《元合金凝固理论》PPT课件

《《元合金凝固理论》PPT课件》由会员上传分享，免费在线阅读，更多相关内容在教育资源-天天文库。

1、第一章合金凝固理论武建军教授1.1相图热力学基础相图大多是实验测量得到的，但是也可以用热力学计算获得。合金体系中组元之间可以形成单相溶体、单相化合物，也可能是多相混合物。在一定温度、浓度条件下，用自由焓G最低条件可以确定合金的平衡状态。1.1.1溶液的自由焓溶液包括气体、互溶液体及固溶体。若忽略形成固溶体时的应变能，相似。如果xA摩尔A组元与xB摩尔B组元在等温、等压条件下混合形成1摩尔溶液混合前的自由焓=其中分别为A、B组元的摩尔自由焓混合引起的自由焓变化混合后溶液的摩尔自由焓=G-xB曲线的形状与有关如

2、果<0或=0，U形曲线；如果>0,W形曲线。G-x曲线的形状组元的化学位这就是切线方程成分为x的溶体中A、B组元的化学位1.1.2混合物的自由焓由于相界面上的原子数量很少，近似地可以忽略界面的能量。多相合金的自由焓就等于各相自由焓的和。设A，B两组元可形成，两相两相的总摩尔数分别是n1和n2两相中B组元的摩尔分数分别是x1，x2,两相的摩尔自由焓G1和G2,合金的摩尔自由焓G合金的平均浓度x两式相除，得到杠杆定律混合物的自由焓G与合金成分x呈直线关系；两相混合物的自由焓G与两组成相的摩尔自由焓位于同一

3、直线上。与扩散的关系根据最小自由焓原理若=0，理想溶液，A，B原子没有差别，溶质无序下坡扩散，从不均匀-均匀。<0，A-B原子对能量较低，短程有序；下坡扩散，从不均匀-均匀。>0，A-B原子对能量较高，溶质偏聚。上坡扩散，从均匀-不均匀。1.1.3公切线法则与相图推断如果已知各组成相在某一温度、压力下的G-x曲线，根据最小自由焓原理，可以确定平衡相的种类及浓度。例如，T1温度时，L，，的G如图，可以看出在整个成分范围L相为稳定相。如果两相的G-x曲线相交，相平衡状态需根据公切线法则确定如图所示若x<

4、x1，相稳定；若x>x2，相稳定；x1f,三相平衡在三相平衡时，其中的两相必然两两平衡；因而三相的G-x曲线也必有公切线。平衡成分也是切点。相图推断与解释能1.2非平衡匀晶转变匀晶转变：由液相结晶得到单相固体的转变。绝大多数合金系中都包含匀晶转

5、变。两组元在液态无限互溶，在固态也无限互溶的系统称为匀晶系，如Cu-Ni,Au-Ag,Fe-Ni,Si-Ge,Au-Pt,Si-Be等。匀晶系在所有浓度只有匀晶转变。固溶体凝固过程是选分结晶(新相与母相化学成分不一致)，依赖于原子扩散。平衡凝固指合金从液态很缓慢地冷却，使合金在相变过程中有充分时间进行组元间的互相扩散，每个阶段在液相以内、固相以内以及两相之间都能达到平衡，达到平衡相的均匀成份。若冷速较快，则只有固液界面接近于平衡状态由于扩散难以充分进行，液相尤其是固相成分不均匀。非平衡凝固固相成分平均成分线偏

6、离固相线；液相平均成分也（略）偏离液相线；非平衡凝固时，结晶的温度范围增大；晶内偏析影响晶内偏析的因素a、冷却速度（-固液界面移动速度）b、元素的扩散系数c、相图上液相线与固相线之间的水平距离通过在较高温长时间加热保温(扩散退火或均匀化退火)，使异类原子互相充分扩散均匀，可消除晶内偏析。1.2.1凝固过程的溶质分布液相中溶质可以通过扩散、对流均匀化固相扩散系数远小于液相为了简便,在讨论合金的实际凝固问题时,一般不考虑凝固以后固相成份的变化，而仅讨论液相中的溶质原子混合均匀程度对凝固后溶质分布的影响。平衡分配系

7、数一定温度下，固/液两平衡相中溶质浓度之比值K0=Cs/CLCS、CL：固、液相的平衡浓度在较小温度范围内，K0可近似认为是常数（1）液体中溶质完全混合的情况·设合金的原始浓度C0，截面积为1，长为L的液体柱，从左到右循序凝固，界面平直当S/L界面从X位置向前移动dX距离时，在1·dx体积内原有溶质CL·dx，现有溶质CS·dx，剩余液相浓度的变化dCL·剩余液相的平均浓度:CL(x)=C0(1-X/L)K0-1·固相溶质浓度CS(x)=K0C0(1-X/L)K0-1=K0C0fsK0-1固相宏观范围内的成分

8、不均匀现象，称为宏观偏析。（2）液相中只有扩散如果液相只有扩散，没有对流，液相成分不能均匀化；L/S界面前沿溶质会出现富集或贫化若平衡分配系数K0<1，CS1，CS>CL,溶质贫化。设k0<1,首先结晶出的固相浓度较低这样在L/S界面前的液相中溶质的浓度将逐渐增高，而远离界面处的液相成分变化很小。过渡区－稳定区随着凝固进行，界面前液相中的溶质浓度逐渐升高;同时新