礦大材料科學工程與二元相圖

第四章二元相圖成份—溫度—相組成的關系2024/2/2章目：4.1基礎知識

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相圖熱力學基礎2024/2/24.1基礎知識一、相平衡與相律相：體系中具有相同成分、結構和性質的均勻部分稱為相，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。相平衡的熱力學條件：體系內，任一組元在各相中的化學位必須相等。2024/2/2相律：

相組元

αβγ………（P個）ABC∶∶（C個）μAα

=μAβ=μAγ

………（P-1個等式）μBα

=μBβ

=μBγ

………μCα

=μCβ

=μCγ

………∶∶(C組）2024/2/2體系中可變因素：P（C-1）個相平衡約束條件：C（P-1）個∴平衡體系獨立可變因素（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。縱坐標：溫度橫坐標：成分（常用質量、摩爾和原子分數(shù)）表相點：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Lα2024/2/22、相圖的測定熱力學計算：適應性強，尤其是多元合金，代表未來方向。但要求建立熱力學數(shù)據(jù)庫且數(shù)據(jù)可靠，計算量大。物理方法測定：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，新舊兩相性質的突變，據(jù)此確定臨界點。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

恒溫平臺二元合金：f=2-2+1=1

在一定溫度范圍內結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）稱為勻晶轉變，完全具有勻晶轉變的相圖稱為勻晶相圖。特點：兩組元結構相同，且原子半徑相當，它們不僅在液態(tài)完全互溶，而且在固態(tài)也無限互溶。CuNiLL+α

αT℃2024/2/2一、相圖分析液相線：開始結晶的溫度線。固相線：結晶終止線。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：★極點處結晶在恒溫下進行，自由度為0，而不是1?！選L

=xα

增加了一個約束條件∴f=C-P+1-1=2-2+1-1=0AABB如：Cu-Au如：Pb-TlLαLα2024/2/2T2T1二、固溶體的平衡結晶結晶過程（60%Ni合金）溫度轉變相>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)相對量的確定——杠桿定理LαTT℃ABx0xαxLWαWL

Lα平衡

設：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：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、固溶體的非平衡結晶固溶體結晶時，固液兩相的成分在不斷地變化——濃度再分配。平衡結晶時，由于冷卻速度足夠緩慢，原子有充分的時間擴散，在每一溫度下，液、固兩相都能達到相應的平衡濃度（按固液相線變化），固相的長大也相當充分（用杠桿定理確定）。實際生產中冷速快，擴散和長大都不充分，先結晶的部分與后結晶的部分成分有差異，結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、結晶過程α1α2α3L1L2L3T4T3T2L4α4T4α4’α2’α3’L4’L3’L2’L1T1α1T2α1α2α1T3α2α32024/2/2X0合金:溫度達T1時：核心形成，L1α1，因晶核很小,可以認為不影響大體積液體成分。T2時因冷速快，近似認為在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L2’，偏離平衡值。2024/2/2繼續(xù)冷卻到T3時，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L3’。若是平衡冷卻，在T3溫度時結晶完成，但由于擴散不充分，所以長大也不充分，還有部分液體。T4溫度時結晶才結束，平均成分α4’=X0，晶粒中心成分相當于α1<X0，晶粒邊界成分相當于α4>X0,從而造成了成分偏析。2024/2/22、非平衡冷卻固溶體結晶的特點成分偏離：

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。結晶的滯后性：冷卻速度越大，結晶完成溫度越低。微觀偏析(枝晶偏析)

非平衡冷卻產物，在熱力學上是不穩(wěn)定的，可通過均勻化退火消除。宏觀偏析(區(qū)域偏析)沿結晶方向產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，平衡結晶至T℃時，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)?！桃合嗥胶夥峙湎禂?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，固溶體的結晶由于存在濃度再分配，先后結晶的部分成分有差異。先結晶部分含高熔點組元濃度高。后結晶處含低熔點組元濃度高。（晶界熔點較低？）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，由表及里取出一長條，忽略固相擴散，根據(jù)液相溶質的混合，分為兩種極端情況進行討論。2024/2/2①.液相完全混合(冷速較慢)忽略固相擴散，假設液相內濃度均勻(充分擴散)求CS？設棒長為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。隨結晶進行，因液相濃度升高，與之平衡的固相濃度也不斷升高。至z時分布如圖(a)。若界面再推進dz距離，濃度分布如(b)圖，Adz微體積中溶質原子發(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設結晶前微體積中的溶質原子質量為dM則：結晶前：結晶后：2024/2/2當Z=0時，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，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相中原子都難以長程擴散。一旦結晶，L/S界面前沿液相中溶質原子發(fā)生富集，濃度迅速提高，固相中濃度也相應提高。當凝固至Ⅲ界面時液相濃度達C0/K0，固相濃度達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原子數(shù)目，與通過擴散離開界面的溶質原子數(shù)目相等，富集區(qū)濃度不再增加，即達到穩(wěn)定平衡，相應地固態(tài)成分保持為C0，直到結晶結束時，富集區(qū)的溶質原子等量富集于末端。2024/2/2結論：結晶速度越快，兩端濃度分布差雖然較大，但中間段無成分偏析，所以有時可用快速冷卻降低宏觀偏析。一般情況下，溶質分布介于上述兩種情況之間。曲線c→ZC↑C0K0C0abc2024/2/23、區(qū)域提純對于K0<1的合金，剛開始結晶的固體CS=K0C0，較原合金純度高，若經(jīng)多次熔化凝固，可提純。1952年Pfann提出了區(qū)域提純的方法，巧妙地應用了固溶體凝固原理。生產中多數(shù)純材料由該法獲得，如將鍺經(jīng)區(qū)域提純后，雜質可低于千萬分之一。其它應用：區(qū)域至均、單晶生長。2024/2/2n=2籽晶熔區(qū)單晶生長SSLC0→Zn=1n=3區(qū)域提純2024/2/2五、成分過冷鑄錠通過模壁散熱，S/L界面前沿為正的溫度分布。

過冷度：△T=Tm–T若材料為純金屬，Tm為定值?！唷鱐(z)=Tm–T(z)

——熱溫過冷隨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，設成分為C0，

K0<1；結晶過程中，S/L界面前沿必有成分堆積。遠離界面處成分為C0，對應的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)。將實際溫度分布TS(z)迭加上去，即使界面處過冷度為零，在縱深處也會出現(xiàn)一個過冷區(qū)。

——成分過冷顯然，成分過冷是因為S/L界面前沿成分富集造成，C0↑，S/L界面的推進速度R↑，都會造成更大的富集，有利于成分過冷。此外：成分過冷區(qū)的大小還與實際溫度梯度G有關。2024/2/2當:時才會發(fā)生成分過冷定義：經(jīng)推導可得成分過冷的臨界條件：式中：R——L/S界面推進速度

m

——液相線斜率

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

R↑、G↓，成分過冷越大。成分過冷無小大生長形態(tài)平面狀胞狀樹枝狀2024/2/2成分過冷與組織形態(tài)的關系平面狀胞狀樹枝狀胞狀2024/2/24.3共晶相圖共晶轉變：L+冷卻過程中，由液相同時結晶出兩個結構、成分不同的固相。恒溫轉變。（f=2–3+1=0）共晶相圖：具有共晶轉變的相圖。

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點與線TA、TB、E點；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、平衡結晶過程2024/2/22、合金Ⅱ（共晶合金）

E為共晶點，TE℃發(fā)生恒溫轉變：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、共晶體的形核與長大(層片狀共晶體)三、共晶的形成機制領先相形核長大第二相形核長大領先相搭橋長大領先相形成，第二相依附其上形核，領先相“搭橋”長大。兩相界面存在一定的結晶學關系，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。形成層狀或棒球狀受界面能控制GS=Aσ。為了使A小，若當：

層狀A較小，其余棒球狀A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。2024/2/2四、共晶合金的非平衡組織1.偽共晶冷速足夠大時，在t1

溫度以下，液體中同時過飽和著兩個固溶體，將全部轉變成共晶組織。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)擴大。2024/2/2偽共晶區(qū)形狀：若兩個組成相熔點相近時，形成對稱偽共晶區(qū)。若兩個組成相熔點相差懸殊時，偽共晶區(qū)偏向高熔點組元。因為低熔點相易于滿足成分要求，形核和長大迅速，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)，非平衡冷卻時得不到完全共晶組織。2024/2/22、離異共晶如圖合金Ⅰ，當先共晶相量多，而共晶相量少時，共晶中α相依附于先析相α先直接長大。在顯微鏡下，只能看到少量的孤立β相。

如圖合金Ⅱ，快冷時也可能出現(xiàn)離異共晶，但能通過均勻化退火消除。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L+α→β的相圖，該反應稱包晶轉變。ABLABFEDPCαβL+αα+β一、相圖分析液相線：ACB固相線：APDBD點：包晶點單相區(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、平衡結晶過程1、Ⅰ合金(包晶成分)溫度轉變組織

>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、包晶轉變非平衡結晶包晶反應時，α相被新生的β相包圍，不能與液相接觸，反應要通過固相擴散，因此轉變不易充分。即使是包晶點成分的合金，通常情況下，β相中心仍有α相痕跡保留下來。鐵碳合金包晶轉變溫度高，擴散系數(shù)大，易于進行充分。Cu-Sn合金非平衡組織2024/2/24.5其他類型的二元相圖一、熔晶轉變相圖M合金在TM時，發(fā)生下列反應：

——熔晶轉變成分在a-b段的合金均有上述反應。abMAB%LMαβα+βL+αL+β2024/2/22024/2/2二、偏晶轉變M-b段內的合金，首先經(jīng)過調幅分解：

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

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，熔點以下化合物有固定的結構。

Tc點：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，在Tp時發(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、組織和性能之間關系的理論基礎，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。?強度硬度低，塑性韌性好。

?

δ-Fe結構同

-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B1394℃1227℃2024/2/25個單相區(qū)；7個雙相區(qū)A0、A1、A2、A3、Acm；3個恒溫轉變。LAL+AL+Fe3CA+FA+Fe3CF+Fe3CFe3CFeA1AcmA3δA0A2δ+AL+δF2024/2/2共析轉變:AS(FP

+Fe3C)

727℃共晶轉變: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℃包晶轉變:2024/2/2三、典型鐵碳合金結晶過程根據(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%,可細分為三種:

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

共晶白口鐵(4.3)、亞共晶白口鐵、過共晶白口鐵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)純鐵結晶過程示意圖1、工業(yè)純鐵(wc<0.0218%)2024/2/2工業(yè)純鐵組織計算：P點成分純鐵中，F(xiàn)e3CⅢ的相對量？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共析鋼結晶過程>11～22～3<32024/2/2共析鋼金相組織計算：共析鋼P中，F(xiàn)和Fe3C的相對量？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算：45鋼中，P和先共析F的相對量？2024/2/24、過共析鋼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過共析鋼金相組織計算：T10鋼中，P和Fe3CⅡ的相對量？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’過共晶鑄鐵Fe3CⅠ7、過共晶白口鐵→（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量對性能的影響隨C%↑，F(xiàn)e3C↑，強度、硬度↑；塑性韌性↓。當含C>0.9%，F(xiàn)e3CⅡ以網(wǎng)狀析出沿晶界分布，脆性明顯增加，強度下降。鋼含C量一般不超過1.3～1.4%2024/2/24.7合金組織與性能一、相圖與性能的關系1、固溶體隨溶質↑，強度、硬度↑，塑性、韌性↓，電導率↓。2、多相合金設混合相為α、β，體積分數(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)形成機制：

表層細晶區(qū)：過冷度大，非均勻形核，形核率高。柱晶區(qū)：過冷度減小，不易形核，擇優(yōu)生長，成柱狀晶。中心等軸晶：枝晶碎片漂流；成分過冷區(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↑)

強制冷卻(R↑)機械攪拌加形核劑有利于等軸晶穿晶相反：2024/2/24.8相圖熱力學基礎一、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組元摩爾分數(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。理想溶體無熱效應，對應于鍵能：*——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，0GGAGBG0-T△SmGm*(x)AB作G0曲線作-T△SmmSTD-0ln,ln1,<\<BABAxxxxQ曲線單調下垂?！鷛2024/2/22、實際溶體自由能實際溶體一般都