材料科学基础-第四章二元相图

合金：通过熔炼，烧结或其它方法，将一种金属元素同一种或几种其它元素结合在一起所形成的具有金属特性的新物质，称为合金。合金系：由两个或两个以上组元按不同比例配制成的一系列不同成分的合金，称为合金系。组元：组成合金最基本的独立物质，可以是元素，也可以是稳定化合物。相：凡成分相同、结构相同并与其它部分有界面分开的物质均匀组成部分，称之为相（具有同一

状态，成份和性能均一，并以界面分开的组成部分）。几个基本概念组织：在金属和合金中，在显微镜下能观察到的微观形貌、图象称为组织，它是由单相物质或多相物质组 的，具有一定形态特征的聚合体。包括相的种类、数量、尺寸、分布及 状态。组织组成体：组织中具有一定组织特征的组成体。相图：是表示物质的状态和温度、压力、成分之间的关系的简明图解（是一种材料在平衡状态下，其成分---温度---相组成之间的关系的图解）。它表明了材料中各种相的存在范围以及相与相之间的关系。二元相图：由两种组元组成的物质的相图。体系中存在两个组元时，成分也是变量，但一种组元的含量为独立，另一组元则为余下部分。通常只考虑在常压下，取两个变量：温度和成分。平面上以按这时平衡状态下存在的相来分隔。4.1

相图的基本知识4.1.1

相图的表示方法一、

相图的构造1、纵坐标---温度横坐标----成分，可用质量百分数或原子百分数表示。2、相区----图中的字母表示3、表象点---相图中任意一点相区界线---相区之间的分界线SbPbSb%L+PbL+SbLT,

℃Pb+Sb二、

用相图确定某合金在一定温度下的相种类、相成分和相相对量的方法1、确定合金相类型---由表象点落在的相区确定2、确定相的成份3、相相对量的确定

-------杠杆定律及其应用abOx12SbPbSb%L+PbL+SbLT,

℃Pb+Sboa

ob

100%WWLS100%aboaWS

abW

ob100%L4.1.2

相图的建立理论计算建立相图的方法：

实验测定热分析法4.1.3

相平衡与相律1、相平衡的概念在指定温度、压力下，若多相体系的各相中每一组元的浓度都不随时间而变，则体系达到相平衡（动态平衡）

。2、相平衡的热力学条件各组元在它所存在的相中化学势相等。3、相律相律是用相平衡条件推出的，在平衡条件下系统的度数、组元、相数之间的关系式。

f

=C-P+24、

度指在不改变系统平衡相数目的条件下，可以独立改变的、不影响合金状态的因素，这里指温度、压力、平衡相的成分。f=C-P+14.1.4

二元相图的几何规律1、相图中所有的线条都代表发生相转变的温度和平衡相的成

分，所以相界线是相平衡的体现，平衡相成分必须沿着相界线随温度变化。2、由单相区确定其它相区相区接触法则：二元相图中相邻相区的相数差为1.3、两个单相区之间必定有一个由这两个相组成的两相区，两个两相区之间必须以单相区或三相水平线隔开。4、 在二元相图中，若是三相平衡，则三相区必为一水平线，这条水平线与三个单相区的接触点确定了三个平衡相及相浓度，每个水平线必与三个两相区相邻。3L+Fe

CLCL+γEγ+Fe3Cspαγα+

γα

+Fe3CT,

℃L+γ+Fe3Cα

+γ+Fe3C5、如果两个恒温转变中有两个相同的相，则这两条水平线之间一定是由这两个相组成的两相区。6、当两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，则分界线的延长线应进入另一两相区，而不会进入单相区。A1083℃BLL+α温度CuNiNi

%Cu-Ni合金相图液相线固相线αB为纯组元Ni的1455℃特性线：液相线固相线相区与基本相：液相单相区

固溶体单相区液固平衡共存两相区4.2.1

匀晶相图1、匀晶转变：由液相结晶出单相固溶体的过程。相图分析特性点：A为纯组元Cu的4.2 二元相图的基本类型2、固溶体合金的平衡凝固及组织平衡凝固：凝固过程中每个阶段都能达到平衡，都符合相图。平衡转变的条件：1无限缓慢冷却（加热）过程；2每个阶段都要停留足够时间，保证在固态、液态中原子能充分扩散。1点以上液相冷却1点开始凝固，固相成分在对应固相线处1－2之间，温度下降，液相数量减少，固相数量增加，成分沿液相线和固相线变化，到2点，液相数量为

0，固相成分回到合金原始成分，凝固完成2点以下固相冷却，无组织变化转变过程：平衡结晶后得到的是成分为b的单相固溶体。3、固溶体合金的非平衡凝固及其组织1非平衡凝固：S相（或S、L相）中溶质不能充分扩散而均匀化。2特点：①S、L相平均浓度不符合相图；②S-L界面上S、L相是平衡的，Xl、Xs符合相图；③固相α成长不均匀，先结晶部分含高 组元多（后结晶部分含低 组元多）；④完成结晶的温度比平衡凝固低；⑤产生晶内偏析（成分不均匀现象）。非平衡凝固的特点：①凝固过程中，液、固两相的平均成分偏离液、固相

线，冷速越大，偏离就越严重；固相内组元较液相内组元扩散慢得多，故偏离固相线的程度就大得多；②凝固过程进行到一更低的温度才能完成，冷速越快，这个温度就越低；③生成固相的成分是不均匀的。随着冷却速度的加大，这些差别特点表现的愈明显。结果：生成固相的成分不均匀，快速冷却时在一个晶粒先后结晶的成分有差别。合金成分不均匀的现象称为偏析，而晶粒成分不均匀的现象称为晶内偏析；金属的晶体往往以树枝晶方式生长，非平衡凝固导致先结晶的枝干和后结晶的枝间的成分不同，称为枝晶偏析。

产生原因：由于冷却速度过快，原子不能充分进行扩散，造成晶体中晶粒内化学成分不均匀。晶内偏析的程度决定于：相图中液-固相线相距愈远，组元元素原子的迁移能力愈低(扩散系数小)，冷却速度愈大，造成的晶内偏析将愈严重。消除树晶偏析的方法：扩散退火（均匀化退火）、热轧和锻造将合金加热到固相线以下100～200℃长时间保温（一般5～8h），使原子充分扩散，达到成分均匀化。4、固溶体合金凝固时的溶质重分布由于固溶体凝固过程中，析出固相的成分与液相不相同，并且在凝固时达不到平衡，所以凝固后溶质的分布是不均匀

的。固溶体中成分不均匀是由于合金凝固时溶质重新分布的原因。溶质重分布是一种物质传输现象。重分布的程度可用平衡分配系数k0来表示。采用定向结晶的方法研究。相图的一部分，在温度t时，平衡的固相与液相的浓度比值，称为平衡分配系数。k0

CS

/

CL两种情况：0C%（1）k0<1LT,

℃αC0C0/

k0C0k0T10C%LT,

℃α（2）k0>1溶质为高物质，随溶质含量的增加，合金凝固的开始温度和终结温度升高。溶质为低物质，随溶质含量的增加，合金凝固的开始温度和终结温度降低。C0/

k0C0C0k0zSQl实际上很难达到平衡凝固，凝固过程中没有足够的时间使固相成分扩散均匀。一般金属液体的扩散速度为5×10-5cm2/s，而固体的仅为10-8cm2/s数量级，所以解决实际问题

时往往不考虑固相扩散。

特点：冷速很小，S、L相中原子都能充分扩散而均匀化。凝固结束后C05、定向凝固时的溶质重分布（1）平衡冷却时固相的溶质分布（2）正常凝固时固相的溶质分布正常凝固：实际凝固过程中，固相中扩散几乎不能进行而液相中溶质可以通过扩散、对流、搅拌，有不同程度的混合。①液相中溶质完全混合当凝固速度较慢，L相中溶质通过扩散、对流甚至搅拌而均匀混合，L相成份均匀，而S相中无扩散，成份不均匀。非平衡凝固，Cs只有界面上符合相图分析时要注意Cl符合相图（液相是均匀的，且液相

与界面浓度相同）说明：①K0<1时，凝固从左到右进行，则左端得到纯化，溶质富集右端；②右端溶质浓度非常高，Z/L→1时公式无意义。②液相完全不混合（L相只有扩散）凝固速度很快，S相中无扩散，L相只靠扩散而混合。L-S界面推进快，边界层中溶质迅速富集。由于液相完全不混合，当S相中溶质浓度由k0C0提高到C0时，大体积L相中溶质浓度仍保持为C0。但是L-S界面处两相平衡，符合（CL）i=C0/k0，界面前沿L相中溶质浓度将从此保持这个数值，凝固进入稳定状态。凝固接近结束时，剩余液相量很少，堆集在界面的溶质已无地方扩散，于是液相中溶质浓度迅速增高，故凝固结束后合金棒的末端又出现了一个富含溶质的末端过渡区。SLQ③液相中部分混合凝固速度较快，L相靠扩散和对流混合。刚开始结晶时，扩散速度很慢，溶质从L-S界面处S相中排出速度>从边界层中扩散出去速度，因而边界层中溶质富集，而边界层外L体因对流而均匀；随L-S界面推进，边界层中富集溶质增加，浓度梯度增大，扩散速度增大，达到一定程度时，溶质从L-S界面处S相中排出速度=溶质从边界层中扩散出去速度，初始过渡区结

束，进入稳定态。SLQ固液固LC0C0k0n=1n=2n=3区域熔炼一次的效果虽然比正常凝固的小，但是可以反复进行多次，最后可以获得很高纯度的材料。对k0<1的杂质，只需反复进行5次区域熔炼，即可将棒的前半部分中的杂质平均含量降低1000倍，区域熔炼对去除k0<0.5杂质元素非常有效。已广泛应用于需要高纯度的半导体、金属、金属化合物及有机物等的提纯。④区域熔炼原理：利用合金溶体定向凝固溶质重分布规律提纯。K0<1始端提纯，k0>1末端提纯。6、成分过冷只有过冷，结晶才有动力。在正温度梯度下，纯金属的生长方式为平面推进，而固溶体合金凝固时，却有树枝状生长和胞状生长存在，这是由于凝固过程中，合金成分是在不断变化，产生了成分过冷现象。（1）定义:热过冷：由实际温度分布决定的过冷度。成分过冷：由成分变化和实际温度分布两个因素决定的过冷度（界面前沿液体中的实际温度低于由溶质分布所决定的凝固温度时产生的过冷）。Tm变化与成分有关（2）成分过冷现象在相图中，成分为C0的合金凝固时，开始析出的固相为

k0C0，多余的B组元排放到液体中，在界面处B组元的浓度高于平均值，逐渐向液体中扩散。在液体未达到均匀时，结晶继续进行，新析出的固相成分中溶质的量也随着上升，同时液体中界面处溶质浓度上升到更高的水平，扩散的速度因浓度差的提高而加快。远处液体的成分依然为C0，到溶质的扩散量和固体排放平衡时，析出固体的成分也为C0，这时的成分分布下图所示。可见，在成分过冷区中存在一个区，随距离z的增

大，过冷度增大（这种情况，在纯金属中只有在dT/dx<0下才会发生）。TG

dTdz成分过冷区z由此说明，固溶体在dT/dx>0下也可长成枝晶。T成分过冷区T0TnG0G1G2出现成分过冷的条件RG

C

1

k

m0

D

k00（3）形成成分过冷的条件可通过外部因素控制成分过冷区的大小，或合金性质不

同，成分过冷区大小也不同。

a.合金液相线越陡（m越大），合金溶质浓度C0越大，液体扩散系数D越小，k0<1时，k0越小；k0>1时，k0越大，则成分过冷倾向越大；b.液相中实际温度分布G越平缓，凝固速度R越快，成分过冷倾向越大。（4）固溶体合金凝固时的生长形态由于不同的固溶体合金对应的相图形式不同，不同组元的扩散能力各自不同，加上凝固过程的实际温度分布也不相同，成分过冷的影响也必然存在差别，凝固后的组织也各不相同。实际温度梯度较大，在凝固过程中不出现成分过冷现象。成分过冷区较小，界面处的不平衡生长的凸起始终处在领先的状态，但这个凸起既不会，也不能发展到成分过冷区外，凸起和底部的微小成分有一定差别而发展成胞状组织。3.

中区域的成分过冷可能生成胞状到树枝晶的各种过渡组织。成分过冷区较大，凸起发展较长，在凸起上再生新的凸起，就可生成树枝晶。如果成分过冷区域特别大，得到的成分过冷度也十分大，若达到形核要求的过冷度时，在成分过冷区可能形成新的晶核，新晶核的生长阻碍原晶粒生长，对柱状晶的发展产生隔

断作用。

4.2.2

共晶相图1、共晶相图分析定义：两个组元在液态时无限互溶，但固态只能有限互溶并发生共晶反应，形成共晶组织的二元相图称为二元共晶相图。例如：Pb-Sn、Ag-Cu、Pb-Bi等Lα

L+αL+ββα+βPbSnSn%（1）共晶转变液相在恒温下同时结晶出两个固相的转变。（2）共晶相图特征①共晶转变是二元系三相平衡转变；②共晶体：共晶产物α、β两相混合物，其组织特征为两相相间分布；③共晶合金

低，流动性好，铸造性能好，组织致密。Lα

L+αL+ββα+βPbSnSn%相图分析特性点：A、B分别为Pb和Sn的M、N分别为α和β相的固溶度F、G分别为α和β相室温下的固溶度E为共晶点。特性线：液相线AEB固相线AMENB；MEN—共晶反应线MF和NG分别为α和β的固溶度线相区与基本相：三个单相区：液相L；固溶体α相和β相三个两相区：L+α；L+β；α

+β三相共存区：α

+β

+L特征反应式：LE183℃αM+

βNPb

2080Sn温度℃Lα

1961.997.5

β183EL+αα+βⅠ

ⅢⅡ

ⅣGML+β

231.9N

B327.5A123F

440

60Sn%Pb-Sn相图2、Pb-Sn共晶相图的凝固过程及组织E在T温度以上仅是液体，冷却到达略低于TE的温度，按L＋α相区分析应为从液体中析出α相，而按L＋β相区分析应从液体中析出β相。如果α和β按一定的比例析出，最终液体的成分不变，两固相不断同时析出，即共同结晶，故称为共晶转变，直到液体完全

，结晶过程完成，得到的是两固相的混合物，称为共晶体。在TE温度以下仅是固体的冷却。成分为E点合金的凝固80Sn40

60WSn（%）Pb-Sn相图温度A℃327.5L61.997.5

βL+β

231.9183Eα+βⅠ

ⅢⅡ

ⅣGN12

L+αMα

193F

4Pb

20（1）

固溶体合金合金Ⅰ（成分在AM之间）L

→

L+α

→

α

转变过程完全同固溶体，最后组织为单相固溶体。80Sn40

60WSn（%）Pb-Sn相图温度℃Lα1961.997.5

βL+βα+βGNA12

L+αM3F

4Pb

20Ⅰ在到MF线之前同固溶体，到MF线之下，α相中Sn的量过饱和，从中将有β相析出。一般从固态α中析出的β相在成点状分布。值得的是β量少时往往先在α的晶界处，此外，固态析出转变原子迁移和β形核较 ，当过饱和度不大时，这个析出往往不发生。所有成分位于M、F之间的合金平衡结晶过程都相似，显微组织都是α+β

Ⅱ

，只不过是相的相对量不同。PbWSn（%） Pb-Sn相图

温度A℃α

1961.997.5

βL+β

231.9183Eα+βⅠ

Ⅲ ⅡⅣ327.5

LMN12

L+α3F

4

G20

40

60

80

Snβ固溶体合金的结晶过程和室温组织？（2）

共晶合金----合金Ⅱ(成分在E点附近)特点1)

在液体中α和β同时具有析出条件，都可以析出。上可以互相补充和促进，共同析出。凝固过程可以在恒温下进行到结束。最终得到两相交替的混合组织。结论：合金Ⅱ成分在E点附近,

L →

α

+

β

转变发生在TE

温度，得到的两项交替分布的组织称为共晶体。80Sn40

60WSn（%）Pb-Sn相图温℃L61.997.5

βL+β231.9

2)

由于α和β析出过程在成分183Eα+βⅠ

ⅢⅡ

ⅣGN度A

327.512

L+αMα

193F

4Pb

20（3）亚共晶合金----合金Ⅲ(成分在ME之间)在到达TE温度前转变同固溶体的转变,在TE温度下剩余的液体转变同共晶成分E(合金Ⅱ)的转变。327.5Lα

1961.997.5

βL+β

231.9183EⅠ

ⅢⅡ

ⅣL+αMN温度A℃12α+βF

4

GPb

20

40

60

80

SnWSn（%）Pb-Sn相图合金Ⅳ的结晶过程和室温组织？3、共晶的组织形态（1）形态主要特征：两相相间分布,形态多种多样。共晶组织分类：第一类共晶：粗糙-粗糙界面，易形成片状、棒状（纤维状）、球状第二类共晶：粗糙-光滑界面，复杂形态LαL+αL+ββABβCCCαELC

LC

t交替形核

在一定的过冷度下，尽管两固相都可能从液体中形核，由于两固溶体的成分结构的差别，总有一个固相先形核，它称为领先相，设领先相为α，由于α富A组元，其生长时附近液体则富B组元，α的存在和液体中B的富集，β相将附着在α上形核并长大，同理在β相外将附着α的形核长大。搭桥形核

大多数共晶的形核机制（2）共晶的形核长大机制共同生长两个相长大时都要排放相应的溶质组元，排出的溶质将阻碍自身的生长，但两相同时生长时，一相排出的组元正是另一相生长所需要的，所以两相的生长过程将互相促进，最后是两相共同携手长大。由于两固相的成分是固定的，综分应和液体的成分相同，它们的数量反映在二者的厚度相对比例上。（3）共晶的生长----横向扩散为动力

kR

n,说明组织细化，界面增加，产生细晶强化效果。减少层片间距，可以提高共晶合金的强度。层片间距4、伪共晶在非平衡凝固条件下，成分接近共晶成分的亚共晶或过共晶合金，少量初生相的析出未进行就被冷却到共晶温度以下，直接发生共晶转变，可以得到全部的共晶体组织。这种非共晶合金得到完全的共晶组织称为伪共晶。它们的形貌和共晶体没有明显的差别，仅比有觉察不到的差别。两相的数量热力学认为，合金过冷到两条L线延长线包围的区域时，合金液相与α、β相均平衡，这时L相可同时析出α、β形成伪共晶组织。亚(过)共晶成分的合金在快速冷却时，由固溶体析出和伪共晶转变综合可知，①初晶的晶粒细化；②初生相内有晶内偏析(可能为枝晶偏析)；③共晶体细化且多为伪共晶；④共晶体的数量多于平衡态。实际上可能存在的伪共晶区：接近的情况下，易形成对称型的伪共晶两组成相区；两组元相差很大时，伪共晶区偏向高组元；（3）伪共晶区偏向非金属或金属性低的组元。AB

AB

AB平衡结晶时不应该有共晶体的合金因冷却速度过快，发生非平衡转变而生成的共晶体称为不平衡共晶体。不平衡共晶体的数量随冷却速度的加快而增加，但总量较少，一般出现在几个晶粒的交界处。5、不平衡共晶体αL+αL+ββLTEα+βCE伪共晶和不平衡共晶体的区别？Ⅱ6、离异共晶αL+αAl2Cuα+Al2Cu当合金成分偏离共晶成份很远时，最后结晶出的共晶量很少，这时共晶相中与先共晶相相同的相依附于先共晶相析出，而将另一相推向晶界，这样共晶失去了相间分布的形态特征，称之为离异共晶。ⅡL4.2.3

包晶转变定义：两个组元在液态时无限互溶，但固态只能有限互溶并发生包晶转变的二元合金系相图称为包晶相

图。例如：Pt-Ag、Cu-Sn、Cu-Zn等合金系包晶转变:

一个一定成分的液相与一个一定成分的固相在恒温下生成另一个固相的转变。1、相图分析特性点：a、b分别为A和B的d、P分别为α和β相的最大溶解度极限f、g分别为α和β相室温下的溶解度P为包晶转变点。特性线：液相线ac,

bc固相线adPb；dPc—包晶反应线df和Pg分别为α和β的固溶度线相区与基本相：三个单相区：液相L；固溶体α相和β相三个两相区：L+α；L+β；α

+β三相共存区：α

+β

+L特征反应式：Lc

+

αdβPbLαL+αβBTaα

+βPcdA

fgB%2、包晶体转变过程液相冷却进入两相区，发生与固溶体凝固相同的匀晶转变，到达P点，液相的成分为c，固相的成分为

d。从L+β相区可知也满足液相和β相的平衡，与c成分液相平衡还有P成分的固相β相。成分为P点合金的凝固bLαL+αβBα

+βTaPcdA

fgB%bαL+αβBα

+βTaPdA

fgB%LT1TPcT1以上T1~

TPTP开始TP结束TP以下成分为P点合金的凝固开始发生包晶转变时α相的数量为

：PCW

L

dPWβ相的成分在P点，液体和α相的成分分别在c、d，所以它们消耗的比例：PCW

L

dPW

b这两个比例恰好相等，理论上讲液体和α相同时消耗完毕，得到单一的β相晶体。αL+αβBα

+βTaPcdA

fgB%LT1TP3、典型合金的冷却转变(1)合金Ⅰ

B组元的含量在dp之间bLαL+αβBTaα

+βdA

fgB%T1T2P

cⅠ到达包晶转变温度时，发生包晶转变，比较可

知，固相将有剩余，残余的α相在β相的晶粒内

部。T2以下T2T2T1以上T1~

T2到达包晶转变温度时，发生包晶转变，包晶转变以α相消耗完而结束。再剩余的液体进入L

＋β两相平衡相区，按固溶体的凝固方式转变，成分分别沿cb和pb曲线变化，直到液体全部消耗为

止。最终的组织为单一的β相。bLαL+αβBTaα

+βdA

fgB%TT12

cⅡPT4T3（2）合金ⅡB组元的含量在pc之间T1以上

T1~

T2

T2

T2

T2~

T3T3~

T4T4以下其他成分不发生包晶转变，不再重复分析。(3)非平衡转变组织包晶转变过程伴随组元在β相的固体中扩散迁移，因此包晶转变进行的非常缓慢，达到上述情况是理想的平衡分析，实际冷却很难实现。在一般的冷却条件下，包晶转变未结束，系统已经到TP以下的温度，液体将将按L＋β两相平衡规律直接凝固结晶。P点成分的合金一方面会有部分α相残留，另一方面β相的成分偏离P点，以这种不平衡的组织保留下来。bLαL+αβBTaα

+βPcdA

fgB%成分在dP之间的合金，由于包晶转变的不充分，在α相的晶界处会有液体直接凝固生成的β相存在。成分在Pc之间的合金，本来不应该有剩余的α相，由于包晶转变的不充分，在β相的晶体

将会有残留的α相存在。bLαL+αβBα

+βTaPcdA

fgB%包晶转变的不均匀性可用扩散退火消除或减

少。4.3

二元相图的分析和使用γ4.3.1

其他类型的二元相图1、其他类型的恒温转变相图（1）熔晶转变相图δLαL22L

+α（2）偏晶转变相图L1T13T2温度TT4abcdpqruvABαβ由一个成分一定的固相同时析出另外两种成分各自一定的新固相的反应，称为共析反应。（4）包析转变相图（3）共析转变相图ξβαγγ+ββα2、组元间形成化合物的相图Mg

20

40

6080

SiSi%

Mg-Si合金相图

1600800400温度/℃1200Mg2Si1087℃56.5＋LMg2Si2L＋Mg

Si638.8℃1.38L＋Mg2Mg

Si＋Si2Mg＋Mg

Si1414℃L＋Si946.7℃L以下保持其固有两组元形成稳定化合物的相图稳定化合物：具有一定的

，在结构而不发生分解的化合物。不稳定化合物： 以下还分解的化合物。3、异晶转变相图（同素异构转变）4、具有固溶体转变成中间相的相图5、具有有序-无序转变的相图6、具有磁性转变的相图αγαγαγαβ4.3.2复杂二元相图的分析方法两个组元构成的相图，尽管最多只能出现三相平衡，但实际材料中由于两组元往往能生成不同的化合物，实际的二元相图有一些就相当复杂。1、二元相图中可能发生的转变2、复杂相图分析方法① 看有无稳定化合物， 分为几个简单相图，用待分析合金所在的简单相图分析；②

由相区接触法则区分各相区，由单相区填出二、三相区；③

找出水平线，区别水平线上的三相平衡转变；④

利用相图分析典型合金的结晶过程及组织（室温下的相组成、组织组成、相相对量、组织相对量）。分析相图时应注意的问题：相图表达了平衡条件下相的类型与相对量，但合金的性能还与组织状态有很大关系，因此要认真分析相的形态、尺寸、分布等等。相图表现了合金在平衡条件下的情况，大多数合金凝固时是非平衡凝固，要学会用平衡相图分析非平衡凝固的方法。3、相图与材料性能的联系1.

力学、物理性能①

形成机械混合物的合金，如共晶（亚、过）、共析（亚、过）产物，其性能为组成相的平均值。②

固溶体合金力学性能和物理性能与成分关系呈曲线变化，曲线要根据具体合金分别测定。③

机械混合物的合金，其机械性能对混合物中相的分散度很敏感，分散越细密，则性能越好。合金的性能与相图的关系小结固溶体中溶质含量越高，铸造性能愈差；共晶成分的合金铸造性能最好，即流动性好，分散缩孔少，偏析程度小，所以铸造合金的成分常选共晶成分或接近共晶成分。又如压力加工性能好的合金是单相固溶体。因为固溶体的塑性变形能力大，变形均匀；而两相混合物的塑性变形能力差。再如相图中的单相合金不能进行热处理，只有相图中存在同素异构转变、共析转变、固溶度变化的合金才能进行热处理。铁素体的磁性转变温度为770℃(居里点)，曾经把770－912℃无磁性(顺磁性)的铁称为β－Fe。1、铁碳相图（1）纯铁纯铁的同素异构转变4.4

铁碳相图和铁碳合金2、Fe－Fe3C合金相图1）相图形式2）相图中各点的参数及含义纯铁的同素异构转变①

纯铁多晶型性T,

℃15381394

δ

Fe

Fe912α

Fet,h3）铁碳合金中的组元和基本相②铁素体(F(Ferrite))碳溶于α–Fe中形成的间隙固溶体F为bcc晶格δ

相

C在δ-Fe中的间隙固溶体，晶体结构也为bcc，δ相出现的温度较高，组织形貌一般不观察，也有称高温铁素体。③奥氏体(A

(Austenite))碳溶于γ-Fe中形成的间隙固溶体。A为fcc晶格④渗碳体(Fe3C)铁与碳形成的间隙化合物。含碳量6.69%属于复杂正交晶系，每个碳原子周围有6个铁原子，组成一个三角棱柱，碳原子位于三角棱柱的中心。4)铁碳合金三相平衡转变这是一包晶反应，发生在高温，并且在随后的冷却过程中组织还会发生变化，不作。共晶反应，产物共晶体组织称为莱氏体，记录Ld(Ledeburite)共析反应，产物为两相层片交替分布的共析体组织称为珠光体，记录P(Pearlite)各点的符号是国际通用的，

不能随意更换5）相图中相区五个单相区：液相区

L奥氏体

(A)渗碳体

Fe3C高温固溶体

铁素体

(F)七个双相区：L＋

＋

＋

L＋

＋

Fe3C

＋Fe3CL＋Fe3C三个三相区：HJB线ECK线L＋＋

L＋＋Fe3CPSK线＋＋Fe3C条固相转变线①GS线②ES线③GP线④PQ线3

铁碳合金平衡凝固分析铁碳合金按组织、性能、应用特点分为以下类型：工业纯铁

(C%<0.0218%)钢

(C%<2.11%)白口铸铁

(C%>2.11%)灰口铸铁亚共析钢 共析钢 过共析钢亚共晶、共晶、过共晶白口铸铁亚共晶、共晶、过共晶灰口铸铁基于Fe-Fe3C相图的Fe-C合金分类工业纯铁，C%<=0.0218%钢

0.0218%<C%<=

2.11%亚共析钢

0.0218%<C%<0.77%共析钢

0.77%过共析钢

0.77%<C%<=

2.11%白口铸铁

2.11%<C%<6.69%亚共晶白口铸铁

2.11%<C%<4.3%共晶白口铸铁

4.3%过共晶白口铸铁4.3%<C%<6.69%1234567

8

1.

工业纯铁

(

Wc

<

0.0218%

)含碳量大于Q点(0.008%)时，理论上将从α－Fe中析出的Fe3C称为三次渗碳体，但这个转变大多被抑制，形成微量的过饱和状态。

通常的组织为单一铁素体。2、共析钢(C%≈0.77%)相转变过程组织转变过程LL+AP共析转变全部生成共析组织，两相一般为层片状分布，组织为单一的珠光体。两相的重量比≈两相的厚度比3、亚共析钢(C%=0.0218~0.77%)组织转变

L－……－

A

F+AF+P4、过共析钢(C%=0.77~2.11%)组织转变：L

L＋A

A

A＋Fe3CIIP＋Fe3CII5、共晶白口铁(C%≈4.3%)组织转变

L(L＋Ld)LdL’d6、亚共晶白口铁(C%=2.11~4.3%)组织转变L

L＋A

A＋LdA＋Fe3CII＋LdP＋Fe3CII＋L’d7、过共晶白口铁(C%=4.3~6.69%)组织转变

LL+Fe3CIFe3CI+LdFe3CI+L’d碳对和杂质元素对碳钢组织和性能的影响1、碳的影响碳的质量分数对平衡组织的影响。碳的质量分数对力学性能的影响。碳的质量分数对工艺性能的影响。（1）碳对室温平衡组织的影响（2）碳对力学性能的影响铁素体是软韧相，渗碳体是硬脆相含碳量增加，珠光体含量增多，强度、硬度升高，塑性、韧性下降含碳量在1%时强度最高随含碳量的增加，硬度直线升高韧性比塑性下降的趋势大2

碳钢中的常存元素碳钢中的常存元素是指除Fe、C外，因冶金必然带来的材料中存在，且对性能有一定影响其他元素，在碳钢中一般指：Si、Mn

冶金时自然存在对性能无不利影响而保留S、P

冶金时难以彻底清除而存在于钢中①锰在碳钢中的含量一般为0.25%~0.8%锰有很好的脱氧能力，还能与硫形成MnS,以消除硫的有