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铝硅镁合金三元相图

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Al-Mg-Si(Aluminum-Magnesium-Silicon)

V.Raghavan

Thecompilationoftheexperimentaldataonthisternary

systemby[1995Vil]includesaliquidusprojectionand15

verticalsectionsfrom[1977Sch]andpartialisothermal

sectionsat1050,800,460,430,427,400,and300°Cfrom

severalsources.Subsequenttothethermodynamicassess-

mentofthissystemby[1992Cha],newassessmentswere

reportedby[1997Feu,2005Lac].

BinarySystems

TheAl-Mgphasediagram[2003Cze]hasthefollowing

intermediatephases:Mg2Al3(cubic,denotedb),Rore

(rhombohedral)andMg17Al12(A12-typecubic,denotedc).

TheAl-Siphasediagramisasimpleeutecticsystemwith

theeutecticat577°Cand12.2at.%Si.

IntheMg-Sisystem,[1997Feu]performedcalorimetric

studiestodeterminetheenthalpiesofformationandfusion,

andtheheatcapacityofMg2Siandtheenthalpyofmixing

ofliquidMg-Sialloys.Thenewexperimentalresultswere

usedintheoptimizationoftheMg-Siphasediagram

bycomputation.ThediagramdepictsastoichiometriccompoundMg2Si(C1,CaF2-typecubic),withnegligible

terminalsolidsolubility.[2000Yan]developedanew

thermodynamicdescriptionoftheMg-Sisystemthatuses

fewermodelparametersthan[1997Feu].Morerecently,

[2004Kev]remodeledtheMg-Sidescriptiontoobtaina

phasediagramwithoutanartificialmiscibilitygapinthe

liquidphaseathightemperatures,asfoundinthedescrip-

tionsof[1997Feu,2000Yan].

TernaryPhaseEquilibria

Withstartingmetalsof99.999%Al,99.98%Mgand

99.999%Si,[1997Feu]induction-meltedalloysamples

underAratm.Differentialthermalanalysis(DTA)wasdone

atheating/coolingratesbetween2and5°Cpermin.Using

thenewdatawiththoseintheliterature(asselectedby

[1992Cha]),[1997Feu]reoptimizedthethermodynamic

parameters.Theliquid,theface-centeredcubic(fcc)and

theclose-packedhexagonal(cph)phasesweremodeledas

single-latticesubstitutionalsolutions.TheAl-Mgcom-

pounds,Mg2SiandSiweretreatedasstoichiometricphases.

Ternaryinteractionparametersweredeterminedforthe

liquidphase.TheearlierdescriptionoftheAl-Mgphase

diagram[1990Sau],whichincludesanunconfirmedcom-

poundf,wasused.This,however,didnotchangethe

computedresultsintheAl-richregion.InFig.1-4,thefour

verticalsectionsat95,90,85and80mass%Al

respectively

Fig.1Al-Mg-Sicomputedverticalsectionat95mass%Al

[1997Feu]Fig.2Al-Mg-Sicomputedverticalsectionat90mass%Al

[1997Feu]JPEDAV(2007)28:189–191DOI:10.1007/s11669-007-9027-81547-7037ÓASMInternationalPhaseDiagramEvaluations:SectionII

JournalofPhaseEquilibriaandDiffusionVol.28No.22007189computedby[1997Feu]arecomparedwiththeirownDTA

dataonsolidificationtemperatures.Theagreementwiththe

experimentaldataisgood.

[2005Lac]carriedoutanewthermodynamicassessment

ofthissystem,whichusestherevisedAl-Mgdescription

withonlythethreeintermediatephases,Mg2Al3(b),e

andc.Theyusedalargersetofdatafortheliquid-solid

equilibriafromtheexperimentalresultsof[1977Sch,

1997Feu].Temperature-independentternaryinteraction

parameterswereobtainedfortheliquidphase.Apartial

liquidusprojectionandthreeverticalsectionsat5and

85mass%Aland2mass%Sirespectivelywerecomputed

by[2005Lac].Theverticalsectionat2mass%Siisredrawn

inFig.5.Theagreementwiththeexperimentalresultsof

[1977Sch,1931Los]issatisfactory.

Theeutecticmaximum(e3)ofthereactionL$ðAlÞþ

Mg2SidoesnotlieontheAl-Mg2SijoinbutontheMg-rich

sideofthisline[1992Cha,1997Feu,2001Bar,2005Lac].

ThepartialliquidusprojectioninFig.6depictstheabove

univariantlinedeterminedby[2001Bar].Otherrecent

referencesonthephaseequilibriaofthissysteminclude

[1999Esk,2002Fro,2003Erm,2003Roo,2004Liu,

2005Don].

References

1931Los:L.Losana,TheAluminum-Magnesium-SiliconTernarySystem,Metall.Italiana,1931,23,p367-382,inItalian

1977Sch:E.SchurmannandA.Fischer,MeltingEquilibriaintheTernarySystemAl-Mg-Si,Giessereiforschung,1977,29(4),p161-165,in

GermanFig.3Al-Mg-Sicomputedverticalsectionat85mass%Al[1997Feu]

Fig.4Al-Mg-Sicomputedverticalsectionat80mass%Al

[1997Feu]Fig.5Al-Mg-Sicomputedverticalsectionat2mass%Si[2005Lac]

Fig.6Al-Mg-Sipartialliquidusprojectiondepictingtheuni-variantlineofL$ðAlÞþMg2Si[2001Bar]SectionII:PhaseDiagramEvaluations

190JournalofPhaseEquilibriaandDiffusionVol.28No.220071990Sau:N.Saunders,AReviewandThermodynamicassess-mentoftheAl-MgandMg-SiSystems,CALPHAD,1990,14(1),p61-70

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1995Vil:P.Villars,A.PrinceandH.Okamoto,Al-Mg-Si,HandbookofTernaryAlloyPhaseDiagrams,vol4,ASMInternational,MaterialsPark,OH,1995

1997Feu:H.Feufel,T.Godecke,H.L.Lukas,andF.Sommer,InvestigationoftheAl-Mg-SiSystembyExperimentsandThermodynamicCalculations,J.AlloysCompd.,1997,247,p31-42

1999Esk:D.G.Eskin,A.Massardier,andP.Merle,AStudyofHighTemperaturePrecipitationofAl-Mg-SiAlloyswithanExcessofSilicon,J.Mater.Sci.,1999,34(4),p811-820

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三元合金相图

三元合金相图

三元合金相图

第五章三元合金相图

内容提要：

本章介绍三元相图的基本知识。三元相图是由一系列空间（相区）组成的三维立体图形，其成分用浓度三角形表示。一些二元相图的规则，如相区相邻规则、杠杆定律、在三元相图也适用。为了便于分析，常采用相图的某些投影图和截面图。三元相图是三元系相平衡关系的图解。因此根据三元相图可确定该三元系任一成分的合金随温度变化发生的相平衡转变及相平衡点温度，同时也可确定任一给定温度下，该合金处于平衡状态下的相组成和组织组成物，并可利用直线法则（杠杆定律）或重心法则在其等温截面图上计算各平衡相的相对量。本章采用三元匀晶相图和三元共晶相图为例介绍了三元相图的基本结构特点以及进行上述分析的具体步骤和方法。

通过三元匀晶相图的分析，介绍了三元系两相平衡转变特点、蝴蝶形变化规律及如何在两相区利用杠杆定律计算平衡相相对量。

通过三元共晶相图的分析，介绍了三元系中的三相共晶平衡转变和共晶平衡转变特点及三相区和四相区的特征。着重介绍了利用投影图，等温截面和垂直截面分析给定合金相平衡和相转变的步骤与方法：以及杠杆定律和重心法则在平衡相相对量计算中的应用。本章专门分出一节对三元相图中相平衡特点进行了总结，为进一步分析复杂三元相图打下基础。

最后结合三个实用相图分析，力图使初学者初步掌握分析复杂三元相图的能力。

基本要求：

1. 三元系的相平衡和相平衡转变的特征：以及不同相区的基本结构特征。

2. 灵活运用三元相图的投影图、垂直截面图和等温截面图分析三元合金随温度变化发生的相平衡转变及形成的组织组成物。

3. 在等温截面图上熟练运用直线法则（杠杆定律）和重心法则计算合金各平衡相的相对量。

第一节三元相图的表示方法

相律：f=c-p+1（对凝聚态体系）。

对二元系（Binary System）：

令p=1（一个体系中至少有一个相），则，f2=2-1+1=2。

用T-x图表示，二维、平面图。

对三元系（Ternary System）：

三元合金相图 2

三元合金相图 2

Al-Fe-Si三元相图

图谱说明:

从Al-Fe-Si三元相图中可以看到，对于含Fe量较低，且含Si量处于共晶点成分左侧的ZL102合金，其结晶过程是：首先结晶出α（Al），然后有L→α（Al）＋Si二元共晶反应，最后以L→α（Al）＋Si＋β(Al9Fe2Si2)三元共晶反应结束。若合金含Si量较高，或有较多的含P量时，则首先结晶出初生Si相。当ZL102合金中含有较多的Fe时，则可产生初生的β(Al9Fe2Si2)相和α（Al）＋β(Al9Fe2Si2)二元共晶。当合金不平衡结晶时，还可能有α(Al12Fe3Si)相出现。变质处理的合金，凝固时的过冷度增大，由于Al-

Si合金的伪共晶区偏向Si一边，使共晶型合金获得亚共晶组织，即出现较多的初生α（Al）。

因此ZL102合金在凝固后铸态下的相组成有：α（Al）、Si、β(Al9Fe2Si2)

第5章 三元合金相图

第5章 三元合金相图

第5章 三元合金相图

由A-B-C三组元组成的合金称三元合金，其相图称三元相图。要确定三元合金的成分，必须给出其中两个组元的成分。所以，在三元相图中表示成分的坐标轴有两个。

5-1 三元相图成分表示方法

在三元相图中表示成分的两个坐标轴原则上可以交成任何角度，但一般采用等边三角形的三个边表示。

设P为等边三角形内任意点，从P点分别做三条边的平行线，交三条边于a、b、c点。根据等边三角形的几何性质：

%100ABBaAcCbPcPbPa

因此，可用Cb、Ac、Ba表示A、B、C的成分。这样，三角形中每一点都表示一个三元合金的成分。该三角形称浓度三角形，或成分三角形。

5-2 三元相图中的定量法则

一、直线法则

二元合金处于两相平衡时，自由度f=2-2+1=1，温度和成分两个变量中只有一个可以独立改变，如当温度一定时，两个平衡相的成分是确定的。

三元合金处于两相平衡时，f=3-2+1=2，当温度一定时，两个平衡相中，只有一个相的成分可独立改变。当温度和其中一个相的成分一定时，剩余相的成分是确定的。

假设某三元合金的成分点为P，在某一温度下，该合金处于α、β两相平衡，两相的成分点为a、b（P133图4）。可以证明（P133），此时，a、b、P三成分点在一条直线上，且P点位于a、b之间。这一规律称直线法则。

二、杠杆定律

三元相图中的杠杆定律与二元相图中的类似，即同样也只适用于两相区，但形式上略有不同，在直线法则的基础上：

%100%abPbα， %100%abPaβ

三、重心法则

三元合金处于α、β、γ三相平衡时，f=3-3+1=1。当温度一定时，三个平衡相的成分是确定的，其成分点a、b、c构成一个三角形。若将成分比喻成重量，则合金的成分点P一定落在成分点a、b、c三角形的重心处，这一规律c A B C

a b

P 金属学原理

37 称重心法则。其数学表达式为（证明见P135）

三元合金相图 3

三元合金相图 3

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1 / 14授课：XXX 三元合金相图

工业上使用的各种材料大多数是多元合金。多元合金相图的测定比较复杂，所得到的相图也很少，应用较多的多元相图是三元相图。

三元合金相图由两个独立的成分变量，再加上温度变量应该用立体图形来表示;由一些空间曲面构成相图。但是实际所用的三元相图主要是它们的各种截面图或投影图。本章除了学习一些典型的立体相图以外，着重进行各种截面图或投影图分析。

§3－1 三元相图的基本知识

一． 浓度的表示方法

三元合金有两个组元的浓度是可以独立变化的，成分常用三角形中的一个点来表示，称为浓度三角形。三个顶点代表三个纯组元，每个边是一个二元合金系的成分轴。

1. 等边三角形

在★图9－1浓度三角形中的任意一点（例如Ｏ点）均代表一个三元合金。三个组元的含量按如下规则确定。过0点作A组元对边平行线交于AＣ或AB边于b、e两点，bC％或Be％分别表示合金0中的含A％；同理可以求出含B％和含C％。

三元合金0的成分：

A%＝Cb％= Be％

B％＝Ac％ =Cf%

C％＝Ba％=Ad%（或1－A%－B％）

２．其它三角形

当三元合金中各组元含量相差较大时，可以采用其它形式的三角形，否则，合金成分点可能非常靠近一边或某一顶点。当某一个组元含量远大于其它二组元时，可以采用直角三角形，例如★图9－２直角三角形ABC。一般把含量最高的组元放在直角位置，两直角边则代表其它两组元的含量。例如01点所代表的三元合金成分

C％＝Ac1％

B％＝Ab1%

A％＝1－A％－B％

当某一个组元含量远小于其它二组元时，可以采用★图9－３等腰三角形。一般把含量最高的组元放在底边位置，两腰则代表其它两组元的含量。例如ｘ点所代表的三元合金成分

C％＝Ac％

B％＝Ab%

A％＝Ba％