内容回顾181.1.公切线公切线：两平衡相共存时，：两平衡相共存时，两相的成分两相的成分是切点所对应是切点所对应的成分的成分x x1 1和和x x2 2，即，即固定不变。固定不变。2.2.杠杆法则杠杆法则：求出两相的相对量。：求出两相的相对量。第第7 7章章 内容回顾内容回顾191.1.二元相图几何规律：二元相图几何规律：(1)(1)相图中所有的相图中所有的线条线条都代表发生都代表发生相转变的温度相转变的温度和和平衡相的平衡相的成分成分，所以，所以相界线是相平衡的体现相界线是相平衡的体现，平衡相成分必须，平衡相成分必须沿着相界线随温
14、度而变化。沿着相界线随温度而变化。(2)(2)两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它们分开，而不能以一条线接界们分开，而不能以一条线接界。两个两相区必须以单。两个两相区必须以单相区或三相水平线隔开。相区或三相水平线隔开。(3)(3)二元相图中的三相平衡必为一条二元相图中的三相平衡必为一条水平线水平线，表示，表示恒温反应恒温反应。(4)(4)当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则分界分界线的延长线线的延长线应进入另一应进入另一两相区两相区内，而不会进入单相区内，而不会进入单相区内。内。第第
15、7 7章章 内容回顾内容回顾20第七第七章章 二元系相图和合金的凝固与制备原理二元系相图和合金的凝固与制备原理7.1相图的表示和测定方法相图的表示和测定方法7.2相图热力学的基本要点相图热力学的基本要点7.3 二元相图分析二元相图分析7.4 二元合金的凝固理论二元合金的凝固理论7.5 高分子合金概述高分子合金概述7.6 陶瓷合金概述陶瓷合金概述217.3.1 7.3.1 匀晶相图和固溶体凝固匀晶相图和固溶体凝固-匀晶相图匀晶相图由液相结晶出由液相结晶出单相固溶体单相固溶体的过程称为的过程称为匀晶转变匀晶转变。7.3 7.3 二元相图分析二元相图分析 1.1.匀晶相图匀晶相图22匀晶相图还可有其
16、他形式，如匀晶相图还可有其他形式，如Au-CuAu-Cu，Fe-CoFe-Co等在相图上具有等在相图上具有极小点极小点，而在，而在PbTlPbTl等相图上具有等相图上具有极大点极大点。232.2.固溶体的平衡凝固固溶体的平衡凝固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，是指凝固过程中的每个阶段都能达到平衡，即在相变过程中有即在相变过程中有充分时间充分时间进行组元间的进行组元间的扩散扩散，以，以达到平衡相的成分。达到平衡相的成分。2425v需要着重指出的是，在每一温度下，需要着重指出的是，在每一温度下，平衡凝固实质包括三个过程：平衡凝固实质包括三个过程：v液相内的扩散过程液相内的扩散
17、过程；v固相的继续长大固相的继续长大；v固相内的扩散过程固相内的扩散过程。263.3.固溶体非平衡凝固固溶体非平衡凝固在工业生产中，合金溶液浇涛后的冷却速度较快，使凝固在工业生产中，合金溶液浇涛后的冷却速度较快，使凝固过程偏离平衡条件，称为过程偏离平衡条件，称为非平衡凝固非平衡凝固。非平衡凝固时液、。非平衡凝固时液、固两相成分变化的示意图。固两相成分变化的示意图。2728 对非平衡凝固结论如下对非平衡凝固结论如下：固相、液相的固相、液相的平均成分平均成分分别与固相线、液相线不同，分别与固相线、液相线不同，有一定的有一定的偏离偏离，其，其偏离程度偏离程度与与冷却速度冷却速度有关。有关。冷却速冷却
18、速度越大，其偏离程度越严重度越大，其偏离程度越严重；冷却速度越小，偏离程；冷却速度越小，偏离程度越小，越接近于平衡条件。度越小，越接近于平衡条件。液相线的偏离程度较固液相线的偏离程度较固相线小相线小。先结晶部分含有较多的高熔点组元先结晶部分含有较多的高熔点组元(Ni)Ni)，后结晶部分后结晶部分含有较多的低熔点组元含有较多的低熔点组元(Cu)Cu)。非平衡结晶条件下，非平衡结晶条件下，凝固的终结温度凝固的终结温度低于低于平衡结晶时平衡结晶时的终止温度的终止温度。结晶的温度范围增大。结晶的温度范围增大。29固溶体通常以固溶体通常以树枝状生长方式结晶树枝状生长方式结晶，非平衡凝固导致先结，非平衡凝
19、固导致先结晶的枝干和后结晶的枝间的晶的枝干和后结晶的枝间的成分不同成分不同，故称为，故称为枝晶偏析枝晶偏析。图图7.187.18是是Cu-NiCu-Ni合金的铸态组织，树枝晶形貌的显示是由于合金的铸态组织，树枝晶形貌的显示是由于枝干和枝间的枝干和枝间的成分差异成分差异引起引起浸蚀后颜色的深浅不同浸蚀后颜色的深浅不同。经经扩散退火扩散退火后的后的Cu-NiCu-Ni合金的显微组织，树枝状形态消失，合金的显微组织，树枝状形态消失，由电子探针微区分析的结果也证实由电子探针微区分析的结果也证实枝晶偏析已消除枝晶偏析已消除。30u组成共晶相图（组成共晶相图（the eutectic phase diag
20、ramthe eutectic phase diagram）两组元相互作用特点两组元相互作用特点:液态下两组元能无限互溶，固态下只能部分互溶液态下两组元能无限互溶，固态下只能部分互溶(形成有限固溶体或化形成有限固溶体或化合物合物)，甚至有时完全不溶，并具有共晶转变，甚至有时完全不溶，并具有共晶转变。u共晶转变共晶转变是在一定条件下是在一定条件下(温度、成分不变温度、成分不变)，由均匀液体中同时结晶出，由均匀液体中同时结晶出两种不同固相的转变。两种不同固相的转变。L+L+。具有共晶转变的相图称为。具有共晶转变的相图称为共晶相图共晶相图。u所得到两固相的混合物称为所得到两固相的混合物称为共晶组织共
21、晶组织，其特点是，其特点是两相交替细弥混合，其两相交替细弥混合，其形态与合金的特性及冷却速度有关，通常呈片层状形态与合金的特性及冷却速度有关，通常呈片层状。共晶体的结构共晶体的结构 7.3.2 7.3.2 共晶相图及其合金凝固共晶相图及其合金凝固 3132E E 根据相变特点和组织特征将根据相变特点和组织特征将共晶系合金共晶系合金分为了四类：分为了四类：端部端部固溶体合金固溶体合金、亚共晶合金亚共晶合金、过共晶合金过共晶合金、共晶合金共晶合金。33 n 冷却曲线冷却曲线：n 结晶和组织转变过程结晶和组织转变过程：LL+LL+n 匀晶反应脱溶转变匀晶反应脱溶转变34E E(2)2)共晶合金的平衡
22、结晶共晶合金的平衡结晶n 该合金发生该合金发生共晶反应共晶反应：L LE E M M+N N,恒温进行，形成恒温进行，形成共晶体共晶体(+)。两个相的相对量：两个相的相对量：M M=EN/MN=EN/MN N N=ME/MN=ME/MNn 冷却曲线：冷却曲线：n 结晶和组织转变过程结晶和组织转变过程：LL+(+LL+(+)(+)(+)共共 共晶反应脱溶转变共晶反应脱溶转变35E E（3 3）亚共晶合金的平衡结晶）亚共晶合金的平衡结晶n 冷却曲线：冷却曲线：n 其组织变化示意图其组织变化示意图：n 结 晶 和 组 织 转 变 过 程结 晶 和 组 织 转 变 过 程：LL+L+(+LL+L+(+
23、)共共+(+)共共+(+(+)共共 匀晶反应共晶反应脱溶转变匀晶反应共晶反应脱溶转变 室温组织室温组织：+(+(+)共共36 在共晶转变之前，从液态中先结晶出在共晶转变之前，从液态中先结晶出相。先结晶出的相叫相。先结晶出的相叫先共晶相先共晶相（pro-eutectic phasepro-eutectic phase）。）。先共晶相和液相比例可用杠杆法则求出先共晶相和液相比例可用杠杆法则求出 室温组织中室温组织中 、的相对量，先共晶的相对量，先共晶相和共晶相和共晶(+)(+)共共的相对量的相对量都可通过杠杆法则求出都可通过杠杆法则求出 。组织组成和相组成的计算组织组成和相组成的计算:共晶反应结束
24、时共晶反应结束时,组织组成组织组成:W W11=(61.9-50)/(61.9-19)=(61.9-50)/(61.9-19)W W(+)+)共共=(50-19)/(61.9-19)=(50-19)/(61.9-19)共晶反应结束时共晶反应结束时,、的相对量的相对量：W W22=(97.5-50)/(97.5-19)=(97.5-50)/(97.5-19)W W=(50-19)/(97.5-19)=(50-19)/(97.5-19)室温时室温时,组织组成组织组成:W W33=(100-19)/(100-2)=(100-19)/(100-2)W1W1 W W=(19-2)/(100-2)=(19
25、-2)/(100-2)W1W1 W W(+)+)共共=(50-19)/(61.9-19)=(50-19)/(61.9-19)室温时室温时,、的相对量的相对量：W W44=(100-50)/(100-2)=(100-50)/(100-2)W W=(50-2)/(100-2)=(50-2)/(100-2)37(4)(4)过共晶合金的平衡凝固过共晶合金的平衡凝固n 过共晶合金的凝固过程和组织特征与亚共晶合金相类似，只是初过共晶合金的凝固过程和组织特征与亚共晶合金相类似，只是初生相生相(先共晶相先共晶相)为为固溶体而不是固溶体而不是固溶体。固溶体。n 类合金的类合金的冷却曲线类似于亚共晶合金冷却曲线类
26、似于亚共晶合金n 其其结晶过程组织变化类似于亚共晶合金结晶过程组织变化类似于亚共晶合金.n 结晶过程：结晶过程：LL+L+(+LL+L+(+)共共+(+(+)共共+(+(+)共共n 匀晶反应共晶反应脱溶转变匀晶反应共晶反应脱溶转变n 室温组织室温组织：+(+(+)共共38n组织组成物组织组成物是在结晶过程中形成的，有清晰轮廓的独立组成部分，如上是在结晶过程中形成的，有清晰轮廓的独立组成部分，如上述组织中述组织中、(+(+)都是组织组成物。都是组织组成物。n相组成物相组成物是指组成显微组织的基本相，它有确定的成分及结构但没有形是指组成显微组织的基本相，它有确定的成分及结构但没有形态上的概念，上述
27、各类合金在室温的相组成物都是态上的概念，上述各类合金在室温的相组成物都是相和相和相。相。n不同成分范围的合金，室温的相组成，除固溶体区外其余都是不同成分范围的合金，室温的相组成，除固溶体区外其余都是+，而，而组织组成不相同。图中组织组成不相同。图中6 6个组织区分别为：个组织区分别为：n区区：单相组织；单相组织；区区：+；区区：+(+(+)共共 ；区区：(+)共共；区区：+(+(+)共共；区区：+39(pseudo-eutectic)：由于快速冷却，非共晶成分合金：由于快速冷却，非共晶成分合金所得到的共晶组织。所得到的共晶组织。：不平衡结晶；合金成分位于共晶点附近。：不平衡结晶；合金成分位于共
28、晶点附近。：由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织；：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。共晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。(伪共晶区偏移伪共晶区偏移)40 ：位于共晶线以外成分的合金发生共晶反应：位于共晶线以外成分的合金发生共晶反应而形成的组织。而形成的组织。：不平衡结晶。成分位于共晶线以外端点附近。：不平衡结晶。成分位于共晶线以外端点附近。41 离异共晶离异共晶：由于非平：由于非平衡共晶体数量较少，通常共衡共晶体数量较少，通常共晶体中晶体中相依附于初生相依附于初生相相生长，将共晶体中另一相生长，将共晶体中另一相推到最后凝固的晶界处从而推到最后凝固的晶界
29、处从而使共晶体两组成相间的组织使共晶体两组成相间的组织特征消失，这种两相分离的特征消失，这种两相分离的共 晶 体 称 为共 晶 体 称 为（divorced eutecticdivorced eutectic）。）。形成原因形成原因：不平衡：不平衡条件下，成分位于共晶线上条件下，成分位于共晶线上两端点附近。两端点附近。平衡条件下，成分位于共平衡条件下，成分位于共晶线上两端点附近。晶线上两端点附近。42 有些合金当凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的有些合金当凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的固相与剩余液相固相与剩余液相(有确定成分有确定成分)发生反应生成另一种固相的恒发生反应生成另一
30、种固相的恒温转变过程称为温转变过程称为包晶转变包晶转变（peritecticperitectic reaction reaction）。）。两组元在液态下无限互溶，固态下只能部分互溶并具有包两组元在液态下无限互溶，固态下只能部分互溶并具有包晶转变的相图称为晶转变的相图称为二元包晶相图二元包晶相图。43 n 线线：APAP、DBDB固相线、固相线、ACBACB液相线、水平线液相线、水平线(PDC)PDC)为包晶转为包晶转变线，变线，PEPE、DFDF固溶度曲线。固溶度曲线。包晶转变线上的合金在该温度发生包晶转变线上的合金在该温度发生包晶转变包晶转变：Lc+Lc+P P=D Dn 相区相区：三个单
31、相区为：三个单相区为L L、和和；三个双相区为；三个双相区为L+L+、L+L+、+；三相共存于；三相共存于PDCPDC线线，为为L+L+44 n ：n 和和组织转变过程组织转变过程：LL+L+LL+L+发生包晶反应：发生包晶反应：L LC C+P P=D D为恒温反应为恒温反应 匀晶反应包晶反应脱溶转变匀晶反应包晶反应脱溶转变n 室温组织室温组织：+,、的相对量可通过杠杆法的相对量可通过杠杆法则求出则求出 。开始包晶反应时开始包晶反应时:W W=DC/PC=DC/PC57.257.2 W WL L=PD/PC=PD/PC42.842.8 室温时室温时:W W=FD/EF=FD/EF W W=E
32、D/EF=ED/EF45a.a.(Ag)(Ag)为为42.4%42.4%的的Pt-AgPt-Ag合金合金(合金合金)46包晶反应时原子迁移过程示于图包晶反应时原子迁移过程示于图7.327.32中：中：47 n ：和 组 织 转 变 过 程和 组 织 转 变 过 程：L L+L+L L+L+L+L+碰到碰到PCPC发生包晶反应发生包晶反应 ：L LC C+D D=P P 为恒温反应为恒温反应 匀晶反应包晶反应匀晶反应脱溶转变匀晶反应包晶反应匀晶反应脱溶转变n 室温组织室温组织：+，、的相对量可通过杠杆法则的相对量可通过杠杆法则求出求出 。开始包晶反应时开始包晶反应时:W W=GC/PC=GC/P
33、C57.2%57.2%W WL L=PG/PC=PG/PC42.8%42.8%室温时室温时:WW=FG/EF=FG/EF W W=EG/EF=EG/EF48G Gb.42.4%b.42.4%(Ag)66.3%(Ag)66.3%的的Pt-AgPt-Ag合金合金(合金合金)49 n 组织转变过程组织转变过程：LL+L+LL+L+碰到碰到DPDP发生包晶反应：发生包晶反应：L LC C+P P =D D 为恒温反应为恒温反应 匀晶反应包晶反应脱溶转变匀晶反应包晶反应脱溶转变n 室温组织室温组织：+，、的相对量可通过杠杆的相对量可通过杠杆法则求出法则求出 。开始包晶反应时开始包晶反应时:W W=HC/
34、PC=HC/PC57.2%57.2%W WL L=PH/PC=PH/PC42.8%42.8%包晶反应完了时包晶反应完了时:W W=DH/PD=DH/PD W W=HP/PD=HP/PD 室温时室温时:W W=FH/EF=FH/EF W W=EH/EF=EH/EF50H Hc.10.5%c.10.5%(Ag)42.4%(Ag)42.4%的的Pt-AgPt-Ag合金合金(合金合金)51实际生产中的冷速较快，导致包晶反应的不完全性，形实际生产中的冷速较快，导致包晶反应的不完全性，形成包晶反应的成包晶反应的非平衡组织非平衡组织。如图。如图7.357.35所示：所示：3 3包晶合金的非平衡凝固包晶合金的
35、非平衡凝固52另外，某些原来不发生包晶反应的合金，在快冷条件下，另外，某些原来不发生包晶反应的合金，在快冷条件下，出现某些平衡状态下不应出现的相，如图出现某些平衡状态下不应出现的相，如图 7 73636中的合金中的合金I I。53 包晶转变有两个显著特点包晶转变有两个显著特点：一是包晶转变的形成相依附在：一是包晶转变的形成相依附在初晶相上形成；二是包晶转变的不完全性。根据这两个特点，初晶相上形成；二是包晶转变的不完全性。根据这两个特点，在工业上可有下述应用。在工业上可有下述应用。（1 1）在轴承合金中的应用）在轴承合金中的应用 滑动轴承使用时，轴和轴承之间必然有强烈的磨擦和磨损。滑动轴承使用时
36、，轴和轴承之间必然有强烈的磨擦和磨损。为此，希望轴承材料的组织由具有足够塑性和韧性的基体及为此，希望轴承材料的组织由具有足够塑性和韧性的基体及均匀分布的硬质点所组成。这些硬质点一般是金属化合物，均匀分布的硬质点所组成。这些硬质点一般是金属化合物，所占的重量为所占的重量为5%5%50%50%。软的基。软的基体使轴承具有良好的磨合性，体使轴承具有良好的磨合性，不会因受冲击而开裂。硬的质不会因受冲击而开裂。硬的质点使轴承具有小的摩擦系数和点使轴承具有小的摩擦系数和抗咬合性能。可选用抗咬合性能。可选用Sn-SbSn-Sb系轴系轴承合金承合金就属此例。就属此例。54 （2 2）包晶转变的细化晶粒作用）包
37、晶转变的细化晶粒作用 利用包晶转变可以细化晶粒。例如在铝及铝合金中添加少量利用包晶转变可以细化晶粒。例如在铝及铝合金中添加少量的钛，可获得显著的细化晶粒效果。的钛，可获得显著的细化晶粒效果。根据根据Al-TiAl-Ti相图，当含钛量超过相图，当含钛量超过0.15%0.15%以后，合金首先从液以后，合金首先从液体中结晶出初晶体中结晶出初晶TiAlTiAl3 3，然后在，然后在665665发生包晶转变：发生包晶转变：L+TiAlL+TiAl3 3。TiAlTiAl3 3对对相起非均匀形核作用，相起非均匀形核作用，相依附于相依附于TiAlTiAl3 3上形核并长大。由于从液体中结晶出的上形核并长大。由于从液体中结晶出的TiAlTiAl3 3细小而弥散，细小而弥散，其非均匀形核作用的效果很好，细化晶粒作用显著。其非均匀形核作用的效果很好，细化晶粒作用显著。同样，在铜及铜合金中同样，在铜及铜合金中加入少量的铁与镁，在镁合加入少量的铁与镁，在镁合金中加入少量的锆或锆的盐金中加入少量的锆或锆的盐类，均因在包晶转变前形成类，均因在包晶转变前形成大量细小的化合物，起非均大量细小的化合物，起非均匀形核作用，从而具有良好匀形核作用，从而具有良好的细化晶粒效果。的细化晶粒效果。55
