凝固與結(jié)晶詳解

凝固與結(jié)晶詳解演示文稿現(xiàn)在是1頁\一共有123頁\編輯于星期六（優(yōu)選）凝固與結(jié)晶現(xiàn)在是2頁\一共有123頁\編輯于星期六2、凝固狀態(tài)的影響因素

第一節(jié)晶體形成的一般過程引子：固體狀態(tài)下原子的排列方式有無規(guī)則排列的非晶態(tài)，也可以成為規(guī)則排列的晶體。決定因素有三方面。物質(zhì)的本質(zhì)：原子以那種方式結(jié)合使系統(tǒng)吉布斯自由能更低。溫度高時原子活動能力強排列紊亂能量低，而低溫下按特定方式排列結(jié)合能高可降低其總能量。這是熱力學(xué)的基本原則。熔融液體的粘度：粘度表征流體中發(fā)生相對運動的阻力，隨溫度降低，粘度不斷增加，在到達結(jié)晶轉(zhuǎn)變溫度前，粘度增加到能阻止在重力作用物質(zhì)發(fā)生流動時，即可以保持固定的形狀，這時物質(zhì)已經(jīng)凝固，不能發(fā)生結(jié)晶。例如玻璃、高分子材料。熔融液體的冷卻速度：冷卻速度快，到達結(jié)晶溫度原子來不及重新排列就降到更低溫度，最終到室溫時難以重組合成晶體，可以將無規(guī)則排列固定下來。金屬材料需要達到106℃/s才能獲得非晶態(tài)。在一般生產(chǎn)過程的冷卻條件下，金屬材料凝固為晶體，這時的凝固過程也是結(jié)晶過程?，F(xiàn)在是3頁\一共有123頁\編輯于星期六二、結(jié)晶的熱力學(xué)條件

第一節(jié)晶體形成的一般過程結(jié)晶過程不是在任何情況下都能自動發(fā)生。自然界的一切自發(fā)轉(zhuǎn)變過程總是向著自由能降低的方向進行。在單一的組元情況下：在恒壓下，dp=0，因此其中S為熵，為正值；Cp為等壓熱容量，也是一正值。因此吉布斯自由能G和溫度T的曲線總是凹向下的下降形式?，F(xiàn)在是4頁\一共有123頁\編輯于星期六二、結(jié)晶的熱力學(xué)條件

第一節(jié)晶體形成的一般過程因為液體的熵值恒大于固體的熵，所以液體的曲線下降的趨勢更陡，兩曲線相交處的溫度Tm，當(dāng)溫度T=Tm時，液相和固相的自由能相等，處于平衡共存，所以稱Tm為臨界點，也就是理論凝固溫度。當(dāng)T<Tm時，從液體向固體的轉(zhuǎn)變使吉布斯自由能下降，是自發(fā)過程，發(fā)生結(jié)晶過程；反之，當(dāng)T>Tm時，從固體向液體的轉(zhuǎn)變使吉布斯自由能下降，是自發(fā)過程，發(fā)生熔化過程。所以結(jié)晶過程的熱力學(xué)條件就是溫度在理論熔點以下?，F(xiàn)在是5頁\一共有123頁\編輯于星期六三、結(jié)晶的潛熱

第一節(jié)晶體形成的一般過程在T=Tm時：從液體轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w，此時有是一放熱過程，放出的這部分熱量稱為結(jié)晶潛熱。

現(xiàn)在是6頁\一共有123頁\編輯于星期六四、結(jié)晶時的過冷現(xiàn)象第一節(jié)晶體形成的一般過程冷卻曲線：材料在冷卻過程中，由于存在熱容量，并且從液態(tài)變?yōu)楣虘B(tài)還要放出結(jié)晶潛熱，利用熱分析裝置，處在較慢的固定的散熱方式，并將溫度隨時間變化記錄下來，所得的曲線冷卻曲線，純金屬的冷卻曲線如圖示。

過冷現(xiàn)象：熔體材料冷卻到理論結(jié)晶溫度以下，并不是立即就形成晶體，材料處在應(yīng)該轉(zhuǎn)變的理論溫度以下，還保留原來狀態(tài)，這種現(xiàn)象稱為過冷。過冷度：為了表述材料過冷的程度，將理論轉(zhuǎn)變溫度與實際所處在的溫度之差稱為過冷度。ΔT=Tm

－T現(xiàn)在是7頁\一共有123頁\編輯于星期六五、結(jié)晶的一般過程第一節(jié)晶體形成的一般過程溫度變化規(guī)律：材料的熔體在熔點以上不斷散熱，溫度不斷下降，到理論結(jié)晶溫度并不是馬上變成固態(tài)的晶體，繼續(xù)降溫而出現(xiàn)過冷。過冷到某一程度開始結(jié)晶，放出結(jié)晶潛熱，可能會使其溫度回升。到略低于熔點的溫度時，放出的熱量和散熱可達到平衡，這時處于固定溫度，在冷卻曲線上出現(xiàn)平臺。結(jié)晶過程完成，沒有潛熱的補充，溫度將重新不斷下降，直到室溫?，F(xiàn)在是8頁\一共有123頁\編輯于星期六五、結(jié)晶的一般過程第一節(jié)晶體形成的一般過程組織的變化：在一定的過冷度下，在液態(tài)的熔體內(nèi)首先有細小的晶體生成，這個過程稱為形核。隨后已形成的晶核不斷的長大，同時在未轉(zhuǎn)變的液體中伴隨新的核心的形成。生長過程到相鄰的晶體互相接觸，直到液體全部轉(zhuǎn)變完畢。每個成長的晶體就是一個晶粒，它們的接觸分界面就形成晶界。

現(xiàn)在是9頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是10頁\一共有123頁\編輯于星期六第二節(jié)形核一、自發(fā)形核在一定的過冷度下，液體中若出現(xiàn)一固態(tài)的晶體，該區(qū)域的能量將發(fā)生變化，一方面一定體積的液體轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w，體積自由能會下降，另一方面增加了液－固相界面，增加了表面自由能，因此總的吉布斯自由能變化量為：其中ΔGV為單位體積內(nèi)固液吉布斯自由能之差，V為晶體的體積，σ為界面能，A為界面的面積。一個細小的晶體出現(xiàn)后，是否能長大，決定于在晶體的體積增加時，其自由能是否為下降。

存在過冷的液體，依靠自身的原子運動可能形成晶核，這種方式稱為自發(fā)形核。1.能量變化現(xiàn)在是11頁\一共有123頁\編輯于星期六一、自發(fā)形核第二節(jié)形核在一定過冷度下，ΔGV為負值，而σ恒為正值?？梢娋w總是希望有最大的體積和最小的界面積。設(shè)ΔGV和σ為常數(shù)，最有利的形狀為球。設(shè)球的半徑為r，有：

這里rc稱為臨界尺寸，當(dāng)細小晶體的半徑大于臨界尺寸，晶體長大時吉布斯自由能下降，這種可以長大的小晶體稱為晶核。如果它的半徑小于臨界尺寸，晶體長大時吉布斯自由能將上升，自發(fā)過程為不斷減小到消失。

2.臨界大小現(xiàn)在是12頁\一共有123頁\編輯于星期六一、自發(fā)形核第二節(jié)形核熔體的溫度在熔點附近時，盡管處在液態(tài)，即總體的排列是無序的，但局部的小區(qū)域并非靜止不動的，原子的運動可造成局部能量在不斷變化，其瞬間能量在平均值的上下波動，對應(yīng)的結(jié)構(gòu)(原子排列)在變化，小范圍可瞬間為接近晶體的排列，其范圍大小對應(yīng)的能量于平均能量之差ΔG如上所述，這就稱為“能量起伏”和“結(jié)構(gòu)起伏”。對于過冷液體，出現(xiàn)ΔG大小差別的幾率正比于小于臨界尺寸的(也稱為晶胚)下一步減小到消失，大于臨界尺寸的可能不斷長大，也就是晶核。等于臨界尺寸大小的晶核高出平均能量的那部分稱為“形核功”。過冷度愈小，固—液自由能差也小，臨界尺寸大，形核功也高，出現(xiàn)的幾率也小。太小的過冷度在有限的時空范圍內(nèi)不能形核，即形核要求有基本的過冷度。3.晶核的來源現(xiàn)在是13頁\一共有123頁\編輯于星期六二、形核率第二節(jié)形核形核率(N)：單位時間在單位母體（液體）的體積內(nèi)晶核的形成數(shù)目稱為形核率。過冷度對形核率的影響

形核率決定于體系中出現(xiàn)結(jié)構(gòu)達到臨界尺寸的幾率，也受原子活動或遷移能力的影響。

現(xiàn)在是14頁\一共有123頁\編輯于星期六三、非自發(fā)形核第二節(jié)形核如果形核不是在液體內(nèi)部，如附著在某些已存在的固體(液體中存在的未熔高熔點雜質(zhì))，例如在固體上形成球冠形，這時可以利用附著區(qū)原液體和雜質(zhì)的界面能，特別是核心和雜質(zhì)間可能有小的界面能。這種依附在某些已有的固體上形核稱之為非自發(fā)形核。

1.能量變化ΔG=ΔGv*V+(бLS*ALS+бSB*ASB-бLB*ASB)現(xiàn)在是15頁\一共有123頁\編輯于星期六三、非自發(fā)形核第二節(jié)形核1.能量變化2.作用效果1)過冷度自發(fā)形核與非自發(fā)形核的臨界半徑相同，隨著過冷度的增加臨界半徑減小，形核率將明顯上升?，F(xiàn)在是16頁\一共有123頁\編輯于星期六三、非自發(fā)形核第二節(jié)形核2.作用效果2)基底性質(zhì)若бLB大于或等于（бLS＋бSB），則θ=0。說明不用形核，即可直接以基體為心形核。若（бLB＋бLS）小于或等于бSB，則θ=180。說明基底對形核無效果，即不能在基底上形核。一般情況下0<θ<180。θ比較小的，成為活性固體，對形核的促進作用較大。бSB愈小，θ愈小，促進作用愈大。3)基底形狀凹面更有利形核晶核往往在模壁底裂縫或小孔處先出現(xiàn)?？傊?，非均勻晶核有利的降低臨界過冷度，大大提高形核率?，F(xiàn)在是17頁\一共有123頁\編輯于星期六第三節(jié)晶核的長大一、長大條件

從熱力學(xué)分析可知，要使系統(tǒng)的自由能下降，在液—固界面附近的部分液體轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w，依然要求在界面附近要存在過冷度，前面冷卻曲線上平臺和理論結(jié)晶溫度之差就是長大所要求的過冷度，也稱為“動態(tài)過冷度”。金屬材料的動態(tài)過冷度很小，僅0.01—0.05℃，而非金屬材料的動態(tài)過冷度就大得多。若液—固界面處于平衡，則界面的溫度應(yīng)該為理論結(jié)晶溫度。二、長大速度凝固過程中，晶體在不斷長大，界面在單位時間向前推移的垂直距離稱為長大線速度?，F(xiàn)在是18頁\一共有123頁\編輯于星期六三、正溫度梯度下晶體的長大第三節(jié)晶核的長大正溫度梯度是指液—固界面前沿的液體溫度隨到界面的距離的增加而升高，這時結(jié)晶過程的潛熱只能通過已凝固的固體向外散失。平衡時界面的溫度為理論結(jié)晶溫度，液體的溫度高于理論結(jié)晶溫度。當(dāng)通過已凝固的固體散失熱量時，達到動態(tài)過冷的部分液體轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w，界面向前推移，到達理論結(jié)晶溫度處，生長過程將停止。所以這時界面的形狀決定于散熱，實際上為理論結(jié)晶溫度的等溫面。在小的區(qū)域內(nèi)界面為平面，局部的不平衡帶來的小凸起因前沿的溫度較高而放慢生長速度，因此可理解為齊步走，稱為平面推進方式生長?，F(xiàn)在是19頁\一共有123頁\編輯于星期六四、負溫度梯度下晶體的長大負溫度梯度是指液—固界面前沿的液體溫度隨到界面的距離的增加而降低，這時結(jié)晶過程的潛熱不僅可通過已凝固的固體向外散失，而且還可向低溫的液體中傳遞。在小的區(qū)域內(nèi)若為平面，局部的不平衡可帶來某些小凸起，因前沿的溫度較低而有利生長，因而凸起的生長速度將大于平均速度，凸起迅速向前發(fā)展，可理解賽跑的競爭機制，在凸起上可能再有凸起，如此發(fā)展而表現(xiàn)為數(shù)枝晶的方式長大。枝晶間的空隙最后填充，依然得到一完整的晶體。第三節(jié)晶核的長大現(xiàn)在是20頁\一共有123頁\編輯于星期六四、負溫度梯度下晶體的長大第三節(jié)晶核的長大關(guān)于樹枝晶：按樹枝方式生長的晶體稱為樹枝晶，先凝固的稱為主干，隨后是分支，再分支。值得指出的是：①純凈的材料結(jié)晶完畢見不到樹枝晶，但凝固過程中一般體積收縮，樹枝之間若得不到充分的液體補充，樹枝晶可保留下來；②生長中晶體分支受液體流動、溫差、重力等影響，同方向的分支可能出現(xiàn)小的角度差，互相結(jié)合時會留下位錯；

③或材料中含有雜質(zhì)，在結(jié)晶時固體中的雜質(zhì)比液體少，最后不同層次的分枝雜質(zhì)含量不相同，其組織中可見樹枝晶?，F(xiàn)在是21頁\一共有123頁\編輯于星期六五、非金屬晶體的長大第三節(jié)晶核的長大在正溫度梯度下，等溫面和有利的晶體表面不相同時，界面會分解為臺階形。在表面的臺階處有利晶體的生長，這時原子從液體轉(zhuǎn)移到固體中增加的表面積較小，臺階填充完后在表面生長也需要一定的臨界尺寸，表現(xiàn)為非金屬生長的動態(tài)過冷度比金屬大，可達到3—5℃，其中特別是螺位錯造成的表面臺階對生長有利，并且是永遠填不滿的臺階。現(xiàn)在是22頁\一共有123頁\編輯于星期六六、界面結(jié)構(gòu)對晶體生長影響第三節(jié)晶核的長大受界面能和表明熵的影響，液－固界面的微觀結(jié)構(gòu)有兩中類型：粗糙界面生長時向各個方向無區(qū)別。對于平滑界面能低的晶面與等溫面不重和，原子將在臺階面處生長。（無臺階時，少量的原子很難吸附在光滑平面上，需要一批原子<二維晶核>，所需的動態(tài)過冷度較大。最終的形狀與晶體的各向異性相關(guān)，對應(yīng)獨特的外形。平滑型(晶面型)界面上原子排列平整，通常為晶體的某一特定晶面，界面上缺位或單貼原子較少。粗糙型(非晶面型)界面上缺位或單貼原子較多，高高低低，粗糙不平，不顯示任何晶面特征。大多金屬材料時如此?，F(xiàn)在是23頁\一共有123頁\編輯于星期六第四節(jié)凝固理論的應(yīng)用舉例一、晶粒尺寸晶粒的尺寸指統(tǒng)計描述晶粒的大小，各晶粒的大小和形狀并不全相同，這就是統(tǒng)計的含義，有多種來計量，例如單位體積內(nèi)的晶粒個數(shù)。在生產(chǎn)中用晶粒度，測定方法是在放大100倍下觀察和標準的進行對比評級，1—8級(有更高的)，級別高的晶粒細。級別的定義為在放大100下，每平方英寸內(nèi)1個晶粒時為一級，數(shù)量增加倍提高一級。用于計算的定量描述還用平均截線長來表示。

現(xiàn)在是24頁\一共有123頁\編輯于星期六二、鑄件晶粒大小的控制第四節(jié)凝固理論的應(yīng)用舉例決定晶粒尺寸的要素：從液體凝固后，每個晶核生長成一個晶粒，晶核多晶粒的尺寸自然就小。凝固理論分析表明晶粒尺寸決定于N/G，即形核率高晶粒細小，而長大速度快，晶粒尺寸增大?？刂圃砼c方法：生產(chǎn)過程通常希望材料得到細小的尺寸，為此控制晶粒尺寸的方法有：第一，降低澆注溫度和加快冷卻速度，如金屬模、或加快散熱，盡管形核率和長大速度都提高，但形核率的提高快得多，所得到的晶粒將細化，可是快冷卻速度會增加零件的內(nèi)應(yīng)力有時甚至可能造成開裂，有時因生產(chǎn)環(huán)境和零件尺寸達不到快速冷卻。第二，加變質(zhì)劑即人為加入幫助形核的其它高熔點細粉末，如在銅中加少量鐵粉或鋁中加Al2O3粉等，以非均勻方式形核并阻礙長大。第三，鑄件凝固中用機械或超聲波震動等也可細化晶粒尺寸。若希望晶粒粗大，如用于高溫的材料，對這些因素進行相反的操作。現(xiàn)在是25頁\一共有123頁\編輯于星期六三、凝固體的結(jié)構(gòu)第四節(jié)凝固理論的應(yīng)用舉例表層等軸細晶區(qū)晶粒細小，取向隨機，尺寸等軸，因為澆鑄時錠模溫度低，大的過冷度加上模壁和涂料幫助形核，大的形核率使與錠模接觸的表層得到等軸細晶區(qū)。柱狀晶區(qū)隨模具溫度的升高，只能隨錠模的散熱而降低溫度，形核困難，只有表層晶粒向內(nèi)生長，不同晶向的生長速度不一樣，那些較生長有利的部分晶粒同時向內(nèi)長大，掩蓋了大量的晶粒，形成了較粗且方向基本相同的長形晶粒區(qū)。

中心等軸晶區(qū)凝固的進行后期，四周散熱和液體的對流，中心的溫度達到均勻，降到凝固點以下后，表層晶粒的沉降、生長中碎斷晶枝的沖入可作為核心，且可向四周均勻生長，形成等軸晶。晶核數(shù)量的有限，該區(qū)間的晶粒通常較粗大。

力學(xué)性能 表層硬 柱狀區(qū)有方向形 中心疏松、多雜質(zhì)現(xiàn)在是26頁\一共有123頁\編輯于星期六四、鑄錠中的組織缺陷第四節(jié)凝固理論的應(yīng)用舉例縮孔：大多材料凝固后體積收縮，留下的空腔就形成縮孔，縮孔是不可避免的，減少危害措施可后加液體補縮減小縮孔，讓縮孔在不使用部位，如鑄錠或鑄件的冒口，凝固后切去來保證使用部位無縮孔。疏松：實際為微小分散的收縮孔，樹枝間或晶粒間收縮孔被凝固的固體封閉而得不到液體補充而留下得缺陷。中部比邊緣多，尺寸大的鑄件比小尺寸鑄件嚴重。型材的軋制可減小或消除其不利的影響。氣孔：液體中的氣體在凝固中未排出在凝固體內(nèi)形成的缺陷。氣體的來源析出型(氣體在液、固中的溶解度不同)和反應(yīng)型(凝固過程中發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)生成)。夾雜物：與基體要求成分和組織都不相同多余顆粒，外來夾雜物有澆鑄中沖入的其它固體物，如耐火材料、破碎鑄模物等。成分偏析：在多組元材料中，不同位置材料的成分不均勻叫做偏析。按其區(qū)域分為宏觀偏析(不同區(qū)域的成分不同)和微觀偏析(各區(qū)域平均成分相同，在微觀位置如一個晶粒的內(nèi)部或更小的范圍看成分有差別)?，F(xiàn)在是27頁\一共有123頁\編輯于星期六五、單晶的制備第四節(jié)凝固理論的應(yīng)用舉例盡管在工程材料中應(yīng)用的絕大多數(shù)是細晶粒多晶體材料，在高溫應(yīng)用一些粗晶粒的材料，但在一些專門的場合，如電子工業(yè)或科學(xué)研究中也經(jīng)常需要單晶體材料。根據(jù)凝固理論，要想得到單晶體，在凝固的過程中只有晶體長大而不能有新的晶核形成，采取的措施就是：熔體的純度非常高，防止非均勻形核；液體的溫度控制在精確的范圍內(nèi)，過冷度很小，可以生長但不足以發(fā)生自發(fā)形核；引入一個晶體(晶種)，僅讓這個晶體在此環(huán)境中長大。現(xiàn)在是28頁\一共有123頁\編輯于星期六六、非晶態(tài)固體的形成

第四節(jié)凝固理論的應(yīng)用舉例非晶態(tài)固體在這里是指在常規(guī)的凝固過程中，材料的凝固是以結(jié)晶方式進行，得到晶體材料，利用特殊的方法，讓其凝固為非晶體材料。有些材料在非晶態(tài)下有獨特的物理、化學(xué)性能可為人類服務(wù)；還有些材料先得到非晶態(tài)，再利用某種工藝讓其在固態(tài)下轉(zhuǎn)變?yōu)榫w，這時材料的成分均勻，晶粒尺寸可在微米(μm)級以下，甚至達到nm級，以達到獲得獨特的性能。

制作非晶態(tài)材料依材料的不同而采取不同的手段，但基本方法用極快的冷卻速度將液體冷卻下來，讓其來不及形核，到低溫下因黏度明顯增加就呈現(xiàn)為固體。金屬材料的冷卻速度需要達到106℃/sec，如將小液滴通過低溫的軋輥，可得到很薄的非晶態(tài)薄片。在此僅提出概念，晶體材料也可在非晶態(tài)的環(huán)境下存在，盡管熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的，但只要在應(yīng)用的有限時間存在，就是一種可應(yīng)用的材料。現(xiàn)在是29頁\一共有123頁\編輯于星期六通過對二元勻晶合金，共晶合金，包晶合金，以及簡單的三元合金的學(xué)習(xí)，了解合金凝固與結(jié)晶的一般規(guī)律，進一步熟悉和掌握相圖的基本使用方法。PartII合金的凝固與結(jié)晶現(xiàn)在是30頁\一共有123頁\編輯于星期六第一節(jié)二元勻晶合金一、相圖形式兩組元在液態(tài)和固態(tài)都能無限互溶。如Cu—Ni、Ag—Au形成二元合金對應(yīng)的相圖就是二元勻晶相圖。相圖的構(gòu)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α表示；兩條曲線之間是雙相區(qū)，標記L+α表示?，F(xiàn)在是31頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是32頁\一共有123頁\編輯于星期六二、固溶體材料冷卻時組織轉(zhuǎn)變1點以上液體冷卻1點開始凝固，固體成分在對應(yīng)固相線處1－2之間，溫度下降，液體數(shù)量減少，固體數(shù)量增加，成分沿液相線和固相線變化，到2點，液體數(shù)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：現(xiàn)在是33頁\一共有123頁\編輯于星期六二、固溶體材料冷卻時組織轉(zhuǎn)變1.與純金屬凝固一樣由形核和長大來完成結(jié)晶過程，實際進行在一定的過冷度下。2.凝固在一溫度范圍內(nèi)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(shù)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：現(xiàn)在是34頁\一共有123頁\編輯于星期六三、固溶體材料非平衡冷卻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(jié)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(dāng)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t1下開始析出的固體的成分為α1，到t2溫度晶體表面生長的成分可為α2，由于擴散速度跟不上來，心部的成分來不及達到和表面一樣就冷卻到下一溫度t3，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tf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(jié)束?，F(xiàn)在是35頁\一共有123頁\編輯于星期六三、固溶體材料非平衡冷卻非平衡凝固的特點有：①凝固過程中，液、固兩相的成分偏離液、固相線；②凝固過程進行到一更低的溫度才能完成；③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(jié)果：生成固體的成分不均勻叫偏析，快速冷卻時在一個晶粒內(nèi)部先后結(jié)晶的成分有差別，所以稱為晶內(nèi)偏析，金屬的晶體往往以樹枝晶方式生長，偏析的分布表現(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(nèi)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(shù)小)，冷卻速度愈大，造成的晶內(nèi)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(nèi)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。

現(xiàn)在是36頁\一共有123頁\編輯于星期六四、固溶體中溶質(zhì)的分布由于固溶體凝固中，析出固體的成分與液體不相同，并且在凝固時達不到平衡，所以凝固后溶質(zhì)的分布是不均勻的，當(dāng)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(shù)。實際凝固時原子的遷移需要一過程，液體和固體的成分達不到相圖所示的平衡狀態(tài)，這時分析采用“有效分配系數(shù)”，它定義為：有效分配系數(shù)不是一常數(shù)，而是隨凝固過程有所變化?，F(xiàn)在是37頁\一共有123頁\編輯于星期六四、固溶體中溶質(zhì)的分布如果有一長度為L的桿形凝固體，假設(shè)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(shè)為凝固后基本不能變。當(dāng)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(jīng)凝固距離X后，在凝固dx時，按溶質(zhì)的變化有：例一：定向凝固時溶質(zhì)分布規(guī)律現(xiàn)在是38頁\一共有123頁\編輯于星期六四、固溶體中溶質(zhì)的分布例二：關(guān)于區(qū)域熔煉現(xiàn)在是39頁\一共有123頁\編輯于星期六四、固溶體中溶質(zhì)的分布

例三固相內(nèi)無擴散，液相內(nèi)有擴散無對流現(xiàn)在是40頁\一共有123頁\編輯于星期六五、成分過冷在正溫度梯度下，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(chǎn)生了成分過冷現(xiàn)象。

現(xiàn)在是41頁\一共有123頁\編輯于星期六五、成分過冷成分過冷現(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(jié)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。

現(xiàn)在是42頁\一共有123頁\編輯于星期六五、成分過冷成分過冷現(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(nèi)，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(chǎn)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(yīng)的凝固溫度也不同而造成的附加過冷度稱為成分過冷。

現(xiàn)在是43頁\一共有123頁\編輯于星期六五、成分過冷成分過冷對凝固過程的影響

由于不同的固溶體對應(yīng)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(lǐng)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?，F(xiàn)在是44頁\一共有123頁\編輯于星期六五、成分過冷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(chǎn)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?，F(xiàn)在是45頁\一共有123頁\編輯于星期六第二節(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(zhuǎn)變。如Pb—Sn、Ag—Cu等形成二元合金對應(yīng)的相圖就是二元勻晶相圖。相圖的構(gòu)成：tAE和tBE為兩液相線，與其對應(yīng)的tAC和tBD為兩固相線；CG和DH固溶體α、β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、α、β；三個雙相區(qū)L＋α、L＋β、α＋β和一個三相區(qū)L＋α＋β，即CED為共晶線?，F(xiàn)在是46頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是47頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成過程

在TE溫度以上僅是液體的冷卻到達略低于TE的溫度，按L＋α相區(qū)分析應(yīng)為從液體中析出C成分的α相，而按L＋β相區(qū)分析應(yīng)從液體中析出D成分的β相。如果α和β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(jié)晶，故稱為共晶轉(zhuǎn)變，直到液體完全消失，結(jié)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點合金的凝固現(xiàn)在是48頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成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(jié)構(gòu)的差別，總有一個固相先形核，它稱為領(lǐng)先相，設(shè)領(lǐng)先相為α，由于α富A組元，其生長時附近液體則富B組元，α的存在和液體中B的富集，β相將附著在α上形核并長大，同理在β相外將附著α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。

現(xiàn)在是49頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成生長特點共同生長兩個相長大時都要排放相應(yīng)的溶質(zhì)組元，排出的溶質(zhì)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(yīng)和液體的成分相同，它們的數(shù)量反映在二者的厚度相對比例上。

現(xiàn)在是50頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成組織特點當(dāng)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(dāng)兩相的相對數(shù)量比相差懸殊時，在界面能的作用下，數(shù)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(dāng)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(guān)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(dǎo)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(wǎng)狀、螺旋狀等。現(xiàn)在是51頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成現(xiàn)在是52頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成現(xiàn)在是53頁\一共有123頁\編輯于星期六二、共晶體的形成現(xiàn)在是54頁\一共有123頁\編輯于星期六三、典型合金的凝固1.合金IV(成分在E點附近)特點

在液體中α和β同時具有析出條件，都可以析出。由于α和β析出過程在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(jié)束。最終得到兩相交替的混合組織。結(jié)論：合金Ⅳ(成分在E點附近)L→α+β轉(zhuǎn)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?，F(xiàn)在是55頁\一共有123頁\編輯于星期六三、典型合金的凝固2.合金Ⅰ(成分在AG之間)L→L+α→α轉(zhuǎn)變過程完全同固溶體，最后組織為單相固溶體。

3.合金Ⅱ(成分在GC之間)L→L+α→α→α+βII

在到CG線之前同固溶體，到CG線之下，α相中溶劑B組元的量為過飽和，從中將有β相析出。一般從固態(tài)α析出的β相在的內(nèi)部成點狀分布。值得指出的是β量少時往往先在α的晶界處，此外，固態(tài)析出轉(zhuǎn)變原子遷移和β形核較困難，當(dāng)過飽和度不大時，這個析出往往不發(fā)生。

現(xiàn)在是56頁\一共有123頁\編輯于星期六三、典型合金的凝固4.合金Ⅲ(成分在CE之間)L→L+α→α初+(L+α+β)→(α初+βII)+(α+β)共在到達TE溫度前轉(zhuǎn)變同固溶體的轉(zhuǎn)變,在TE溫度下剩余的液體轉(zhuǎn)變同共晶成分E(合金Ⅳ)的轉(zhuǎn)變。

現(xiàn)在是57頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是58頁\一共有123頁\編輯于星期六三、典型合金的凝固室溫下的平衡相室溫下的組織組成物現(xiàn)在是59頁\一共有123頁\編輯于星期六四、共晶合金非平衡凝固1、冷卻速度較快，共晶體的形成轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變同固溶體的非平衡轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變，可以得到全部的共晶體組織，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(nèi)部兩相的數(shù)量比有覺察不到差別?，F(xiàn)在是60頁\一共有123頁\編輯于星期六四、共晶合金非平衡凝固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(zhuǎn)變綜合可知，①初晶的晶粒細化；②初生相內(nèi)有晶內(nèi)偏析(可能為枝晶偏析)；③共晶體細化且多為偽共晶；④共晶體的數(shù)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(zhuǎn)變。這種本不應(yīng)該有共晶體的材料因冷卻速度過快，發(fā)生非平衡轉(zhuǎn)變而生成的共晶體稱為非平衡共晶。非平衡共晶的數(shù)量隨冷卻速度的加快而增加，但總量較少，一般出現(xiàn)在幾個晶粒的交界處。現(xiàn)在是61頁\一共有123頁\編輯于星期六四、共晶合金非平衡凝固5、離異共晶在C點附近凝固形成的共晶體數(shù)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)?，F(xiàn)在是62頁\一共有123頁\編輯于星期六第三節(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(zhuǎn)變。相圖的構(gòu)成：ac和bc為兩液相線，與其對應(yīng)的ad和bp為兩固相線；df和pg固溶體α、β的溶解度隨溫度變化線；dpc為包晶轉(zhuǎn)變線。它們分隔相圖為三個單相區(qū)L、α、β；三個雙相區(qū)L＋α、L＋β、α＋β；一個三相區(qū)L＋α＋β，即水平線dpc為包晶線。包晶轉(zhuǎn)變

L+α→β

現(xiàn)在是63頁\一共有123頁\編輯于星期六二、包晶體轉(zhuǎn)變過程

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(zhuǎn)變，到達P點，液體的成分為C，固體的成分為D。從L+β相區(qū)可知也滿足液體和β相的平衡，與C成分液體平衡還有P成分的固體β相。

成分為P點合金的凝固現(xiàn)在是64頁\一共有123頁\編輯于星期六二、包晶體轉(zhuǎn)變過程

β相的形核在α相晶體和液體的邊界處，由于β相的成分介于液體和α相之間，所以它是靠消耗部分已有的α相和部分液體來實現(xiàn)。成分為P點合金的凝固

β相的生長在液體和α相的交界面處最有利，沿邊界同時消耗液體和α相來長大，形成的β相包圍在α相外圍，將α相與液體分隔開，所以把這種轉(zhuǎn)變稱為包晶轉(zhuǎn)變?，F(xiàn)在是65頁\一共有123頁\編輯于星期六二、包晶體轉(zhuǎn)變過程

在略低于TP的溫度下，進一步的生長過程，伴隨A組元從α相穿過β相到達液體界面，液體轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵瑫r多余的B組元穿過β相到達α相界面，α相中B組元的減少使部分α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪嘁员ＷCα相要求的成分。即β相長大的過程是A組元穿過β相向液體處擴散，B組元穿過β相向α相處擴散，同時消耗液相和α相。

成分為P點合金的凝固現(xiàn)在是66頁\一共有123頁\編輯于星期六二、包晶體轉(zhuǎn)變過程

開始發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變時α相的數(shù)量為：成分為P點合金的凝固β相的成分在P點，液體和α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α相同時消耗完畢，得到單一的β相晶體。

現(xiàn)在是67頁\一共有123頁\編輯于星期六三、典型合金的冷卻轉(zhuǎn)變

1.B組元的含量在DP之間到達包晶轉(zhuǎn)變溫度時，發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，比較可知，固相將有剩余，殘余的α相在β相的晶粒內(nèi)部。2.B組元的含量在PC之間同理到達包晶轉(zhuǎn)變溫度時，發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，包晶轉(zhuǎn)變以α相消耗完而結(jié)束。再剩余的液體進入L＋β兩相平衡相區(qū)，按固溶體的凝固方式轉(zhuǎn)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β相。

其他成分不發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，不再重復(fù)分析?，F(xiàn)在是68頁\一共有123頁\編輯于星期六四、非平衡轉(zhuǎn)變組織包晶轉(zhuǎn)變過程伴隨組元在β相的固體中擴散遷移，因此包晶轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變未結(jié)束，系統(tǒng)已經(jīng)到TP以下的溫度，液體將將按L＋β兩相平衡規(guī)律直接凝固結(jié)晶。P點成分的合金一方面會有部分α相殘留，另一方面β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(zhuǎn)變的不充分，在α相的晶界處會有液體直接凝固生成的β相存在。成分在PC之間的合金，本來不應(yīng)該有剩余的α相，由于包晶轉(zhuǎn)變的不充分，在β相的晶體內(nèi)部將會有殘留的α相存在。

現(xiàn)在是69頁\一共有123頁\編輯于星期六第四節(jié)復(fù)雜二元相圖分析方法一、相圖形式1、形成穩(wěn)定化合物的相圖現(xiàn)在是70頁\一共有123頁\編輯于星期六一、相圖形式2、固態(tài)轉(zhuǎn)變的相圖現(xiàn)在是71頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是72頁\一共有123頁\編輯于星期六二、分析方法1、二元相圖中可能發(fā)生的轉(zhuǎn)變

兩個組元構(gòu)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，實際的二元相圖有一些就相當(dāng)復(fù)雜。

現(xiàn)在是73頁\一共有123頁\編輯于星期六二、分析方法2、復(fù)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(jīng)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(chǔ)來劃分區(qū)間，分解復(fù)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)域為已經(jīng)討論過的簡單相圖，按簡單相圖的規(guī)律來分析。

現(xiàn)在是74頁\一共有123頁\編輯于星期六三、相圖與材料性能的聯(lián)系1.力學(xué)、物理性能現(xiàn)在是75頁\一共有123頁\編輯于星期六三、相圖與材料性能的聯(lián)系2.加工的工藝性能現(xiàn)在是76頁\一共有123頁\編輯于星期六四、鐵-碳合金相圖現(xiàn)在是77頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是78頁\一共有123頁\編輯于星期六相圖現(xiàn)在是79頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是80頁\一共有123頁\編輯于星期六組元與基本相現(xiàn)在是81頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是82頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是83頁\一共有123頁\編輯于星期六相圖介紹現(xiàn)在是84頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是85頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是86頁\一共有123頁\編輯于星期六結(jié)晶過程及組織（含石墨組織的Fe-C合金稱為灰口鑄鐵）現(xiàn)在是87頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是88頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是89頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是90頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是91頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是92頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是93頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是94頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是95頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是96頁\一共有123頁\編輯于星期六現(xiàn)在是97頁\一共有123頁\編輯于星期六虛線部分相圖石墨比滲碳體更為穩(wěn)定，有較低的吉布斯自由能，在比Cm更小的過冷度下形成，因而石墨的析出線、共晶和共析溫度均高于Fe-Fe3C系。含有石墨組織的Fe-C合金稱為灰口鑄鐵?，F(xiàn)在是98頁\一共有123頁\編輯于星期六第五節(jié)三元合金三元相圖的基本知識三元勻晶相圖三元系中的三相平衡現(xiàn)在是99頁\一共有123頁\編輯于星期六5-1三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現(xiàn)在是100頁\一共有123頁\編輯于星期六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A－B、B－C、C－A三個二元系的成分；位于三角形內(nèi)的點代表三元系的成分。在三角形內(nèi)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%，則有xa+xb+xc=AB=100%?？梢杂脁a,xb,xc分別表示組元A、B、C的質(zhì)量分數(shù)?，F(xiàn)在是101頁\一共有123頁\編輯于星期六濃度三角形中的特定線①平行于一邊的直線上所有點，表示這個邊對應(yīng)頂點的組元含量均相等；②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(yīng)用時，所作的垂直截面往往過這兩類直線。

現(xiàn)在是102頁\一共有123頁\編輯于星期六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?，F(xiàn)在是103頁\一共有123頁\編輯于星期六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Fe－C－P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(zhì)量分數(shù)，另一個坐標軸表示C組元的質(zhì)量分數(shù)，則余下部分就是A組元的分數(shù)。在直角坐標中，根據(jù)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

現(xiàn)在是104頁\一共有123頁\編輯于星期六三元相圖的基本形狀以濃度平面為基礎(chǔ)，垂直于濃度平面的高度坐標為溫度，以此構(gòu)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(cè)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。

現(xiàn)在是105頁\一共有123頁\編輯于星期六5-2三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現(xiàn)在是106頁\一共有123頁\編輯于星期六三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?？臻g形貌：三棱柱體的相圖，三個側(cè)面為兩兩組成的三個二元勻晶相圖，內(nèi)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)――液相面和固相面之間包圍的區(qū)間L＋α?，F(xiàn)在是107頁\一共有123頁\編輯于星期六水平截面圖(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(shù)量比為：當(dāng)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(yīng)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?，F(xiàn)在是108頁\一共有123頁\編輯于星期六水平截面圖－－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(yīng)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(yīng)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?，F(xiàn)在是109頁\一共有123頁\編輯于星期六水平截面圖－－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(shù)應(yīng)高于在固相中的分數(shù)。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(yīng)在直線分隔的另兩組元的低熔點那一邊?，F(xiàn)在是110頁\一共有123頁\編輯于星期六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α，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(yīng)在固相面上的某一點。溫度不斷下降，液體的數(shù)量在逐漸減少，固體的數(shù)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。

現(xiàn)在是111頁\一共有123頁\編輯于星期六合金的平衡冷卻凝固過程整個結(jié)晶在一溫度范圍內(nèi)完成，由于有結(jié)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(jié)束處有明顯的轉(zhuǎn)折。

如果不過分考究轉(zhuǎn)變過程的內(nèi)涵，三元勻晶反應(yīng)的過程與二勻晶反應(yīng)基本相同。都是進行選分結(jié)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(nèi)偏析，若晶體以樹枝晶方式長大，便得到枝晶偏析組織。在結(jié)晶過程中，也存在成分過冷的影響。

現(xiàn)在是112頁\一共有123頁\編輯于星期六兩相平衡成分變化規(guī)律三元勻晶的凝固結(jié)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(yīng)的連接線，將這