礦大材料科學(xué)工程與二元相圖

第四章二元相圖成份—溫度—相組成的關(guān)系2024/2/2章目：4.1基礎(chǔ)知識(shí)

4.2勻晶相圖4.3共晶相圖4.4包晶相圖4.5其它類型的二元相圖4.6Fe-Fe3C相圖分析4.7合金組織與性能4.8相圖熱力學(xué)基礎(chǔ)2024/2/24.1基礎(chǔ)知識(shí)一、相平衡與相律相：體系中具有相同成分、結(jié)構(gòu)和性質(zhì)的均勻部分稱為相，不同相之間有明顯的界面分開。相變：隨外界條件的變化(溫度)，體系中新相取代舊相的過(guò)程。相平衡：相與相之間既沒有量的增減，也沒有成份的改變。相平衡的熱力學(xué)條件：體系內(nèi)，任一組元在各相中的化學(xué)位必須相等。2024/2/2相律：

相組元

αβγ………（P個(gè)）ABC∶∶（C個(gè)）μAα

=μAβ=μAγ

………（P-1個(gè)等式）μBα

=μBβ

=μBγ

………μCα

=μCβ

=μCγ

………∶∶(C組）2024/2/2體系中可變因素：P（C-1）個(gè)相平衡約束條件：C（P-1）個(gè)∴平衡體系獨(dú)立可變因素（自由度）為：f=可變因素-約束條件=P（C-1）-C（P-1）+2=C-P+2恒壓下：

f=C-P+1

——所有平衡體系必須遵從的規(guī)律在相圖的繪制、分析和使用時(shí)有重要用途。2024/2/2二、相圖的表示法1、表示方法：二元合金平衡相—成分—溫度可用平面圖表示?？v坐標(biāo)：溫度橫坐標(biāo)：成分（常用質(zhì)量、摩爾和原子分?jǐn)?shù)）表相點(diǎn)：表示體系所處平衡狀態(tài)★相圖—也稱平衡圖、狀態(tài)圖ABT℃→xB表相點(diǎn)Lα2024/2/22、相圖的測(cè)定熱力學(xué)計(jì)算：適應(yīng)性強(qiáng)，尤其是多元合金，代表未來(lái)方向。但要求建立熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫(kù)且數(shù)據(jù)可靠，計(jì)算量大。物理方法測(cè)定：熱分析法、硬度法、金相法、磁性法和X-射線法等。原理：基于體系相變時(shí)，新舊兩相性質(zhì)的突變，據(jù)此確定臨界點(diǎn)。2024/2/2例：熱分析法建立Cu－Ni相圖冷卻曲線相圖CuNi305070L14521083Cu30Ni50Ni70NiNiL+α

α→tT℃02024/2/2相律分析：兩相區(qū)（L+α）：純組元：f=1-2+1=0

恒溫平臺(tái)二元合金：f=2-2+1=1

在一定溫度范圍內(nèi)結(jié)晶溫度可在一定范圍變化，而不影響平衡狀態(tài)。單相區(qū)（L、α）：

f=2–1+1=2

溫度和成分可獨(dú)立變化，而不影響平衡狀態(tài)。f=C-P+12024/2/22.2勻晶相圖定義：L→α(固溶體）稱為勻晶轉(zhuǎn)變，完全具有勻晶轉(zhuǎn)變的相圖稱為勻晶相圖。特點(diǎn)：兩組元結(jié)構(gòu)相同，且原子半徑相當(dāng)，它們不僅在液態(tài)完全互溶，而且在固態(tài)也無(wú)限互溶。CuNiLL+α

αT℃2024/2/2一、相圖分析液相線：開始結(jié)晶的溫度線。固相線：結(jié)晶終止線。相區(qū)：由線分隔的區(qū)域。單相區(qū)：液體L、固溶體α雙相區(qū)：L+α由兩條線，將其分為三個(gè)區(qū)域——相區(qū)。NiL+ααLCu80604020TCuTNiTx1x3x2★相區(qū)規(guī)則：以邊相鄰的相區(qū)，相數(shù)必差1。2024/2/2特殊勻晶相圖：★極點(diǎn)處結(jié)晶在恒溫下進(jìn)行，自由度為0，而不是1。∵xL

=xα

增加了一個(gè)約束條件∴f=C-P+1-1=2-2+1-1=0AABB如：Cu-Au如：Pb-TlLαLα2024/2/2T2T1二、固溶體的平衡結(jié)晶結(jié)晶過(guò)程（60%Ni合金）溫度轉(zhuǎn)變相>T1—

LT1～T3L→αL+α<T3—α

平衡相成份的確定：

液相成分沿液相線變化，固相成分沿固相線變化。NiL+ααLCu80604020TCuTNiL1α1L2α2T3α3L32024/2/2兩相區(qū)相對(duì)量的確定——杠桿定理LαTT℃ABx0xαxLWαWL

Lα平衡

設(shè)：W0、Wα、WL分別為合金系、α相和L相的重量?？傊兀篧0=Wα+WL

①溶質(zhì)：W0x0=Wαxα+WLxL②

①代入②整理得：Wα（x0-xα)=WL（xL

-x0）

③——杠桿定理T2024/2/2常用式：將②式兩邊同用W0xL=（Wα+WL）xL

減得：

W0（xL-x0）=Wα（xL

-xα）★杠桿定理只適用于平衡相圖的兩相區(qū)。W0x0=Wαxα+WLxLLαTT℃ABx0xαxLWαWL2024/2/2三、固溶體的非平衡結(jié)晶固溶體結(jié)晶時(shí)，固液兩相的成分在不斷地變化——濃度再分配。平衡結(jié)晶時(shí)，由于冷卻速度足夠緩慢，原子有充分的時(shí)間擴(kuò)散，在每一溫度下，液、固兩相都能達(dá)到相應(yīng)的平衡濃度（按固液相線變化），固相的長(zhǎng)大也相當(dāng)充分（用杠桿定理確定）。實(shí)際生產(chǎn)中冷速快，擴(kuò)散和長(zhǎng)大都不充分，先結(jié)晶的部分與后結(jié)晶的部分成分有差異，結(jié)晶需在更低的溫度下完成，這種冷卻偏離了平衡條件，稱為非平衡冷卻。2024/2/2X0T℃ABT11、結(jié)晶過(guò)程α1α2α3L1L2L3T4T3T2L4α4T4α4’α2’α3’L4’L3’L2’L1T1α1T2α1α2α1T3α2α32024/2/2X0合金:溫度達(dá)T1時(shí)：核心形成，L1α1，因晶核很小,可以認(rèn)為不影響大體積液體成分。T2時(shí)因冷速快，近似認(rèn)為在α1周圍形成濃度為α2的殼層，L/S界面L2

α2，固相平均成分介于α1和α2之間為α2’，液體平均成分為L(zhǎng)2’，偏離平衡值。2024/2/2繼續(xù)冷卻到T3時(shí)，在固溶體周圍又形成了濃度為α3殼層，固液界面依然有L3α3平衡。固相平均成分介于α2’和α3之間為α3’,液相平均成分介于L2’與L3之間為L(zhǎng)3’。若是平衡冷卻，在T3溫度時(shí)結(jié)晶完成，但由于擴(kuò)散不充分，所以長(zhǎng)大也不充分，還有部分液體。T4溫度時(shí)結(jié)晶才結(jié)束，平均成分α4’=X0，晶粒中心成分相當(dāng)于α1<X0，晶粒邊界成分相當(dāng)于α4>X0,從而造成了成分偏析。2024/2/22、非平衡冷卻固溶體結(jié)晶的特點(diǎn)成分偏離：

S、L相平均成分變化偏離平衡線，冷速越大偏離越大，但L/S界面濃度依然沿液固相線變化。結(jié)晶的滯后性：冷卻速度越大，結(jié)晶完成溫度越低。微觀偏析(枝晶偏析)

非平衡冷卻產(chǎn)物，在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的，可通過(guò)均勻化退火消除。宏觀偏析(區(qū)域偏析)沿結(jié)晶方向產(chǎn)生的大范圍成分分布不均勻的現(xiàn)象。2024/2/2Cu-Ni合金退火態(tài)Cu-Ni合金鑄態(tài)2024/2/2四、宏觀偏析1、平衡分配系數(shù)K0成分為C0的合金，平衡結(jié)晶至T℃時(shí)，固相成分CS，液相成分CL。將液固相線近似為直線，K0為常數(shù)。——固液相平衡分配系數(shù)T℃→B%C0AT℃→B%C0ATTCSCL=CS/K0CSCL=CS/K02024/2/2T℃→B%C0ATCSCLT℃→B%C0ATCSK0>1CLK0<1K0<1和K0>1的兩種圖形2024/2/22、宏觀偏析在非平衡冷卻條件下，固溶體的結(jié)晶由于存在濃度再分配，先后結(jié)晶的部分成分有差異。先結(jié)晶部分含高熔點(diǎn)組元濃度高。后結(jié)晶處含低熔點(diǎn)組元濃度高。（晶界熔點(diǎn)較低？）一般鑄件，凝固由表及里，表面與心部同樣存在成分不均勻的現(xiàn)象。沿凝固方向，由表及里取出一長(zhǎng)條，忽略固相擴(kuò)散，根據(jù)液相溶質(zhì)的混合，分為兩種極端情況進(jìn)行討論。2024/2/2①.液相完全混合(冷速較慢)忽略固相擴(kuò)散，假設(shè)液相內(nèi)濃度均勻(充分?jǐn)U散)求CS？設(shè)棒長(zhǎng)為l，L/S界面為平面，面積為A，成分為C0（體積濃度），固液相密度ρ相同，K0為常數(shù)。S相從左端析出，濃度為K0C0，且保持不變。隨結(jié)晶進(jìn)行，因液相濃度升高，與之平衡的固相濃度也不斷升高。至z時(shí)分布如圖(a)。若界面再推進(jìn)dz距離，濃度分布如(b)圖，Adz微體積中溶質(zhì)原子發(fā)生了再分配，使液體濃度升高dcL。2024/2/2CS=K0C0C0C↑→Z(b)CSC↑C0→Z(a)dzZSLAlK0C0C0Cs(Z)K0C0C↑→Z(c)CSK0C0dCLT℃→B%C0ATK0<1CL=C0/K0CL2024/2/2設(shè)結(jié)晶前微體積中的溶質(zhì)原子質(zhì)量為dM則：結(jié)晶前：結(jié)晶后：2024/2/2當(dāng)Z=0時(shí)，CL=C02024/2/2討論：K0<1的合金隨z↗,CS↗。

K0>1的合金隨z↗,CS↘。

越大，則成分不均勻性越大，在相圖上表現(xiàn)為S、L相線斜率相差懸殊；或者說(shuō)，兩相區(qū)越肥大，均勻性越差。ABABC0C0CSCLCSCL2024/2/2C0CL=C0/K0ⅠS②.液相完全不混合（冷速快）（穩(wěn)態(tài)凝固）S、L相中原子都難以長(zhǎng)程擴(kuò)散。一旦結(jié)晶，L/S界面前沿液相中溶質(zhì)原子發(fā)生富集，濃度迅速提高，固相中濃度也相應(yīng)提高。當(dāng)凝固至Ⅲ界面時(shí)液相濃度達(dá)C0/K0，固相濃度達(dá)C0。K0C0C↑→ZLⅢⅡ穩(wěn)態(tài)區(qū)CS2024/2/2繼續(xù)凝固，固相排擠到界面上的溶質(zhì)原子數(shù)目，與通過(guò)擴(kuò)散離開界面的溶質(zhì)原子數(shù)目相等，富集區(qū)濃度不再增加，即達(dá)到穩(wěn)定平衡，相應(yīng)地固態(tài)成分保持為C0，直到結(jié)晶結(jié)束時(shí)，富集區(qū)的溶質(zhì)原子等量富集于末端。2024/2/2結(jié)論：結(jié)晶速度越快，兩端濃度分布差雖然較大，但中間段無(wú)成分偏析，所以有時(shí)可用快速冷卻降低宏觀偏析。一般情況下，溶質(zhì)分布介于上述兩種情況之間。曲線c→ZC↑C0K0C0abc2024/2/23、區(qū)域提純對(duì)于K0<1的合金，剛開始結(jié)晶的固體CS=K0C0，較原合金純度高，若經(jīng)多次熔化凝固，可提純。1952年P(guān)fann提出了區(qū)域提純的方法，巧妙地應(yīng)用了固溶體凝固原理。生產(chǎn)中多數(shù)純材料由該法獲得，如將鍺經(jīng)區(qū)域提純后，雜質(zhì)可低于千萬(wàn)分之一。其它應(yīng)用：區(qū)域至均、單晶生長(zhǎng)。2024/2/2n=2籽晶熔區(qū)單晶生長(zhǎng)SSLC0→Zn=1n=3區(qū)域提純2024/2/2五、成分過(guò)冷鑄錠通過(guò)模壁散熱，S/L界面前沿為正的溫度分布。

過(guò)冷度：△T=Tm–T若材料為純金屬，Tm為定值。∴△T(z)=Tm–T(z)

——熱溫過(guò)冷隨z↑，△T↓，L/S界面將以平面向前推移?！鶽T℃Tm散熱SLSLS/L2024/2/2TC0T(z)若為固溶體，設(shè)成分為C0，

K0<1；結(jié)晶過(guò)程中，S/L界面前沿必有成分堆積。遠(yuǎn)離界面處成分為C0，對(duì)應(yīng)的Tm=TC0Tm(z)C0CLS/LSL(a)ZZG3>G2>G1G3(b)T℃→B%C0AK0=Cs/CL<1TC0T℃G2G12024/2/2界面處成分高于C0，其Tm<TC0，分布如圖Tm(z)。將實(shí)際溫度分布TS(z)迭加上去，即使界面處過(guò)冷度為零，在縱深處也會(huì)出現(xiàn)一個(gè)過(guò)冷區(qū)。

——成分過(guò)冷顯然，成分過(guò)冷是因?yàn)镾/L界面前沿成分富集造成，C0↑，S/L界面的推進(jìn)速度R↑，都會(huì)造成更大的富集，有利于成分過(guò)冷。此外：成分過(guò)冷區(qū)的大小還與實(shí)際溫度梯度G有關(guān)。2024/2/2當(dāng):時(shí)才會(huì)發(fā)生成分過(guò)冷定義：經(jīng)推導(dǎo)可得成分過(guò)冷的臨界條件：式中：R——L/S界面推進(jìn)速度

m

——液相線斜率

D——液相中溶質(zhì)的擴(kuò)散系數(shù)—實(shí)際溫度梯度2024/2/2討論：等式左側(cè)參數(shù)決定于工藝條件，等式右側(cè)決定于材料。當(dāng)K0<1時(shí)，m為負(fù)；K0>1，m為正，所以右側(cè)>0。在實(shí)際生產(chǎn)中，G一般較小，合金材料都有不同程度的成分過(guò)冷，即使純金屬，也因雜質(zhì)存在，造成成分過(guò)冷。同一類材料，m、D、K0均為定值，成分過(guò)冷主要取決于G、R和C0。C0↑、

R↑、G↓，成分過(guò)冷越大。成分過(guò)冷無(wú)小大生長(zhǎng)形態(tài)平面狀胞狀樹枝狀2024/2/2成分過(guò)冷與組織形態(tài)的關(guān)系平面狀胞狀樹枝狀胞狀2024/2/24.3共晶相圖共晶轉(zhuǎn)變：L+冷卻過(guò)程中，由液相同時(shí)結(jié)晶出兩個(gè)結(jié)構(gòu)、成分不同的固相。恒溫轉(zhuǎn)變。（f=2–3+1=0）共晶相圖：具有共晶轉(zhuǎn)變的相圖。

如Pb-Sn、Pb-Sb、Al-Si、Ag-Cu和Mg-Al等。2024/2/2共晶組織基本形態(tài)2024/2/2一、相圖分析

+

LABTATBEL+L+MNFG點(diǎn)與線TA、TB、E點(diǎn)；TAETB線；TAMENTB線；MF、NG線。T1T2x2024/2/22、相區(qū)單相區(qū)：、、L

f=2–1+1=2

溫度和成分可獨(dú)立改變。相區(qū)規(guī)則：以邊相鄰的相區(qū)相數(shù)差1，高相數(shù)區(qū)必包含相鄰低相數(shù)區(qū)中的相。

雙相區(qū)：L+、L+、+

共軛線包圍的區(qū)域。

f=2–2+1=1

溫度可在一定范圍內(nèi)變化x=f(T)三相區(qū):L++

—共晶線

f=2–3+1=0

溫度和成分為定值，水平線。2024/2/21、合金Ⅰ（端際固溶體）

T1到T2從液體中完全結(jié)晶出固溶體，T2到T3成分不變。T3以下析出固溶體

Ⅱ

，稱為次生固溶體。+

LPbSnTPbTSnEⅠⅡⅢⅣT1T2T3室溫組織：+

Ⅱ

二、平衡結(jié)晶過(guò)程2024/2/22、合金Ⅱ（共晶合金）

E為共晶點(diǎn)，TE℃發(fā)生恒溫轉(zhuǎn)變：L+室溫組織：(+)共2024/2/23、合金Ⅲ（亞共晶合金）T1-T2:L→

初T2恒溫下:L余→(+

)共

<T2:

初→

Ⅱ

室溫組織：

初+(+

)共+

Ⅱ

2024/2/24、合金Ⅳ（過(guò)共晶合金）

+

LPbSnTPbTSnEⅠⅡⅢⅣT1T2T1～T2：L→

初T2恒溫下:L余→(+

)共

<T2:

初→

Ⅱ室溫組織：

初+(+

)共+

Ⅱ2024/2/21、共晶體的形核與長(zhǎng)大(層片狀共晶體)三、共晶的形成機(jī)制領(lǐng)先相形核長(zhǎng)大第二相形核長(zhǎng)大領(lǐng)先相搭橋長(zhǎng)大領(lǐng)先相形成，第二相依附其上形核，領(lǐng)先相“搭橋”長(zhǎng)大。兩相界面存在一定的結(jié)晶學(xué)關(guān)系，力求界面能最小。2024/2/22、共晶組織形態(tài)(f)(a)(b)(c)(d)(e)2024/2/2(1)規(guī)則共晶組織包括：層狀、棒狀和球狀。兩相界面為粗糙—粗糙型，呈正常規(guī)則的共晶組織，兩相垂直于L/S界面協(xié)同生長(zhǎng)。形成層狀或棒球狀受界面能控制GS=Aσ。為了使A小，若當(dāng)：

層狀A(yù)較小，其余棒球狀A(yù)較小。為了使σ小，要求兩相以特定晶面配合，只有層狀能滿足。2024/2/2(2)不規(guī)則共晶組織粗糙—光滑界面對(duì)于光滑界面的相有自己的晶形，具有小面，另一相填充其中，所以為不規(guī)則形態(tài)。光滑—光滑界面形態(tài)更不規(guī)則，兩相不能協(xié)同生長(zhǎng)。2024/2/2四、共晶合金的非平衡組織1.偽共晶冷速足夠大時(shí)，在t1

溫度以下，液體中同時(shí)過(guò)飽和著兩個(gè)固溶體，將全部轉(zhuǎn)變成共晶組織。偽共晶：組織形態(tài)及性能同共晶，但成分不同于共晶。ABLC0偽共晶區(qū)t1E因先析相成分偏離固相線，致使三相區(qū)擴(kuò)大。2024/2/2偽共晶區(qū)形狀：若兩個(gè)組成相熔點(diǎn)相近時(shí)，形成對(duì)稱偽共晶區(qū)。若兩個(gè)組成相熔點(diǎn)相差懸殊時(shí)，偽共晶區(qū)偏向高熔點(diǎn)組元。因?yàn)榈腿埸c(diǎn)相易于滿足成分要求，形核和長(zhǎng)大迅速，有利于先析相形成，不易形成偽共晶。ABαβ例：共晶成分的Al-Si合金(11.7%Si)，非平衡冷卻時(shí)得不到完全共晶組織。2024/2/22、離異共晶如圖合金Ⅰ，當(dāng)先共晶相量多，而共晶相量少時(shí)，共晶中α相依附于先析相α先直接長(zhǎng)大。在顯微鏡下，只能看到少量的孤立β相。

如圖合金Ⅱ，快冷時(shí)也可能出現(xiàn)離異共晶，但能通過(guò)均勻化退火消除。平衡態(tài)合金Ⅰ出現(xiàn)的離異共晶，可通過(guò)快冷，提高共晶體量，消除離異共晶。ABLⅠⅡ離異共晶2024/2/24.4包晶相圖具有反應(yīng)L+α→β的相圖，該反應(yīng)稱包晶轉(zhuǎn)變。ABLABFEDPCαβL+αα+β一、相圖分析液相線：ACB固相線：APDBD點(diǎn)：包晶點(diǎn)單相區(qū)：L、α、β雙相區(qū)：L+α、L+β、α+β三相線(包晶線)：PDC

LC+αP→βD

L+β2024/2/2二、平衡結(jié)晶過(guò)程1、Ⅰ合金(包晶成分)溫度轉(zhuǎn)變組織

>t1-Lt1-t2L→αL+αt2LC+αP→βDβ包

<t2

β→αⅡβ+αⅡ

室溫組織：β包+αⅡ

ALABⅠt2DPCt1αβL+αα+βL+βB2024/2/22、Ⅱ合金溫度轉(zhuǎn)變組織

>t1-Lt1-t2L→αL+αt2LC+αP→βDα+β包

<t2

α

β室溫組織：α+β包+αⅡ+βⅡALABⅡt2DPCt1αβL+αα+βL+βB2024/2/23、Ⅲ合金溫度轉(zhuǎn)變組織

>t1-Lt1-t2L→αL+αt2LC+αP→βD

LC+βDt2-t3

L→βL+βt3-t4

-β

<t4β→αⅡβ+αⅡ室溫組織：β+αⅡALABt2DPCt1αβL+αα+βL+βBⅢt3t42024/2/2三、包晶轉(zhuǎn)變非平衡結(jié)晶包晶反應(yīng)時(shí)，α相被新生的β相包圍，不能與液相接觸，反應(yīng)要通過(guò)固相擴(kuò)散，因此轉(zhuǎn)變不易充分。即使是包晶點(diǎn)成分的合金，通常情況下，β相中心仍有α相痕跡保留下來(lái)。鐵碳合金包晶轉(zhuǎn)變溫度高，擴(kuò)散系數(shù)大，易于進(jìn)行充分。Cu-Sn合金非平衡組織2024/2/24.5其他類型的二元相圖一、熔晶轉(zhuǎn)變相圖M合金在TM時(shí)，發(fā)生下列反應(yīng)：

——熔晶轉(zhuǎn)變成分在a-b段的合金均有上述反應(yīng)。abMAB%LMαβα+βL+αL+β2024/2/22024/2/2二、偏晶轉(zhuǎn)變M-b段內(nèi)的合金，首先經(jīng)過(guò)調(diào)幅分解：

a-b段的合金，如M點(diǎn)合金在TM溫度下，發(fā)生偏晶轉(zhuǎn)變ABabLL1+L2M2024/2/22024/2/2三、合晶轉(zhuǎn)變a-b段的合金經(jīng)調(diào)幅分解在TM下發(fā)生合晶轉(zhuǎn)變abMAB2024/2/22024/2/2四、共析轉(zhuǎn)變五、包析轉(zhuǎn)變

αβ+γγα+βγαα+ββ+γAA→B%→B%2024/2/2六、具有穩(wěn)定化合物的相圖具有固定熔點(diǎn)，熔點(diǎn)以下化合物有固定的結(jié)構(gòu)。

Tc點(diǎn)：L→AxBy可以化合物為基，形成固溶體LTcAxByBAα+AxByβ+AxByαβ2024/2/22024/2/2七、具有不穩(wěn)定化合物的相圖沒有固定的熔點(diǎn)，在Tp時(shí)發(fā)生分解TpAB2024/2/22024/2/2作業(yè)1P1882、3、4、52024/2/24.6Fe-Fe3C相圖分析鐵碳合金：Fe和C兩組元組成的合金。鐵碳相圖：研究鋼鐵成分、組織和性能之間關(guān)系的理論基礎(chǔ)，制定熱加工工藝的依據(jù)。2024/2/2CDEFG

912

℃SPQ1148℃727℃LAL+AL+Fe3CFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%A

1538℃B1495℃JNHδ1394℃1227℃2024/2/2一、基本相1、鐵素體F

?碳在-Fe中的固溶體，體心立方晶格。?強(qiáng)度硬度低，塑性韌性好。

?

δ-Fe結(jié)構(gòu)同

-Fe。2024/2/2鐵素體組織金相圖2024/2/22、奧氏體A?碳在-Fe中的固溶體，面心立方晶格。?強(qiáng)度硬度低，塑性韌性好。2024/2/2奧氏體組織金相圖2024/2/2鐵和碳形成的化合物，分子式Fe3C。正交晶系。性能：熔點(diǎn)高，硬度高，塑性韌性差，為硬脆相。3、滲碳體Cm2024/2/2滲碳體組織金相圖2024/2/2T℃二、相圖分析0.09ACDEFGSPQ1148℃727℃6.69KFe3CFe0.772.114.30.02181538℃912℃HNJ0.530.171495℃230℃770℃圖形；液/固相線；特征點(diǎn)B1394℃1227℃2024/2/25個(gè)單相區(qū)；7個(gè)雙相區(qū)A0、A1、A2、A3、Acm；3個(gè)恒溫轉(zhuǎn)變。LAL+AL+Fe3CA+FA+Fe3CF+Fe3CFe3CFeA1AcmA3δA0A2δ+AL+δF2024/2/2共析轉(zhuǎn)變:AS(FP

+Fe3C)

727℃共晶轉(zhuǎn)變:LC(AE

+Fe3C)

1148℃(A+Fe3C)---稱為萊氏體，以Ld表示。(P+Fe3C)---低溫萊氏體以Ld’表示。(F+Fe3C)---稱為珠光體，以P表示。LB

+δH

AJ

1495℃包晶轉(zhuǎn)變:2024/2/2三、典型鐵碳合金結(jié)晶過(guò)程根據(jù)合金成分和組織的不同,鐵碳合金可分為三類:

工業(yè)純鐵:含碳<0.0218%

碳鋼:含碳0.0218～2.11%,可細(xì)分為三種:

共析鋼（0.77)、亞共析鋼、過(guò)共析鋼白口鑄鐵:含碳2.11～6.69%,可細(xì)分為三種:

共晶白口鐵(4.3)、亞共晶白口鐵、過(guò)共晶白口鐵2024/2/2典型鐵碳合金0.0218%ACDEFG

912

℃SPQ1148℃727℃Lγ4.3%2.11%6.69%PF+P0.77%P+Fe3CⅡLd’Ld’+Fe3CⅠP+Fe3CⅡ+Ld’K①

②③④⑤⑥21BHJN⑦34567δα2024/2/2工業(yè)純鐵結(jié)晶過(guò)程示意圖1、工業(yè)純鐵(wc<0.0218%)2024/2/2工業(yè)純鐵組織計(jì)算：P點(diǎn)成分純鐵中，F(xiàn)e3CⅢ的相對(duì)量？2024/2/20.0218%ACDEFG

912

℃SPQ1148℃727℃LA4.3%2.11%6.69%FPF+P0.77%P+Fe3CⅡLd’Ld’+Fe3CⅠP+Fe3CⅡ+Ld’K②123BHJN2024/2/22、共析鋼(wc=0.77%)室溫組織:PLLAAP共析鋼結(jié)晶過(guò)程>11～22～3<32024/2/2共析鋼金相組織計(jì)算：共析鋼P(yáng)中，F(xiàn)和Fe3C的相對(duì)量？2024/2/233、亞共析鋼ACDEFG

912℃SPQ1148℃727℃LA4.3%2.11%0.0218%6.69%LdFPP+F0.77%P+Fe3CⅡLd’Ld’+Fe3CⅠP+Ld’+Fe3CⅡK③

14A352BHJN2024/2/22024/2/2亞共析鋼組織金相圖計(jì)算：45鋼中，P和先共析F的相對(duì)量？2024/2/24、過(guò)共析鋼ACDEFG

912

℃SPQ1148℃727℃LA4.3%2.11%0.0218%6.69%LdFP0.77%Ld’K①②③④⑤⑥1234P+FP+Fe3CⅡP+Ld’+Fe3CⅡLd’+Fe3CⅠAcmA1BHJN2024/2/22024/2/2過(guò)共析鋼金相組織計(jì)算：T10鋼中，P和Fe3CⅡ的相對(duì)量？2024/2/212A

CDEFG

912℃SPQ1148℃727℃LA4.3%2.11%0.0218%6.69%LdFP0.77%Ld’K⑤P+FP+Fe3CⅡP+Ld’Ld’+Fe3CⅠAcmA15、共晶白口鐵(4.3%)

BHJN⑥⑦2024/2/2室溫組織：Ld’→(P+Fe3C)共黑白共晶白口鐵金相組織L→（A+Fe3C）共晶—Ld→Fe3CⅡ→（F+Fe3C）共P11～222024/2/26、亞共晶白口鐵→（A+Fe3C）共晶→Fe3CⅡ→(F+Fe3C)共→AL→Fe3CⅡ→(F+Fe3C)共PLd’室溫組織：P

+Ld’亞共晶鑄鐵PLd’2024/2/2Ld’過(guò)共晶鑄鐵Fe3CⅠ7、過(guò)共晶白口鐵→（A+Fe3C）共→Fe3CⅡ→Fe3CⅠ

LLd’室溫組織：Ld’+Fe3CⅠ→（F+Fe3C）共2024/2/2

成分組織性能★含C量對(duì)組織的影響室溫相：F＋Fe3C兩相，隨C%↑，F(xiàn)↓，F(xiàn)e3C↑室溫組織：工業(yè)純鐵：F；

鋼：F+P、P、P+Fe3CⅡ；

鑄鐵：P+Fe3CⅡ+Ld’、Ld’、Ld’+Fe3CⅠ四、碳含量對(duì)組織與性能的影響2024/2/2100%100%PLd’Fe3CFeT℃FAL相組成圖50%0Fe3CF050%FPLd’Fe3CⅡFe3CⅠ組織組成圖→C%2024/2/2Fe-Fe3C合金室溫組織中基本相的分布：F：

游離F；P中的FFe3C:Fe3CⅠ、Fe3CⅡ、Fe3CⅢ；P中的Fe3C；Ld’中的Fe3C。問題：分布形態(tài)與性能？快冷如何？2024/2/2★含C量對(duì)性能的影響隨C%↑，F(xiàn)e3C↑，強(qiáng)度、硬度↑；塑性韌性↓。當(dāng)含C>0.9%，F(xiàn)e3CⅡ以網(wǎng)狀析出沿晶界分布，脆性明顯增加，強(qiáng)度下降。鋼含C量一般不超過(guò)1.3～1.4%2024/2/24.7合金組織與性能一、相圖與性能的關(guān)系1、固溶體隨溶質(zhì)↑，強(qiáng)度、硬度↑，塑性、韌性↓，電導(dǎo)率↓。2、多相合金設(shè)混合相為α、β，體積分?jǐn)?shù)為Vα、Vβ，

則性能：其中：σα、σβ為α和β單相組織性能。2024/2/2α+βαααβα+βσσσρρρβ2024/2/2二、鑄造性能固溶體液固相線間隔越大，流動(dòng)性越差，集中縮孔小，分散縮孔多。共晶相圖共晶成分及純金屬流動(dòng)性最好，分散縮孔最小。殼狀凝固糊狀凝固2024/2/2分散縮孔集中縮孔2024/2/2三、鑄錠的宏觀組織三晶區(qū)形成機(jī)制：

表層細(xì)晶區(qū)：過(guò)冷度大，非均勻形核，形核率高。柱晶區(qū)：過(guò)冷度減小，不易形核，擇優(yōu)生長(zhǎng)，成柱狀晶。中心等軸晶：枝晶碎片漂流；成分過(guò)冷區(qū)增大，形核，成中心等軸晶。2024/2/2金屬純度高（C0↓）澆鑄溫度高（G↑）熔煉溫度高（核心少）有利于柱狀晶，不利于中心等軸晶。若：鑄件截面小(R↑)

強(qiáng)制冷卻(R↑)機(jī)械攪拌加形核劑有利于等軸晶穿晶相反：2024/2/24.8相圖熱力學(xué)基礎(chǔ)一、單相溶體的自由能成分曲線溶體——液體、固溶體或化合物由兩組元A、B混合的溶體，混合前后自由能改變?yōu)椋夯旌蠡烨捌渲校骸鱃m、△Hm、△Sm分別代表摩爾混合自由能、混合熱和混合熵的改變值。

2024/2/2

GA、GB、Gm分別代表純組元A、B和溶體的摩爾自由能。

xA、xB分別為溶體中A、B組元摩爾分?jǐn)?shù)。xA+xB=1∴溶體自由能：2024/2/2一般溶體中只有稀薄溶體遵守拉烏爾定律，可作為理想溶體處理。理想溶體無(wú)熱效應(yīng)，對(duì)應(yīng)于鍵能：*——代表理想溶體1、理想溶體自由能2024/2/2組態(tài)熵：N0—摩爾原子數(shù)（NA+NB=N0）；

ω

—微觀狀態(tài)數(shù)；按斯特令公式：2024/2/2在xA=xB=0.5處有極小點(diǎn)，0GGAGBG0-T△SmGm*(x)AB作G0曲線作-T△SmmSTD-0ln,ln1,<\<BABAxxxxQ曲線單調(diào)下垂?！鷛2024/2/22、實(shí)際溶體自由能實(shí)際溶體一般都