第4章 二元相图

主讲教师：王亚男材料科学基础第4章二元相图4.1相图的基本知识4.2二元相图的基本类型4.3二元相图的分析和使用4.4铁碳相图和铁碳合金4.5合金铸锭的组织与缺陷小结思考题

二元相图是研究二元体系在热力学平衡条件下,相与温度、成分之间关系的有力工具，它已在金属、陶瓷以及高分子材料中得到广泛的应用。

利用相图可了解不同成分的合金在不同温度下的平衡状态，存在哪些相，相的成分及相对含量以及在加热或冷却时，可能发生哪些转变等。4.1.1表示方法二元相图是平面图形纵轴表示温度横轴表示成分，多以质量分数表示4.1相图的基本知识TA成分w(B)%B4.1.2测定方法

二元相图是根据各种成分材料的临界点绘制的，临界点表示物质结构状态发生本质转变的相变点。测定材料临界点的方法有：热分析法、膨胀法、电阻法、金相法、X射线法、结构分析等。

现以Cu—Ni二元合金为例，用热分析法测定临界点绘制二元相图。④把各相同意义的点连接成线，就得到Cu—Ni二元相图。方法：T℃50%Ni70%NiNi30%NiCutCu305070Ni

T

Lα①配一系列不同成分的合金；w(Ni):0%30%50%70%100%②测出它们的冷却曲线，得到临界点；③把这些点标在T—成分坐标上；由凝固开始温度连接起来的相界线称液相线由凝固终结温度连接起来的相界线称固相线由相界线划分出来的区域称相区。在二元相图中，有单相区和两相区。两相区内，两相的重量可用“杠杆定律”求得。WL+WS=WoWLX1+WSX2=WoX解上面两式得：WL/Wo=ob/ab×100%WS/Wo=oa/ab×100%4.1.3相律f=c–p+1

相律表示在平衡条件下，系统的自由度数（f）、组元数（c）和平衡相数（p）之间的关系，其数学表达式为：f=c–p+2f---指不影响体系平衡状态的独立可变参数的数目。

2---指温度和压力，压力一般可以认为是常量。相律可写为：根据相律可知：对二元相图

f=c–p+1=3–p在单相区内：f=2，说明：T、成分都能独立变化。在两相区内：f=1，说明：只有一个独立变量，T变成分变；T不变成分不变。若三相共存：f=0，说明：不存在可变因素，三相平衡只能处于一条等温线上。

4.两相区与单相区的分界线与三相等温线相交，其延长线应进入两相区。4.1.4二元相图的几何规律(P65)1.相图中的线代表发生相转变的温度和平衡相的成分，且平衡相成分沿线随温度变化。2.两个单相区之间一定有一个两相区，两个两相区之间一定有一个单相区或三相水平线。即相邻相区的相数差为１（点接触除外），称为相区接触法则。3.二元相图中，三相平衡为一条水平线,表示为恒温反应。点→平衡相成分。4.2二元相图的基本类型

以匀晶、共晶和包晶相图为主要研究对象，讨论二元系在平衡凝固和非平衡凝固下的成分与组织的关系。4.2.1匀晶相图与固溶体凝固

两组元在液态、固态均能无限互溶的二元系所组成的相图。一.相图分析

由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变。如：二元合金：Cu-Ni，Au-Ag，Au-Pt。二元陶瓷NiO-CoO，CoO-MgO，NiO-MgO都只发生匀晶转变。以Cu-Ni二元合金相图为例，见图4.4。点：TCu、TNi分别为Cu、Ni熔点。线：TCuBTNi为液相线。TCuCTNi为固相线。区：L、L+α、α30%Ni合金

固溶体的结晶过程也是形核和长大的过程。固溶体在形核时，即需要结构起伏（以满足晶核大小超过一定临界值的要求），又需要能量起伏（以满足新相对形核功的要求），此外还需要成分起伏（由于其结晶时，结晶出的α成分与L成分不同）。二.固溶体的平衡结晶平衡结晶：在极缓慢冷却条件下进行的结晶。以含30%Ni合金为例分析结晶过程：

t1以上为L；t1时，L→α，成分分别为：B、C。t2时，成分为：E、F。随T↓，固溶体成分沿固相线变化，液体成分沿液相线变化。t3时，结晶终了。得到与合金成分相同的固溶体。

不平衡结晶：偏离平衡条件的结晶。在实际生产中，由于冷却速度较快，内部原子的扩散过程落后于结晶过程，使合金的成分均匀化来不及进行。因此，在结晶过程中，每一温度下的固溶体的平均成分都偏离相图上固相线所对应的成分，见下图。成分起伏：在微小体积内成分偏离平均成分的现象。

固溶体合金的结晶特点：1.异分结晶：结晶出的晶体与母相化学成分不同。2.结晶需要一定的温度范围。三.固溶体的不平衡结晶合金1：t1时，α→α1，L→L1t2时，α2→α2′,L2→L2′t3时，α3→α3′,L3→L3′t4时，α4→α4′,L4→L4′

消除方法：扩散退火（在固相线以下较高温度经过长时间的保温，使原子扩散充分，使之转变为平衡组织）

非平衡态凝固，先结晶的部分与后结晶的部分成分不同，这种：

一个晶粒内或一个枝晶间化学成分不同的现象，叫枝晶偏析或晶内偏析。各晶粒之间化学成分不均匀的现象叫晶间偏析。

偏析的大小取决于：1）液相线与固相线间的水平距离(成分间距)↑，先后结晶的成分差别↑，偏析严重。2）溶质原子的扩散能力↑，偏析↓。3）冷却速度↑，偏析↑。四.固溶体合金凝固时的溶质分布由于二元合金中第二组元的加入，溶质原子要在液、固两相发生重新分布，重新分布的程度用平衡分配系数k0表示。k0=WS/WL即平衡凝固时固相的质量分数与液相的质量分数之比。讨论：k0=WS/WLk0<1：Ws<WL，表示随溶质↑，合金凝固T开始和T终结↓，见图（a）。k0>1：Ws>WL，表示随溶质↑，合金凝固T开始和T终结↑，见图（b）。k0→1：表示合金凝固时重新分布的溶质成分与原合金成分接近，即重新分布的程度小。平衡冷却，冷速慢，固体、液体中溶质原子都能充分扩散，无偏析，凝固后成分都为C0。实际凝固，固体中几乎不扩散，液体中溶质通过扩散、对流、搅拌，有不同程度混合。这种凝固过程叫正常凝固。1.讨论正常凝固三种情况（1）液体中溶质完全混合凝固过程缓慢，液体通过扩散、对流、甚至搅拌充分混合。定向凝固后，棒中溶质分布见图4.7中虚线。定向凝固时，液、固相成分见图4.8（b）。（2）液体中溶质完全不混合凝固速度很快，无搅拌，固体中无扩散而液体中仅靠扩散而混合。符合实际凝固情况。定向凝固后，棒中溶质分布见图4.7中点划线。定向凝固时，液、固相成分见图4.8（a）。（3）液体中溶质部分混合定向凝固后，棒中溶质分布见图4.7中实线。定向凝固时，液、固相成分见图4.8（c）。无论哪种情况都使合金棒左端得到提纯，溶质原子富集于右端。

正常凝固是将质量浓度为Co的固溶体合金，整体融化→定向凝固。

区域熔炼是将质量浓度为Co的固溶体合金，局部融化→局部凝固。经一次区域熔炼后，金属棒得到一次提纯，如经多次区域熔炼后，会把不纯的金属棒的一端提炼得很纯。2.区域熔炼多次区域熔炼后溶质分布见图4.9

由图可知：当ko<1时，凝固前端部分的溶质浓度不断降低，后段部分不断的富集，这使固溶体经区域熔炼后的前端因溶质的减少而得到提纯，因此区域熔炼又称为区域提纯。

区域提纯是应用固溶体凝固理论的一个突出成就。区域熔炼是通过固定的感应加热器来加热移动的圆棒来实现的。正常凝固与区域熔炼比较：正常凝固也能起到提纯的作用，但整体熔化破坏了前次提纯的效果，所以用正常凝固方法提纯固溶体远不如用区域熔炼方法。区域提纯装置见下图

对于纯金属，凝固时熔点不变，过冷度只取决于实际温度；而固溶体合金，凝固时由于液相中溶质分布发生变化而改变了凝固温度，它可由相图中的液相线来确定。因此，将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，叫成分过冷。它能否产生取决于液－固界面前沿液体中的溶质浓度分布和实际温度分布。下图为ko<1时合金产生成分过冷示意图，图4.10，P71。五.成分过冷

图a：Co成分固溶体合金定向凝固；图b：为L中实际温度分布；图c：为固液界面前沿溶质浓度分布；图d：为边界层中的平衡结晶温度与距离的变化关系；将图b和d结合在一起，就构成图e。

纯金属晶体的生长形态主要受T梯度的影响（正温度梯度以平面方式长大，负温度梯度以枝晶方式长大）。

固溶体合金的生长形态，除了受T梯度影响外，主要受成分过冷的影响。下图为温度梯度及成分过冷对固溶体合金生长形态的影响。六.固溶体合金凝固时的生长形态1）L-α界面前沿没有成分过冷时，呈平面生长。长大速度完全由散热条件控制。2）L-α界面前沿有较小的成分过冷时，呈胞状生长，见图4-12。3）L-α界面前沿有较大的成分过冷时，呈枝状生长。一.相图分析（以Pb-Sn为例，见图4-13）

4.2.2共晶相图及其合金的结晶

两组元在液态时无限互溶，固态时有限固溶或完全不溶，且发生共晶转变，形成共晶组织的二元系相图。11MEN水平线：共晶线。凡位于此线上的合金均发生共晶转变：（共晶组织）

这种：由固定成分的L,在恒温下同时结晶出两种固定成分的固相的转变，称为共晶转变。点：tA：Pb的熔点。tB：Sn的熔点。E：共晶点。成分为E的合金为共晶合金。α：是Sn溶于Pb的固溶体。β：是Pb溶于Sn的固溶体。线：AEB：液相线；AMENB：固相线；MF：Sn在Pb中的固溶度曲线；NG：Pb在Sn中的固溶度曲线；室温下，α和βⅡ的相对量，可用杠杆定律求出：wα=×100%

wβ=×100%成分位于M—E之间的合金称为亚共晶合金。成分位于E—N之间的合金称为过共晶合金。区：三个单相区：L、α、β三个两相区：L+α、L+β、α+β二.典型合金的平衡结晶及组织1.W(Sn)<M点的合金：见下图w(Sn)=10%2．共晶合金

不同T下，α、β的相对量可用杠杆定律计算：TE稍下：wα=×100%wβ=×100%室温：wα=×100%wβ=×100%3．亚共晶合金TE稍下：组织组成物的相对量：（α+β），αW(α+β)=×100%W(α)=×100%相组成物的相对量：α，β

W(α)=×100%W(β)=×100%4．过共晶合金TE稍下：β、（α+β）的相对量wβ=×100%w（α+β）=×100%

为分析研究组织方便,将平衡结晶后的组织填写在相图上。这样便于了解任一合金在任一温度下的组织状态及结晶过程中的组织变化。

由以上分析可知：α、β、αⅡ、βⅡ、（α+β）在显微组织中均能清楚地区分开，是组成显微组织的独立部分，称为组织组成物。从相的本质看，它们都是由α和β两相组成，所以α、β两相称为合金的相组成物。伪共晶

见下图合金的不平衡凝固，合金Ⅰ：平衡冷到室温得α+(α+β)+βⅡ

快冷得伪共晶（α+β）三.不平衡结晶及组织

在实际生产条件下，V冷较快，原子扩散过程不能充分进行，使结晶后的组织与平衡组织有很大的差别。注：伪共晶的组织形态与共晶相同，但成分不同。

非平衡结晶时，合金过冷度较大，当过冷至共晶温度以下，则液相对α相的饱和极限沿AE延长线变化。而液相相对β相的饱和极限则沿BE延长线变化。如亚共晶合金Ⅰ当V冷较快时,合金冷至T1才开始结晶。此时，L中同时饱和着α、β，因此同时结晶，L全部转变为（α+β）共晶组织。

由共晶成分附近的非共晶成分的合金，经快冷后得到全部的共晶组织，称为伪共晶。影线区，称为伪共晶区。

先结晶相的量>>共晶组织的量，使共晶组织中与先结晶相相同的那一相，依附在先结晶相上生长，剩下的另一相则单独在晶界处凝固，从而使共晶组织特征消失，这种两相分离的共晶称为离异共晶。2.离异共晶

合金Ⅱ：快冷，使先结晶出的α成分偏离固相线，沿虚线变化。当冷到2点时，还剩一部分液体，当冷到共晶温度以下时，剩余的L发生共晶转变，形成共晶组织。冷到3点以下时L消失。此时，α量>>（α+β）量，（α+β）中的α依附在α上生长，β被推向晶界出凝固，产生了离异共晶。

离异共晶可以在平衡条件下获得，也可在不平衡条件下获得。如：合金Ⅰ：缓冷得α+（α+β），α量>>(α+β)量，使（α+β）中的α依附在先结晶的α上生长，而β则存在于晶界处，产生了离异共晶。四.共晶组织形态共晶组织是由液相同时结晶出两个固相得到的，共晶组织形态众多，但可归类为：层片状、棒状、球状、针状和螺旋状，见图4-20典型的共晶组织形态。现以层状共晶为例，说明共晶形成机制。

共晶合金结晶时，并非两相同时出现，而是某一相在溶液中领先形核和生长。设领先相为α，α在ΔTE过冷温度下从L中形核并长大，其含B组元质量分数为Cαs，由于Cαs<L的成分CE，多余的B从α中排出，结晶前沿的L中B组元富集，其成分为CαL，该成分CαL>β相形成所需的成分CβL，于是促使β在α上形核长大。

β的成分为Cβs，其前沿L的成分为CβL，该成分对应A组元成分>α相形成所需的成分，即CαL所对应的A组元成分，所以β形成使其前沿L中富A，这有利于α相依附在β相上形核长大。此过程反复进行，形成α和β相间排列的组织形态。α相前沿富B，β相前沿富A。在长大过程中，B从α相前沿横向扩散到β相前沿，A从β相前沿横向扩散到α相前沿，保证了同时结晶出两个不同成分的相，而液相仍维持原来的成分CE。层片状共晶组织的粗细，用层片间距λ表示。

λ=式中：k为常数，R为凝固速度。可见：ΔT↑，R↑，λ↓。共晶组织越细，合金强度越高。一.相图分析以Pt-Ag合金为例4.2.3包晶相图及其合金的结晶

两组元液态时无限互溶，固态时有限互溶，并发生包晶转变的二元系相图。

这种：由一定成分的固相与一定成分的液相在恒温下生成另一个一定成分的固相转变叫包晶转变。点：A：Pt的熔点B：Ag的熔点D：包晶点。具有D点成分的合金为包晶合金。线：ACB：液相线APDB：固相线PE：Ag溶于Pt的固溶度曲线DF：Pt溶于Ag的固溶度曲线PDC：水平线，叫包晶线，在此线上的合金均发生包晶转变:区：三个单相区：L、α、βα：Ag溶于Pt中的固溶体。β：Pt溶于Ag中的固溶体。三个两相区：L+α、L+β、α+β。1.包晶合金（合金Ⅰ）二、典型合金的平衡结晶过程及组织2.过包晶合金（合金Ⅱ）3.亚包晶合金（合金Ⅲ）

包晶反应后有剩余L相包晶反应后有剩余S相包晶反应：αPt>βPt>LPt，中扩散

αAg<βAg<LAg，中扩散

但实际中，V冷比较快，扩散来不及进行或进行不完全，因而得到不平衡组织。

这种：由于包晶转变不能充分进行而产生的化学成分不均匀的现象，称为包晶偏析。

消除方法：扩散退火。

三、不平衡结晶及组织

一般：固溶体扩散V<<液相中的扩散V，因而包晶转变V是非常缓慢的。4.3.1其他类型的二元相图(P81)

1.具有化合物的二元相图a.形成稳定化合物的相图

没有溶解度的化合物在相图中是一条垂直线，可把他看作一个独立的组元把相图分为两个独立部分。见下图。Mg2Si可看作一个独立组元把Mg-Si相图分为Mg-Mg2Si和Mg2Si-Si两个独立二元相图。4.3二元相图的分析和使用

有溶解度的化合物在相图中有一定的成分范围，见下图。β相有一定的成分范围。从熔点作垂线也可把相图分为两个独立相图。

b.形成不稳定化合物的相图

见图4-36p83。不稳定化合物KNa2加热到6.9℃时KNa2会发生分解。

注意：不稳定化合物不能作为组元将整个相图划分为两部分。2.具有偏晶转变的相图由一个液相L1分解为一个固相和另一个成分的液相L2的恒温转变，见图4-33p82。在955℃发生偏晶转变：L36→Cu+L87955℃等温线为偏晶线，W(Pb)=36%的点为偏晶点。3.具有合晶转变的相图由两个成分不同的液相L1和L2相互作用形成一个固相，见下图。在asb温度发生合晶转变：

L1a+L2b→βs4.具有熔晶转变的相图由一个固相恒温分解为一个液相和另一个固相。见图4-32(p81)Fe-B相图。在1381℃发生熔晶转变：δ→γ+L5.具有固态转变的二元相图a.具有固溶体多晶型转变的相图体系中组元有同素异构转变时，形成的固溶体常有多晶型转变。见图4-34(p82)Fe-Ti相图，Fe、Ti均发生同素异构转变，所以Ti边有β相→α相，Fe边有γ→α的固溶体多晶型转变。b.具有共析转变的相图

一定成分的固相在恒温下生成另外两个一定成分的固相转变。见图4.44Cu-Sn相图，有四个共析转变：Ⅳ:β→α+γⅤ：γ→δ+αⅥ：δ→α+εⅦ：ζ→δ+εc.具有包析转变的相图两个一定成分的固相在恒温下转变为一个新固相的转变叫包析转变。见图4.44Cu-Sn相图，有两个包析转变:Ⅷ:γ+ε→ζⅨ:γ+ζ→δd.具有脱溶过程的相图固溶体的固溶度T↓而不断减少的过程。见图4.44左下角。α的最大溶解度在350℃为11%Sn，随T↓而↓。图4.44Cu-Sn相图4.3.2复杂二元相图的分析方法先看相图中是否有稳定的化合物，如有，把相图分为几个区域分析。根据相区接触法则，区别各相区。找出三相共存水平线，分析恒温转变类型，见表4.1p84。应用相图分析典型合金的结晶过程和组织变化，用杠杆法则可求出两相的相对量。相图只给出体系在平衡条件下存在的相和相对量。可用相律来判断相图的建立是否有误。表4.1二元系各类恒温转变图型1.已知A（熔点600℃）与B（熔点500℃）在液态无限互溶，在300℃时A溶于B的最大溶解度为30%，室温时为10%，但B不溶于A；在300℃时含40%B的液态合金发生共晶反应，现要求：

①作出A-B合金相图；②分析20%A，45%A，80%A合金的结晶过程，并确定室温下组织及相组成物的相对量。思考题2.一个二元共晶反应如下：L(75%B)→α(15%B)+β(95%B)求：①含50%B的合金凝固后：a.初晶α与共晶体（α+β）的质量分数。b.α相与β相的质量分数。②若共晶反应后β初晶和（α+β）共晶各占一半，问该合金成分如何？①

a：wα=42%，w（α+β）=58%b：wα=56%，wβ=44%②

85%B1.2.1.根据相图判断合金的使用性能（见图4-40P85)相图与合金硬度、强度及电导率之间的关系4.3.3根据相图推测合金的性能

形成两相混合物的合金，性能是两组成相性能的平均值（性能与成分呈线性变化）。固溶体的性能随合金成分呈曲线变化。共晶合金：熔点低，流动性好，易形成集中缩孔，合金致密，铸造性能好。固溶体合金：强度低，塑性好，变形均匀，压力加工性能好。2.根据相图判别合金的工艺性能(见图4-41P86)相图与流动性、缩孔性之间的关系4.4铁碳相图和铁碳合金

研究铁与碳的相互作用，以便认识铁碳合金的本质，了解铁碳合金的成分、组织与性能的关系。Fe与C可形成一系列化合物，实际应用含C量不超过5%，所以只研究Fe-Fe3C部分。

(1)Fe-Fe3C相图P87

(2)组元1)纯铁熔点1538℃，具有同素异构转变，使其能合金化和热处理。

性能：硬度低、塑性好。HB50～80,δ=30～50%。2)渗碳体渗碳体是铁与碳形成的间隙化合物，含碳量为6.69%，熔点1227℃。

性能：硬而脆，塑性几乎为零。HB800,δ≈0。（3）基本相1)液相（L）：Fe、C的液溶体。2)δ相：C溶于δ-Fe中形成的间隙固溶体，存在于高温，又称δ铁素体。Cmax%=0.09%3)γ相：C溶于γ-Fe中形成的间隙固溶体，称奥氏体。用γ或A表示。Cmax%=2.11%4)α相：C溶于α-Fe中形成的间隙固溶体，称铁素体。用α或F表示。Cmax%=0.0218%5)Fe3C相：它是Fe与C形成的间隙化合物，也叫渗碳体，含碳量6.69%。Fe3CⅠ：从L中直接结晶出的Fe3C。Fe3CⅡ：从A中沿晶界析出的Fe3C。Fe3CⅢ：从F中沿晶界析出的Fe3C。Fe3C共晶：共晶反应得到的Fe3C。Fe3C共析：共析反应得到的Fe3C。它们的本质是一样的，只是形状不同。Fe3C按其来源不同，可分为：（4）Fe-Fe3C相图分析

1)点:A、D、J、C、S、E。2)区：五个单相区：LδαγFe3C七个双相区：L+δL+γL+Fe3Cδ+γα+γγ+Fe3Cα+Fe3C3)线：①ABCD:液相线②AHJECF:固相线③三条水平线

HJB包晶转变线，在1495℃恒温下，发生

包晶转变：

LB+δH

1495℃γJ

ECF共晶转变线，在1148℃恒温下，发生

共晶转变：

LC

1148℃

(γE+Fe3C)

Ld

共晶转变所形成的奥氏体和渗碳体的混合物称为莱氏体，用符号Ld表示。

PSK共析转变线，在727℃恒温下，发生共析转变：γS

727℃(αP+Fe3C)P共析转变的产物铁素体与渗碳体的机械混合物称为珠光体，用P表示，此线常用A1表示。

④三条析出线：

CD线：是C在L中的固溶度曲线，当T低于此线时从L中结晶出Fe3C，此线为一次渗碳体的开始析出线。ES线：是C在A中的固溶度曲线，当T低于此线时，要从A中析出Fe3C，此线是二次渗碳体的开始析出线，也叫Acm线。PQ线：是C在F中的固溶度曲线，随T↓从F中析出Fe3C，此线为三次渗碳体的开始析出线。

（5）铁碳合金分类

1)工业纯铁：C≤0.0218%的Fe、C合金。2)碳钢：0.0218%<C≤2.11%的Fe、C合金。

亚共析钢0.0218～0.77%

共析钢0.77%

过共析钢0.77～2.11%3)白口铸铁：2.11%<C≤6.69%的Fe、C合金。

亚共晶白口铸铁2.11～4.3%

共晶白口铸铁4.3%

过共晶白口铸铁4.3～6.69%

（6）典型合金的结晶过程分析及组织

1）工业纯铁（C≤0.0218%）

2）共析钢（0.77%）

3）亚共析钢（0.0218～0.77%）

4）过共析钢（0.77～2.11%）

5）共晶白口铸铁（C=4.3%）

6）亚共晶白口铸铁（2.11～4.3%）

7）过共晶白口铸铁（4.3～6.69%）

按组织组成物填区的Fe-Fe3C相图P93相组成物及组织组成物计算

（7）碳及杂质元素对碳钢组织及性能的影响

1）含碳量对组织的影响(图4-57)

2）含碳量对力学性能的影响(图4-58)HB：随C%↑而↑。∵Fe3C相↑，受相的硬度及相对量的影响。σb：开始随C%↑而↑，含碳量接近0.9%时达到最高值，随后C%↑，σb↓。∵含碳量>0.9%时，Fe3CⅡ在晶界处形成连续网络。δ、αK

随C%↑而↓。3）含碳量对工艺性能的影响切削加工性：低碳，软，粘刀。高碳，硬，磨刀。

中碳，适中，切削性好。锻造性：低C钢锻造性好，随C%↑，锻造性变差。铸造性：共晶合金铸造性好。∵流动性好，缩孔集中。4）杂质元素的影响锰：作为脱氧去硫元素加入钢中，在碳钢中属于有益元素，含量一般在0.25%~0.8%。硅：在碳钢中含量小于0.5%，也是有益元素。硫：是有害元素，易使钢引起“热脆”（形成FeS+Fe低熔点共晶体）。工业上严格控制其含量，一般小于0.04%。磷：也是有害元素，易使钢引起“冷脆”（使脆性转变温度急剧升高）。一般其含量小于0.045%氮：近来研究表明可作为合金元素加入钢中。氢：是有害元素，①引起氢脆；②引起白点。594.5合金铸锭的组织与缺陷

实际生产中，液态金属或合金是在锭模或锭型中进行结晶的，结晶规律与前面讲的相同，但由于冷却条件不同，使铸锭组织有自己的特点。1.铸锭的宏观组织典型铸锭的宏观组织由三个晶区组成(1)表层细晶区

(2)柱状晶区

(3)中心等轴晶区

各区形成机理

（1）表层细晶区

高温L→铸锭，由于铸模T低，与模壁接触的L受到急冷，ΔT很大；同时摸壁对形核有促进作用。因此，靠近摸壁的L中，形成大量的晶核并向各向生长，很快彼此相遇，形成一薄层很细的等轴晶粒。细晶区晶粒细小，组织致密，机械性能好。（2）柱状晶区细晶区形成后：1）模壁被液态金属加热；2）细晶区与模壁形成一空气层，造成散热困难；3）细晶区形成放出大量的结晶潜热。三个因素使铸模温度升高，液态金属冷却速度减慢。但在结晶前沿液体中有适当的过冷度，这一ΔT不能形核，但有利于晶粒长大；另外，⊥模壁方向散热快，使晶轴与模壁⊥的晶粒沿其反方向，向L中长大。不与模壁⊥的晶粒长大到一定程度，遇到其他晶粒而不再长大，最后形成彼此平行，粗大而致密的柱状晶区。

（3）中心等轴晶区随着柱状晶的发展，经散热，铸锭中心部分的液态金属的温度全部降至熔点以下，再加上杂质等因素的影响，会在整个剩余液体中同时形核，由于此时散热已失去方向性，晶核在L中可以自由生长，形成了中心等轴晶区。等轴晶区各晶粒的取向各不相同，其性能也没有方向性，一般铸锭、铸件都要求得到此组织。应注意：铸锭的宏观组织与浇注条件有关，条件变化可改变：①三晶区的相对厚度；②晶粒大小；③甚至不出现三晶区。（图4-62）通常，快的冷却速度，高的浇注温度，定向散热，有利于柱状晶形成；相反，慢的冷却速度，低的浇注温度，加形核剂或搅动，有利于中心等轴晶形成。柱状晶与等轴晶各有优缺点，根据需要调整浇注条件，得到所需组织。

2.铸锭的缺陷(缩孔和偏析)（1）缩孔：铸锭结晶时，先结晶的体积收缩，可由没结晶的L补上，而最后结晶的得不到L的补充就形成了缩孔。缩孔分为：

集中缩孔：有缩管，缩穴和单向收缩。

分散缩孔：也叫疏松，有一般疏松和中心疏松。包括:宏观偏析和显微偏析宏观偏析（也叫区域偏析）正常偏析：ko<1时，先凝固的外层中溶质含量较后凝固的内层低。反偏析：与正常偏析相反。比重偏析：由于初生相与溶液密度相差悬殊，轻者上浮，重者下沉，从而导致上下