材料科学基础--二元合金相图（课堂PPT）

第五章二元合金相图与合金凝固,1,纯金属的优缺点,一些纯金属具有优良的导电性、导热性、化学稳定性及美丽的金属光泽，纯金属的生产成本很高，强度、硬度、耐磨性等力学性能一般都比较差，因而不适宜制作对力学性能要求较高的各种机械零件和工模具等工件。,2,合金及其优越性,通过熔炼、烧结或其它方法将金属元素同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(alloy)。适当成分的合金不仅力学性能、电磁、化学稳定性等性能优越，而且往往成本较低合金材料应用广泛。本章利用相图研究合金的结晶过程，以及合金的性能与其成分、组织结构之间的关系。,3,5.1相平衡与相图5.1.1几个基本概念,（1）组元组成材料的最简单、最基本、可以独立存在的物质。讨论相结构和显微组织时，通常是指各种化学元素或稳定化合物。按照组元数目，材料系统可以分为一元系、二元系、三元系等。,4,（2）相,相(phase)是体系中均匀的组成部分，相与相之间有界面分开。或相是体系中结构相同、成分和性能均一，并以界面相互分开的组成部分。相指系统中具有相同的物理性质和化学性质的均匀部分相与相之间的转变称为相变。如水结冰。Phasetransformation,5,均匀指微观尺度上的均匀，而非一般意义上的均匀。化学成分允许连续变化相与相之间有界面，可以用物理或机械办法分开。相可以是单质，也可以是溶液、化合物等气体：一般是一个相，如空气。固体：物理性质和化学性质符合相均匀性的要求，几个组分可以形成一个相，也可能出现多相。液体：视其混溶程度而定。,6,（3）相平衡,如果系统中各相经历很长时间，各相的状态（成分、结构、数量等）不随时间发生变化，则是处于平衡状态。相平衡是动态平衡。例如冰与水在1atm，0C时处于平衡状态，但是界面仍然有物质交换，但正负速度相等。,7,5.1.2相平衡条件,等温等压过程用自由焓作为状态函数其中ni是i组元的摩尔数。微分形式为其中i是i组元的化学位,8,设平衡体系中包含、两相，在等温等压条件下，某一组元i从其中一相向另一相转移了一个极小量dn摩尔相自由焓减小了相自由焓增加了此时，整个体系自由焓的变化为,9,在平衡时，显然dG=0因为dn不等于0,所以相平衡条件为任意一组元在各相当中的化学位均相等-相平衡的条件。,10,5.1.3相律,吉布斯相律：f=c-p+2C：系统的独立组元数P：共存的平衡相数f：自由度的数目，指给定合金系在平衡相数不变的前提下，可独立改变变量（如温度、压力、浓度等）的数目。对于不含气相的凝聚系统，可视为恒压条件，相律表述为：f=CP+1,11,独立组元数,独立组元（独立组分）：足以表示形成平衡系统中各相所需要组分的最少数目c=组分数独立化学反应数目限制条件当物质之间没有化学反应时，独立组元数=化学物质数目；当组元之间存在化学反应时，限制条件数=化学反应个数。,12,自由度,温度、压力、组分浓度等可能影响系统平衡状态的变量中，可以在一定范围内改变而不会引起旧相消失新相产生的独立变量的数目自由度f0。如果出现负值，则说明体系可能处于非平衡态。,13,相律推导,设一个平衡体系中，独立组元数C，平衡相数为P；如果每个相均包含C个组元：那么每相组成需要（C-1)个变量表示其化学组成，总变量数为P(C-1)+2,2是温度和压力。若有其他变量，如电场磁场，则增加变量个数。每一组元有（P-1)个平衡条件，因而约束条件C(P-1)从而得到，自由度F=P(C-1)+2-C(P-1)=C-P+2,14,外界条件变化时，相的种类、多少、浓度等往往会随之变化，如水的状态会随着温度、压力的变化而变化。,15,5.1.4相图,相图：表示体系的相平衡状态与成份、温度、压力等变量之间关系的图形。相图表示一个合金系内不同相的可以稳定存在的范围,相图也称为状态图、平衡图。相图对于成分与组织结构的关系有重要意义相图可用于材料研究设计、选材、制定热加工工艺等。相图可以实验测量，也可以由计算获得。,16,原理：根据系统在冷却过程中温度随时间的变化情况来判断系统中是否发生了相变化。做法：(1)配制不同成分的合金；(2)将样品加热成液态，令其缓慢而均匀地冷却，记录、绘制温度时间曲线，即冷却曲线；(3)根据冷却曲线测定合金的临界点；由于相变的热效应，在冷却曲线上出现转折点；(4)将临界点标在同一坐标系中，连接相同意义的点，构成相图。,热分析法,17,以BiCd系为例：所选合金Cd的质量百分数：a,0；b,20；c,40；d,75；e,100,热分析法举例,18,差热分析法（DTA）,19,（1）单元系相图,单元系统中，只有一种组分，不存在浓度问题。影响因素只有温度和压力。因为c=1,根据相律f=cp+2=3p最多三相平衡以水为例，可能同时存在水、冰、汽三相。在不同温度（或压力）测出水-汽、水-冰、冰-汽两相平衡时对应压力（或温度）。然后将测量数据绘制在T-P坐标系中，连接相同意义的点构成相区界限。如下图。,20,单相区中，f=2;边界线上，p=2，f=1;Clapeyron方程反映两相平衡时P与T的关系O点，p=3,f=0。,21,SiO2,S的相图,22,（2）二元系相图,除了温度、压力以外，还有一个成分变量，相图为立体图；如果压力变化不大，且只考虑液、固凝聚相，可以近似认为压力不变。相律f=C-P+1根据相律，恒压时二元系最多可以出现三相平衡。,23,二元系相图一般以浓度为横坐标，温度为纵坐标来绘制的。横坐标表示成分，从左到右，B含量从0%B逐渐增加到100%B；常用浓度，重量百分比、原子百分比。温度：摄氏、华氏,24,相图中的线是临界点的连线，将相图分成若干相区。相图给出了相的稳定存在范围，可确定合金的结晶温度范围；状态点位置代表平衡状态，如果状态点在盐水单相区：重量，成分,25,二元系的两相区,如果某一成分、温度表示的状态点位于两相区内，说明该合金在这种条件下处于两相平衡，如O合金：L和；两相平衡时，相图给出了平衡相的浓度，如图L成分为a，的成分为b，合金的平均成分仍然是O。还有其他信息吗？,26,杠杆定律,若重量为W0，成分为O的合金在某一温度处于两相平衡，如L和两相平衡；根据溶质守恒，必然有将（1）代入（2）式，移项可得即杠杆定律。,27,杠杆定律的常用形式,可以计算某一相所占的比例，重要。,28,5.2相图热力学基础,相图大多是实验测量得到的，但是也可以用热力学计算获得。合金体系中组元之间可以形成单相溶体、单相化合物，也可能是多相混合物。在一定温度、浓度条件下，用自由焓G最低条件可以确定合金的平衡状态。,29,5.2.1溶液的自由焓,溶液包括气体、互溶液体及固溶体。若忽略形成固溶体时的应变能，相似。如果xA摩尔A组元与xB摩尔B组元在等温、等压条件下混合形成1摩尔溶液混合前的自由焓=其中分别为A、B组元的摩尔自由焓混合引起的自由焓变化混合后溶液的摩尔自由焓=,30,（1）混合热的近似求法,若A、B组元完全没有差别，二者形成理想溶液，混合热为零。一般溶液，不能忽视二者的差别。假设H是溶体内最近邻原子结合能的总和,而忽略次近邻原子之间的作用，且无序分布。1摩尔溶液中原子总数为N，则A原子数目NxA、B原子数目NxB，若配位数为Z，则任意一个原子平均有ZxA个A原子与之相邻，有Z（1-xA）个B原子与之相邻，原子对数目,31,令A-A原子的结合能eAA，B-B原子的结合能eBB，A-B原子的结合能eAB，则固溶体的摩尔H,32,33,令HA,HB实际是纯A，B的摩尔H溶液的摩尔H相互作用系数,34,（2）溶液的混合熵,35,（3）溶液的自由焓,G-xB曲线的形状与有关如果0,W形曲线。,36,G-x曲线的形状,37,与扩散的关系,根据最小自由焓原理若=0，理想溶液，A，B原子没有差别，溶质无序下坡扩散，从不均匀-均匀。0，A-B原子对能量较高，溶质偏聚。上坡扩散，从均匀-不均匀。,38,组元的化学位,这就是切线方程成分为x的溶体中A、B组元的化学位,39,5.2.2混合物的自由焓,由于相界面上的原子数量很少，近似地可以忽略界面的能量。多相合金的自由焓就等于各相自由焓的和。设A，B两组元可形成，两相两相的总摩尔数分别是n1和n2两相中B组元的摩尔分数分别是x1，x2,两相的摩尔自由焓G1和G2,40,合金的摩尔自由焓G合金的平均浓度x两式相除，得到,杠杆定律,41,混合物的自由焓G与合金成分x呈直线关系；两相混合物的自由焓G与两组成相的摩尔自由焓位于同一直线上。,42,5.2.3公切线法则与相图推断,如果已知各组成相在某一温度、压力下的G-x曲线，根据最小自由焓原理，可以确定平衡相的种类及浓度。例如，T1温度时，L，的G如图，可以看出在整个成分范围L相为稳定相。,43,如果两相的G-x曲线相交，相平衡状态需根据公切线法则确定如图所示若xx2，相稳定；x1xx2，+两相混合物能量最低；平衡相、的成分分别是x1和x2,44,两相平衡时，合金成分与相成分无关只有公切线上的两点才是平衡相的成分点,45,同理，如果某一温度T2时，G-x曲线如图，则各成分范围的稳定相依次为xf,46,三相平衡,在三相平衡时，其中的两相必然两两平衡；因而三相的G-x曲线也必有公切线。平衡成分也是切点。,47,两相区边界通过三相平衡线以后进入其他两相区，而非单相区因为涉及到非稳相，能量较高，存在范围较小,48,相图推断与解释,49,能,50,5.3匀晶相图与固溶体凝固,匀晶转变：由液相结晶得到单相固体的转变。绝大多数合金系中都包含匀晶转变。两组元在液态无限互溶，在固态也无限互溶的系统称为匀晶系，如Cu-Ni,Au-Ag,Fe-Ni,Si-Ge,Au-Pt,Si-Be等。匀晶系在所有浓度只有匀晶转变。,51,5.3.1匀晶相图,Cu-Ni是典型的匀晶相图。相L，特殊点：熔点线：固相线、液相线相区：L，L+和,52,其它形式的匀晶相图,53,5.3.2固溶体合金的平衡凝固,平衡凝固指合金从液态很缓慢地冷却，使合金在相变过程中有充分时间进行组元间的互相扩散，每个阶段在液相以内、固相以内以及两相之间都能达到平衡，达到平衡相的均匀成份。匀晶转变时，固溶体的形成也是形核与长大过程。,54,55,固溶体结晶的特点,结晶产生的固相与液相成分不等与纯金属凝固不同；形核时，不仅要求能量起伏、结构起伏，而且要求浓度起伏；不是恒温结晶。温度下降时，L相成分沿着液相线变化远离合金成分；相成分沿着固相线变化接近合金成分；相对量符合杠杆定律，L减少，相增多。,56,5.3.3固溶体的不平衡凝固,固溶体凝固过程是选分结晶(新相与母相化学成分不一致)，依赖于原子扩散。若冷速较快，则只有固液界面接近于平衡状态由于扩散难以充分进行，液相尤其是固相成分不均匀。,57,固相成分平均成分线偏离固相线；液相平均成分也（略）偏离液相线；非平衡凝固时，结晶的温度范围增大；,58,晶内偏析（枝晶偏析）,定义：晶粒内部出现的化学成分不均匀现象。也称枝晶偏析（？）。先结晶部位含有较多的高熔点组元,59,影响晶内偏析的因素,a、冷却速度（-固液界面移动速度）b、元素的扩散系数c、相图上液相线与固相线之间的水平距离通过在较高温长时间加热保温(扩散退火或均匀化退火)，使异类原子互相充分扩散均匀，可消除晶内偏析。,60,5.3.4凝固过程的溶质分布,液相中溶质可以通过扩散、对流均匀化固相扩散系数远小于液相为了简便,在讨论金属合金的实际凝固问题时,一般不考虑凝固过程中固相成份的变化，而仅讨论液相中的溶质原子混合均匀程度对凝固后溶质分布的影响。,61,平衡分配系数,一定温度下，固/液两平衡相中溶质浓度之比值K0=Cs/CLCS、CL：固、液相的平衡浓度在较小温度范围内，K0可近似认为是常数,62,（1）液体中溶质完全混合的情况,KoCL,溶质贫化。,65,设k01,首先结晶出的固相浓度较低这样在L/S界面前的液相中溶质的浓度将逐渐增高，而远离界面处的液相成分变化很小。,66,67,过渡区稳定区,随着凝固进行，界面前液相中的溶质浓度逐渐升高;同时新结晶固相的浓度也逐渐升高；当界面上的液相成分CL达到C0/K0时，则结晶出的固相成分为CS=K0CL=C0而后结晶出的固相成分保持不变。这时结晶进入稳定状态。稳定状态前的凝固阶段称为过渡区。当然，结晶即将终了时还会出现浓度升高的末端过渡区。若K0l，固相成分出现相反的变化。,68,稳定态浓度分布,达到稳定态后，L/S界面附近的浓度分布基本不变；以界面为原点，生长方向为坐标轴x建立动坐标系。通过截面的溶质通量有两部分扩散产生的通量界面移动引起的通量总通量,69,在稳定状态，通量近似与x无关，即令代入上式,70,根据边界条件x=0,CL=C0/K0,x=,CL=C0仅适用于稳定阶段。界面附近浓度变化增大L,S成分之间的关系,S/L界面处,71,（3）液体中溶质部分混合,初始过渡区的建立，与液体不混合时一致,72,有效分配系数,在稳态凝固过程，界面固体成分与液体平均浓度之间的关系Ke称为有效分配系数，影响因素有R：凝固速度：边界层厚度D：扩散系数,73,稳态凝固过程中，只有界面附近（扩散区）液体成分不均匀，其他部位液相成分是均匀的可以利用类似液相完全混合公式计算溶质分布,74,有效分配系数,当凝固速度非常缓慢时,R/D0,KeK0,即为液体中溶质完全混合的情况;当凝固速度非常大时，e-R/D0，Ke=1，为液体中溶质仅通过扩散而混合的情况。一般凝固速度介于上面二者之间，K0Ke1，液体中溶质部分混合的情况,75,液相混合程度与浓度分布,除了过渡状态以外，液相混合越均匀，固相的成分越不均匀。固相混合程度对偏析的影响呢？,76,5.3.5区域熔炼,根据溶质分布规律，如果S相停止扩散，凝固后可在铸锭的一端获得提纯效果；利用这一原理，发展了区域熔炼技术，经过多次区域熔炼，可获得良好的提纯效果。例如K0=0.1，经过5次区域熔炼，前端的杂质含量可降低到原来的1/1000。已经用于金属、单晶硅、有机物等。,77,78,5.3.6成分过冷,纯金属凝固时，理论结晶温度固定，过冷度由温度分布决定；热过冷合金凝固时，理论结晶温度与成分有关；由S/L界面附近温度分布和溶质分布共同决定的过冷度称为成分过冷。,79,（1）成分过冷条件,设一个K00.1%凝固条件温度梯度G结晶速度R,促进成分过冷,85,（3）成分过冷与晶体形态,合金凝固时一般会出现成分过冷。晶体的生长形态与成分过冷区宽度、固液界面的微观结构密切相关随着成分过冷区宽度增大，固溶体晶体由平面状向胞状、树枝状形态发展。,86,87,平面长大,88,胞状长大示意图,89,胞状长大,90,91,树枝状长大,92,93,5.4共晶相图及共晶合金的凝固,共晶转变:从一个液相结晶出两个成分不同的固相。共晶转变的产物称为共晶体、共晶组织。许多合金系都含有共晶转变。共晶合金熔点低、铸造性能好，如铸铁、铝合金、26Pb74Sn焊剂等。,94,5.4.1共晶相图,相L,点A,B,E线：液相线；固相线；共晶线；溶解度线,95,液相线AE,BE;固相线AMENB;共晶线（等温线）MEN;溶解度线：MF:Sn在(Pb)中的溶解度；NG:Pb在(Sn)中的溶解度。相区:单相区3,双相区3,三相区1.,96,其他形式的共晶相图,如果两组元的溶解度可以忽略；共晶相图具有右图的形式。两固相单相区成为一条直线。,97,5.4.2合金的平衡凝固,以Pb-Sn合金为例。选择的典型成分如图所示。,98,（1）19Sn%(如10）合金,室温组织,3以下，脱溶转变II,99,100,组织组成物相对量,室温组织组成物相对量相组成物？,101,（2）共晶合金（61.9%Sn),在183C以上，L稳定；在183C以下，和稳定；在183C,同时结晶出和,即发生共晶转变,102,共晶温度，发生等温转变，形成共晶体；183C，、溶解度变化，发生脱溶转变II,II,不重新形核。,室温组织,103,104,共晶转变完成时，两相的相对量室温时，两相的相对量,105,（3）亚共晶合金1961.9Sn,106,1-2匀晶转变L2共晶转变L2以下脱溶转变II,II室温组织,107,+,II,108,组织组成物相对量,在183，合金处于L+两相平衡此后，剩余液体转化为室温组织中的共晶组织，（）（183）L49。183，共晶体中的脱溶产物不改变组织的相对量；,109,匀晶转变产生的初生相在冷却过程中将会有一部分转化为二次相,110,（4）过共晶合金61.997.5%Sn,II,(+),111,5.4.3共晶组织及其形成机理,初晶形态取决于S/L界面的性质与成分过冷情况固溶体多为树枝状；若初晶为亚金属、非金属或中间相，往往得到规则的外形。,112,共晶组织形态典型形态包括层片状、棒状、球状、针状、螺旋状、花朵状、树枝（骨骼）状等,113,球状（短棒状）共晶组织,114,针状共晶组织,115,螺旋状共晶组织,116,树枝状共晶组织,117,花朵状共晶组织,118,共晶组织形态与以下因素有关组成相与液相界面的性质，Jackson因子；组成相的相对量，界面能；界面移动速度R；界面附近液体温度梯度；生长的各向异性，等。,119,（1）金属-金属型共晶组织,两相与液体都具有粗糙界面;如Pb-Cd,Zn-Sn，Ag-Cu，Al-Ag2Al，Cd-SnCd一般具有简单的共晶形态,层片状或棒状;主要由界面能决定层片状，两相单位面积界面能较低；当一相体积分数为3050%，层状具有较小的面积，一般层片状；当一相体积分数30%，棒状具有较小的面积，层片或棒状,120,共晶组织的形成机理,满足能量起伏、结构起伏、浓度起伏等条件，领先相（如）形核长大；由于领先相成分与液相不同，领先相生长时附近浓度变化（如B富集），第二相（如）在领先相上形核；,相长大又造成周围浓度变化促进形核、生长；两相交替形核长大，得到共晶组织。,121,122,搭桥机制,两相不需要反复形核，可以借“搭桥”方式在另一相上生长，长成一个共晶团；X射线证实，一个共晶团内一相是由一个核心长成的，两相之间满足一定取向关系（界面能）,123,共晶团长大横向：层片数目增大；纵向：两相并排生长层片间距较小，横向扩散为主；T，R，层片间距,扩散距离短，不易产生溶质浓度变化，不会产生显著的成分过冷区；多元，可能！,124,（2）金属-非金属共晶组织,由于两相界面微观结构不同，动态过冷度要求不同，不能同步生长；领先相自由生长；非金属相在领先相间隙中生长。非金属相大多晶体对称性低，生长的各向异性明显；大多具有复杂形态，如树枝状、针片状、骨骼状等,125,第三组元的影响,第三组元改变界面能、成分过冷区宽度等，经常会改变共晶组织形态。如铸铁，加入Re,Mg石墨从片状变球状；Al-Si合金加入钠盐，硅针细化等。,126,5.4.4非平衡凝固（1）伪共晶,平衡凝固时，只有共晶成分的合金才可能得到100%的共晶组织。在过冷度较大时，由非共晶成分得到的全部共晶组织称为伪共晶。通常将形成全部共晶组织的成分和温度范围称为“伪共晶区”或“配对区”或“共生区”。,127,两类伪共晶区,组元熔点接近，共晶点50%，对称的伪共晶区；共晶点偏向一侧，伪共晶区偏向中间。,128,伪共晶实例,129,未变质变质处理ZL102铸态组织,130,（2）不平衡共晶组织,在非平衡凝固时，固溶体出现枝晶偏析，结晶范围扩大；,当冷至共晶温度，剩余的少量液体成分为共晶成分。共晶转变形成不平衡共晶组织，分布在晶界等最后凝固处。,131,（3）离异共晶,当合金中共晶组织所占体积分数很少，先共晶相所占体积分数很大时，共晶组织中与先共晶相相同的组成相就会依附先共晶相长大，把另一相推向最后凝固的晶界处，共晶组织特征消失；两相没有配合生长这种两相分离的共晶组织叫做离异共晶。,132,平衡、非平衡两种情况，都可能出现离异共晶。,133,5.5包晶相图及合金凝固,134,5.5.1相图分析,相：L，点：熔点A,B,包晶点D线：液相线ACB、固相线APDB、包晶线PDC、溶解度线PE,DF相区单相区:L，双相区:L+，L+，+三相区：PDC,135,5.5.2包晶系合金的平衡凝固（1）包晶成分（42.4%Ag),136,1-D:匀晶转变L;D:包晶转变L+；D以下：脱溶转变II，II,室温组织+II,137,包晶转变示意图,新相在表面形核，包晶；新相长大时，需要固相扩散，向两侧长大。直到其中一相消失为止。,138,组织组成物相对量,包晶转变前包晶转变完成100%400C,139,(2)20%Ag合金,结晶过程与包晶成分基本相同；但是在包晶转变前得到的更多；包晶转变后，会有剩余的,140,组织组成物相对量,包晶转变前包晶转变完成+,141,400C时,室温组织：+II+II,142,(3)55%Ag合金,结晶过程与包晶成分相似；与包晶成分相比，包晶转变前较少，故包晶转变后，有L相剩余；此后继续发生匀晶转变L；溶解度线以下，脱溶转变II，II,室温组织+II,143,5.5.3包晶系合金的非平衡凝固,包晶反应需要固相扩散，若转变温度较低易于出现非平衡凝固。如多余相；枝晶偏析；如图，Cu-Sn合金接近于P点的合金可能出现包晶转变。,144,5.5.4包晶转变的利用,轴承合金；滑动轴承承载大，要求摩擦系数小，“耐磨”；要求软基体、硬颗粒；如Sn-Sb轴承合金。细化晶粒；Al中加Ti,Cu中加Fe，Mg中加Zr低熔点金属结晶时高熔点金属提供形核位置。,145,5.6其它二元相图5.6.1其它凝固反应,（1）偏晶相图当组元间液相不能完全互溶时，可能产生偏晶转变,合晶转变例如Cu-Pb合金系Cu-S,Cu-O,Ca-Cd,Fe-O、Mn-Pb等也发生偏晶转变,146,(2)合晶相图,147,（3）熔晶相图,Fe-B相图包含熔晶转变Fe-S，Cu-Sb等也包含熔晶转变。,148,W-Cu相图,二组元在固态、液态几乎不溶分别在各自的熔点凝固。,149,5.6.2出现化合物的相图,化合物（中间相）有两种稳定化合物，具有固定的熔点；液相线在化合物成分位置出现极大值；不稳定化合物，加热可以分解成为一个液相与一个固相-包晶反应。,150,含有稳定化合物,中间相,151,以化合物为溶剂的固溶体,152,含有不稳定化合物,153,5.6.3具有固态相变的相图,两相平衡：相图特征匀晶转变同素异构转变；溶剂、固溶体；脱溶转变；固溶体转化为中间相；三相平衡共析转变；包析转变；磁性转变、有序化转变等。单线隔开,154,陶瓷相图举例,组元,155,5.7二元相图的分析与使用5.7.1复杂二元相图分析方法,是否存在稳定化合物,如有以它为界把相图分成两部分进行分析；确定单相区；是否存在三相共存水平线？若有，则根据与水平线相邻的相区情况，确定相变特性点及转变反应式，根据相区接触法则，区别各相区。,156,在单相区该相的成分与原合金相同,f=2。在两相区，不同温度下两相成分均沿其相界线变化，两相的相对量由杠杆法则求出,f=1。三相平衡是恒温转变，三个相的成分也是固定的，f=0。相对量能确定吗？,157,三相平衡类型,共有两类三相平衡：共晶型，包括共晶转变L=+；共析转变=+；偏晶转变L1=L2+；熔晶转变=+L；包晶型，包括包晶转变L+=；包析转变+=合晶转变L1+L2=；,158,Ni-Be相图,159,Al-Mn相图,160,Cu-Sn,161,Cu-Zn相图,162,CaO-SiO2相图,163,5.7.2相图的应用与局限性（1）热加工工艺,熔化温度、锻造温度选择；焊接材料选择（溶解性）；热处理工艺选择，参数确定；无固态相变：扩散退火、去应力退火等；溶解度变化：固溶时效处理；有同素异构转变，多种热处理。,164,（2）性能预测,165,不同成分合金组织特点不同，性能也有差异：固溶体的性能与成分之间为曲线关系，固溶强化；化合物的性能出现奇点，极值；机械混合物的性能大致是组成相性质的算术平均值，性能与成分线性规律（忽略尺寸）。,166,（3）相图的局限性,只能反映平衡相的种类、成分及相对量，不能给出组织；相的形状、大小、分布与形成条件有关。非平衡凝固时，相的种类、成分与相图不同；相图受实验条件的影响，正在逐渐完善。,167,5.7.3铸件中的缺陷,铸件中的缺陷主要有成分偏析、缩孔两类固溶体化学成分不均匀现象称为偏析，源于凝固时L、S成分不等(选分结晶)且S相扩散不充分；大多数液体凝固时出现体积收缩，如果液体不能继续补充，就会出现缩孔。,168,（1）合金中的偏析,在5.3中曾经计算平直界面时溶质的分布。合金铸件的L/S界面大多不是平直的，例如树枝状，这会改变偏析形式。当L/S界面向前推移时，溶质沿纵向和侧向析出，纵向的溶质输运会引起平行枝晶轴方向的宏观偏析；横向的溶质输运会引起垂直于枝晶轴方向的显微偏析。,169,宏观偏析（区域偏析）,宏观偏析是由于纵向溶质输运、远离L/S界面液体浓度的变化引起的较大范围内成分不均匀现象。宏观偏析也称为区域偏析，通常难以消除，属于冶金缺陷（锻轧可改善）。包括正常偏析、反偏析、比重偏析等。,170,正常偏析：符合结晶规律。例如K01时，先凝固的外壳中溶质浓度较低，后凝固的心部溶质浓度较高。反偏析：不符合结晶规律，与以上相反。与液体倒流有关。比重偏析：由于L/S比重差异较大，固体浮沉造成的不均匀性，如G漂浮。（区分正偏析，负偏析）,171,显微偏析,溶质横向流动造成不同部位浓度差异：胞状偏析：胞状长大时，胞壁与胞内成分不同。枝晶偏析：枝干、枝晶之间、主轴与高次轴成分不同。晶界偏析：晶界处成分不同于晶粒内部。扩散退火可以消除。,172,（2）缩孔,缩孔分为集中缩孔和分散缩孔两类。集中缩孔是由于最后凝固时无法补缩造成的,出现在最后凝固处分散缩孔又称疏松，是枝晶凝固的必然结果。锻造可消除。缩孔对性能影响很大，也是不可避免的，但可控制出现的部位和分散(或集中)程度。,173,集中缩孔,集中缩孔包括缩管、缩穴、单向收缩，与散热方式（凝固顺序）有关。,自外向内、自下而上凝固，锥形缩管；如果上边先凝固，下部凝固时无法补充，得到缩穴；自下而上顺序凝固，单向收缩。,174,分散缩孔,枝晶之间凝固收缩时液体无法补充形成疏松。疏松分为一般疏松和中心疏松。中心疏松还与析出气体有关。如未氧化，锻造时可以焊合。,175,结晶温度范围影响流动性、缩孔性质及热裂倾向；液相线/固相线水平间距影响偏析倾向。,176,5.8Fe-C相图及铁碳合金,碳钢与铸铁是使用最为广泛的金属材料；二者都是Fe和C为主构成的合金；不同成分的碳钢和铸铁，组织和性能也不相同。在研究和使用钢铁材料、制定其热加工和热处理工艺以及分析工艺废品的原因时，都需要应用铁碳相图。,177,5.8.1Fe-C合金中的相,L：C可以溶入液态Fe中形成溶液；固态Fe具有同素异构转变C可以溶入Fe中形成间隙固溶体铁素体：C在-Fe中的固溶体，记号或F；bccferriteaustenite奥氏体：C在-Fe中的固溶体，记号或A；fcc高温铁素体：C在-Fe中的固溶体，记号,bcc。,178,Fe3C的结构,Fe3C碳化物属于复杂结构的间隙化合物，正交点阵，C原子位于Fe的八面体间隙，每一个C原子周围有6个Fe原子，Fe:C=3:1,179,180,当碳含量超过固溶体的溶解度，存在方式有二碳化物Fe3C（cementite）:正交点阵间隙化合物，硬脆相，主要存在于钢、白口铸铁中；石墨G：简单六方结构，软，如灰口铸铁中。G是稳定相，Fe3C长期加热可转化为G由于Fe3C成分与液体接近更容易形核，冷却较快时易于得到。亚稳相对应的相图也有Fe-G稳定系相图和Fe-Fe3C亚稳系相图。,181,182,5.8.2相图分析,高碳区合金没有使用价值，只用富铁角。单相区5个，其中稳定化合物1个；7个2相区，3个3相区；相图中包括包晶转变、共晶转变、共析转变三个恒温转变，相应分成三部分,183,一些重要的线,液相线ABCD;固相线AHJECF;包晶线HJB共晶线ECF共析线PSK(A1线)溶解度线ES（Acm），PQ:C在、中的溶解度；GS（A3）：同素异构转变,184,铁碳合金的分类,根据组织特征，Fe-C合金分为工业纯铁、钢和铸铁。工业纯铁0.0218%C,无P；钢（0.0218,2.11,不发生共晶转变有共析转变；铸铁(2.11,6.69，发生共晶转变。,185,186,5.8.3典型合金的平衡凝固(1)工业纯铁,187,工业纯铁的平衡凝固组织,F+（Fe3C）III,188,室温组织+Fe3CIII室温相组成+Fe3C,189,(2)共析钢,190,珠光体组织,191,192,共析转变刚完成时相组成室温相组成组织100%P,193,(3)亚共析钢,194,亚共析钢组织：F+P,195,40钢的室温组织,相组成组织组成,196,(4)过共析钢,197,过共析钢组织P+Fe3CII,198,199,T10的组织,相组成组织组成,200,(5)共晶白口铸铁,201,共晶白口铸铁组织,202,(6)亚共晶白口铸铁,1-2匀晶转变;2:共晶转变;2-3脱溶转变;3:共析转变;3以下:脱溶转变;,203,室温组织:P+Ld+Fe3CII。,204,3.0%C合金的组织组成,205,206,(7)过共晶白口铸铁,Fe3CI+LdFe3CIIFe3CIII都没有单独形核,组织中不可分辨,207,Fe3CI,208,5.5%C合金室温组织,相组成组织组成,209,210,渗碳体组织的分类,Fe3CI:来自于L，匀晶转变的产物Fe3CII:来自于A，脱溶转变的产物Fe3CIII:来自于F，脱溶转变的产物共晶Fe3C:来自于L，共晶转变的产物共析Fe3C:来自于A，共析转变的产物,211,渗碳体组织的相对量,Fe3CI:0100%，4.3-6.69%CFe3CII:0-22.6%-0,0.77-2.11-4.3%CFe3CIII:0-0.3%-0，Q-P(0.0218)-S(0.77)共晶Fe3C:max47.8%4.3%C共析Fe3C:max11.22%0.77%C,212,成分与组成,213,5.8.4Fe-C合金的性能