Chpt4 相图.doc

相 图相图又称为状态图或平衡图，它是表示材料系统中相的状态与温度及成分之间关系的一种图形。由相图可以知道材料的凝固或熔化温度及系统中可能发生的固态相变或其他转变；材料的性能与相图有一定关系，掌握了有关相图的知识，就可以通过相图预测材料的某些性能。所以，相图是材料科学工作者必不可少的重要工具。相、相平衡及相图的制作相相是指一个系统中，具有同一结构、同一聚集状态的均匀部分，不同相之间有明显的界面分开。在材料科学中有其特性，如单相固熔体，其中某个微区成分并不均匀，而存在成分偏聚现象，另外，在同一相的不同晶粒之间也存在着界面，所以有界面分开的并不一定都是两种相。合金中的相，“均匀”是指成分、结构及性质要么宏观上完全相同，要么呈连续变化，而没有突变现象。相平衡与规律相平衡是指某一温度下，系统中各相经很长时间也不互相转变，处于平衡状态，称为相平衡。相平衡的热力学条件要求每个组元在各相中的化学位必须相等。若是二元合金，则 相律：在恒压条件下，相平衡的数学表达式：式中：自由度数；组成材料系统的组元数；平衡相的数目。相律的应用：确定合金系中可能存在的最多平衡相的数目及结晶进行的条件；判断相图的正确性。相图的测定方法依据：相变时伴随有性能的突变。方法：热分析法、膨胀法、硬度法、磁性法、电阻法、X-射线结构分析等。以热分析法为例，二元相图的制作过程为：1配置几组成分不同的合金，如Cu-Ni系（5组）2测定上述 合金的冷却曲线；3找出合金的临界点；4把这些临界点描在温度成分的坐标中；5把性质相同的临界点用光滑曲线连接起来,即得到相图，如下图示。用热分析法建立Cu-Ni相图相图的基本类型:三类基本的二元相图图型二元匀晶相图由液相直接结晶出单相固熔体的过程，称为匀晶转变。完全具有匀晶转变的相图，称为匀晶相图，如Cu-Ni相图。相图分析液相线，是指不同成分的液相开始转变为固相的温度连线。固相线，是指不同成分的液相完全转变为固相的温度连线。整个相图分为三个相区：L，+L，固熔体的平衡凝固平衡凝固，是指系统无限缓慢的冷却，原子扩散非常充分，时时达到相平衡条件的一种凝固方式。固熔体的平衡凝固过程及组织，见下图：固熔体的平衡结晶平衡结晶过程中，固相成分沿着固相线变化，而液相成分沿着液相线变化。小结：固熔体合金凝固的特点：1）固熔体凝固时结晶出来的固相成分与原液相成分不同，所以形核时还需要浓度起伏；2）凝固是在一定温度范围内进行。在此温度范围内的每一温度下，只能结晶出一定数量的固相。3）固熔体合金的凝固必须依靠异类原子的互相扩散，凝固速度较慢。杠杆定律固熔体合金平衡凝固过程中,液、固两相相对量的变化可用杠杆定律来计算。证明：设下图中成分为X的合金在t1温度时，处于液、固两相共存，平衡两相的成分点分别为a、b, 对应的横坐标值为XL,X。杠杆定律的证明设合金的总质量W0,液相质量为WL,固相质量为W,则有 WL+W=W0另外，原合金Ni的质量应等于L，中所含Ni的质量和，即：WLXL+WX=W0X由以上两式可得：或这个式子与力学中的杠杆定律相似，故称为杠杆定律。固熔体的非平衡凝固与微观偏析不平衡结晶过程可以借用平衡相图作定性说明：下图表明微观偏析的形成过程不平衡结晶过程各相成分的变化及组织变化示意图消除微观偏析的方法 扩散退火，其工艺特点是：高温加热长时间保温。微观偏析也称晶内偏析。晶内偏析程度取决于凝固时的冷却速度、偏析元素的扩散能力及相图上液相线与固相线之间的距离。下图说明Cu-Ni合金的铸造组织通过扩散退火，消除了偏析。(a)铸造组织(b)退火组织Cu-Ni合金的显微组织固熔体的非平衡结晶与宏观偏析先介绍溶质的平衡分配系数k0的概念平衡分配系数k0定义为在一定温度下，液、固两平衡相中溶质浓度之比值，即：k0=cS/cL式中cS，cL分别表示固、液相的平衡浓 度。假定液相线与固相线为直线，则k0为常数，如下图所示：两 种 k0情 况查尔默斯(Chalmers)等人研究了固熔体合金在定向凝固过程中，溶质原子的重新分布。他是把液态金属放在细长的石墨熔舟中，并放在具有温度梯度的炉子里，使合金自左端逐渐向右凝固，固/液（S/L）界面在宏观尺度上保持平直。合金的这种凝固过程基本上相当于大型铸锭从模壁到中心的凝固过程。合金的正常凝固大致归为以下三种情况: 液相内溶质完全混合这是在缓慢顺序结晶条件下，凝固时排出的溶质原子能在液体中完全均匀混合。设合金的溶质含量为c0,合金棒全长为L，已凝固部分的长度为z，如下边右图所示，那么离端面z处的合金棒中，溶质含量cS(z)有多少呢？ 可以证明：上式如用曲线表示，则如下边左图所示。图中表明离合金棒左端不同距离处溶质的浓度(c)。这种合金棒从左端至右端的宏观范围内存在的成分不均匀现象称为宏观偏析。液相成分保持均匀原始浓度为c0(k01)的合金溶时固相成分的分布液在凝固后的溶质分布曲线图由上式可知此式表明，凝固后溶质分布曲线是随k0而变化的。若取不同的k0值，则相对溶质浓度(cS/c0)与已凝固的体积分数的关系曲线如下图所示：在k01时，如果合金棒自左向右凝固，则左端获得纯化，溶质将富集右端。k0越小，左端这种效果越显著。溶液中溶质完全混合时圆棒凝固后得到的溶质分布曲线人们应用这个原理发展了区域熔炼技术，获得了极好的提纯效果。区域熔炼不是把金属全部熔化，而是分段逐步熔化，见左图所示。区域熔炼可反复进行，每次熔炼后都会对材料纯度提高，从而获得高纯材料。区域熔炼示意图小结:从“b”曲线可以看出，开始结晶的左端熔质原子低于平均成分，而右端熔质原子严重偏析，这就是沿长度方向上存在着熔质的偏析现象，称为宏观偏析。它与快冷时由于固相中原子不能充分扩散而产生的枝晶偏析是两个不同的概念。液相内溶质原子部分混合在较快结晶条件下，液相中溶质原子只能部分混合。此时，液固界面处液相与固相内溶质原子分布如下图(a)所示。在边界层中溶质原子富集到一定程度后，溶质原子从界面固体一侧向边界层内流入速度与从边界向液体中流去的速度相等时，达到稳定阶段，即(cS)i/(cL)B为常数，称为稳态凝固过程。在稳态凝固过程中，采用有效分配系数ke。ke=(cS)i/(cL)B 凝固后合金棒中溶质浓度分布可用下式表示凝固后溶质分布曲线如右图(b)所示：液相内溶质部分混合（a）结晶时，液、固相内的成分分布（b）结晶后，整个圆棒内的成分分布液相内溶质仅通过扩散混合这是很快结晶的条件，由于界面很快推进，边界层溶质迅速富集，当液相一方达到c0/k0时，固相的溶质浓度提高到c0,而又不可能将边界层以外液相成分(cL)B提高到合金平均成分液相内溶质原子很少或无混合以上，所以，边界层溶质浓度将一直保持不变，如上图(a)所示。此时ke=1,所以，凝固后溶质分布曲线如上图中的(b)所示。已凝固体积分数小结：固熔体合金棒缓慢顺序凝固后从左到右溶质浓度的分布与结晶条件有关。由于结晶速度不同，溶质的混合情况不同，可以形成不同的宏观偏析，如上图所示。成分过冷与固熔体的组织成分过冷的形成假设具有c0成分的合金顺序缓慢凝固，平衡分配系数为k0，熔质仅靠扩散混合而达到稳态凝固时，则液、固界面前沿液相中溶质的分布如下图中(a)所示。为了便于研究，找出四个点（代表微区）；根据4个点的溶质浓度，找出它们在相图中的位置(即可找到其理论凝固温度)，如下图(b)所示；成分过冷形成示意图（a）溶质分布曲线（b）A-B匀晶相图（c）熔点分布曲线（d）实际温度分布曲线（e）成分过冷在温度距离坐标中，画出这4个点的位置，如上图(c)所示；由假设条件，凝固界面前沿具有正的温度梯度(即实际温度分布)，如上图(d)所示；把(d)与(c)两图画在一个坐标中，即上图(e)中显示，离液/固（L/S)界面前沿不同距离处形成了成分过冷区。固熔体结晶时，尽管实际温度分布不变，但是液/固界面前沿液相中溶质分布发生了变化，液相的熔点也随着变化，这种由于液相成分改变而形成的过冷，称为成分过冷。在一定距离范围内，其过冷度还随距离x的增加而增大，即负的温度梯度。成分过冷的控制可以证明，出现成分过冷的条件为：公式中：G温度梯度；R结晶速度；m相图中的液相线的斜率；k0平衡分配系数；D液相中溶质的扩散系数。成分过冷对固熔体生长形态及组织的影响固熔体结晶时的生长形态与成分过冷有关，随着成分过冷度从小变大，界面生长形态将从平直界面向胞状及树枝发展，如下图左图所示。平面状生长 当液/固界面前沿不产生成分过冷，结晶时完全依靠热温过冷，则以平面状生长。胞状生长 当液/固界面前沿有较小成分过冷区时，界面上若出现成分过冷对组固熔体胞状生长与织形态的影响溶质原子的扩散突出部位伸向成分过冷区，则突出部位前沿液相内溶质大量富集，富集的溶质原子既向前扩散，也向两边扩散 ，见上图右图所示。由于凹处浓度增高，熔点必然降低，过冷度也降低，其生长速度下降，而凸起端将伸向成分过冷区，超前发展，而超前的最大距离不能超过成分过冷区，这样便形成一个较稳定的凹处界面，它与突出界面平行向液相中发展，形成胞状组织，如下图所示：(a)横向(b)纵向规则的胞状组织（未抛光，未浸蚀） 150 树枝状生长 若成分过冷区较大，则以树枝状方式生长，如下图所示:(a)平面状：G=135 /cm，R=1.19 m/s(b)胞状：G=128 /cm，R=7.3 m/s(c)柱状树枝：G=36.2 /cm，R=57.4 m/s(d)等轴树枝：G=21.7 /cm，R=257 m/sCu-Al合金(wCu=0.045)定向结晶生长形态45二元共晶相图二组元在液态无限溶解，固态有限熔解，并通过共晶反应形成两相机械混合物的二元相图，称为二元共晶相图。相图分析以Pb-Sn相图为例,如下图所示: Pb-Sn二元相图共有三个相：L是Sn和Pb在高温下的液熔体；是Sn熔于Pb形成的有限固熔体；是Pb熔于Sn形成的有限固熔体。几条相变线的意义：AE、BE分别表示从液相开始结晶出和的液相线。AM、BN分别表示和凝固终了的固相线。MEN水平线表示三相平衡：即从液相中同时结晶出的两种固相和，故称为共晶线，也是一条固相线。tE共晶温度；E共晶点；(+)共共晶体或共晶组织；MF、NG线称为固熔线，分别表示和的固熔度随温度的变化。相区：二元系中仅有单相、两相、三相区三种。单相区中，f=2，即相的温度和成分均可独立变化；两相区中，f=1，即温度和成分两个变量中仅有一个可以独立变化，另外一个将随之而变；三相区中，f=0，即说明相的温度和成分恒定不变。典型合金的平衡凝固和组织端部固熔体合金以wSn=0.10合金为例，其结晶过程如下图所示：Sn-Pb合金(wSn=0.1)的结晶室温下，相组成为、。组织为:+II。其组织如下边左图所示。II的相对量为脱熔转变：这种从过饱和固熔体中分离出另一种固相的过程,称为脱熔转变。10%Sn-Pb合金平衡结晶后的组织Sn-Pb二元共晶组织共晶合金(wSn=0.619)共晶反应：室温下，相组成为：、。组织为:(+II+II)共简写为(+)共，共晶组织如上图右图所示。亚共晶合金(wSn=0.50)结晶过程如下图所示：Sn-Pb合金(wSn=0.50)的结晶室温下相组成为：、，两相的相对量为：组织为:初+II+(+)共其组织如下图所示：组织组成物的相对量为：Sn-Pb亚共晶合金(wSn=0.5)的组织过共晶合金(wSn=0.70)分析方法与亚共晶合金类似，Sn-Pb亚共晶合金(wSn=0.7)的组织室温下的组织应为：初+II+(+)共其组织如右图所示。小结:共晶系合金室温下都由、两相组成。但由于在结晶过程中不同反应形成的相分布形态不同，因而组织不同。一般液相中形成(称初生相),具有树枝状形态，为粗大的枝晶；共晶反应形成的两相组织为细密层片状组织；次生组织为细小、圆滑的粒状。共晶组织及其形成机理共晶组织的基本特征是两相交替排列，但两相的形态却是多种多样，如下图所示：层状片棒状球状针状螺旋状典型的共晶组织形态为什么会有不同的组织形态？这是由于共晶组织中的各相的熔化熵不同。从这一观点出发，可以把共晶组织分为三类：粗糙粗糙界面(即金属-金属型)共晶；粗糙平滑界面(即金属-非金属型)共晶；平滑平滑界面(即非金属-非金属型)共晶。金属-金属型共晶组织的形成机制以层片状共晶为例来说明，下边左图表明共晶凝固时固-液界面的平衡相浓度；下边右图说明层片状共晶成长时界面前沿的横向原子扩散。共晶凝固时的固/液层状共晶成长时界面界面的平衡相浓度前沿的横向原子扩散共晶两相同时存在共同成长称为共晶凝固。共晶凝固所共同构成的共晶领域，称为共晶晶团,或晶区。一个共晶领域中的每一单相并不是都需要单独形核，各相间多半是通过“搭桥”连接起来的，即经过搭桥分枝形成，如下图所示：共晶生长时的“搭桥”机构在这类共晶组织中，究竟是呈层状还是棒状，主要取决于两个因素：共晶中两相的相对量(体积分数)及相间界面能。数学分析可知：当晶体中的体积分数在30%以下时，形成棒状的总界面比形成层状小，故有利于形成棒状共晶；当一相的体积分数在30%70%时，有利于形成层片状。金属-非金属型共晶组织由于非金属相晶体结构上的特性，使其成长时具有明显的各相异性，如Al-Si共晶时，由于Si相生长的各相异性，就出现了分枝长大，呈不规则形态。如下图所示：Al-Si共晶成长形貌示意图共晶系合金的非平衡凝固和组织伪共晶组织非平衡凝固时，成分在共晶点附近的合金也可能获得全部共晶组织，这种由非共晶成分的合金所得的共晶组织称为伪共晶组织。伪共晶组织的形成可用下图左图来说明。由液相线所包围的伪晶区可分为：对称型伪晶区及不对称型伪区两种，如下图右图所示：伪共晶的形成伪共晶区的位置伪共晶区在相图中的位置，对说明合金中出现的不平衡组织有一定帮助。例如Al-Si系中，共晶成分的Al-Si合金在铸造状态下的组织为+(+Si)共晶，而不是单纯的共晶体。这种现象可以从下图左图所示的Al-Si合金的伪共晶区发生偏移来说明。Al-Si合金的伪共晶区Cu-Al合金(wSn=0.04)离异共晶组织在共晶转变中，若晶体中与初晶相同的那个相会依附在初晶上生长，而剩下的另一相则单独存在于初晶晶粒的晶界处，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。上图右图为Al-Cu(wCu=0.04)合金中出现的离异共晶。Al- Cu合相图如下图所示：AL- Cu 相图富Al角 二元包晶相图当合金凝固到一定温度时，若已结晶出来的一定成分的固相与剩余液相发生反应生成另一种固相，即，这种转变称为包晶转变。两组元在液态无限溶解，固态下有限互熔并具有包晶转变的相图称为二元包晶相图。Pt-Ag 相图是这类相图的典型代表。相图分析Pt-Ag 相图如下所示：Pt-Ag合金相图包晶线与共晶线不同之处在于：共晶反应为分解型反应： 而包晶反应为合成型反应：共晶线为固相线；而包晶线仅有CD段为固相线 ，而DP线段为非固相线。反应后的组织不同。液相成分点位置不同。包晶系合金的平衡凝固和组织wAg0.424的Pt-Ag合金I合金平衡凝固组织示意图如下图所示：合金I的平衡凝固示意图进行包晶转变时，相依附于相的表面形核，并消耗液相(L)和固相()而生长。当在表面形成一层时,的成分为C，的成分为D，液相成分为LP,故各相界面都存在浓度梯度，促使Ag原子从L扩散，而Pt原子从L扩散。扩散的结果,破坏了原子原有的相界平衡，为了维持原来的相界平衡，就必须有相界移动，即L/界面向L中移动，以提高界面前沿液相Ag的浓度；/界面向中移动，以提高界面前沿中的Pt的浓度。相界移动的结果，是相界处两相的平衡恢复。相界平衡，又引起了相间的浓度差，促使原子扩散。扩散的结果，破坏了相界平衡，引起相界移动，达到了新的平衡.所以，相长大是“相界扩散移动”的过程。这就是包晶转变的机理。包晶转变开始前，L和的相对量为：其他包晶合金的平衡凝固合金、合金平衡凝固过程如下图所示：合金的平衡凝固示意图合金的平衡凝固示意图包晶合金的非平衡凝固和组织以0.35Cu-Sn 为例来说明。平衡冷却时，室温组织为 +( +Sn)共较快冷却时部分Cu-Sn 相 图t1t2,L初t2,L+初此反应未能完全进行，有液相剩余。t2以下，剩余液相直接结晶析出即L t2时,剩余液相发生共晶反应：L( +Sn)共xSn=0.65合金的非平衡组织故室温组织为:初 + +( +Sn)共显微组织见左图，其中 包括包晶产物，也有由液相中直接结晶的。其他二元相图形成化合物的二元相图具有稳定化合物的相图稳定化合物，是指具有一定的熔点，熔化后液相成分与化合物的成分相同的化合物。在相图上，可将其看作一个独立组元，如 Mg-Si 相图中的 Mg2Si。见下图中的左图，有时稳定化合物还可熔解组成它的组元，即以化合物为基础的固熔体，在相图中占有一个相区，此时可以从化合物相的成分处把相图分开，进行讨论，见下图中的右图。Mg-Si相图Cd-Sb二元相图具有不稳定化合物的相图有些化合物加热到一定温度要分解为液相及另一个固相，而液相成分不同于化合物的成分。这种化合物称为不稳定化合物，他不能看作独立组元。如K-Na相图所示：K-Na二元相图具有三相平衡恒温转变的其他二元相图分解型恒温转变相图具有共析转变的相图 如下图Fe-Fe3C相图.Fe-Fe3C相图图中PSK水平线即为共析线，S为共析点，共析转变式为:P+Fe3C具有偏晶转变的相图下图Cu-Pb 相图为具有偏晶转变的相图，其特点是：一定成分和温度范围内，两组元在液态下也只能有限溶解，存在两种浓度不同的液相L1和L2。在一定温度下从L1中同时分解出一个固相与另一种成份的液相，且固相的相对量总是偏多，故称为偏晶转变。Cu-Pb二元相图图中995时发生偏晶转变：L1L2+Cu具有熔晶转变的相图某些合金结晶过程中发生固相的再熔现象，即一个固相分解成一个液相和另一个固相，称为熔晶转变。下图的Fe-B 合金，在1381时发生的转变：+L即为熔晶转变。Fe-B二元相图富Fe部分合成型恒温转变相图具有包析转变的相图 包析转变与包晶转变形式类似，如上图Fe-B相图中910发生转变+Fe2B即为包析转变。具有合晶转变的相图二组元在液态有限熔解， 存在不熔合线，不熔合线以下的两个液相L1和L2在恒温下互相作用形成一个固相的转变，称为合晶转变。如下图Na-Zn相图，在557发生合晶转变：L1+L2Na-Zn相图具有无序有序转变的相图有些二元系合金在一定成分和一定温度范围会发生有序化转变，形成有序固熔体，如Cu-Au 相图(见下图)。图中wAu=0.508合金,在390以上形成无序固熔体(),在390下形成有序固熔体(AuCu3),即 ，偏离此成分Cu-Au二元相图则只能部分有序化 。具有同素异晶转变的相图当组元具有同素异构转变时，形成的固熔体也常有异晶转变，如下图所示的Fe-Ti相图。Fe和Ti在固态均发生同素异构转变，故形成相图时，在近铁一边有转变；在近钛一边有转变。Fe-Ti二元相图小结：下表表示二元相图的基本形式序 号名 称图形特点反应特点合金实例1匀晶LCu-Ni2共晶L+Pb-Sn3包晶L+Cu-Zn4共析+Cu-Al5包析+Fe-W6偏晶L1L2+Cu-Pb7合晶L1+L2Fe-Sn8熔晶+Fe-S9单析+Al-Zn10化合物(a)稳定(b)不稳定LAmBnL+AmBn注：其中，2，4，6，8，9为共晶型；3，5，7，10(b)为包晶型。二元相图的分析方法复杂二元相图的分析方法：先看相图中是否有稳定化合物，如有稳定化合物，则可视为组元把相图分成几个区域，再进行分析。根据相区接触法则，区别各相区。找出三相共存水平线，确定相变特点及转变反应式，明确发生的转变类型。分析典型合金的结晶过程及组织时，特别注意两相区中的成分在温度改变时将沿其相界线变化，两相的相对量由杠杆定律确定。二元相图分析实例（铁碳相图）相图中的相铁碳相图的主要部分是FeFe3C相图，如下图所示.Fe-Fe3C二元相图铁在固态下有同素异构转变晶体结构bbcfccbcc合金相铁素体奥氏体高温铁素体符号F()A()铁与碳还能形成化合物Fe3C。以上是Fe-Fe3C 相图中最基本的固相。其中，铁素体是软、韧相(=70%80%)；奥氏体性能与铁素体差不多，但塑性好；高温铁素体仅在高温下存在，对室温性能的影响不大；渗碳体是复杂的间隙化合物，硬而脆相图中重要的点和线三个重要转变包晶转变（HJB线)共晶转变（ECF线)共析转变（PSK线)三条特性曲线GS线 这是从奥氏体中开始析出铁素体的转变曲线。由于它位于共析线以上，故又称为先共析铁素体开始析出线。ES线 这是碳在奥氏体中的固熔度曲线。PQ线 这是碳在铁素体中的固熔度曲线。两个磁性转变温度MO线770表示铁素体的磁性转变温度，常称为A2温度。230水平线，表示渗碳体的磁性转变温度。14个特性点，详见下表：Fe-Fe3C相图中的特性点特性点温度/wC/10-2意义A1 5380纯铁的熔点B1 4950.53包晶转变时的液相成分C1 1484.30共晶点D1 2276.69渗碳体的熔点E1 1482.11碳在奥氏体中的最大溶解度(质量分数)F1 1486.69共晶渗碳体的成分点G9120同素异构转变点H1 4950.09碳在体中的最大溶解度(质量分数)J1 4950.17包晶产物的成分点K7276.69共析渗碳体的成分点N1 3940同素异构转变点P7270.0218碳在铁素体中的最大溶解度(质量分数)S7270.77共析点Q6000.008碳在铁素体中的溶解度(质量分数)铁碳合金结晶过程分析铁碳合金分类见下表：铁碳合金按含碳量分类类别合金含碳量，%类别合金含碳量，%纯铁工业纯铁0.021 8铸铁亚共晶白口铸铁2.114.3钢亚共析钢0.021 80.77共晶白口铸铁4.3共析钢0.77过共晶白口铸铁4.36.69过共析钢0.772.11结合下图 ，分析铁碳合金室温下的组织及组织形成过程。Fe-Fe3C相图典型铁碳合金冷却时的组织转变过程分析工业纯铁(wC=0.000 1的合金)其冷却曲线及结晶过程中组织变化示意图如下所示；金相组织如下图中左图所示:F+Fe3CIII工业纯铁(a)在相图中的位置(b)冷曲曲线(c)结晶过程组织变化示意图共析钢（wC=0.007 7的合金）其组织为P(+Fe3C),相组成物为及Fe3C,其相对量为W=88,WFe3C=88。金相组织如下图中右图所示：纯铁的显微组织，退共析钢的高倍显微组织共析钢的中倍显微组火，铁素体的晶粒(600)(含碳0.8%)织(400)(含碳0.8%)亚共析钢（wC=0.012）亚共析钢(a) 在相图中的位置(b) 冷却曲线(c) 结晶过程中的组织变化结晶后的金相组织如下图所示： wC=0.004钢显微组织不同含碳量的亚共析钢，金相组织如下图所示：(a) 0.002(b) 0.006不同含碳量亚共析钢的显微组织过共析钢（wC=0.004的合金的合金）过共析钢(含1.2%C)(a) 在相图中的位置 (b) 冷却曲线 (c) 结晶过程中的组织变化其金相组织为P+Fe3CII，如下图所示：过共析钢(wC=0.012)的显微组织亚共晶白口铸铁（如wC=0.03的合金）亚共晶白口铸铁(a)在相图中的位置 (b)冷却曲线 (c)结晶过程组织变化示意图其显微组织为：P+Fe3CII+Ld，如下图所示：亚共晶白口铁过共晶白口铁铁碳合金的组织与力学性能铁碳合金可分为两大类：钢和铸铁。钢中的的基本组织组成物为P；随着含碳量的不同分为：亚共析钢：P+F共析钢：P过共析钢：P+Fe3CII铸铁的基本组织组成物为Ld，随着含碳量的不同分为：亚共晶白口铸铁：P+Fe3CII+Ld共晶白口铸铁 ：Ld过共晶白口铸铁：Fe3C+Ld这些组织，都是由和Fe3C两个相组成，两个相的相对量由杠杆定律确定。铁碳合金的力学性能，取决于和Fe3C两相的相对量及它们之间的分布，如下图所示：含碳量对缓冷碳钢力学性能的影响铸锭(件)的组织与偏析铸锭(件)的组织金属凝固后的典型组织如左图所示。铸锭中的晶粒形态，因凝固条件不同而异，不一定都有这三层晶区，而可能是其中的二种或三种。下图是实际金属凝固后的组织。钢锭的典型组织示意图金属铸锭横截面的宏观组织钛对铝合金(LF21)晶粒大小的影响铸锭中的偏析(区域偏析)正偏析先结晶的区域熔质浓度较低，而后结晶的区域熔质浓度较高，称为正偏析。 反偏析 如下边示意图所示。即浓度分布出现反常情况。在开 始凝固的一定范围内，先结晶的部分熔质浓度反而比稍后凝固的部分高。 产生的原因：某些合金以柱状晶横向生长时，在柱状晶之间由于液相中的熔质原子富集，浓度较高，另一方面由于已凝固部分的收缩，在柱状晶之间形成空隙，使空隙中的压强小于液体中的压强，即产生负压。使熔质原子吸向空隙处，而造成反偏析。铸锭反偏析示意图密度偏析如Cu-Pb合金，在955发生偏晶转变：LwPb0.36LwPb0.87+CuCu晶体由于浓度较小，故上浮；而生成的LwPb=0.87，由于Pb含量较高，浓度大，故下沉。凝固后的铸锭形成偏析，如左图所示。铜铅轴承合金中的浓度偏析三元相图三元相图的几何特征三元相图的成分表示方法等边浓度三角形表示法，如下图所示.通过等边浓度三角形某一顶点的直线，具有一些特征，如下图所示三元系的等边浓度三角形等边浓度三角形中具有特定意义的直线小结： 浓度三角形的三个顶点，表示三个纯组元（A,B,C）； 位于浓度三角形边上的合金，都是二元合金； 浓度三角形内任意一点的合金都是三元合金。过该点分别作平行于三边的平行线在三条边上的截距，则表示其组元含量（质量分数）； 位于通过浓度三角形某一顶点的直线上的合金，其所含另外两个组元的质量分数比是常数； 平行于浓度三角形某一边的直线上的合金，含该线所对顶点组元的浓度相等。说明：一般沿着顺时针方向标注组元浓度 ；实际合金中，若以某一组元(A)为基体，其它两个组元含量不高时， 可取浓度三角形的一部分.(见下图所示) 等腰浓度三角形及其成分表示法直角浓度三角形及其成分表示法直线法则与重心法则直线法则及其应用成分为R点的三元合金在某一温度下由，两相组成，和相的成分分别为P和Q，则R的位置一定在P，Q的连线上。这就是确定成分关系的直线法则。直线法则示意图，二相的相对含量（质量比）符合杠杆定律，反比于成分线段：重心法则成分为R的三元合金在某一温度下,分解成,三个相,则R的成分点必定位于的重心（质量重心，而不是几何重心）位置上，且R的质量与三个相的质量有如下关系：重心法则示意图此即重心法则。由此可得三个相的相对质量为： 显然，三个平衡相的相对量，可以用几何作图（如上图所示）的方法计算，也可以用代数法计算。设R合金总质量为1；各相相对量为W、W、W，且W+W+W =1； R的组元浓度为RA、RB、RC；的组元浓度为A、B、C；的组元浓度为A、B、C；的组元浓度为A、B、C；可得下列方程组：解此方程组，可求得W、W、W。 提示：可用行列式计算。令三元匀晶相图若三元系中每对组元在液态和固态均能完全互熔，那么它们组成的三元系也会具有同样特征，这样的三元系相图称为三元匀晶相图。如下图所示。三元匀晶相图固熔体的平衡结晶相图及其投影图相图三个侧面均为二元匀晶相图。二元匀晶相图中的液相线、固相线，此时变为液相面、固相面，都是空间曲面。液相面和固相面在浓度三角形上的投影都是ABC。固熔体的结晶过程在上图中O合金的平衡结晶过程：冷至液相面O温度时，成分为O的液相开始结晶出成分为S的固相；随温度下降，L不断减少，不断增多，液相成分沿液相面变化，其轨迹为OL1L2L；的成分沿固相面变化，其轨迹为SS1S2O.冷至O温度时，全部结晶为 。在投影图中可以看出，O合金凝固中液、固相连接线的变化，左图表示出液、固相连接线端点变化的轨迹为一蝴蝶形的图形,说明结晶过程中液、固相成分的变化。结晶时液、固相连线端点的变化轨迹等温截面图等温截面图就是以一定温度所做的平面,与三元相图立体图相截,所截得的平面在浓度三角形上的投影,如下图中左图所示.T = T 时,等温截面如下图右图所示.三元匀晶相图等温截面图及共轭线示例在等温截面图上的两相区中 ,只要合金的成分一定,两相的相对量就可以按直线法则求出.如O合金,过其成分点的MN共轭线确定后,其平衡两相的相对量即可确定。M、N点怎么确定？其准确位置是根据实验确定；但也可按近似求法确定:即连接成分点O与顶点C的直线,与弧线S1S2的交点即为M点,与弧线L1L2的交点即为N点。用系列等温截面图可分析给定合金的相转变。例如下图为三元匀晶相图投影图,其中实线为液相线,虚线为固相线,从中可以确定不同成分合金的结晶开始温度和终了温度范围。图中O点成分的合金T3开始结晶，结晶终了。三元匀晶相图投影图垂直截面图垂直截面图是以垂直于浓度三角形的平面，与立体相图相截所得的截面图。下图同时给出了过顶点B和平行AC边的垂直截面图。(a)(b)(c)三元相图的垂直截面示例垂直截面图主要用于分析合金发生的相转变及其温度范围。但与二元相图有本质的区别：在二元相图中，液、固相线可以用来表示合金凝固过程中，L与的成分随温度变化的规律，而三元合金的垂直截面就不能表示相的成分随温度而变化的关系，故不能确定两个平衡相的成分和相对量。三元共晶相图组元在液态完全互熔、固态完全不熔、且具有共晶转变的三元相图（三元简单共晶相图）相图分析：对照二元相图，便可理解下边左图中点、线、面的意义。三元共晶相图三相平衡区与两相平衡面液相面及其投影（3块）三块液相面的空间交线，称为三相平衡共晶线。冷却时，当液相成分达到此线上时，分别发生三相平衡共晶转变：LA+B；LB+C；LC+A三条三相平衡共晶线的交点(E)称为三元共晶点(或四相平衡共晶点)。E点成分的三元合金，在TE温度下发生三元共晶转变：三块液相面在浓度三角行上的投影如左图所 示， 分别为。因此，凡位于这三块液相面投影图内的三元合金，凝固过程中总会分别析出初先相A，B，C。液相面投影图固相面及其投影过共晶点E所作的平面，与生成固相的成分点相交形成的三角行平面,即为固相面。在浓度三角形上的投影为ABC。凡位于四相平衡共晶面投影内的三元合金，液固过程中剩下的液相都要在四相平衡共晶面上恒温形成三相共晶体(A+B+C)共 。 三相平衡共晶面及其投影(中间面)(3组、6个）在液相面与固相面之间，还有一种曲面，即开始发生三相平衡共晶转变的临界面，称为三相平衡开始面（简称中间面），如下图所示。三相平衡区与两相平衡面它是由三相平衡共晶线E1E与两个组元(A，C)的成分线组成的曲面A3E1EA1即C3E1EC1,其上界为二元共晶线（A3E1C3）,下界为三元共晶面上的A1E、C1E。同理，还有另外两组中间面。注意：三相平衡共晶转变终了面与四相平衡共晶面重合。中间面在浓度三角形上的投影为：Ae