相图的测定.docx
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相图的测定
相平衡圖製作
陳士堃教授編撰
一、實驗目的
配製錫-鋅合金,並利用熱分析法求出此合金之平衡相圖。
二、實驗原理
現階段最適當而有效的決定金屬相圖之方法,係由過去四分之三個世紀裡,世界上許多經驗豐富的測量者共同努力累積而來的成果,此等相圖的測定,目前為一門逐漸發展的學問,在它的適用範圍與精確度方面日有精進,幾乎沒有相圖被認為是完全正確,因為反覆的測量加上技術與儀器的改良經常導致修正,其原因係由於適合某些合金系的一些基本探測方法,作了一連串的改進與調整,事實上要提出一套最好的探測方法,是不容易的(因為沒有一套方法對所有的系統都是最好的)。
同時要對任一探測法下一標準的程序,也並不是一項輕而易舉的工作,至於對多數探測的基本原理與方法作一綜合性的敘述卻是可能的,探測者如希望有更詳細的指引,就必須研究更專門性的書籍,因為在探測當中所遭遇的問題就正如合金系本身那般繁多。
再決定溫度-成分(T-X)圖形時,下列兩項資料經常是探討的對象:
(1)圖形的一般平面(generalplanofthediagram),包括相的數目、性質、相態的辨認,及各相之間的單變數平衡。
(2)所有界線(boundarylines)的溫度與成分(包括表面),尤其是在域界的交會處(junctionsofboundaries)。
某些探測方法適用於一般性的測量,某些適用於特殊平衡的測量,某些兩者皆適合,因此一個擴散雙偶(diffusioncouple)有時可用以決定系統中相的數目與次序,顯微組織法(metallographicmethod)或X光法用以決定固相的晶界(boundariesbetweensolidfields),至於熱分析法(thermalanalysis)則可用以決定液相線(liquiduslines),相的一般性質,與系統的單變數平衡。
要決定界線(boundarylines)的正確位置,必須先造成平衡狀態,同時準確的測量出當時的溫度與各物質的化學成分。
要想在一段合理的時間內達到真正的平衡狀態,是一件相當困難的事,要克服這一相困難,我們經常利用從兩端逐漸趨於平衡的方法,同時規定兩個極限,在此兩極限之間,就是真正平衡發生的區間。
從兩端趨向平衡的時間愈長,不穩定的範圍就愈小,譬如:
當冷卻時,合金的液相線溫度經常要比真實值為低,加熱時亦有類似的情形,此時高於其液相線溫度,假使加熱和冷卻速率降低,則過熱與過冷將變得較為不顯著,而不穩定的範圍也將消失,這是應用到測量相平衡的一項基本原理。
溫度的測量是一個主要的項目,包括許多尚待解決的問題,有不少關於高溫測量學方面的書,都是從先準確的測出溫度這一觀點出發的,再選擇適當的方法時,對於測量期間,由於儀器的觀察而可能影響平衡的考慮,也是相當重要的,任何儀器與樣品的接觸時必須是惰性的,使不致有實質的影響而導致測量的失真。
此項要求在高溫或金屬的反應相當靈敏時很難做到,同時也可以解釋為何高熔點合金的不確定性較高。
此外,測量儀器必須與樣品之間有良好的熱接觸,才不致帶走大量的熱,影響樣品本身的反應。
正確的化學分析,在測定相圖時具有極端的重要性,當然,關於化學分析方面的學問,有眾多書籍可供參考,可是在未曾探測過的合金系中,我們經常發現標準的化學分析法都是缺乏的。
此一因素造成了一項需要,就是新分析法的發明與標準化。
這一項工作較諸分析本身要費力的多。
不正確的化學分析,甚至比沒有分析還嚴重,因為此項分析可能造成極大的錯誤,甚至超過單從構成合金的成分含量計算出來的綜合分析(syntheficanalysis),當化學分析(chemistryanalysis)與綜合分析有差異時,即可用常識來判斷究竟何者較為正確。
一般而言,只要是熟練的運用標準方法作出來化學分析,即可予以相當的採信,否則,只要化學分析與綜合分析不相吻合,以顯示其不穩定性,而減低了我們對此一數據的可信度。
不論用的是何種分析方法,樣本的成分都無法完全代表合金的成分,在鑄造某些物質時,偏析(segregation)能造成不同位置的成分差異至小數的第二位,此時樣品必須在較具代表性的位置採取,最後再求其平均值。
壓鑄(drasticworking)時如能與均質化熱處理(homogenizingheattreatment)交互進行而消除成分的差異時,即能簡化取樣的工作。
有時候我們發現合金的成分在再熔(remelting)或熱處理時,由於選擇性氧化(selectiveoxidation)以及一種或多種成分的蒸發(vaporization),合金成分往往也跟著改變,因此在進行實驗時,我們必須時時注意狀況的調整,以避免成分的改變。
如果無法做到這一點,重複的取樣與分析就變得十分必要了。
同樣必須重視的另一個問題,就是受測物質的純度與最初組成(initialcomposition)的維持。
我們應該了解,只有最純的金屬才能作為分析之用,至於不同的合金系所能容許的純度極限,都是由實際的經驗來決定的。
有時候,小至十萬分之一的不純度都會變得十分嚴重。
除非再製造與操作合金時能一直維持其純度,否則,僅僅使用高純度的金屬並無太大的功效。
當金屬在熔融狀態時,任何與其接觸的東西,都可能成為合金污染的來源。
選擇坩堝時必須極端小心,使其具有不溶性,同時不與合金發生反應為佳。
坩堝與合金的作用經常是導致實驗失敗的原因。
即使沒有明顯的事實證明坩堝與合金間的作用,我們也無法絕對保證沒有污染的情形。
當無法得到適當的鍋爐時,我們往往將普通的鍋爐塗上一層惰性的材料,在此法亦無法做到時,我們就利用實驗的合金本身作為坩堝(犧牲某種程度的溫度控制),利用熱源在其頂端表面熔成一個碗狀區域,而測量溫度。
低於熔點時,合金如果是利用溶解(melting)方法製成,而無法維持滿意的純度狀態,或者是合金本身無法被溶解成均質液態時,我們往往可以利用粉末法,將成分物質壓成粉末混合後,加壓鑄成緊密的柱狀(briguette),再經一段時間的熱處理,使其在固態下擴散而成合金。
從空氣造成的污染往往容易被忽視而經常造成損害。
在少數極端的情形下,就因為吸附空氣中的雜質,使的液相線溫度較正常情形低了數XX之鉅。
一般而言,此一影響多半不致如此嚴重,而僅侷限於合金中一個或幾個成分元素的選擇性氧化,由此改變合金的組成。
欲防止空氣污染,可將合金表面加蓋一層物質,譬如在中熔點(intermediatemeltingpoint)的金屬表面加蓋一層硼酸鈉(Na2B4O7),在低熔點的金屬表面加蓋一層油或者在鈍氣氬、氦中試驗亦可。
真空熔鍊(vacuummelting)與熱處理則較為冒險,因為除非成分物質的蒸氣壓很小,合金的成分往往無法維持定質,至於減低蒸氣損失,則可以利用加入鈍氣或選擇適當的掩蓋物質以達成之。
在討論基本的探測法之前,我們對於實驗數據可靠性的證實,得到如下的結論:
沒有一個相圖被認為完全可靠,除非利用兩種不同的方法測量而獲得同一數據,即使如此,如果它的結果與相律或其他任何熱力學定律違背,我們也不能視其為真,與這些定律衝突任何的實驗數據皆無法採信。
熱分析法(ThermalAnalysis)
到目前為止,最常用的相圖測法,就是熱分析法,它的原理十分簡單,假如物質的相態無法改變時,它在一定時間內溫度時間的冷卻函數圖形,即為一條平滑曲線(圖1)當有相變態時就有熱量放出,譬如當結晶生成時就有結晶熱(heatofrecrystallization)放出而使冷卻的速率減慢。
因此當金屬在通過它的凝固點時,形成一個溫度暫留現象(temperaturearrest)現象,溫度在接近凝固點時,由於潛熱的放出而維持一段時間不變,直到凝固完成為止。
此係假設其為標準冷卻狀況。
圖1無相變化的冷卻曲線
圖2純金屬的理想凝固曲線
前面曾經提過,凝固之前通常有過冷現象,就是當冷卻曲線沿著正常路徑下降時,往往會超過平衡凝固溫度(圖3),當結晶一出現時,由於進行的相當快,放出的潛熱往往會將溫度再提高至接近凝固點,這一項溫度的增加,就稱為驟熱(recalescence),在溫度暫留即將結束時,冷卻曲線回復至正常的冷卻速率時,並非經常都是驟變的,而是以較圓滑的曲線表示出來。
推究其原因,可能是由於金屬中含有雜質或實驗儀器安置不妥當所致,或者兩者皆有。
圖3純金屬的自然冷卻和加熱曲線
當加熱時,溶解溫度與溫度暫留也稍稍高於平衡溫度(圖3),因此平衡凝固的溫度必定介於冷卻與加熱曲線兩平行曲線之間,假如冷卻與加熱速率慢至每分鐘0.5~0.1℃,此時溫度範圍(temperaturerange)將減至1℃以內。
圖4固溶體合金的理想凝固曲線
雙變數相變態,譬如固溶體合金的冷卻,經常會造成冷卻或加熱曲線斜率(s1)的變化,就是冷卻或加熱速率受到滯延,而非如純質般的形成溫度暫留。
過冷與核心偏析的效應,可以很大的修正此一情形(圖5)。
在過冷之後,有一驟熱現象使曲線回復至理想狀態之路徑,然後利用外插法,延長與原先的曲線相交,即可得出估計之真實液相線溫度(trueliquidustemperature)這並非是一個令人完全滿意的方法,然而由此得出的液相線溫度,總要比過冷時由折線所獲得的液相線溫度更為正確(更接近實際的液相線溫度),由於核心偏析效應的影響,冷卻曲線回復至正常狀態並不十分明顯,因而固相線溫度幾乎不大容易分辨的出,雖然我們從加熱曲線中可以獲得較明顯的圖形,但往往還是利用其它方法來找出固相線溫度。
圖5固溶體合金的自然凝固曲線
單變數平衡,如果是恆溫狀態,應該產生一段平行的暫留現象,如圖6的E曲線就是共晶合金的特性冷卻曲線,過冷與驟熱經常被顯示出來,曲線的平行部分,經常稍低於實際的共晶溫度,而且逐漸隨著固態部分出現而消失。
亞共晶與過共晶合金的冷卻曲線同時包含了固溶體與共晶形兩種曲線的特性,一般而言,此類合金的共晶暫留時間較共晶合金本身為短,此係由於殘留於共晶溫度之共晶溶液較少之故,至於包晶合金的溫度暫留就更短了,而且由暫留轉變為正常冷卻時之圓滑部分,其溫度與時間範圍之延伸亦較長,其它形式之的單變數相變態亦具有同樣的冷卻曲線。
在共析變態(eutectoidtransformation)時,過冷的現象要較共晶或偏晶反應更為顯著,而且此種現象在包晶類(peritecticclass)反應中,將比共析時還要明顯。
雙變數在固相時的相變態。
在曲線上很少明顯的表示出來,因此我們多半用其他的方法來決定之。
圖6共晶E和過共晶H合金的自然凝固曲線
三成分或更高次合金的冷卻曲線更為複雜,譬如:
一個三成分元素共晶合金系,它的冷卻曲線包含了兩的不同斜率的熱窒礙(thermalretardations),分別代表初次(或三變數)結晶與再結晶(或雙變數),同時包含了一次共晶分解(eutecticdecomposition),時的溫度暫留。
所以,熱分析法僅能有效的用於決定液相線曲線與多數的恆溫反應,當過冷過熱的情形十分嚴重時,或者相變態熱量的吸收與放出十分小時,熱分析法就無法適用了,而必須採用浸樣(dipsampling)的方法,可適用於過冷與過熱,十分嚴重的狀況下,此外尚有幾個較靈敏而少用的方法,亦可有效的決定單變數時的反應。
熱分析法經常用於初步的探測合金系,決定冷卻線時,採用一系列不同成分的合金,曲線完成時,大體上可視為完全的液相線曲線,包括共晶、包晶,與同形異相熔融中間相(congruentlymeltingintermediatephases),同時在固相的恆溫反應亦可表示出來,偏晶與合晶(synthetics)可以由液體不溶度(liquidimmiscibility)與熱暫留表示之。
在少數用於一般性的探測方法中,有兩種特別值得一提,它們使用最少的實驗次數來大略的決定雙成分,以及三成分共晶時的組成。
第一個方法如圖8,我們假設共晶暫留的時間為合金組成的線性函數,於是亞共晶合金的暫留時間及與組成(composition)成正比。
由任何兩組亞共晶合金的暫留時間與相對組成,即可決定ae線,同理,兩組過共晶合金亦可決定ab線,兩線的交點e即為共晶成分。
由此法我們最少需要四次實驗求得共晶點,實際上由核心偏析效應的影響,此一方式只能粗略的決定共晶成分。
一個應用此法的三成分圖形,示於圖9中,我們首先選擇一條適當的線ab(必須三種元素中有一個成分元素的組成不變),然後利用冷卻曲線決定x、y兩點,假設得出x、y的交線係為一直線,我們需要至少8次的實驗,否則實驗次數將更多。
如果我們更進一步的假設,由共晶點開始的截線通過x、y點將分別交於圖形的B、C點,於是我們可以畫出兩條直線Bxe與Cye,這就是L+β和L+α範圍中最低的截線,同時由他們的焦點可以得出e點,實際上三成分圖中這一項假設幾乎是很少真確的,但是如果我們利用兩條平行的定成分線(isopleth)來決定截線上的兩點時就可得出準確的結果,(圖10),同理可決定四成分共晶點,此時,我們需要最少48次的實驗初步的定出共晶點。
圖7三成分共晶系合金的冷卻曲線
圖8在理想共晶系的冷卻實驗中,熱暫留為合金組成的函數
圖9以固定一個或分元素法(isopleth)來計算三成分共晶組成(假設固溶體溶解度為零)
圖10圖9的改進,(利用兩條定成分線),固體溶解度的範圍與存在無須任何假設
關於熱分析實驗的裝置可十分簡單,亦可相當複雜,低熔點合金冷卻曲線的探測,可以僅由一個溫度計,秒錶及熔解合金的裝置來完成。
當熔融合金準備妥當,即把熱源關閉,將溫度計,放於樣品的中央,每隔特定的時間,記下溫度讀數,或者記下每降低一度(或5℃,10℃)所需時間,再將此數據繪成溫度-時間函數圖形,即可得標準的冷卻圖形,有些測量員喜歡繪出”反率曲線”(inverseratecurve)此法係將每降低一度所需之時間作為自變數(橫軸)溫度作為應變數(縱軸),圖11,測量技術的改進,可以減少過冷的現象,而增加實際的準確性,這些改良,包括攪拌,加核種,以及降低冷卻速率等,欲降低冷卻速率,我們可將盛置合金的容器置於絕熱器中,一個厚的容器與良好的覆蓋再低溫範圍內亦可達到此一效果,在達到液相線之前,將被測合金的固態小顆粒加入液態合金中,亦能減少過冷現象,但對於有機化合物則並不十分有效。
圖11反速率(inverserate)的冷卻曲線
玻璃製的溫度計,雖然具有高度的準確性,並不經常被用於實驗當中,此係由於其適用範圍受到限制,同時當金屬凝固時,溫度計本身亦遭壓毀之故。
在溫度達到1500℃時熱雙偶(thermalcouple)較常被採用,如果熱雙偶的材料經過特別選擇,則可適用於更高之溫度,然而光學計與輻射型的高溫計(pyrometer)具備同等的準確性,且較易使用,故較經常被採用。
在使用此等儀器時必需十分小心,以免儀器遭液體金屬或特殊氣流損壞,當使用光學儀器或輻射測溫器時,必須維持黑體(blackbody)的狀況,因為我們僅了解極少數金屬的輻射修正法,(這些金屬往往不在我們探測之例)此外我們希望測溫器能盡量置於樣品的正中央,但此亦非絕對必要的,因為不論在中央與否,溫度都是一樣的,置於中央的好處,主要在於使冷卻曲線的反折點(inflectionpoint)更為明顯,在實驗當中,我們十分需要一個自動計溫器,因為長時間而固定的紀錄工作,確為一項乏味而費神的事。
熱分析時,如果能有效地控制冷卻或加熱速率,就可以準確地測出項變態時的過冷或過熱程度,除了受相變態影響,產生誤差外,冷卻曲線通常可以適用於任何狀況,係由史密斯(C.SSmith)所發明,如圖12,容器C必需由絕熱材料製成將熱偶器的一端置於容器內壁,另端置於容器外壁的對應位置,熱偶器並與一個自動調溫器相連,調溫器可用於控制電流輸入線圈w的多寡,由此一裝置,可將U、V之間的溫差維持定數,而冷卻或加熱的速率,係由UV之間的溫差,即可得任一冷卻(或加熱)速率,由與熱偶器T相連的自動紀錄器之數據,即可得出冷卻或加熱曲線,當缺乏熱暫留時,曲線幾乎為一直線,同時由於熱量的輸出,輸入保持定數,可由此測出潛熱(latentheat)與比熱(specificheat),與得此一數據的精確數字,必需額外注意由對流(convection)造成的熱量損失,及氧化或其他反應所消耗的熱量欲得更進一步的細部討論,可研究史密斯的論文。
圖12控制加熱或冷卻速率的實驗裝置,此處僅用固定之溫度控制裝置
顯微熱雙偶(differenfialthermocouple)的另一功效,可用於決定熔點與變態點幾乎相同的兩合金之間的微小差異,我們應記得在收到限制的情形下,雙成分包晶與共晶圖形,可視為完全相同,只有當三相反應的溫度高於成分元素的熔點時,我們才能說此一反應為包晶反應,如反應溫度低於成分元素的熔點就是共晶反應,只要將顯微熱雙偶的一端插入純金屬中,另端插入合金中,即可很靈敏的測出溫差,而辨出兩種不同的反應。
浸樣法(DipSampling)
浸樣法係探測相圖的老方法之一,其決定液化點的方法,係將樣品維持在特定溫度中,此時液體與固體正好達成平衡,待所有結晶沉澱,(或浮出)後,倒出澄清液,作為分析之用,其次如果係與水溶液混合,以可利用過濾法,將固體與液體分離,再分析固體的成分,即可得固相線,如此反覆在不同溫度下測量,即可得一完全圖形。
當金屬的溫度相當高時,浸樣法即不夠靈敏,同時固相的生長亦成樹枝狀的網狀結構,而使得液體與固體的分離更為不易,然而在某些情形下,此法仍然相當有效,譬如:
鋁矽合金的亞共晶液相線的決定,此時,β相的初次結晶係由於從各別的本態(idiomorphicparticle)顆粒分離而來,分離出來的結晶迅速浮至表面,而可以仔細的從表面收集而得,同時,由於初次結晶係經過相當程度過冷現象熱分析法,並不適用於決定它的液相線,浸樣法即可適用,且具備很大的準確性。
液體不相溶範圍的測定(LocationofBoundariesofliquidImmiscibility)
當化學分析的結果,十分可靠時,不同液相的分界就變得十分簡單,僅需將混合液體分別再一系列的溫度下維持一段長時間,待各個不同溫度達成平衡時,分別取出各層液體,分析其成分即可,此一方法,亦係利用溫度從兩端趨於平衡的方式求得。
如果缺乏適用的分析法,我們仍可以用他法準確的定出液體不相溶的範圍,將包含兩層液體之被測金屬置於平滑而有均勻孔隙的柱狀容器中,必須非常小心而準確地測量金屬的含量並防止其由氧化蒸發或捲入氣流中早成的損失,當各溫度達成平衡時,將容器迅速冷卻至形成固體為止,此時將其從容器中取出,分別測量各層的重量,其重量之比應符合水平原理。
即在特定成分加X時,與分割截線而成的兩線段成反比,截線長度的測定必須再做第二次實驗,將另一不同組成而有相同重量的混合物,經過相同步驟的處理,此兩混合物中相同層次物質重量之差,與兩混合物淨成分之差成正比,即圖中xy,利用此一函數關係,我們可由各層物質的重量,求得水平截線段(leverarms)的實際長度,(以成分物質的百分比表示),再由此求得各不溶液體的成分,重覆此一實驗,其可決定不溶液體共存之範圍。
圖13測定兩液體不相溶範圍的圖示法
液化分離法造成的斷裂
一項靈敏的決定固相線與共晶溫度的方法,係將棒狀樣品置於輕微的靜壓力下,緩慢加熱,而觀察其溫度,此法無需太精密之儀器,僅需將樣品置於有覆蓋的爐中,樣品上下端各有一磚,使其成為突出狀,將一個小砝碼(asmallweight)置於樣品的突出端,一個熱雙偶置於樣品接近磚塊的地方,再將此爐緩慢加溫,當樣品突然鬆弛而斷裂,紀錄其溫度即為固相線溫度,較佳的溫度控制可利用油浴、鹽水浴或空氣循環爐。
一個盛具(jig)用以裝置樣品,可使重覆實驗較易進行,實驗中如能加裝自動計溫器,與一項儀器,使得樣品斷裂瞬間,造成熱雙偶斷路(shortcircuited)並紀錄此時之溫度,此項改良能使加溫速率非常緩慢,而得到理想之實驗數據,為了避免溫度低於實際固相線即生斷裂現象,最好將樣品在實驗前加以均勻化(homogenize)如果加熱速率十分緩慢,此一步驟即可省略,偶而此一實驗亦會失敗,此因液相未能浸溼晶界(grainborndaries)之故,如果重覆實驗,使斷裂現象,在廣泛溫度範圍中產生,得出之實驗數據即需拋棄,假設所有探測過的樣品,(至少每種成分需經三次以上實驗),斷裂溫度之誤差在10之內,同時斷裂發生於晶粒之間(intercrystalline)則實驗之結果即有相當可靠性。
容積改變法測定變態點(Dilatometry)
相變態經常伴隨著有體積的改變,假設將合金棒的長度隨著溫度的改變紀錄下來,繪成函數圖形,反折點與溫度暫留即可由溫度-長度圖形中求得,如圖14,即為對應於固態時之相界(phaseboundaries)與恆溫反應之圖形。
過冷與過熱現象,在固態相變化時,尤其顯著,可以很容易的由容積改變法測得,唯一必須注意的地方,就是加熱或冷卻速率必需相當慢,以盡量減低由此而生的誤差。
圖14容積改變法(dilatometrey)之測定固態時之相界(phaseboundaries)
由於各種測量儀器的使用,我們可將長度的改變放大至任何所需要的程度,因而此法的靈敏度非常高,即令固態時的相變化量非常少,我們亦可測得。
顯微組織法(MetallographicMethods)
用顯微鏡或X光探測有許多種方法,姑且不論使用的方法為何,其結果接由顯微測定而來,此法的主要優點在於直接性,我們往往對於直接測得的結果,較由冷卻曲線或容積測定法推導出的結論更為信賴,然此法亦有兩項主要缺點:
(1)金屬在高溫時無法適用,
(2)實驗必須有高度熟練的技巧,觀察高溫時顯微組織的困難,往往造成實驗上的困擾,因為淬冷後的樣品往往與高溫時的組織不太相同。
其中應用最廣的一種方法,就是決定雙成分合金的平衡常數,如圖15,含有成分X的合金在九種不同溫度下(如圖T1到T9)各維持一段長時間後,迅速冷卻,使得留其高溫時之組織,然後顯微觀察之,如圖15,樣品在溫度T7、T8、T9顯示兩相α與β,溫度T4,T5,T6僅為一相α,溫度T1,T2,T3則為液相與α組織共存,由此一結果可知,形成固溶體之溫度介於T6與T7之間,凝固溫度介於T3與T4之間,假設令此種熱處理的溫度彼此非常接近,怎相變態溫度的不穩定性可以降低至最低限度,完整的固溶體與固體曲線可再不同成分重覆此一實驗而得,良好的操作,要求實驗從兩端達成平衡,譬如:
欲測定固溶體的變態點,則兩組樣品,一組先在T5時均勻化,另組則低於T9做熱處理,由此兩端逐漸達成最後的平衡狀態,(對前一組而言,平衡在β相出現的一剎那間達成,後一組的平衡在β相消失之一剎那間達成。
)
圖15利用顯微組織法測定固相轉態線與固相線(solvusandsolidus)
顯微組織觀察法(metallographicmethod)係經常採用的探測法,一項已經討論過的方法,包括擴散雙偶(diffusioncouple)的應用,雙成分圖形在特定溫度下所有相態的數目即可由此法確定。
同理可決定三成分圖形的相態數目,此處所用的三偶(triple)而非雙偶,所謂三偶就是擴散樣品的產生,係將三種成分元素集中於同一點而成,此時需長時間的擴散,此項實驗的不穩定性可因忽略極細薄的一層樣品,或兩類似的層次未經探測而產生,一般而言此法最適用於證實連續性的不同相態。
另一方法包括在極小成分範圍內檢驗經過鑄造或熱處理後的合金,此法需花很大的工夫,經常用於最後檢驗其他方法獲致的結論。
X-光探測法(X-rayDiffractionMethods)
利用X-光探測共有兩種主要的方法,其中之一為結晶相的辨認,另者為固態時雙數域界的標定。
用X-光照射時,不同種類的結晶具有不同的反射圖樣(diffractionpattern),由結晶的反射特性圖樣,可以分辨出結晶的種類,如果結晶的種類相同,而格子空間(latti
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