准晶、准晶凝固及其在材料工程上的应用(一)

准晶、准晶凝固及其在材料工程上的应用(一)

朱祖昌;杨弋涛;陈思悦

【摘要】准晶是不具有三维周期平移序,而只具有准周期长程平移序和旋转对称性的新固体结构形态.Shechtman发现准晶使人们对晶体的认识发生了根本性变化.正是因为如此,原来的“原子在空间的规则重复排列”的晶体定义已改为“具有本质的明锐衍射花样的任何固体”.准晶绝大多数出现在Al基合金中.准晶按热力学稳定程度分亚稳相和稳定相.在自然界还存在着一些天然态准晶.为此,准晶可由熔体快速凝固或慢速凝固予以制造,并且可以应用Bndgman和CzochrMski等方法制取准晶单晶.准晶具有一些独特的特性.准晶在材料工程上应用的核心点是在材料组织中出现准晶会使其力学性能得到提高.对铝基合金相应的方法可获得以准晶相为主体的组织和在固溶体的基体上出现准晶相.对钢铁材料是通过合金成分设计和热处理方法研究使在材料基体上弥散析出准晶相.

【期刊名称】《热处理技术与装备》

【年(卷),期】2017(038)001

【总页数】7页(P68-74)

【关键词】准晶;凝固;铝基合金;马氏体时效钢;弥散析出;应用

【作者】朱祖昌;杨弋涛;陈思悦

【作者单位】上海工程技术大学,上海201620;上海大学,上海200072;上海市机电设计研究院有限公司,上海200040

【正文语种】中文

【中图分类】TG111.4

自从Shechtman1982年发现准晶和在1984年发表后，准晶的研究在全世界范围内风起云涌般地开展。特别在1986年发现了热力学上稳定的准晶相和2009年在自然界存在天然态准晶以后，这就使研究和应用准晶进入了全新的时期。本文对准晶的发现、分类、准晶凝固、准晶相关性能和应用作比较详细论述，使材料工作者有相当清楚的认识，并能从事准晶在材料工程方面的应用研究。

以色列海法(Haifa)市以色列理工学院材料工程系的材料科学博士丹尼尔·谢赫特曼(Daniel Shechtman)于1981～1983年参加美国Johns Hopkins大学访问度假工作时，与美国马里篮州盖瑟斯堡市的美国国家标准技术研究所(NIST)合作研究Al-过渡金属合金快速凝固项目。在1982-04-08上午，他将Mn含量分别为18、22和25.3ω%的Al-Mn钮扣锭切成小块并用感应加热方法获得三种成分的熔融态合金，然后于0.9 atm的He气氛下在直径φl0 cm和转速为6800 rpm的铜轮上进行喷射成形(melt-spining)快速凝固。并制得φ3 mm ×40 μm厚的薄片试样，经制样和电解喷射減薄穿孔后，在120 kV的扫描透射电镜上着重对Al-

25.3ω%Mn(近似Al6Mn成分)材料进行显微组织研究，和由Cu辐射获取X射线衍射花样。为了研究它的热稳定性采用He气氛密封于安瓿瓶中的试样在300～400 ℃下加热1～6 h的不同时间。

该合金按上述方法迅速凝固后的显微组织示于图1(a)[1]。它几乎全部由成分近于Al6Mn的二十面体准晶晶粒组成，应用电子衍射确定图中白色的粒间相为Al。准晶相具有源于中心处的伸长树枝形貌，对每一晶粒的衍射花样示于图1(b)中[1]，显然具有5次对称。作者认真分析了一套暗場象和衍射斑点，排除多晶性和大尺寸孪晶的存在可能。他指明选区衍射花样中有6个五重、10个三次和15个二次旋转对称，点群符号为m 。作者根据热稳定性试验指出：这种空间排列呈二十面体的相在300 ℃加热2 h、350 ℃加热1 h以及400 ℃加热小于1 h时都将不发

生改变，但在350 ℃加热6 h时，则全都变成稳定的正交晶系Al6Mn相[1]。

当他看到了这种衍射花样后，自已也不敢相信。在他的工作记录本上标记“10 fold”。他讲他在第一天也认为自己是错的。但他经过再三校核和在下一周又检测别的试样时，都确认了这种结果。他最后将研究结果告诉其它同事时，他被遭到了拒绝和奚落的嘲笑，以至使他沦落到他的老板请他离开研究团队的困境。他讲当时在NIST就是这样的氛围。当时，人们都深信：晶体是具有长程平移周期序和1、2、3、4和6次旋转对称性的，不会有5次和高于6次的旋转对称性。

同一年夏天，他拜访同系的I.Blech，向他讲述自己的观测结果。Blech告诉他，

这种衍射结果曾被看到过。也在差不多时候，他还向NIST的John Cahn请教，Cahn只勉励他要解决这一问题。就这样，这五次衍射花样被搁置了近二年。1984年春天，Blech再次请他讲说结果时，Blech决定用计算机来模拟计算衍射

强度。他们[1]提出二十面体的可能结构块样和沿五次轴互相邻接的复合多面体结

构(multiple polyhedral structure)，并作了1000个阵点位置排列的颗粒的模拟

动态衍射，得到了与Shechtman试验衍射花样相似的结果，从而提出“发现新结构”的观念。这给予Shechtman有足够的勇气去发表他的测试结果。两人联合完成“The microstructure of rapid solidified Al6Mn ”论文，约于1984年6月

投《Journal of Applied Physics》杂志，该杂志快速回绝并建议投向冶金学期刊。为此，两人在同年的10月又将稿件投向冶金学刊物《Metallurgical Transactions A》，该刊接受论文並发表于1985年6月(上述描绘据该论文撰写)。但在1984年夏天，John Cahn在看这篇论文投稿件时建议：这个测定结果值得

马上投向更适合的学术刊物并争取快速发表。于是，他们开始了“胜利大举动”(a winning move)。在这以前，Shechtman还曾向法国科学研究中心冶金化学研究所的晶体学家D.Gratias请教过。Gratias于1984年秋参加在加州大学的一次理

论物理研讨会时听了Pennsylvania大学的Steinhardt教授的报告，发现他对二

十面体的研究理论模型的衍射花样与Shechtman的实测结果相一致。两人在会后碰面一沟通，使Steinhardt教授高兴得跳起来，他讲：这两者配合是完美无瑕了。他们一起决定将两篇论文马上投《Physical Review Letters》(物理评论快报)，PRL很快将两篇论文发表于1984年11月和12月。Shechtman等[2]人的论文

名为“Metallic Phase with Long-Range Orientational Order and No Translational Symmetry”(投稿于10月9日)。Steinhardt和其学生Levine[3]

的论文名为“Quasicrystals:A New Class of Ordered Structures”。在这篇论

文中铸就了“准晶”新名词，取自“准周期的晶体(quasiperiodic crystals)”。Shechtman终于从原先的被嘲笑和奚落变成为最后的微笑。他于2011年荣获诺

贝尔(Nobel)化学奖。英国牛津大学负责诠释这种材料的数学家Roger Penrose 讲：Shechtman应获Nobel奖殊荣，因为他将“不是晶体的晶体相”引进了化学。后来到1992年，国际晶体学委员会将晶体的定义由原来的“原子在空间的规则重复排列”改为“具有本质的明锐衍射花样的任何固体” [4]。

现在，人们已明确知道：准晶是具有准周期(呈无理数)长程平移序和旋转对称性的新固体结构形态，这种旋转对称性为五次、八次、十次和十二次。

准晶的点群有28个[5-6]，分属于5个晶系：五角、八角、十角、十二角和二十

面体。Shechtman 于1982年发现的二十面体准晶的简单点群国际符号为[2]，完全点群符号为[5-6]。二十面体准晶系的空间群符号有和[7]。符号中P、F和l为初基,面心和体心，对应于六维空间中简单、面心和体心立方超晶体的描述。由此可知，二十面体准晶具有2次、3次和5次旋转对称。

Louzguine-Luzgin[8]，陈敬中[5]和我们[6]指出：准晶存在一维二维和三维结构。一维准晶为沿一个方向呈准周期排列，与此垂直的平面呈二维周期排列的结构，多为人工制造而成。二维准晶为沿一个方向呈周期排列，与此垂直的平面呈8次、

10次和12次旋转对称的结构，相应点群符号为8/mmm，10/mmm和

12/mmm[8]，即包括八次、十次和十二次的准晶。现在已经知道，二维准晶中的十次准晶最多。三维准晶为三个垂直方向的原子在空间均按准周期排列，为二十面体准晶。有指出，十次准晶中除存在的稳定准晶外，有的常是二十面体准晶转变成的。如Al-Mn系准晶按化学成分和冷却速度不同会出现十次和二十面体准晶，另

外会岀现由二十面体准晶转变成的十次二维准晶[9-10]。

准晶绝大多数出现在Al基合金中，其他还有过渡金属基材料和含Si化合物等。2004年《Progress in Surface Science》专文指出[20]，准晶中二十面体准晶(icosahedral)大约占82%，十次准晶占16%；大约80%的准晶中含有Al。Louzguine-Luzgin[8]指出，八次、十次以及十二次准晶有Cr-Ni-Si和Mn-Fe-Si 系、Al-Ni-Co和Al-Cu-Co系以及Cr-Ni和V-Ni系等。三维准晶有Al-Cu-Fe和Al-Li-Cu系等。他还指出，三维准晶起先在Al-Mn系合金中发现，后来在Al-

TM(过渡金属)基含Cr、V的其它二元合金中发现，也在Ga-基，Ti-基，Mg-基，Pd-基，Cd-基，稀土-基和Zn-基合金中存在。

准晶按热力学稳定程度分亚稳相和稳定相。按不完全统计，现在已经发现196种

成分的准晶，其中76种是热力学稳定的[11]。早先发现的准晶多为亚稳相，熔体

合金要通过激冷来制备尺寸约为1 μm的准晶相，它在加热至一定温度时转变为相图上的平衡相。在1986年Dubest等发现存在着热力学上的稳定相准晶

Al6Li3Cu[20]。这样，就可以用铸锭方法及制备晶体单晶的方法，如Bridgman

和Czochralski等方法(图2)[12]，来制得尺度为0.2 μm至几十mm的准晶单晶。资料指出[8，11]， 96种二十面体准晶中有47种是稳定的：Al-Cu-TM系中以

Al62.5Cu25Fe12.5为代表；Al-Pd-TM系中以Al70.5Pd21Mn8.5为代表；Al-

Ni-Cu；Zn60Mg30Re(Y，Gd，Tb，Dy，Ho，Er等稀土元素)，Cd-

Ca(Cd17Ca3) 和Cd-Yb(Cd84Yb16)二元合金；Al-Li-Cu，Al-Cu-Fe，Al-Cu-Ru，Ag-In-Ca和Ag-In-Yb以及Ag-In-Ca-Mg，Ag-In-Yb-Mg三元、四元合金等。

在65种十次准晶中，Al-Co-Cu，Al-Co-Ni，Al70Pd13Mn17，Al80Pd10TM10，Al75Pd15TM10(Fe，Ru，Os)，Al75Ni15Ru10，Al70Ni15Rh15，

Al65Co15Rb20，Al71Ni24Fe4，Zn60Mg38RE2(Y，Gd，Tb，Dy，Ho，Lu)等26种是热力学稳定的。此外，准晶可以由金属玻璃的反玻璃化处理制成。Louzguine-Luzgin[8]指出，块状金属玻璃Zr65Al7.5Ni10Pd17.5合金中形成的

单个二十面准晶相，呈准周期长程有序以及出现五重和三重衍射斑点。Bridgman和Czochralski方法在国内有称为坩埚下降法和拉晶方法的。图2中C 为生长单晶晶体，M为熔体，U为坩埚，E为防护容器，H为加热装置，Z为热区，R为拉杆，N为细颈，S为籽晶，K为籽晶夹持器，T为热电偶，B为衬托基座。

为此可以得出：准晶可以由下列方法予以制造：熔体快速凝固、慢速凝固、气相沉积、非晶相的反玻璃化等。1993年，Kelton[13]指出了许多二元、三元和四元Al 基、Ti基、Cd-、Co-、Cr-、Fe-、Zn-、Mn-、Pd-、Pb-基等的二十面体准晶相以及Al基二元、Al基三元及非Al基合金的十次准晶相。其中双相不锈钢中存在

Fe63.1Cr21Ni8.3Mo1.6Si4.4Cu1Nb0.5Co0.1的二十面体准晶相。他还指出：固相沉淀析出也能得到呈弥散分布的准晶相。另外，在2009年，人们发现了在自然界存在天然态准晶[14-15]。

Lück和Zhang[33]阐述了热力学上稳定相准晶存在的可能原因为：组元尺寸因素(size-factor)作用引起原子之间的有效堆垛(如Frank-Kasper相或Laves相)；Hume-Rothery相中的电子稳定化；在CsCl，NaCl或CuAu化合物中对偶交互

作用引起原子有序和/或熵的稳定化。

在1982年后早期所发现的准晶属于亚稳态准晶，一般通过熔融合金激冷来制取，通常报道通过melt-spining(旋转铜轮上熔体喷射成形)方法制取薄带状准晶材料。Shechtman就是用这种方法制取试样。Kurz称这种方法的高冷速条件是25

K/s[9-10]。Shechtman[16]在1988年著文说明准晶制取的方法。自1986年发

现热力学上稳定的准晶以后，就可以通过常規铸造方法来制取准晶，并可采用一般制取单晶的Bridgman和Czochralski方法获得准晶单晶，这就使研究和应用准

晶进入了全新的时期。本节主要论述准晶凝固。

3.1 亚稳准晶凝固

典型的实例为Al-Mn系。以前已叙述过[9-10]该系近Al端相图上出现串级连续(cascede)的包晶反应，冷却中会出现亚稳准晶，抑制包晶转变发生。含Mn 20%～30%合金的melt-spun薄带中可以出现二十面体准晶和十次准晶。出现十次准晶的冷却速度更低些，常是先形成二十面体准晶，以后转变成十次准晶。

Kim和Cantor[17]1994年对Al-(5～20)at%Fe合金采用melt-spining方法(铜

轮φ150 mm，线速度25～60 m/s)研究亚稳准晶相。该合金由于能制作高温航空机部件而倍受关注。他们得到Al-10at%Fe合金薄带(40 m/s)上的树枝状初生十次准晶，和对Al-5at%Fe合金在40 m/s条件下的薄带上得到显微准晶相：数nm

尺寸的二十面体准晶粒子聚集分布在α-Al胞状晶区域。在AI-10at%Fe的60

m/s铜轮线速度下的薄带上，近激冷表面区也出现这种显微准晶相。经过测定显

微准晶相成分为含Fe14.6at%(≈AI6Fe)，五次准晶相的成分为

17.7at%(≈AI9Fe2)，类似于AI-Mn十次准晶相。

Saida等[18]研究迅速凝固Zr80Pt20二元合金的纳米二十面体准晶：该合金从熔

体迅速凝固，直接形成近于球状二十面体准晶相，粒子尺寸<10 nm，呈均匀分布，表明在熔体中存在准晶短程有序，Zr和Pt原子间的强化学親合力(Zr-Pt原子对的混合热呈极大负值，-376 kJ/mol)，阻止组成组元长程有序排列成稳定的晶体相，这是形成稳定准晶相的重要因素。

Kim等韩国的学者[19]指出，Zr基合金具有高的玻璃态形成能力，例如Vitreloy

1玻璃态合金材料(Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5)已经能应用于运动器材。然

而由于资源问题，发展起了富Ti的材料。加Ti理由为:(1)比重轻；(2)已有报道

Zr-Ti-Ni系中Ti增加二十面体准晶形成能力；(3)Be的加入能改进二十面体准晶

的形成能力。他们应用melt-spun的非晶Ti-Zr-Ni-Cu-Be合金研究其晶化行为，获得非晶基体+准晶I相(icosahedral)的复合材料。材料成分为：

Ti40Zr28Ni7Cu9Be16和Ti34Zr31Ni8Cu10Be17的非晶合金，在加热过程中准

晶相的出现相应在βTi(Zr)相和形成六方Laves相后，这样得到非晶基体上嵌入l

准晶相的复合材料。这也可以在凝固过程中控制冷速来获得。

近年来，对非晶态合金材料中在宽的退火温度内沉淀出二十面体准晶相,已有很多

报道，例如在Zr-AI-Ni-Cu-M，Zr-AI-Ni -M，Zr -Ni -M(M=Ag，Pd，Au，或Pt)和Zr-TM-Pd(TM=Fe，Ni，Co或Cu)中，这说明从非晶态转变成准晶态的动

力学、机制和结构上具有相关性。这也说明Zr-TM和Zr-M原子之间有強的親合力。

Zr80-Pt20电弧熔化合金锭在Ar气中melt-spining生产0.03 mm×1 mm2薄带样品(～700 ppm氧含量，其影响可以忽略)，用2.4 nm电子束得到的电子衍射花样出现五次、三次和二次对称，说明出现二十面体准晶，由DSC曲线测定热稳定性，在895 K出现准晶相转变为晶体相，为此，准晶相是亚稳定相。Yokoyama等[22]对AI64Pd15Mn15B6合金采用喷射铸造于Cu模中，制成

0.3～1.0 mm厚的50 mm×8 mm板，对0.5 mm板，在650 K退火360 ks获

得单一I相准晶，该相这时具有1.26×10-5 wb·m/kg的磁性，这对准晶合金发展具有重要价值。但它在1000 K退火，将得到准晶相和其他相的混合组织，为此，准晶相是亚稳定的：650 ℃以上加热时，随着B的逸出，将使准晶相分解。

3.2 稳定准晶凝固

Ma和Kuo[23]在Al11Co4～Al10Co4二元合金中自熔体缓冷可获得2维十次准

晶DQC，近Al端Al-Co二元相图也出现串级连续的包晶反应，通过包晶转变可

以得到许多中间金属相。在Al-Co二元合金中加入Cu或Ni可增加对应十次准晶

的形成能力，有组成为Al65Co20Cu15、Al65Co15Cu20和Al65Co20Ni15。日本Kaneko等[24]提出研究新的准晶材料可由相近晶体材料进行研究。例如发现Zn80Mg5Sc15是从Zn85Sc15加入Mg生成；Cd84Yb16和

Cd85Ca15(Cd17Ca3)准晶成分很接近于Cd6Yb和Cd6Ca。研究表明在

Cu3.7Ga2.3Sc中加入Mg，经铸造后得到第一个铜基准晶材料

Cu48Ga34Mg3Sc15，在770 ℃下是稳定的(源自Cu3.7Ga2.3Sc立方相)。按Markiv等，结构类似于Cd6Yb,当Mg量为0%时不会有准晶相，当Mg量达3%时铸态和770 ℃退火态的准晶相量达76%和91%，明显提高了二十面体准晶的稳定性。

韩国Chang等[25]研究富Al的Al-Mn-Be合金二十面体准晶的形成。93.5Al-

5Mn1.5Be(ω%)感应熔化后注入Cu模成锥形零件，在540 ℃退火100 h后炉冷研究其显微组织。研究指出：95Al-5Mn合金常规铸造下为α-Al基体上出现针状Al6Mn相；加入Be后的组织发生显著变化。在树枝状α-Al基体上出现六角形和五角形相，其中六角形相为二维五角十二面体准晶，是平衡的稳定相；五角形相为亚稳定的二十面体准晶。表明Be的加入使能在常规铸造下出现准晶。作者研究了将之在540 ℃加热100 h下发现六角形的五次十二面体准晶是稳定的，而二十面体相溶入基体並以二维准晶相小片在α-Al上析出。

Chang等[26]还研究Be对Al-Mn-Si系合金的影响。已有研究指出，Si的加入有利提高准晶的质量，加入Be也能有效降低冷速，所以在常规铸造中也出现准晶，成分为(90-x)%AI-8%Mn-2%Si-x%Be(x=0.5,1.5和2.5)，当x=0%的铸态组织为α-Al+长的针状相-AlMn5；当x=0.2%时，针状相的分数明显减少，出现五个分枝的树枝状相；x=0.5%时，不再出现针状相；当x=l.5%出现树枝相粗化，这一树枝相为二十面体准晶，表明呈五次对称结构。在转变后期，由准晶相非均匀形成近于1/1的相，这种准晶相是亚稳定的，在540 ℃×100 h加热中转变成近于1/1

的立方相。可见，加入Be使在常规铸造中出现准晶。

Kelton[27]提出TiZrNi准晶(I相)是低温稳定相(～17at%)，约在液相线下300 K

时形成，在570 ℃由αTi/Zr和Laves相C14通过固相反应形成，但在550 ℃退

火一个月，I相仍保留存在，可见，I相处于能量状态的基态。I相能吸收大量的氢(可达到金属原子1:氢原子2)，可设想为在准晶体陣点中存在大量四边形位置，为此，它在300～350 ℃下能迅速吸收和释放氢而成为储氢材料，其承载容量比常

用的氢化物电池材料LaNi5高或静态储氢应用更希望适用的材料之一的TiFe高，但不幸的是其对流动氢气平衡气相平台压力值太低，要设法采用表面涂层或形成纳米结构予以提高。

Hiraga等[28]对Al-Ni-Fe系合金稳定十次准晶用高分辩电镜分析指出：

Al72Ni24Fe4和Al71.6Ni23.7Fe4.7合金在常规铸造下可获得十次准晶

Al71.6Ni23.7Fe4.7，它在一定狭的计量比成分和850 ℃狭的温度范围内存在。Hiraga等[29]对Al-Ni-Co合金采用常规铸造和迅速凝固得到两种类型的十次准晶：五角形和菱形。他们认为前者为高温相，后者为低温相，出现转变的温度约

600 ℃。他们提出两者都能用Penrose瓷砖构筑拼成。

Yadav等[30]对Al70-xGaxPd17Mn3合金的准晶相形成作了研究

(x=2.5,5,7.5,10,12.5,15,和20)。对Al-Pd-Mn合金系存在二个稳定准晶相:二十面体I相和十次相。Ga具有低的表面能(600 mJ/m2,对应Al为1200 mJ/m2),为此，Ga代替Al比Al-Pd-Mn系具有低的表面能。他们采用铸造的合金和melt-spun

薄带片，发现：x<5%的都为纯I相；≥5at%时，铸造的为l相+AlPd-B2+ε′相(正交晶系)；melt-spun的在x=5at%仍为纯I相；5%

要相，B2相为次要相；在x=15%时为Al2Pd2型六方相+少量l相，x=20%时为Al3Pd2六方相。为此，Ga的加入是不利于二十面体准晶的形成，同时，他们的

结果也说明melt-sping方法形成准晶的能力高。

Ishimasa等[31]研究指出，当合金的成分接近为Zn81Mg4Sc15和

Cu48Ga34Mg3Sc15合金的Zn-Mg-Sc和Cu-Ga-Mg-Sc准晶是热力学上稳定

的二十面体I相(P型)，前者是一个共熔点相。它们的相应密度为6.17和6.77

g/cm3。准晶的形成与Mg的加入很敏感。

3.3 Al-Cu-Fe系的准晶形成说明

合金成分为Al65Cu20Fe15自1400 K以1 K/min冷速冷却，应用中子衍射花样(λ=0.252 nm)，每隔3 min采样，进行分析相的变化并作记录，结果显示于图

3[32,7]中。X轴为2θ，θ为布拉格角度，Y轴为温度K，Z轴为衍射中子强度。

图中前端的底峰宽化是由于液体相存在。液相发生冷却中，μ-Al5Fe2相和λ-

Al13(Cu，Fe)4首先析出。董闯[7]提出μ-Al5Fe2相在该合金加热过程的中子衍

射测定中不出现，但在冷却中却出现，它也不在相图上出现,这是要研究的。冷却

过程中第三个析出的为立方相β-AlFe(以β-100和β-110表示)。大写D～N为准晶相的峰值线,(相应可查看资料[7])。很明显，准晶相不是从液相以初生相直接形成。董闯[7]指出，λ、β和I三个相由三个包晶反应生成:(1)μ+L→λ+L，

(2)λ+L→β+λ+L，(3)β+λ+L→L+I。

Lück和Zhang[33]提出，I相是由高于870 ℃的三元包晶反应生成。含12at%

Fe的Al-Cu-Fe三元相图垂直截面(a)和870 ℃的水平等温截面(b)表示于图4中[21,33]。图4(a)、图4(b)中示出一些试样的测定点。I相存在于很窄小的范围内(图(b))，理想的成分为Al62Cu25.5Fe12.5。它由882 ℃的三元包晶反应生成：

L+λ+β↔I，(L+λ+β)自高温度区进入；(L+I+λ)、(L+I+ β)和(I+λ+β)伸向低温度区。I相周围的3个三相区和3个二相区为(I+λ+β)、(L+I+λ)、(L+I+β)和(λ+I)、(L+I)、(I+β)。Al60Cu25Fe15，Al62Cu25.5Fe12.5和Al60.59Cu27.5Fe11.91

的3个试样位于3个三相区中。以后合金随温度下降，I相增加，直至成为全部为I相的组织。但从相图(a)可以看出：随后随温度下降，I相区成分范围缩小。可见，

为了使材料保持在I相状态，大约在700 ℃以下应该快冷，使合金不进入(I相+ω相)相区。图中λ相为单斜相，存在于Al78Fe22和Al73Cu5Fe22之间；β相为CsCl型立方相(Al(Fe，Cu))；ω相为有序四方相(FeCu2Al7)。