第4章 二元相圖

主講教師：王亞男材料科學(xué)基礎(chǔ)第4章二元相圖4.1相圖的基本知識4.2二元相圖的基本類型4.3二元相圖的分析和使用4.4鐵碳相圖和鐵碳合金4.5合金鑄錠的組織與缺陷小結(jié)思考題

二元相圖是研究二元體系在熱力學(xué)平衡條件下,相與溫度、成分之間關(guān)系的有力工具，它已在金屬、陶瓷以及高分子材料中得到廣泛的應(yīng)用。

利用相圖可了解不同成分的合金在不同溫度下的平衡狀態(tài)，存在哪些相，相的成分及相對含量以及在加熱或冷卻時，可能發(fā)生哪些轉(zhuǎn)變等。4.1.1表示方法二元相圖是平面圖形縱軸表示溫度橫軸表示成分，多以質(zhì)量分?jǐn)?shù)表示4.1相圖的基本知識TA成分w(B)%B4.1.2測定方法

二元相圖是根據(jù)各種成分材料的臨界點繪制的，臨界點表示物質(zhì)結(jié)構(gòu)狀態(tài)發(fā)生本質(zhì)轉(zhuǎn)變的相變點。測定材料臨界點的方法有：熱分析法、膨脹法、電阻法、金相法、X射線法、結(jié)構(gòu)分析等。

現(xiàn)以Cu—Ni二元合金為例，用熱分析法測定臨界點繪制二元相圖。④把各相同意義的點連接成線，就得到Cu—Ni二元相圖。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測出它們的冷卻曲線，得到臨界點；③把這些點標(biāo)在T—成分坐標(biāo)上；由凝固開始溫度連接起來的相界線稱液相線由凝固終結(jié)溫度連接起來的相界線稱固相線由相界線劃分出來的區(qū)域稱相區(qū)。在二元相圖中，有單相區(qū)和兩相區(qū)。兩相區(qū)內(nèi)，兩相的重量可用“杠桿定律”求得。WL+WS=WoWLX1+WSX2=WoX解上面兩式得：WL/Wo=ob/ab×100%WS/Wo=oa/ab×100%4.1.3相律f=c–p+1

相律表示在平衡條件下，系統(tǒng)的自由度數(shù)（f）、組元數(shù)（c）和平衡相數(shù)（p）之間的關(guān)系，其數(shù)學(xué)表達(dá)式為：f=c–p+2f---指不影響體系平衡狀態(tài)的獨立可變參數(shù)的數(shù)目。

2---指溫度和壓力，壓力一般可以認(rèn)為是常量。相律可寫為：根據(jù)相律可知：對二元相圖

f=c–p+1=3–p在單相區(qū)內(nèi)：f=2，說明：T、成分都能獨立變化。在兩相區(qū)內(nèi)：f=1，說明：只有一個獨立變量，T變成分變；T不變成分不變。若三相共存：f=0，說明：不存在可變因素，三相平衡只能處于一條等溫線上。

4.兩相區(qū)與單相區(qū)的分界線與三相等溫線相交，其延長線應(yīng)進入兩相區(qū)。4.1.4二元相圖的幾何規(guī)律(P65)1.相圖中的線代表發(fā)生相轉(zhuǎn)變的溫度和平衡相的成分，且平衡相成分沿線隨溫度變化。2.兩個單相區(qū)之間一定有一個兩相區(qū)，兩個兩相區(qū)之間一定有一個單相區(qū)或三相水平線。即相鄰相區(qū)的相數(shù)差為１（點接觸除外），稱為相區(qū)接觸法則。3.二元相圖中，三相平衡為一條水平線,表示為恒溫反應(yīng)。點→平衡相成分。4.2二元相圖的基本類型

以勻晶、共晶和包晶相圖為主要研究對象，討論二元系在平衡凝固和非平衡凝固下的成分與組織的關(guān)系。4.2.1勻晶相圖與固溶體凝固

兩組元在液態(tài)、固態(tài)均能無限互溶的二元系所組成的相圖。一.相圖分析

由液相結(jié)晶出單相固溶體的過程稱為勻晶轉(zhuǎn)變。如：二元合金：Cu-Ni，Au-Ag，Au-Pt。二元陶瓷NiO-CoO，CoO-MgO，NiO-MgO都只發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變。以Cu-Ni二元合金相圖為例，見圖4.4。點：TCu、TNi分別為Cu、Ni熔點。線：TCuBTNi為液相線。TCuCTNi為固相線。區(qū)：L、L+α、α30%Ni合金

固溶體的結(jié)晶過程也是形核和長大的過程。固溶體在形核時，即需要結(jié)構(gòu)起伏（以滿足晶核大小超過一定臨界值的要求），又需要能量起伏（以滿足新相對形核功的要求），此外還需要成分起伏（由于其結(jié)晶時，結(jié)晶出的α成分與L成分不同）。二.固溶體的平衡結(jié)晶平衡結(jié)晶：在極緩慢冷卻條件下進行的結(jié)晶。以含30%Ni合金為例分析結(jié)晶過程：

t1以上為L；t1時，L→α，成分分別為：B、C。t2時，成分為：E、F。隨T↓，固溶體成分沿固相線變化，液體成分沿液相線變化。t3時，結(jié)晶終了。得到與合金成分相同的固溶體。

不平衡結(jié)晶：偏離平衡條件的結(jié)晶。在實際生產(chǎn)中，由于冷卻速度較快，內(nèi)部原子的擴散過程落后于結(jié)晶過程，使合金的成分均勻化來不及進行。因此，在結(jié)晶過程中，每一溫度下的固溶體的平均成分都偏離相圖上固相線所對應(yīng)的成分，見下圖。成分起伏：在微小體積內(nèi)成分偏離平均成分的現(xiàn)象。

固溶體合金的結(jié)晶特點：1.異分結(jié)晶：結(jié)晶出的晶體與母相化學(xué)成分不同。2.結(jié)晶需要一定的溫度范圍。三.固溶體的不平衡結(jié)晶合金1：t1時，α→α1，L→L1t2時，α2→α2′,L2→L2′t3時，α3→α3′,L3→L3′t4時，α4→α4′,L4→L4′

消除方法：擴散退火（在固相線以下較高溫度經(jīng)過長時間的保溫，使原子擴散充分，使之轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織）

非平衡態(tài)凝固，先結(jié)晶的部分與后結(jié)晶的部分成分不同，這種：

一個晶粒內(nèi)或一個枝晶間化學(xué)成分不同的現(xiàn)象，叫枝晶偏析或晶內(nèi)偏析。各晶粒之間化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象叫晶間偏析。

偏析的大小取決于：1）液相線與固相線間的水平距離(成分間距)↑，先后結(jié)晶的成分差別↑，偏析嚴(yán)重。2）溶質(zhì)原子的擴散能力↑，偏析↓。3）冷卻速度↑，偏析↑。四.固溶體合金凝固時的溶質(zhì)分布由于二元合金中第二組元的加入，溶質(zhì)原子要在液、固兩相發(fā)生重新分布，重新分布的程度用平衡分配系數(shù)k0表示。k0=WS/WL即平衡凝固時固相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)與液相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)之比。討論：k0=WS/WLk0<1：Ws<WL，表示隨溶質(zhì)↑，合金凝固T開始和T終結(jié)↓，見圖（a）。k0>1：Ws>WL，表示隨溶質(zhì)↑，合金凝固T開始和T終結(jié)↑，見圖（b）。k0→1：表示合金凝固時重新分布的溶質(zhì)成分與原合金成分接近，即重新分布的程度小。平衡冷卻，冷速慢，固體、液體中溶質(zhì)原子都能充分?jǐn)U散，無偏析，凝固后成分都為C0。實際凝固，固體中幾乎不擴散，液體中溶質(zhì)通過擴散、對流、攪拌，有不同程度混合。這種凝固過程叫正常凝固。1.討論正常凝固三種情況（1）液體中溶質(zhì)完全混合凝固過程緩慢，液體通過擴散、對流、甚至攪拌充分混合。定向凝固后，棒中溶質(zhì)分布見圖4.7中虛線。定向凝固時，液、固相成分見圖4.8（b）。（2）液體中溶質(zhì)完全不混合凝固速度很快，無攪拌，固體中無擴散而液體中僅靠擴散而混合。符合實際凝固情況。定向凝固后，棒中溶質(zhì)分布見圖4.7中點劃線。定向凝固時，液、固相成分見圖4.8（a）。（3）液體中溶質(zhì)部分混合定向凝固后，棒中溶質(zhì)分布見圖4.7中實線。定向凝固時，液、固相成分見圖4.8（c）。無論哪種情況都使合金棒左端得到提純，溶質(zhì)原子富集于右端。

正常凝固是將質(zhì)量濃度為Co的固溶體合金，整體融化→定向凝固。

區(qū)域熔煉是將質(zhì)量濃度為Co的固溶體合金，局部融化→局部凝固。經(jīng)一次區(qū)域熔煉后，金屬棒得到一次提純，如經(jīng)多次區(qū)域熔煉后，會把不純的金屬棒的一端提煉得很純。2.區(qū)域熔煉多次區(qū)域熔煉后溶質(zhì)分布見圖4.9

由圖可知：當(dāng)ko<1時，凝固前端部分的溶質(zhì)濃度不斷降低，后段部分不斷的富集，這使固溶體經(jīng)區(qū)域熔煉后的前端因溶質(zhì)的減少而得到提純，因此區(qū)域熔煉又稱為區(qū)域提純。

區(qū)域提純是應(yīng)用固溶體凝固理論的一個突出成就。區(qū)域熔煉是通過固定的感應(yīng)加熱器來加熱移動的圓棒來實現(xiàn)的。正常凝固與區(qū)域熔煉比較：正常凝固也能起到提純的作用，但整體熔化破壞了前次提純的效果，所以用正常凝固方法提純固溶體遠(yuǎn)不如用區(qū)域熔煉方法。區(qū)域提純裝置見下圖

對于純金屬，凝固時熔點不變，過冷度只取決于實際溫度；而固溶體合金，凝固時由于液相中溶質(zhì)分布發(fā)生變化而改變了凝固溫度，它可由相圖中的液相線來確定。因此，將界面前沿液體中的實際溫度低于由溶質(zhì)分布所決定的凝固溫度時產(chǎn)生的過冷，叫成分過冷。它能否產(chǎn)生取決于液－固界面前沿液體中的溶質(zhì)濃度分布和實際溫度分布。下圖為ko<1時合金產(chǎn)生成分過冷示意圖，圖4.10，P71。五.成分過冷

圖a：Co成分固溶體合金定向凝固；圖b：為L中實際溫度分布；圖c：為固液界面前沿溶質(zhì)濃度分布；圖d：為邊界層中的平衡結(jié)晶溫度與距離的變化關(guān)系；將圖b和d結(jié)合在一起，就構(gòu)成圖e。

純金屬晶體的生長形態(tài)主要受T梯度的影響（正溫度梯度以平面方式長大，負(fù)溫度梯度以枝晶方式長大）。

固溶體合金的生長形態(tài)，除了受T梯度影響外，主要受成分過冷的影響。下圖為溫度梯度及成分過冷對固溶體合金生長形態(tài)的影響。六.固溶體合金凝固時的生長形態(tài)1）L-α界面前沿沒有成分過冷時，呈平面生長。長大速度完全由散熱條件控制。2）L-α界面前沿有較小的成分過冷時，呈胞狀生長，見圖4-12。3）L-α界面前沿有較大的成分過冷時，呈枝狀生長。一.相圖分析（以Pb-Sn為例，見圖4-13）

4.2.2共晶相圖及其合金的結(jié)晶

兩組元在液態(tài)時無限互溶，固態(tài)時有限固溶或完全不溶，且發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成共晶組織的二元系相圖。11MEN水平線：共晶線。凡位于此線上的合金均發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變：（共晶組織）

這種：由固定成分的L,在恒溫下同時結(jié)晶出兩種固定成分的固相的轉(zhuǎn)變，稱為共晶轉(zhuǎn)變。點：tA：Pb的熔點。tB：Sn的熔點。E：共晶點。成分為E的合金為共晶合金。α：是Sn溶于Pb的固溶體。β：是Pb溶于Sn的固溶體。線：AEB：液相線；AMENB：固相線；MF：Sn在Pb中的固溶度曲線；NG：Pb在Sn中的固溶度曲線；室溫下，α和βⅡ的相對量，可用杠桿定律求出：wα=×100%

wβ=×100%成分位于M—E之間的合金稱為亞共晶合金。成分位于E—N之間的合金稱為過共晶合金。區(qū)：三個單相區(qū)：L、α、β三個兩相區(qū)：L+α、L+β、α+β二.典型合金的平衡結(jié)晶及組織1.W(Sn)<M點的合金：見下圖w(Sn)=10%2．共晶合金

不同T下，α、β的相對量可用杠桿定律計算：TE稍下：wα=×100%wβ=×100%室溫：wα=×100%wβ=×100%3．亞共晶合金TE稍下：組織組成物的相對量：（α+β），αW(α+β)=×100%W(α)=×100%相組成物的相對量：α，β

W(α)=×100%W(β)=×100%4．過共晶合金TE稍下：β、（α+β）的相對量wβ=×100%w（α+β）=×100%

為分析研究組織方便,將平衡結(jié)晶后的組織填寫在相圖上。這樣便于了解任一合金在任一溫度下的組織狀態(tài)及結(jié)晶過程中的組織變化。

由以上分析可知：α、β、αⅡ、βⅡ、（α+β）在顯微組織中均能清楚地區(qū)分開，是組成顯微組織的獨立部分，稱為組織組成物。從相的本質(zhì)看，它們都是由α和β兩相組成，所以α、β兩相稱為合金的相組成物。偽共晶

見下圖合金的不平衡凝固，合金Ⅰ：平衡冷到室溫得α+(α+β)+βⅡ

快冷得偽共晶（α+β）三.不平衡結(jié)晶及組織

在實際生產(chǎn)條件下，V冷較快，原子擴散過程不能充分進行，使結(jié)晶后的組織與平衡組織有很大的差別。注：偽共晶的組織形態(tài)與共晶相同，但成分不同。

非平衡結(jié)晶時，合金過冷度較大，當(dāng)過冷至共晶溫度以下，則液相對α相的飽和極限沿AE延長線變化。而液相相對β相的飽和極限則沿BE延長線變化。如亞共晶合金Ⅰ當(dāng)V冷較快時,合金冷至T1才開始結(jié)晶。此時，L中同時飽和著α、β，因此同時結(jié)晶，L全部轉(zhuǎn)變?yōu)椋é?β）共晶組織。

由共晶成分附近的非共晶成分的合金，經(jīng)快冷后得到全部的共晶組織，稱為偽共晶。影線區(qū)，稱為偽共晶區(qū)。

先結(jié)晶相的量>>共晶組織的量，使共晶組織中與先結(jié)晶相相同的那一相，依附在先結(jié)晶相上生長，剩下的另一相則單獨在晶界處凝固，從而使共晶組織特征消失，這種兩相分離的共晶稱為離異共晶。2.離異共晶

合金Ⅱ：快冷，使先結(jié)晶出的α成分偏離固相線，沿虛線變化。當(dāng)冷到2點時，還剩一部分液體，當(dāng)冷到共晶溫度以下時，剩余的L發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成共晶組織。冷到3點以下時L消失。此時，α量>>（α+β）量，（α+β）中的α依附在α上生長，β被推向晶界出凝固，產(chǎn)生了離異共晶。

離異共晶可以在平衡條件下獲得，也可在不平衡條件下獲得。如：合金Ⅰ：緩冷得α+（α+β），α量>>(α+β)量，使（α+β）中的α依附在先結(jié)晶的α上生長，而β則存在于晶界處，產(chǎn)生了離異共晶。四.共晶組織形態(tài)共晶組織是由液相同時結(jié)晶出兩個固相得到的，共晶組織形態(tài)眾多，但可歸類為：層片狀、棒狀、球狀、針狀和螺旋狀，見圖4-20典型的共晶組織形態(tài)?，F(xiàn)以層狀共晶為例，說明共晶形成機制。

共晶合金結(jié)晶時，并非兩相同時出現(xiàn)，而是某一相在溶液中領(lǐng)先形核和生長。設(shè)領(lǐng)先相為α，α在ΔTE過冷溫度下從L中形核并長大，其含B組元質(zhì)量分?jǐn)?shù)為Cαs，由于Cαs<L的成分CE，多余的B從α中排出，結(jié)晶前沿的L中B組元富集，其成分為CαL，該成分CαL>β相形成所需的成分CβL，于是促使β在α上形核長大。

β的成分為Cβs，其前沿L的成分為CβL，該成分對應(yīng)A組元成分>α相形成所需的成分，即CαL所對應(yīng)的A組元成分，所以β形成使其前沿L中富A，這有利于α相依附在β相上形核長大。此過程反復(fù)進行，形成α和β相間排列的組織形態(tài)。α相前沿富B，β相前沿富A。在長大過程中，B從α相前沿橫向擴散到β相前沿，A從β相前沿橫向擴散到α相前沿，保證了同時結(jié)晶出兩個不同成分的相，而液相仍維持原來的成分CE。層片狀共晶組織的粗細(xì)，用層片間距λ表示。

λ=式中：k為常數(shù)，R為凝固速度。可見：ΔT↑，R↑，λ↓。共晶組織越細(xì)，合金強度越高。一.相圖分析以Pt-Ag合金為例4.2.3包晶相圖及其合金的結(jié)晶

兩組元液態(tài)時無限互溶，固態(tài)時有限互溶，并發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變的二元系相圖。

這種：由一定成分的固相與一定成分的液相在恒溫下生成另一個一定成分的固相轉(zhuǎn)變叫包晶轉(zhuǎn)變。點：A：Pt的熔點B：Ag的熔點D：包晶點。具有D點成分的合金為包晶合金。線：ACB：液相線APDB：固相線PE：Ag溶于Pt的固溶度曲線DF：Pt溶于Ag的固溶度曲線PDC：水平線，叫包晶線，在此線上的合金均發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變:區(qū)：三個單相區(qū)：L、α、βα：Ag溶于Pt中的固溶體。β：Pt溶于Ag中的固溶體。三個兩相區(qū)：L+α、L+β、α+β。1.包晶合金（合金Ⅰ）二、典型合金的平衡結(jié)晶過程及組織2.過包晶合金（合金Ⅱ）3.亞包晶合金（合金Ⅲ）

包晶反應(yīng)后有剩余L相包晶反應(yīng)后有剩余S相包晶反應(yīng)：αPt>βPt>LPt，中擴散

αAg<βAg<LAg，中擴散

但實際中，V冷比較快，擴散來不及進行或進行不完全，因而得到不平衡組織。

這種：由于包晶轉(zhuǎn)變不能充分進行而產(chǎn)生的化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象，稱為包晶偏析。

消除方法：擴散退火。

三、不平衡結(jié)晶及組織

一般：固溶體擴散V<<液相中的擴散V，因而包晶轉(zhuǎn)變V是非常緩慢的。4.3.1其他類型的二元相圖(P81)

1.具有化合物的二元相圖a.形成穩(wěn)定化合物的相圖

沒有溶解度的化合物在相圖中是一條垂直線，可把他看作一個獨立的組元把相圖分為兩個獨立部分。見下圖。Mg2Si可看作一個獨立組元把Mg-Si相圖分為Mg-Mg2Si和Mg2Si-Si兩個獨立二元相圖。4.3二元相圖的分析和使用

有溶解度的化合物在相圖中有一定的成分范圍，見下圖。β相有一定的成分范圍。從熔點作垂線也可把相圖分為兩個獨立相圖。

b.形成不穩(wěn)定化合物的相圖

見圖4-36p83。不穩(wěn)定化合物KNa2加熱到6.9℃時KNa2會發(fā)生分解。

注意：不穩(wěn)定化合物不能作為組元將整個相圖劃分為兩部分。2.具有偏晶轉(zhuǎn)變的相圖由一個液相L1分解為一個固相和另一個成分的液相L2的恒溫轉(zhuǎn)變，見圖4-33p82。在955℃發(fā)生偏晶轉(zhuǎn)變：L36→Cu+L87955℃等溫線為偏晶線，W(Pb)=36%的點為偏晶點。3.具有合晶轉(zhuǎn)變的相圖由兩個成分不同的液相L1和L2相互作用形成一個固相，見下圖。在asb溫度發(fā)生合晶轉(zhuǎn)變：

L1a+L2b→βs4.具有熔晶轉(zhuǎn)變的相圖由一個固相恒溫分解為一個液相和另一個固相。見圖4-32(p81)Fe-B相圖。在1381℃發(fā)生熔晶轉(zhuǎn)變：δ→γ+L5.具有固態(tài)轉(zhuǎn)變的二元相圖a.具有固溶體多晶型轉(zhuǎn)變的相圖體系中組元有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變時，形成的固溶體常有多晶型轉(zhuǎn)變。見圖4-34(p82)Fe-Ti相圖，F(xiàn)e、Ti均發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，所以Ti邊有β相→α相，F(xiàn)e邊有γ→α的固溶體多晶型轉(zhuǎn)變。b.具有共析轉(zhuǎn)變的相圖

一定成分的固相在恒溫下生成另外兩個一定成分的固相轉(zhuǎn)變。見圖4.44Cu-Sn相圖，有四個共析轉(zhuǎn)變：Ⅳ:β→α+γⅤ：γ→δ+αⅥ：δ→α+εⅦ：ζ→δ+εc.具有包析轉(zhuǎn)變的相圖兩個一定成分的固相在恒溫下轉(zhuǎn)變?yōu)橐粋€新固相的轉(zhuǎn)變叫包析轉(zhuǎn)變。見圖4.44Cu-Sn相圖，有兩個包析轉(zhuǎn)變:Ⅷ:γ+ε→ζⅨ:γ+ζ→δd.具有脫溶過程的相圖固溶體的固溶度T↓而不斷減少的過程。見圖4.44左下角。α的最大溶解度在350℃為11%Sn，隨T↓而↓。圖4.44Cu-Sn相圖4.3.2復(fù)雜二元相圖的分析方法先看相圖中是否有穩(wěn)定的化合物，如有，把相圖分為幾個區(qū)域分析。根據(jù)相區(qū)接觸法則，區(qū)別各相區(qū)。找出三相共存水平線，分析恒溫轉(zhuǎn)變類型，見表4.1p84。應(yīng)用相圖分析典型合金的結(jié)晶過程和組織變化，用杠桿法則可求出兩相的相對量。相圖只給出體系在平衡條件下存在的相和相對量?？捎孟嗦蓙砼袛嘞鄨D的建立是否有誤。表4.1二元系各類恒溫轉(zhuǎn)變圖型1.已知A（熔點600℃）與B（熔點500℃）在液態(tài)無限互溶，在300℃時A溶于B的最大溶解度為30%，室溫時為10%，但B不溶于A；在300℃時含40%B的液態(tài)合金發(fā)生共晶反應(yīng)，現(xiàn)要求：

①作出A-B合金相圖；②分析20%A，45%A，80%A合金的結(jié)晶過程，并確定室溫下組織及相組成物的相對量。思考題2.一個二元共晶反應(yīng)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與共晶體（α+β）的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。b.α相與β相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。②若共晶反應(yīng)后β初晶和（α+β）共晶各占一半，問該合金成分如何？①

a：wα=42%，w（α+β）=58%b：wα=56%，wβ=44%②

85%B1.2.1.根據(jù)相圖判斷合金的使用性能（見圖4-40P85)相圖與合金硬度、強度及電導(dǎo)率之間的關(guān)系4.3.3根據(jù)相圖推測合金的性能

形成兩相混合物的合金，性能是兩組成相性能的平均值（性能與成分呈線性變化）。固溶體的性能隨合金成分呈曲線變化。共晶合金：熔點低，流動性好，易形成集中縮孔，合金致密，鑄造性能好。固溶體合金：強度低，塑性好，變形均勻，壓力加工性能好。2.根據(jù)相圖判別合金的工藝性能(見圖4-41P86)相圖與流動性、縮孔性之間的關(guān)系4.4鐵碳相圖和鐵碳合金

研究鐵與碳的相互作用，以便認(rèn)識鐵碳合金的本質(zhì)，了解鐵碳合金的成分、組織與性能的關(guān)系。Fe與C可形成一系列化合物，實際應(yīng)用含C量不超過5%，所以只研究Fe-Fe3C部分。

(1)Fe-Fe3C相圖P87

(2)組元1)純鐵熔點1538℃，具有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，使其能合金化和熱處理。

性能：硬度低、塑性好。HB50～80,δ=30～50%。2)滲碳體滲碳體是鐵與碳形成的間隙化合物，含碳量為6.69%，熔點1227℃。

性能：硬而脆，塑性幾乎為零。HB800,δ≈0。（3）基本相1)液相（L）：Fe、C的液溶體。2)δ相：C溶于δ-Fe中形成的間隙固溶體，存在于高溫，又稱δ鐵素體。Cmax%=0.09%3)γ相：C溶于γ-Fe中形成的間隙固溶體，稱奧氏體。用γ或A表示。Cmax%=2.11%4)α相：C溶于α-Fe中形成的間隙固溶體，稱鐵素體。用α或F表示。Cmax%=0.0218%5)Fe3C相：它是Fe與C形成的間隙化合物，也叫滲碳體，含碳量6.69%。Fe3CⅠ：從L中直接結(jié)晶出的Fe3C。Fe3CⅡ：從A中沿晶界析出的Fe3C。Fe3CⅢ：從F中沿晶界析出的Fe3C。Fe3C共晶：共晶反應(yīng)得到的Fe3C。Fe3C共析：共析反應(yīng)得到的Fe3C。它們的本質(zhì)是一樣的，只是形狀不同。Fe3C按其來源不同，可分為：（4）Fe-Fe3C相圖分析

1)點:A、D、J、C、S、E。2)區(qū)：五個單相區(qū)：LδαγFe3C七個雙相區(qū)：L+δL+γL+Fe3Cδ+γα+γγ+Fe3Cα+Fe3C3)線：①ABCD:液相線②AHJECF:固相線③三條水平線

HJB包晶轉(zhuǎn)變線，在1495℃恒溫下，發(fā)生

包晶轉(zhuǎn)變：

LB+δH

1495℃γJ

ECF共晶轉(zhuǎn)變線，在1148℃恒溫下，發(fā)生

共晶轉(zhuǎn)變：

LC

1148℃

(γE+Fe3C)

Ld

共晶轉(zhuǎn)變所形成的奧氏體和滲碳體的混合物稱為萊氏體，用符號Ld表示。

PSK共析轉(zhuǎn)變線，在727℃恒溫下，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變：γS

727℃(αP+Fe3C)P共析轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物鐵素體與滲碳體的機械混合物稱為珠光體，用P表示，此線常用A1表示。

④三條析出線：

CD線：是C在L中的固溶度曲線，當(dāng)T低于此線時從L中結(jié)晶出Fe3C，此線為一次滲碳體的開始析出線。ES線：是C在A中的固溶度曲線，當(dāng)T低于此線時，要從A中析出Fe3C，此線是二次滲碳體的開始析出線，也叫Acm線。PQ線：是C在F中的固溶度曲線，隨T↓從F中析出Fe3C，此線為三次滲碳體的開始析出線。

（5）鐵碳合金分類

1)工業(yè)純鐵：C≤0.0218%的Fe、C合金。2)碳鋼：0.0218%<C≤2.11%的Fe、C合金。

亞共析鋼0.0218～0.77%

共析鋼0.77%

過共析鋼0.77～2.11%3)白口鑄鐵：2.11%<C≤6.69%的Fe、C合金。

亞共晶白口鑄鐵2.11～4.3%

共晶白口鑄鐵4.3%

過共晶白口鑄鐵4.3～6.69%

（6）典型合金的結(jié)晶過程分析及組織

1）工業(yè)純鐵（C≤0.0218%）

2）共析鋼（0.77%）

3）亞共析鋼（0.0218～0.77%）

4）過共析鋼（0.77～2.11%）

5）共晶白口鑄鐵（C=4.3%）

6）亞共晶白口鑄鐵（2.11～4.3%）

7）過共晶白口鑄鐵（4.3～6.69%）

按組織組成物填區(qū)的Fe-Fe3C相圖P93相組成物及組織組成物計算

（7）碳及雜質(zhì)元素對碳鋼組織及性能的影響

1）含碳量對組織的影響(圖4-57)

2）含碳量對力學(xué)性能的影響(圖4-58)HB：隨C%↑而↑。∵Fe3C相↑，受相的硬度及相對量的影響。σb：開始隨C%↑而↑，含碳量接近0.9%時達(dá)到最高值，隨后C%↑，σb↓。∵含碳量>0.9%時，F(xiàn)e3CⅡ在晶界處形成連續(xù)網(wǎng)絡(luò)。δ、αK

隨C%↑而↓。3）含碳量對工藝性能的影響切削加工性：低碳，軟，粘刀。高碳，硬，磨刀。

中碳，適中，切削性好。鍛造性：低C鋼鍛造性好，隨C%↑，鍛造性變差。鑄造性：共晶合金鑄造性好?！吡鲃有院?，縮孔集中。4）雜質(zhì)元素的影響錳：作為脫氧去硫元素加入鋼中，在碳鋼中屬于有益元素，含量一般在0.25%~0.8%。硅：在碳鋼中含量小于0.5%，也是有益元素。硫：是有害元素，易使鋼引起“熱脆”（形成FeS+Fe低熔點共晶體）。工業(yè)上嚴(yán)格控制其含量，一般小于0.04%。磷：也是有害元素，易使鋼引起“冷脆”（使脆性轉(zhuǎn)變溫度急劇升高）。一般其含量小于0.045%氮：近來研究表明可作為合金元素加入鋼中。氫：是有害元素，①引起氫脆；②引起白點。594.5合金鑄錠的組織與缺陷

實際生產(chǎn)中，液態(tài)金屬或合金是在錠?；蝈V型中進行結(jié)晶的，結(jié)晶規(guī)律與前面講的相同，但由于冷卻條件不同，使鑄錠組織有自己的特點。1.鑄錠的宏觀組織典型鑄錠的宏觀組織由三個晶區(qū)組成(1)表層細(xì)晶區(qū)

(2)柱狀晶區(qū)

(3)中心等軸晶區(qū)

各區(qū)形成機理

（1）表層細(xì)晶區(qū)

高溫L→鑄錠，由于鑄模T低，與模壁接觸的L受到急冷，ΔT很大；同時摸壁對形核有促進作用。因此，靠近摸壁的L中，形成大量的晶核并向各向生長，很快彼此相遇，形成一薄層很細(xì)的等軸晶粒。細(xì)晶區(qū)晶粒細(xì)小，組織致密，機械性能好。（2）柱狀晶區(qū)細(xì)晶區(qū)形成后：1）模壁被液態(tài)金屬加熱；2）細(xì)晶區(qū)與模壁形成一空氣層，造成散熱困難；3）細(xì)晶區(qū)形成放出大量的結(jié)晶潛熱。三個因素使鑄模溫度升高，液態(tài)金屬冷卻速度減慢。但在結(jié)晶前沿液體中有適當(dāng)?shù)倪^冷度，這一ΔT不能形核，但有利于晶粒長大；另外，⊥模壁方向散熱快，使晶軸與模壁⊥的晶粒沿其反方向，向L中長大。不與模壁⊥的晶粒長大到一定程度，遇到其他晶粒而不再長大，最后形成彼此平行，粗大而致密的柱狀晶區(qū)。

（3）中心等軸晶區(qū)隨著柱狀晶的發(fā)展，經(jīng)散熱，鑄錠中心部分的液態(tài)金屬的溫度全部降至熔點以下，再加上雜質(zhì)等因素的影響，會在整個剩余液體中同時形核，由于此時散熱已失去方向性，晶核在L中可以自由生長，形成了中心等軸晶區(qū)。等軸晶區(qū)各晶粒的取向各不相同，其性能也沒有方向性，一般鑄錠、鑄件都要求得到此組織。應(yīng)注意：鑄錠的宏觀組織與澆注條件有關(guān)，條件變化可改變：①三晶區(qū)的相對厚度；②晶粒大??；③甚至不出現(xiàn)三晶區(qū)。（圖4-62）通常，快的冷卻速度，高的澆注溫度，定向散熱，有利于柱狀晶形成；相反，慢的冷卻速度，低的澆注溫度，加形核劑或攪動，有利于中心等軸晶形成。柱狀晶與等軸晶各有優(yōu)缺點，根據(jù)需要調(diào)整澆注條件，得到所需組織。

2.鑄錠的缺陷(縮孔和偏析)（1）縮孔：鑄錠結(jié)晶時，先結(jié)晶的體積收縮，可由沒結(jié)晶的L補上，而最后結(jié)晶的得不到L的補充就形成了縮孔?？s孔分為：

集中縮孔：有縮管，縮穴和單向收縮。

分散縮孔：也叫疏松，有一般疏松和中心疏松。包括:宏觀偏析和顯微偏析宏觀偏析（也叫區(qū)域偏析）正常偏析：ko<1時，先凝固的外層中溶質(zhì)含量較后凝固的內(nèi)層低。反偏析：與正常偏析相反。比重偏析：由于初生相與溶液密度相差懸殊，輕者上浮，重者下沉，從而導(dǎo)致上下