工程材料原理及應用__二元相圖

1、會計學1工程材料原理及應用工程材料原理及應用_二元相圖二元相圖合金組元 1|組元 N相合金中結(jié)構(gòu)相同、成分性能均一并以界面相互分開的區(qū)域固溶體金屬間化合物第一節(jié)：合金相結(jié)構(gòu)按溶質(zhì)原子在晶格中所占位置分：按溶質(zhì)原子在晶格中所占位置分： 置換固溶體、間隙固溶體置換固溶體、間隙固溶體。按固溶度分類：按固溶度分類： 無限固溶體或連續(xù)固溶體、有限固溶體無限固溶體或連續(xù)固溶體、有限固溶體。按溶質(zhì)和溶劑原子的相對分布：按溶質(zhì)和溶劑原子的相對分布： 無序固溶體、有序固溶體。無序固溶體、有序固溶體。1.1、固溶體、固溶體 (Solid solution) 不同金屬元素之間置換固溶度相差十分懸殊，如Cu-Ni（1

2、00%）、Zn-Cu（39%）、Fe-W（0%）等體系，概括起來影響置換固溶度有以下因素：1.1.1 置換固溶體置換固溶體 ( Substitutional solid solution)(a) 組元的晶體結(jié)構(gòu)類型組元的晶體結(jié)構(gòu)類型溶質(zhì)與溶劑晶格結(jié)構(gòu)相同則固溶度較大，反之較小。(b) 原子尺寸因素原子尺寸因素溶劑原子半徑rA與溶質(zhì)原子半徑rB的相對差|rA-rB |rA不超過15有利于大量固溶，反之固溶度非常有限。(c) 電負性因素電負性因素當電負性相差不大時，隨電負性差值增大，置換固溶度提高。但電負性相差超過一定值后將生成化合物，固溶度反而降低。(d) 電子濃度因素電子濃度因素電子濃度定義為

3、合金中價電子數(shù)目與原子數(shù)目的比值。 e/a = V(100-x)+vx/100，V、v為溶劑和溶質(zhì)的原子價，x為溶質(zhì)的原子百分數(shù)。對于IB族金屬溶劑時，溶質(zhì)元素的原子價愈高，e/a越大，其極限固溶度愈小。一些原子半徑小于0.1nm的非金屬元素如H，O，N，C，B等受原子尺寸因素的影響，不能與過渡族金屬元素形成置換固溶體，卻可處于溶劑晶格結(jié)構(gòu)中的某些間隙位置，形成間隙固溶體。1.1.2 間隙固溶體間隙固溶體 (Interstitial solid solution)1.1.3 固溶體的微觀不均勻性固溶體的微觀不均勻性置換固溶體中的溶質(zhì)原子分布方式：無序分布短程有序偏聚分布a=1-PA/xA， P

4、A為B原子周圍出現(xiàn)A原子的幾率，xA為A組元摩爾分數(shù)。短程有序參數(shù) aa=0，B原子周圍出現(xiàn)A的幾率與原子分數(shù)相同，固溶體完全無序；a0，B原子周圍出現(xiàn)A原子幾率小于A的百分數(shù)，說明B原子傾向于以同類原子為近鄰，出現(xiàn)B原子偏聚。 對于某些固溶體，當其成分接近一定原子比時，較高溫度時為短程有序，緩冷到某一溫度以下，會轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆行驙顟B(tài)稱為有序固溶體，這一轉(zhuǎn)變過程稱為固溶體的有序化。有序固溶體又稱超結(jié)構(gòu)或超點陣。1.1.4 長程有序固溶體長程有序固溶體1.1.5 固溶體的性能固溶體的性能l點陣常數(shù)的改變l固溶強化 間隙固溶體的晶格常數(shù)隨固溶度的提高而增大。 置換固溶體，一定濃度范圍內(nèi)滿足Vegar

5、d 定理： aS=xBaB+(1-xB)aA強度高于母相純金屬。1.1.5 固溶體的性能固溶體的性能l電阻率增大l有序化隨固溶度提高，電阻率增大，電阻溫度系數(shù)減小。一般而言，一定有序度范圍內(nèi)，隨有序程度的提高，強度、硬度提高，塑性及電阻率下降。完全有序后，強度和硬度又將下降。1. 2 金屬間化合物金屬間化合物 (Intermetallic compound)1.2.1 正常價化合物正常價化合物兩種電負性相差較大的元兩種電負性相差較大的元素按通常的化學價形成的素按通常的化學價形成的化合物。主要是金屬元素化合物。主要是金屬元素與與IVA-VIA族元素形成的族元素形成的化合物。成分符合化學價化合物。

6、成分符合化學價規(guī)律。化合物包括從離子規(guī)律。化合物包括從離子鍵，共價鍵過渡到金屬鍵鍵，共價鍵過渡到金屬鍵為主的一系列化合物，如為主的一系列化合物，如MgS、Mg2Sn等。等。1.2.2 電子化合物電子化合物電子化合物是由第電子化合物是由第I族貴金屬族貴金屬Ag、Au、Cu或或過渡金屬元素與第過渡金屬元素與第II至第至第V族金屬元素如族金屬元素如Zn，Al，Sn所形成的一系列金屬間化合物，它們所形成的一系列金屬間化合物，它們不符合化合價規(guī)律，而是按照一定電子濃度的不符合化合價規(guī)律，而是按照一定電子濃度的比值形成化合物，電子濃度不同，所形成的化比值形成化合物，電子濃度不同，所形成的化合物的晶格類型也

7、不同。合物的晶格類型也不同。電子化合物的結(jié)合鍵為金屬鍵，熔點一般較高，硬度高，脆性大，是金屬中的重要強化相。1.2.3 間隙相與間隙化合物間隙相與間隙化合物過渡族金屬過渡族金屬M可與非金屬元素可與非金屬元素H，B，C，N等等原子半徑很小的非金屬元素形成化合物。原子半徑很小的非金屬元素形成化合物。形成具有簡單晶體結(jié)構(gòu)（fcc、bcc、hcp）的化合物稱為間隙相rx/rm0.59形成化合物結(jié)構(gòu)復雜，通常稱為間隙化合物或復雜間隙相 (a) 間隙相 間隙相可用簡單化學式M4X、M2X、MX、MX2表示，并且一定化學式對應一定晶體結(jié)構(gòu)。間隙相具有極高硬度和熔點，雖然間隙相中非金屬原子占的比例很高，但多數(shù)

8、間隙相具有明顯的金屬性，是合金工具鋼及硬質(zhì)合金的主要強化相。Fe3C 是鋼中的一種基本組成相，稱為滲碳體，其晶體結(jié)構(gòu)如右圖。其中的Fe原子還可被其它金屬原子所置換，形成合金滲碳體。間隙化合物種類較多，鋼中出現(xiàn)的主要類型有M3C，M7C3，M23C6等。一般為Cr，Mn，Mo，F(xiàn)e的碳化物或它們的合金碳化物。間隙化合物晶體結(jié)構(gòu)十分復雜，例如Cr23C6具有復雜立方結(jié)構(gòu)，包含92個金屬原子，24個碳原子。(b) 間隙化合物如果尺寸有一定差別的金屬原子以一定比例搭配如果尺寸有一定差別的金屬原子以一定比例搭配(固定的原子比固定的原子比)，形成的新相配位數(shù)大于，形成的新相配位數(shù)大于12，或，或致密度大于

9、致密度大于0.74，統(tǒng)稱為，統(tǒng)稱為拓撲密堆結(jié)構(gòu)相拓撲密堆結(jié)構(gòu)相。1.2.4 拓撲密堆相拓撲密堆相一般而言，等直徑原子球堆垛，配位數(shù)最大為一般而言，等直徑原子球堆垛，配位數(shù)最大為12，最大致密度為最大致密度為0.74。屬于這類結(jié)構(gòu)的有：屬于這類結(jié)構(gòu)的有：-W結(jié)構(gòu)、結(jié)構(gòu)、Laves相、相、相相結(jié)構(gòu)等。結(jié)構(gòu)的細節(jié)從略。結(jié)構(gòu)等。結(jié)構(gòu)的細節(jié)從略。相圖又稱為狀態(tài)圖，表示平衡條件下材料體系的相組成與成分、溫度、壓力等因素之間關(guān)系的幾何圖形。外界環(huán)境主要是溫度和壓力，例如物理學中已經(jīng)介紹的純水和純鐵的相圖。 1.3 相相 圖圖合金的存在狀態(tài)與成分、溫度、壓力三因素有關(guān)。通常合金的熔煉、加工一般都是在常壓下進行

10、，因此二元合金相圖一般都以合金成分為橫座標，溫度為縱座標來表示不同溫度、成分條件下的合金相組成，如右圖。1.3.1 二元合金相圖二元合金相圖熱分析法、金相法、膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法、金相法、膨脹法、磁性法、電阻法、X射線衍射法。射線衍射法。1.3.2 相圖的測定相圖的測定1.3.3 相律及杠桿定律相律及杠桿定律1) 相相 律律單元系：單元系：C=1C=1，平衡相數(shù)，平衡相數(shù)P=C-F+1P=C-F+1，F(xiàn)=0F=0時，最大時，最大P=2P=2。二元系：二元系：C=2C=2，平衡相數(shù)，平衡相數(shù)P=C-F+1P=C-F+1，F(xiàn)=0F=0時，最大時，最大P=3P=3。 2 2）相律的應用相

11、律的應用所以等壓條件下，純金屬相平衡時，最多只是兩相平衡，如純金屬的結(jié)晶，液固平衡發(fā)生在固定溫度。二元合金系中，三相平衡必定發(fā)生在恒定溫度，如共晶反應。二元合金凝固時，兩相平衡時，F(xiàn)=1，不同于純金屬，凝固發(fā)生在一定溫度區(qū)間。l 兩個單相區(qū)之間必定有一個由這兩個相組成的兩相區(qū)，而不能以一條線接界。這個規(guī)律被稱為相區(qū)接觸法則。3）二元相圖幾何規(guī)律）二元相圖幾何規(guī)律l 在二元相圖中，若是三相平衡，三相區(qū)必為一水平線。l 如果兩個恒溫轉(zhuǎn)變中有兩個相同相，則兩條水平線之間一定是由這兩個相組成的兩相區(qū)。l 兩相區(qū)與單相區(qū)的分界線與三相等溫線相交時，分界線的延長線應進入另一兩相區(qū)，而不會進入單相區(qū)。CDC

12、u-Ni二元相圖中，合金二元相圖中，合金x在溫度在溫度T1由成分為由成分為xL的液相和的液相和成分為成分為xs的固相兩相共存，這時兩相的成分和數(shù)量保持的固相兩相共存，這時兩相的成分和數(shù)量保持不變，過不變，過x點作水平線交液相線和固相線于點作水平線交液相線和固相線于a、c點。點。xLxScxL + a a4）兩相平衡時的數(shù)量分配杠桿定律）兩相平衡時的數(shù)量分配杠桿定律設合金的總質(zhì)量為設合金的總質(zhì)量為1 1，液相質(zhì)量為，液相質(zhì)量為m mL，固相質(zhì)量為固相質(zhì)量為m ms，則有：，則有： mL+ ms=1 則合金則合金x的含的含Ni量應和液相和固相中總量應和液相和固相中總Ni量相等，即量相等，即：x =

13、 (ms+ mL ) x = mLxL+ msxs所以有：所以有： 100 100:%acrcm%acarmarrcmmrcmarmLssLsL ，或或xLxScrL + a ar 如右圖，如右圖，A、B兩組元在液兩組元在液態(tài)和固態(tài)都能無限互溶。如態(tài)和固態(tài)都能無限互溶。如Cu-Ni、Ag-Au形成二元合金對形成二元合金對應的相圖就是二元勻晶相圖。應的相圖就是二元勻晶相圖。 相圖左右兩端點分別為組元的熔點。上面的一條曲線稱相圖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，液相線之上為液相區(qū)，常用為液相線，液相線之上為液相區(qū)，常用L表示；下面的一條表示；下面的一條曲線稱為固相線，固相線之下

14、為固溶體的單相區(qū)，常用曲線稱為固相線，固相線之下為固溶體的單相區(qū)，常用表表示；兩條曲線之間是雙相區(qū)，標記示；兩條曲線之間是雙相區(qū)，標記L+表示。表示。 第二節(jié) 勻晶相圖及固溶體的結(jié)晶 2.1 勻晶相圖內(nèi)容回顧勻晶相圖內(nèi)容回顧T32. 2 固溶體合金的平衡結(jié)晶過程固溶體合金的平衡結(jié)晶過程在一定溫度下，固、液兩平衡相中溶質(zhì)濃度的比值k0 ( k0 = Cs/Cl ）為平衡分配系數(shù)。固溶體的結(jié)晶屬于異固溶體的結(jié)晶屬于異分結(jié)晶，結(jié)晶時溶質(zhì)分結(jié)晶，結(jié)晶時溶質(zhì)原子必然要在液相和原子必然要在液相和固相之間重新分配，固相之間重新分配，這種溶質(zhì)原子的重新這種溶質(zhì)原子的重新分配程度通常用分配分配程度通常用分配系數(shù)

15、表示。系數(shù)表示。A. 溶質(zhì)分配系數(shù)溶質(zhì)分配系數(shù)C0溫溫度度La aL+a aC1C2k0C1k0C2T1T2aLk0C1C0C1溶質(zhì)濃度aLk0C1C0溶質(zhì)濃度aLk0C1C1溶質(zhì)濃度C0aLk0C1C1溶質(zhì)濃度abcd溫度溫度 T1B. 平衡結(jié)晶時的溶質(zhì)擴散平衡結(jié)晶時的溶質(zhì)擴散aLk0C2C2溶質(zhì)濃度c溫度溫度 T2aaLk0C2C1溶質(zhì)濃度C2k0C1aLk0C2溶質(zhì)濃度C2b固相成核固相成核濃度梯度濃度梯度相內(nèi)擴散相內(nèi)擴散 界面濃度不平衡界面濃度不平衡晶體長大晶體長大重新建立平衡重新建立平衡C0溫溫度度La aL+a aC1C2k0C1k0C2T1T2C. 固溶體平衡結(jié)晶特點固溶體平衡結(jié)

16、晶特點與純金屬凝固一樣，固溶體結(jié)晶由形核和長大來完成結(jié)晶過程。形核的方式可以是均勻形核，也可以是依靠外來質(zhì)點的非均勻形核。固溶體形核時既需要結(jié)構(gòu)起伏，滿足臨界晶核的要求，也需要能量起伏，滿足新相對形核功的要求；此外由于固溶體結(jié)晶時所結(jié)晶出的固相成分和原液相成分不同，還需要成分起伏。凝固在一溫度范圍內(nèi)進行。只有在溫度不斷下降時固體量才增加，溫度不變，液固數(shù)量維持平衡不變。凝固過程中液體和固體的成分在不斷變化。過冷度越大，臨界晶核半徑越小，形核時所需能量起伏越小，同時結(jié)晶出來的固相成分和原液相成分越接近，越容易滿足成分起伏的需要。過冷度越大，形核率越大，晶粒越細。2. 3 固溶體合金非平衡結(jié)晶固溶

17、體合金非平衡結(jié)晶這種偏離平衡結(jié)晶條件的結(jié)晶，稱為非平衡結(jié)晶。然而在實際生產(chǎn)中，液態(tài)合金澆入鑄型之后，然而在實際生產(chǎn)中，液態(tài)合金澆入鑄型之后，冷卻速度較大，擴散過程尚未充分進行溫度就冷卻速度較大，擴散過程尚未充分進行溫度就繼續(xù)下降，這樣就使液相尤其是固相內(nèi)保持一繼續(xù)下降，這樣就使液相尤其是固相內(nèi)保持一定的濃度梯度，造成各相內(nèi)成分的不均勻。定的濃度梯度，造成各相內(nèi)成分的不均勻。固溶體的結(jié)晶過程和液相及固相內(nèi)的原子擴散固溶體的結(jié)晶過程和液相及固相內(nèi)的原子擴散過程密切相關(guān)，只有在極緩慢的冷卻條件下，過程密切相關(guān)，只有在極緩慢的冷卻條件下，即在平衡結(jié)晶條件下，才能使每個溫度下的擴即在平衡結(jié)晶條件下，才能

18、使每個溫度下的擴散過程完全進行。散過程完全進行。固溶體合金的不平衡結(jié)晶及晶內(nèi)偏析固溶體合金的不平衡結(jié)晶及晶內(nèi)偏析2. 3 固溶體合金非平衡結(jié)晶固溶體合金非平衡結(jié)晶l 凝固過程中，液、固兩相的成分偏離液、固相線；凝固過程中，液、固兩相的成分偏離液、固相線；l 凝固過程進行到一更低的溫度才能完成；凝固過程進行到一更低的溫度才能完成；l 凝固后固體的成分是不均勻的。冷卻速度越大，這凝固后固體的成分是不均勻的。冷卻速度越大，這些差別特點愈明顯。些差別特點愈明顯。 快速冷卻時在一個晶粒內(nèi)部先后結(jié)晶的成分有差別，快速冷卻時在一個晶粒內(nèi)部先后結(jié)晶的成分有差別，所以稱為所以稱為晶內(nèi)偏析晶內(nèi)偏析；金屬的晶體往往

19、以樹枝晶方式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，因此這種偏析又稱別，因此這種偏析又稱枝晶偏析。枝晶偏析。2. 4 固溶體合金非平衡冷卻固溶體合金非平衡冷卻晶內(nèi)偏析的影響因素晶內(nèi)偏析的影響因素相圖中液固線相距越大，先后凝固的固相成分差別越大，晶內(nèi)偏析愈嚴重。最大偏析量為：C0 - k0C0 =C0(1-k0)；k01時，k0值越大偏析也越大。組成元素原子的遷移能力愈低(擴散系數(shù)小)，偏析愈嚴重。冷卻速度的影響較復雜，一般而言，冷卻速度愈大，造成的晶內(nèi)偏析將愈嚴重。 但冷速大，過冷度也大，可以獲得更細小的晶粒，尤其是

20、小鑄件，當以極大速度過冷至很低溫度才開始結(jié)晶時，往往能夠得到成分較為均勻的組織。如何消除晶內(nèi)偏析？如何消除晶內(nèi)偏析？緩慢冷卻？均勻化退火慢速冷卻會使晶粒變大，晶粒表層和心部之間的距離加大，成分偏析消除更困難。l 采用快速冷卻，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；l 凝固后重新加熱到略低于熔點溫度，進行一段時間的保溫，讓原子進行擴散遷移，使成分均勻，這種方法稱為均勻化退火。晶內(nèi)偏析屬于一個晶粒晶內(nèi)偏析屬于一個晶粒范圍內(nèi)晶軸與晶枝間的范圍內(nèi)晶軸與晶枝間的微觀偏析。微觀偏析。固溶體合金固溶體合金不平衡結(jié)晶時也往往造不平衡結(jié)晶時也往往造成成宏觀（區(qū)域）偏析宏觀（區(qū)域）偏析。下面以定

21、向凝固為例加下面以定向凝固為例加以說明。以說明。2. 5 固溶體中溶質(zhì)的分布固溶體中溶質(zhì)的分布有一長度為有一長度為L的桿形凝固體，截面的桿形凝固體，截面積為積為A，假設凝固時固相內(nèi)無擴散，假設凝固時固相內(nèi)無擴散，液相混合均勻液相混合均勻。合金的成分為。合金的成分為C0，開始析出的固體成分為開始析出的固體成分為k0C0，其變，其變化趨勢如右下圖。設已凝固距離化趨勢如右下圖。設已凝固距離為為x，再凝固，再凝固dx時，向液相中排出時，向液相中排出的溶質(zhì)質(zhì)量為：的溶質(zhì)質(zhì)量為： CL(x)-Cs(x)Adx = dCL(x)A(L-x-dx)x = 0時，時，CL(0) = C0，Cs(0) = C0k

22、0由此可得：由此可得：C0溫溫度度La aL+a aC1C2k0C1k0C2T1T2例例1：定向凝固時溶質(zhì)分布規(guī)律：定向凝固時溶質(zhì)分布規(guī)律a: 冷卻速度很大液相僅有擴散固相不混合、液相完全不混合b: 冷卻速度慢有擴散和對流固相不混合、液相完全混合c: 冷卻速度一般部分擴散和對流固相不混合、液相部分混合。例例2：區(qū)熔提純：區(qū)熔提純1）熔區(qū)越短，提純效果越好，一般熔區(qū)不大于試樣）熔區(qū)越短，提純效果越好，一般熔區(qū)不大于試樣全長的全長的1/10。過長會使已經(jīng)推到另一端的溶質(zhì)原。過長會使已經(jīng)推到另一端的溶質(zhì)原子重新跑向低端。子重新跑向低端。2）k0越小，提純效果越好。越小，提純效果越好。3）攪拌越劇烈，

23、則液相越均勻，結(jié)晶出的固相成分）攪拌越劇烈，則液相越均勻，結(jié)晶出的固相成分越低，提純效果越好。最好采用感應加熱，熔區(qū)越低，提純效果越好。最好采用感應加熱，熔區(qū)內(nèi)有電磁攪拌。內(nèi)有電磁攪拌。例例2：區(qū)熔提純：區(qū)熔提純影響因素這是由于凝固過程中，成分是在不斷變化，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)，液體和固體的成分均不能達到平衡狀態(tài)，產(chǎn)生了產(chǎn)生了成分過冷成分過冷現(xiàn)象。現(xiàn)象。 2.6 成分過冷成分過冷 在正溫度梯度下，純金屬的生長方式為平在正溫度梯度下，純金屬的生長方式為平面推進，而固溶體凝固時，卻有樹枝狀生面推進，而固溶體凝固時，卻有樹枝狀生長和胞狀生長存在。長

24、和胞狀生長存在。原因固溶體凝固過程中，由于排放到液固溶體凝固過程中，由于排放到液體中的溶質(zhì)組元來不及擴散，使得體中的溶質(zhì)組元來不及擴散，使得界面前沿區(qū)域液體濃度高于平均濃界面前沿區(qū)域液體濃度高于平均濃度。由相圖可知，液體的凝固溫度度。由相圖可知，液體的凝固溫度隨其成分而變化，隨其成分而變化， TL(x)為界面前為界面前沿液體凝固點分布曲線沿液體凝固點分布曲線(圖圖c)，G2為界面前沿的實際溫度梯度，可見為界面前沿的實際溫度梯度，可見界面前沿的液體小區(qū)域內(nèi)，盡管溫界面前沿的液體小區(qū)域內(nèi)，盡管溫度比界面處高，仍存在一定的過冷度比界面處高，仍存在一定的過冷度，這種由成分的不均勻而產(chǎn)生的度，這種由成分

25、的不均勻而產(chǎn)生的過冷度稱為過冷度稱為成分過冷成分過冷。A. 何謂成分過冷？何謂成分過冷？ T0T2a aL固液界面固液界面 距離距離 x溫溫 度度La散散熱熱定向凝固鑄型及其溫度分布定向凝固鑄型及其溫度分布B. 成分過冷產(chǎn)生過程成分過冷產(chǎn)生過程 右圖右圖c中，出現(xiàn)成分過冷的極限條中，出現(xiàn)成分過冷的極限條件是液體的實際溫度梯度件是液體的實際溫度梯度G和界面和界面處液體的平衡結(jié)晶曲線處液體的平衡結(jié)晶曲線TL(x)剛好剛好相切。相切。G進一步增大，就不會出現(xiàn)進一步增大，就不會出現(xiàn)成分過冷；成分過冷；G減小，過冷區(qū)增大。減小，過冷區(qū)增大。形成成分過冷的臨界條件為：形成成分過冷的臨界條件為：G：固液界面

26、液相實際溫度梯度，：固液界面液相實際溫度梯度，R：晶體長大速度（界面推進速度晶體長大速度（界面推進速度)；m: 相圖液相線斜率，相圖液相線斜率，D：液相中溶質(zhì)的：液相中溶質(zhì)的擴散速度；擴散速度；k0分配因子。分配因子。0001kkDmCRG C. 成分過冷的產(chǎn)生條件成分過冷的產(chǎn)生條件 p 溫度梯度越平緩，成分過冷溫度梯度越平緩，成分過冷 區(qū)越大；因此可以通過控制區(qū)越大；因此可以通過控制 溫度梯度來控制成分過冷區(qū)溫度梯度來控制成分過冷區(qū) 的大小。的大小。p 合金元素濃度合金元素濃度C0越大，過冷越明顯。越大，過冷越明顯。p 長大速度長大速度R越大，過冷越明顯。越大，過冷越明顯。p 液相線越陡，液

27、相中溶質(zhì)原子擴散系數(shù)液相線越陡，液相中溶質(zhì)原子擴散系數(shù)D越小，過越小，過冷越明顯。即：冷越明顯。即：k01時，時，k0越大，過冷越明顯。越大，過冷越明顯。0001kkDmCRG D. 成分過冷的影響因素成分過冷的影響因素金屬和合金的固液界面一般為粗糙界面，固溶體結(jié)晶金屬和合金的固液界面一般為粗糙界面，固溶體結(jié)晶時晶體生長不僅受固液界面處溫度梯度的影響，更主時晶體生長不僅受固液界面處溫度梯度的影響，更主要的要受成分過冷的影響。要的要受成分過冷的影響。1）固液界面為負溫度梯度，與純金屬一樣，呈樹枝固液界面為負溫度梯度，與純金屬一樣，呈樹枝 晶生長。晶生長。 2）固液界面為正溫度梯度，取決于成分過冷

28、和溫度）固液界面為正溫度梯度，取決于成分過冷和溫度 梯度的綜合作用。梯度的綜合作用。E. 成分過冷對凝固組織的影響成分過冷對凝固組織的影響 實際溫度梯度較大時，實際溫度梯度較大時，凝固過程中不出現(xiàn)成分凝固過程中不出現(xiàn)成分過冷。過冷。 成分過冷區(qū)較小，界面成分過冷區(qū)較小，界面處的不平衡生長的凸起處的不平衡生長的凸起始終處在領先的狀態(tài)，始終處在領先的狀態(tài)，但這個凸起既不會消失，但這個凸起既不會消失，也不能發(fā)展到成分過冷也不能發(fā)展到成分過冷區(qū)外，凸起和底部的微區(qū)外，凸起和底部的微小成分有一定差別而發(fā)小成分有一定差別而發(fā)展成展成胞狀組織胞狀組織。 中區(qū)域的成分過冷可能生中區(qū)域的成分過冷可能生成胞狀到樹

29、枝晶的各種過成胞狀到樹枝晶的各種過渡組織。渡組織。 如果成分過冷區(qū)域特別大，成分過冷度也十分大，若達到形如果成分過冷區(qū)域特別大，成分過冷度也十分大，若達到形核要求的過冷度時，成分過冷區(qū)內(nèi)可能形成新的晶核，阻礙核要求的過冷度時，成分過冷區(qū)內(nèi)可能形成新的晶核，阻礙原晶粒生長，對樹枝晶的發(fā)展產(chǎn)生隔斷作用。原晶粒生長，對樹枝晶的發(fā)展產(chǎn)生隔斷作用。 成分過冷區(qū)較大，凸起發(fā)成分過冷區(qū)較大，凸起發(fā)展較長，在凸起上再生新展較長，在凸起上再生新的凸起，就可生成樹枝晶。的凸起，就可生成樹枝晶。通過控制通過控制溫度梯度、成長速度溫度梯度、成長速度和對和對合金成分合金成分進行調(diào)進行調(diào) 整，整，可以控制成分過冷區(qū)和過冷

30、度的大小，這樣恰好可以可以控制成分過冷區(qū)和過冷度的大小，這樣恰好可以在成分過冷區(qū)形核，就可以獲得全部細等軸晶組織。在成分過冷區(qū)形核，就可以獲得全部細等軸晶組織。例：在高純例：在高純Al中加入中加入0.5%Cu使界面前沿產(chǎn)生成分過冷，使界面前沿產(chǎn)生成分過冷，再添加再添加0.01%Ti作為形核劑，可以顯著細化晶粒。作為形核劑，可以顯著細化晶粒。定向凝固時，適當控制定向凝固時，適當控制溫度梯度溫度梯度、成長速度成長速度和和合金成合金成分分，可以控制鑄錠組織是柱狀晶還是等軸晶。，可以控制鑄錠組織是柱狀晶還是等軸晶。G/R1/2Mg， %柱狀晶柱狀晶等軸晶等軸晶50403020100 2 4 6 8 1

31、0 12當當Mg含量固定時，隨著含量固定時，隨著G/R1/2增增大，鑄錠組織由等軸晶向柱狀晶發(fā)大，鑄錠組織由等軸晶向柱狀晶發(fā)展，因為展，因為G/R1/2增加，成分過冷區(qū)增加，成分過冷區(qū)減小，有利于柱狀晶發(fā)展；減小，有利于柱狀晶發(fā)展；當G/R1/2固定時，隨Mg含量增加，鑄錠組織由柱狀晶向等柱晶過渡，因為合金中溶質(zhì)濃度增加，凝固溫度范圍增大，成分過冷區(qū)增大，有利等軸晶形成。右圖為右圖為Al-Mg合金的定向凝固鑄錠合金的定向凝固鑄錠組織與合金成分、溫度梯度和晶組織與合金成分、溫度梯度和晶體成長速度的關(guān)系。體成長速度的關(guān)系。第三節(jié) 二元共晶相圖共晶轉(zhuǎn)變由一定成分的液相同時結(jié)晶出兩個一定成分固相的轉(zhuǎn)變

32、。共晶組織共晶轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。（是兩相混合物） 相圖特征液態(tài)無限互溶、固態(tài)有限互溶或完全不溶，且發(fā)生共晶反應。三個單相區(qū)三個單相區(qū) L、；三個雙相區(qū)；三個雙相區(qū)L、L、； 一個三相共存區(qū)一個三相共存區(qū)L，即，即CED為共晶線。為共晶線。位于位于CE之間的為亞共晶合金；之間的為亞共晶合金；ED之間為過共晶合金，之間為過共晶合金，E點為共晶合金。點為共晶合金。 AE和BE為兩液相線；AC和BD為兩固相線；CG和DH固溶體、的溶解度隨溫度變化線；CED為水平共晶線。3.1 相圖的構(gòu)成相圖的構(gòu)成3. 2 典型合金的平衡結(jié)晶與組織典型合金的平衡結(jié)晶與組織A. 合金合金I（Sn2 wt）的合金）的合金 二次相（

33、次生相）bII 的生成：脫溶轉(zhuǎn)變B. 合金合金 II (2 wtSn19 wt)合金合金： L L+ +II(c)2003 Brooks/Cole, a division of Thomson Learning, Inc. Thomson Learning is a trademark used herein under license.室溫組織（）及其相對量計算。%fggw%;fgfwII10041004 a ab bC. 共晶合金共晶合金 IV (Sn = 61.9 wt)共晶反應：共晶反應：Le a am + b+ bn，兩相相對含量為：，兩相相對含量為：%mnenw%;mnmewmn1

34、00100 a ab bIVIV溫度低于溫度低于Te 繼續(xù)冷卻時，繼續(xù)冷卻時，a相成分沿相成分沿mf變化、變化、b相成分沿相成分沿ng變化，分別析出次生相變化，分別析出次生相 aII 和和 bII 相；這些次生相常與相；這些次生相常與共晶組織中的同類相混在一起，顯微鏡下難以分辨。共晶組織中的同類相混在一起，顯微鏡下難以分辨。C. 共晶合金共晶合金 IV (Sn = 61.9 wt)研究表明: a片之間、b片之間分別互相聯(lián)系，共同構(gòu)成一個共晶領域，這樣兩相就不需要反復形核，以上圖“搭橋”方式形成的。 II. 共晶體的生長特點 共同生長 兩個相長大時都要排放相應的溶質(zhì)組元，一相排出的組元正是另一相

35、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。兩固相的成分在數(shù)量反映在二者的厚度相對比例上。 當兩個固相都是金屬性當兩個固相都是金屬性較強相時，界面為較強相時，界面為粗糙粗糙粗糙界面。粗糙界面。共晶體一共晶體一般生長成層片狀般生長成層片狀。當兩相的相對數(shù)量比相當兩相的相對數(shù)量比相差懸殊時，在界面能的差懸殊時，在界面能的作用下，數(shù)量較小的相作用下，數(shù)量較小的相將收縮為將收縮為條、棒狀，更條、棒狀，更少時為纖維狀，甚至為少時為纖維狀，甚至為點點( (球球) )狀。狀。 III. 共晶體的組織特點III. 共晶體的組織特點當有一相或兩相都具有較強的非金屬性時，界面為當有一相或兩

36、相都具有較強的非金屬性時，界面為粗粗糙平滑或光滑糙平滑或光滑 光滑界面，具有不規(guī)則或復雜組織光滑界面，具有不規(guī)則或復雜組織形態(tài)，形態(tài)，它們表現(xiàn)出較強的各向異性，不同方向的生長它們表現(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，往往有一個相在速度不同，并且有特定的角度關(guān)系，往往有一個相在生長中起主導作用，決定了兩相的分布，生長中起主導作用，決定了兩相的分布，這時常見的這時常見的共晶體形態(tài)有針狀、骨肋狀、蜘蛛網(wǎng)狀、螺旋狀等。共晶體形態(tài)有針狀、骨肋狀、蜘蛛網(wǎng)狀、螺旋狀等。 III. 共晶體的組織特點III. 共晶體的組織特點III. 共晶體的組織特點L L+ 初初 + (L+)

37、(初初+ II) + (+)共共 D. 合金合金III (19wt% Sn 61.9% ) (c)2003 Brooks/Cole, a division of Thomson Learning, Inc. Thomson Learning is a trademark used herein under license.室溫下的平衡相室溫下的平衡相a+ba+bII IIa+(a+b)+ba+(a+b)+bII IIa+ba+bb+(a+b)+ab+(a+b)+aII IIb+ab+aII II12組織組成物組織組成物 a初初+(a+ba+b)共共 a a初初 2e/me100%74.4%；(

38、a + b)(a + b)共共 m2/me100% 25.6%相組成物為相組成物為 a+b a+b a a 2n/mn100% 86%；b b 2m/mn100% 14%例：Pb-Sn相圖中，計算Pb-30 wt% Sn亞共晶合金在共晶溫度183oC時的組織組成物和相組成物的含量。E. 組織組成物與組織圖組織組成物與組織圖一般情況下，冷卻速度一般情況下，冷卻速度較快，共晶體的形成轉(zhuǎn)較快，共晶體的形成轉(zhuǎn)變進行較快，共晶體中變進行較快，共晶體中兩相的層片間距變小兩相的層片間距變小( (相相對的比例仍舊不變對的比例仍舊不變) )；非；非共晶部分的轉(zhuǎn)變同固溶共晶部分的轉(zhuǎn)變同固溶體的非平衡轉(zhuǎn)變。體的非平

39、衡轉(zhuǎn)變。 3. 3 共晶合金非平衡凝固共晶合金非平衡凝固共晶點附近非共晶成分的合共晶點附近非共晶成分的合金在快速冷卻時，少量初生金在快速冷卻時，少量初生相的析出未進行就被冷卻到相的析出未進行就被冷卻到共晶溫度以下，直接發(fā)生共共晶溫度以下，直接發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，可以得到全部的共晶轉(zhuǎn)變，可以得到全部的共晶體組織，這種組織稱為晶體組織，這種組織稱為偽偽共晶共晶。它們的形貌和共晶體。它們的形貌和共晶體沒有明顯的差別。沒有明顯的差別。3.3.1 偽共晶偽共晶2) 金屬金屬-非金屬系合金，兩組元熔點相差較大，固液界面為粗非金屬系合金，兩組元熔點相差較大，固液界面為粗糙糙-光滑型，共晶中兩相生長速度相差較大，偽

40、共晶區(qū)偏向光滑型，共晶中兩相生長速度相差較大，偽共晶區(qū)偏向高熔點、生長緩慢的一邊。如高熔點、生長緩慢的一邊。如Al-Si、Fe-C等系。等系。1) 金屬金屬-金屬系合金，共晶合金兩相生長速度相近，屬粗糙金屬系合金，共晶合金兩相生長速度相近，屬粗糙-粗粗糙界面，其偽共晶區(qū)沿共晶成分呈近似對稱擴大。糙界面，其偽共晶區(qū)沿共晶成分呈近似對稱擴大。左圖中，成分為左圖中，成分為I的合金在平衡凝的合金在平衡凝固時應形成單相固時應形成單相a a，但在鑄態(tài)下冷但在鑄態(tài)下冷卻較快，固相平均線偏離固相線，卻較快，固相平均線偏離固相線，冷到共晶溫度尚未凝固完畢，還有冷到共晶溫度尚未凝固完畢，還有少量液體保留到共晶溫度

41、以下，形少量液體保留到共晶溫度以下，形成共晶組織。成共晶組織。3.3.2 非平衡共晶非平衡共晶這種共晶組織，處于非平衡狀態(tài)，只要再加熱至略低于共晶溫度進行長時間均勻化退火，即可重溶入a相中?？拷倘荏w極限的亞靠近固溶體極限的亞(過過)共晶合金，由于初生晶量很多，而共共晶合金，由于初生晶量很多，而共晶量很少，共晶轉(zhuǎn)變時，共晶中與初晶相同的那個相即附著晶量很少，共晶轉(zhuǎn)變時，共晶中與初晶相同的那個相即附著在初晶相上，剩下的另一相則單獨存在于初晶晶界處，從而在初晶相上，剩下的另一相則單獨存在于初晶晶界處，從而失去了共晶組織的特征，成為失去了共晶組織的特征，成為離異共晶。離異共晶。3.3.3 離異共晶離

42、異共晶3.3.4 快速冷卻（非平衡凝固）的特點快速冷卻（非平衡凝固）的特點亞(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： 初晶的晶粒細化；1 初生相內(nèi)有晶內(nèi)偏析(可能為枝晶偏析)；2 共晶體細化且多為偽共晶；3 共晶體的數(shù)量多于平衡態(tài)時的數(shù)量。 13.4 比重偏析和區(qū)域偏析比重偏析和區(qū)域偏析3.4.1 比重偏析比重偏析偏析成因組成相和熔液之間密度差別引起的區(qū)域偏析與組元密度差、相圖結(jié)晶成分間隔及溫度間隔等有關(guān)。相圖溫度間隔越大，冷卻速度越小，則初晶有更多時間上浮或下沉，比重偏析越嚴重。1）增大冷速；對熔體進行攪拌，增強熱對流。2）加入第三種元素，凝固時先析出與液體密度相

43、近的新相，構(gòu)成阻擋先共晶相上浮或下沉的骨架。如：Pb-Sb軸承合金中加入少量Cu和Sn，使其先形成Cu3Sn，可以消除或減輕比重偏析。3.4.1 比重偏析比重偏析消除辦法3.4.2 區(qū)域偏析區(qū)域偏析正偏析 對于k01的合金系，先凝固的外層中溶質(zhì)元素含量較后凝固的內(nèi)層為低。這種發(fā)生在整個鑄錠范圍內(nèi)的成分不均勻的現(xiàn)象叫做正偏析。I. 正偏析在不平衡結(jié)晶過程中，先結(jié)晶的固相中的溶質(zhì)原子濃度低于平均成分，排出的溶質(zhì)原子通過對流可以向遠離結(jié)晶前沿的區(qū)域擴散，使后結(jié)晶的液體濃度逐漸提高。凝固后，鑄錠內(nèi)外溶質(zhì)濃度差別較大，即正偏析嚴重。產(chǎn)生的原因I. 正偏析 溶質(zhì)原子正偏析難以完全避免，可以通過壓力加工和熱

44、處理加以改善，但難以完全消除。負偏析 與正偏析相反， 在k01的合金中，外層的溶質(zhì)元素反而比內(nèi)層的溶質(zhì)元素含量高。II. 負偏析與原來鑄件中心地區(qū)富集溶質(zhì)元素的液體倒流有關(guān)。由于鑄件凝固時發(fā)生收縮而在樹枝晶之間產(chǎn)生空隙和負壓，使富集溶質(zhì)的液體得以滲透回流形成反偏析。產(chǎn)生的原因II. 負偏析反偏析多發(fā)生在凝固收縮較大的有色合金中。如Sn青銅鑄件表面出現(xiàn)的“錫汗”就是比較典型的反偏析。如如Pt-Ag、Cu-Zn、Sn-Sb、Cu-Sn等合金系。等合金系。第四節(jié) 二元包晶相圖4.1 相圖形式相圖形式包晶相圖兩組元液態(tài)下無限互溶，固態(tài)下有限溶解，并且發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變的相圖，稱為包晶相圖。包晶轉(zhuǎn)變包晶轉(zhuǎn)變

45、: Lc+ d P， P：包晶點：包晶點單相區(qū)：單相區(qū)：L、；雙相區(qū)：雙相區(qū)：L、L、三相區(qū)：三相區(qū)： L，4.1 相圖形式相圖形式液相線液相線: ac、cb; 固相線固相線: ad、bp ；固溶度線固溶度線: df、pg; 包晶轉(zhuǎn)變線：包晶轉(zhuǎn)變線：dpc。P P點發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變：點發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變： Lc+ d P，包晶反應完畢，形成包晶反應完畢，形成相。相。繼續(xù)冷卻，繼續(xù)冷卻，相固溶體隨溫度相固溶體隨溫度而降低，將析出次生而降低，將析出次生a aIIII相。相。因此室溫下包晶點合金的平衡因此室溫下包晶點合金的平衡組織為：組織為：b + ab + aIIII 1P4. 2 平衡結(jié)晶及其組織平衡結(jié)晶

46、及其組織A. P點點 (包晶點包晶點) 合金的凝固合金的凝固 相的形核在相的形核在相晶體和液體的邊界處，由于相晶體和液體的邊界處，由于相的相的成分介于液體和成分介于液體和相之間，所以它是靠相之間，所以它是靠同時消耗液體同時消耗液體和和相來長大，形成的相來長大，形成的相包圍在相包圍在相外圍，將相外圍，將相與液相與液體分隔開，所以把這種轉(zhuǎn)變稱為體分隔開，所以把這種轉(zhuǎn)變稱為包晶轉(zhuǎn)變包晶轉(zhuǎn)變。 A. P點點 (包晶點包晶點) 合金的凝固合金的凝固 在略低于在略低于TP的溫度下，的溫度下，A組元從組元從相穿過相穿過相到達液相到達液體界面，液體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w界面，液體轉(zhuǎn)變?yōu)橄?，相，同時多余的同時多余的B組元穿過

47、組元穿過相相到達到達相界面。即相界面。即相長大相長大的過程是的過程是A組元穿過組元穿過相向相向液體處擴散，液體處擴散，B組元穿過組元穿過相向相向相處擴散，同時消耗相處擴散，同時消耗液相和液相和相。相。 A. P點點 (包晶點包晶點) 合金的凝固合金的凝固相的成分在相的成分在P點，液體和點，液體和相的成分分別在相的成分分別在c、d，開，開始發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變時始發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變時、L相相含量為含量為 ： %dcdPw%;dcPcwL100100 a aA. P點點 (包晶點包晶點) 合金的凝固合金的凝固合金合金2到達包晶轉(zhuǎn)變溫度前，先到達包晶轉(zhuǎn)變溫度前，先析出初晶析出初晶a a；略低于包晶溫度略低于包晶溫

48、度時，發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變。由于時，發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變。由于其初其初晶晶a a相所占比例高于合金相所占比例高于合金1（包（包晶點）中初晶晶點）中初晶a a相比例，相比例，比較比較可知，可知，a a相將有剩余，殘余的相將有剩余，殘余的相在相在相的晶粒內(nèi)部。相的晶粒內(nèi)部。123B. 合金合金2 (dP之間之間) 的結(jié)晶的結(jié)晶合金合金3先析出先析出a a相，到達相，到達Tp后，發(fā)后，發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，生包晶轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變后液相剩余。轉(zhuǎn)變后液相剩余。剩余的液體進入剩余的液體進入L兩相平衡相兩相平衡相區(qū)，按固溶體的凝固方式轉(zhuǎn)變，區(qū)，按固溶體的凝固方式轉(zhuǎn)變，成分分別沿成分分別沿bc和和cP曲線變化，直曲線變化，直到液體全部消耗

49、為止。最終室溫到液體全部消耗為止。最終室溫組織為組織為II。 123C. 合金合金3 ( bP之間之間) 的結(jié)晶的結(jié)晶 包晶轉(zhuǎn)變過程伴隨組元在包晶轉(zhuǎn)變過程伴隨組元在相的固相的固體中擴散遷移，因此包晶轉(zhuǎn)變進行的非體中擴散遷移，因此包晶轉(zhuǎn)變進行的非常緩慢，常緩慢，在一般的冷卻條件下，包晶轉(zhuǎn)在一般的冷卻條件下，包晶轉(zhuǎn)變未結(jié)束，系統(tǒng)已經(jīng)到變未結(jié)束，系統(tǒng)已經(jīng)到T TP P以下的溫度。以下的溫度。4.3 非平衡結(jié)晶非平衡結(jié)晶 包晶轉(zhuǎn)變非平衡結(jié)晶特征l P成分合金會有部分相殘留，另一方面相的成分偏離P點，以這種不平衡的組織保留下來。l 成分在dp之間的合金，由于包晶轉(zhuǎn)變的不充分，在相的晶界處會有液體直接凝固

50、生成的相存在。l 成分在pc之間的合金，本來不應該有剩余的相，由于包晶轉(zhuǎn)變的不充分，在相的晶體內(nèi)部將會有殘留的相存在。 l 成分小于d點的合金也可能因快冷發(fā)生包晶反應，出現(xiàn)部分相。4.4 包晶轉(zhuǎn)變的應用包晶轉(zhuǎn)變的應用1）轉(zhuǎn)變相依附初晶相生成； 2）轉(zhuǎn)變不完全性。實際應用：1）軸承合金（硬初晶相）軸承合金（硬初晶相+軟基體相配合的包晶組織）軟基體相配合的包晶組織）初晶相具有小摩擦系數(shù)和抗咬合性；基體相具有良好的磨合性和耐沖擊性。如Sn-Sb系軸承合金。2）細化晶粒）細化晶粒Al合金中加入少量Ti，先析出細小的TiAl3初晶，再發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，初晶TiAl3起到非均勻形核作用，能很好細化晶粒。包晶轉(zhuǎn)

51、變特點第五節(jié) 復雜二元相圖分析方法5. 1 二元相圖中可能發(fā)生的轉(zhuǎn)變二元相圖中可能發(fā)生的轉(zhuǎn)變 5. 2 復雜相圖分析方法復雜相圖分析方法 首先看相圖中部是否存在穩(wěn)定化合物首先看相圖中部是否存在穩(wěn)定化合物(中間相中間相)，這些中間，這些中間相可視為獨立組元，將相圖分成幾個簡單部分進行分析，相可視為獨立組元，將相圖分成幾個簡單部分進行分析，按簡單相圖的規(guī)律來分析。按簡單相圖的規(guī)律來分析。分析各相區(qū)時先要熟悉單相區(qū)所標相，根據(jù)相接觸法則，分析各相區(qū)時先要熟悉單相區(qū)所標相，根據(jù)相接觸法則，辨別其他相區(qū)。辨別其他相區(qū)。相接觸法則：二元相圖中，相鄰相區(qū)相相接觸法則：二元相圖中，相鄰相區(qū)相數(shù)相差為數(shù)相差為1

52、（點接觸情況除外）即：兩個單相區(qū)之間必須（點接觸情況除外）即：兩個單相區(qū)之間必須由一個這兩個相組成的兩相區(qū)分隔；兩個兩相區(qū)中間必須由一個這兩個相組成的兩相區(qū)分隔；兩個兩相區(qū)中間必須以單相區(qū)或三相共存水平線分隔以單相區(qū)或三相共存水平線分隔也可以用水平線為中心，即三相平衡為基礎來劃分區(qū)間，也可以用水平線為中心，即三相平衡為基礎來劃分區(qū)間，將復雜相圖分解為簡單部分進行分析。將復雜相圖分解為簡單部分進行分析。5.3 相圖與材料性能的聯(lián)系相圖與材料性能的聯(lián)系A. 力學、物理性能力學、物理性能B. 鑄造性能鑄造性能工業(yè)純鐵的力學性能特點是工業(yè)純鐵的力學性能特點是: :強強度、硬度低，塑性、韌性好。度、硬度

53、低，塑性、韌性好。主要用于軟磁。主要用于軟磁。磁性轉(zhuǎn)變 (居里點)A. 純 鐵第六節(jié) 鐵碳合金相圖 6. 1 鐵碳合金的組元及基本相鐵碳合金的組元及基本相 1）組）組 元元石墨石墨(Graphite)具有簡單六方晶格。具有簡單六方晶格。同一晶面上碳原子以共價鍵結(jié)合，同一晶面上碳原子以共價鍵結(jié)合，間距間距0.142nm結(jié)合力較強，兩層晶面結(jié)合力較強，兩層晶面的間距為的間距為0.34nm，結(jié)合力弱。，結(jié)合力弱。B. 碳游離的碳有石墨和金剛石兩種晶體結(jié)構(gòu)，在鐵碳合金中的游離態(tài)是石墨。石墨晶體長大時，沿層面的長大速度較快，即層面的擴大快石墨晶體長大時，沿層面的長大速度較快，即層面的擴大快而層的加厚慢，

54、導致其結(jié)晶形態(tài)通常發(fā)展成片狀。而層的加厚慢，導致其結(jié)晶形態(tài)通常發(fā)展成片狀。石墨性能特點耐高溫，可導電，有一定的潤滑性，但其強度、硬度、塑性和韌性都極低。B. 相相 C在在-Fe中的間隙固中的間隙固溶體，溶體， fcc結(jié)構(gòu)。結(jié)構(gòu)。稱稱奧氏體組織，記為奧氏體組織，記為 A(Austenite)。最大溶最大溶碳量為碳量為2.11wt% (1148oC)C. 相相C在在-Fe中的間隙中的間隙固溶體，固溶體，bcc結(jié)構(gòu)。結(jié)構(gòu)。相出現(xiàn)的溫度較高，相出現(xiàn)的溫度較高，也稱高溫鐵素體。也稱高溫鐵素體。最大溶碳量為最大溶碳量為0.09wt% (1495oC)A. 相 C在-Fe中的間隙固溶體， bcc結(jié)構(gòu)。鐵素體

55、組織，記為 F (Ferrite)。 最大溶碳量為0.0218 w t % (727oC)2）鐵碳合金中的基本相）鐵碳合金中的基本相E. 石墨石墨 鐵碳合金中存在的游離碳為石墨，組織記鐵碳合金中存在的游離碳為石墨，組織記G (Graphite)。 F: 液相液相鐵碳合金高溫下呈液相，相圖中標記鐵碳合金高溫下呈液相，相圖中標記 L(Liquid)。 D. Fe3C相鐵和碳生成的間隙化合物，碳的重量百分比為6.69%，晶體結(jié)構(gòu)是復雜正交晶系，由Fe3C相構(gòu)成的組織稱為滲碳體，依然記為Fe3C，也有寫為Cm (Cementite)。 6.2 Fe Fe3C (C) 合合金金相相圖圖點：點：1414個

56、。個。線：線：兩條磁性轉(zhuǎn)變線兩條磁性轉(zhuǎn)變線 三條等溫轉(zhuǎn)變線；三條等溫轉(zhuǎn)變線； 液相線、固相線液相線、固相線 其余線：其余線：GS, ES, PQGS, ES, PQ區(qū)：區(qū)：5 5個單相區(qū)個單相區(qū) 7 7個兩相區(qū)個兩相區(qū) 3 3個三相區(qū)個三相區(qū) 1) 相圖分析相圖分析2）相圖中各點的參數(shù)及含義）相圖中各點的參數(shù)及含義五個單相區(qū)：液相區(qū)五個單相區(qū)：液相區(qū) L L 高溫固溶體高溫固溶體 奧氏體奧氏體 (A) (A) 鐵素體鐵素體 a a (F)(F)滲碳體滲碳體 FeFe3 3C C七個雙相區(qū)：七個雙相區(qū)： L L L L L LFeFe3 3C C FeFe3 3C C a a a aFeFe3

57、3C C三個三相區(qū)：三個三相區(qū)：HJBHJB線線 L L ECKECK線線 L L FeFe3 3C CPSKPSK線線 a a FeFe3 3C C3）相圖中相區(qū)）相圖中相區(qū)產(chǎn)物共晶組織稱為萊氏體產(chǎn)物共晶組織稱為萊氏體記為記為L Ld d (Ledeburite) (Ledeburite) 產(chǎn)物為兩相層片交替分布的產(chǎn)物為兩相層片交替分布的共析體組織稱為珠光體，記共析體組織稱為珠光體，記為為P (Pearlite) P (Pearlite) a. HJB線包晶反應b. ECK線線 共晶反應共晶反應c. PSK線線 共析反應共析反應產(chǎn)物為奧氏體組織，記為產(chǎn)物為奧氏體組織，記為 或或 A A （A

58、usteniteAustenite）4）鐵碳合金三相平衡轉(zhuǎn)變）鐵碳合金三相平衡轉(zhuǎn)變6.3 鐵碳合金平衡冷卻分析鐵碳合金平衡冷卻分析根據(jù)組織特征，鐵碳合金按含碳量分為：工業(yè)純鐵工業(yè)純鐵 (C 0.02 wt.%)鋼鋼 (C 2.11wt.%)亞共析鋼亞共析鋼 ( 2.11 wt.%)白口鑄鐵白口鑄鐵灰口鑄鐵灰口鑄鐵可鍛鑄鐵可鍛鑄鐵球墨鑄鐵球墨鑄鐵l球墨鑄鐵 鐵水澆注前經(jīng)球化處理后，石墨全部或部分轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙?，制?工藝簡單，機械性能好。l白口鑄鐵白口鑄鐵 （ C以滲碳體形式存在）以滲碳體形式存在）亞共晶亞共晶 ( 2.114.3 wt% ) 共共 晶晶 ( 4.3 wt% )過共晶過共晶 ( 4.

59、3 6.69 wt% )l灰口鑄鐵灰口鑄鐵 C以游離態(tài)片狀石墨形式存在以游離態(tài)片狀石墨形式存在，斷口呈灰色。斷口呈灰色。l可鍛鑄鐵可鍛鑄鐵 一定成分的白口鑄鐵經(jīng)石墨化處理獲得，石墨大部分一定成分的白口鑄鐵經(jīng)石墨化處理獲得，石墨大部分或全部呈團狀分布，具有較好的塑性?；蛉砍蕡F狀分布，具有較好的塑性。鑄鐵介紹 含碳量大于含碳量大于Q Q點（點（0.008%0.008%）時，理論上將從）時，理論上將從-FeFe中析出的中析出的FeFe3 3C C稱為三次滲碳體。稱為三次滲碳體。 室溫下三次滲碳體含量最大的是室溫下三次滲碳體含量最大的是w wc c = 0.0218 = 0.0218 wt%wt%的

60、鐵碳合金，其百分含量為的鐵碳合金，其百分含量為: :w (Fe3CIII) = 0.0218/6.69100% 0.33% 但這個轉(zhuǎn)變大多被抑制，形成微量的過飽和狀但這個轉(zhuǎn)變大多被抑制，形成微量的過飽和狀態(tài)。態(tài)。 通常組織為單一鐵素體。通常組織為單一鐵素體。1）工業(yè)純鐵）工業(yè)純鐵 ( C 0.0218 wt.% ) 相轉(zhuǎn)變過程：相轉(zhuǎn)變過程：L L L + (a + a + Fe3C) )P組織轉(zhuǎn)變過程組織轉(zhuǎn)變過程 L L L+A L+A P P2) 共析鋼（共析鋼（C = 0.77 wt.%）珠光體中鐵素體和滲碳珠光體中鐵素體和滲碳體的相對含量：體的相對含量：6.690.770.0218 72