第七章二元系相图及其合金的凝固课件

第七章

二元系相图及其合金的凝固第七章

二元系相图及其合金的凝固本章要求二元相图的表示和测定方法，复习相图热力学的基本要点几种基本相图：匀晶相图（Cu-Ni合金相图）、共晶相图（Pb-Sn合金相图）、包晶相图（Pt-Ag合金相图）；相律，杠杆定律及其应用；二元合金相图中的几种平衡反应：共晶反应、共析反应、包晶反应、包析反应、偏晶反应、熔晶反应、合晶反应。二元合金相图中合金的结晶转变过程及转变组织。熟练掌握Fe-Fe3C相图。熟悉Fe-C合金中各相与组织的结构。会几种典型Fe-C合金的冷却过程分析熟练杠杆定律在Fe-C合金的应用。二元合金的凝固理论了解合金铸件的组织与缺陷，高分子合金进行简述。本章要求二元相图的表示和测定方法，复习相图热力学的基本要点相图的表示相图的表示二元相图中的成分在国家标准有两种表示方法：质量分数（ω）和摩尔分数（x），两者换算如下：7.1相图的表示和测定方法

式中，ωA，ωB分别为A，B组元的质量分数；ArA，ArB分别为组元A，B的相对原子质量；xA，xB分别为组元A，B的摩尔分数，并且ωA+ωB=1（或100％），xA+xB=1（或100％）。二元相图中的成分在国家标准有两种表示方法：质量分数（ω）和摩相图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变化的相变点。动态法热分析法膨胀法电阻法静态法金相法X射线结构分析精确测定相图需多种方法配合使用相图测定方法二元相图是根据各种成分材料的临界点绘制的，临界点下面介绍用热分析法测量临界点来绘制二元相图的过程。测定条件：冷却需非常缓慢，保持热力学平衡。下面介绍用热分析法测量临界点来绘制二元相图的过程。测定条件热分析装置示意图

热分析装置示意图二元相图的线、区由凝固开始温度连接起来的线成为液相线（liquidusline）。由凝固终了温度连接起来的线成为固相线（solidusline）。相图中由相界线划分出来的区域称为相区（phaseregions），表明在此范围内存在的平衡相类型和数目。在二元合金系中有单相区（singlephaseregion）、两相区（twophaseregion）、三相区（threephaseregion）。单相区内、f=2，T和成分都可变。双相区内、f=1，T和成分只有一个可以独立变化。若三相共存、f=0，T和成分都不变，属恒温转变。二元相图的线、区由凝固开始温度连接起来的线成为液相线（liq由相率可知，二元系最多只能三相共存，且在相图上为水平线，如图7.2。由相率可知，二元系最多只能三相共存，且在相图上为水平线，如图固溶体的准化学模型近似：只考虑最近邻原子间的键能两者晶体结构相同，原子半径相等，且无限互溶，混合后△Vm＝0只考虑两种不同组元不同排列方式产生的混合熵7.2相图热力学的基本要点

7.2.1固溶体的自由能-成分曲线

固溶体的准化学模型近似：7.2相图热力学的基本要点7.2固溶体的自由能为7.2相图热力学的基本要点

7.2.1固溶体的自由能-成分曲线

式中，xA和xB分别表示A，B组元的摩尔分数；ｕAº和ｕBº分别表示A，B组元在T(K)温度时的摩尔自由能；R是气体常数；Ω为相互作用参数，其表达式为式中，NA为阿伏加德罗常数，z为配位数,eAA,eBB和eAB为A—A，B—B，A—B对组元的结合能。

固溶体的自由能为7.2相图热力学的基本要点7.2.1按三种不同的情况，分别作出任意给定温度下的固溶体自由能—成分曲线，如图7．3所示。按三种不同的情况，分别作出任意给定温度下的固溶体自由能—成

相互作用参数的不同，导致自由能—成分曲线的差异，其物理意义为：当Ω＜0，由(7．4)式可知，A－B对的能量低于A—A和B—B对的平均能量，所以固溶体的A，B组元互相吸引，形成短程有序分布，在极端情况下会形成长程有序，此时ΔHm＜0。有序固溶体或超点阵

当Ω＝0，A—B对的能量等于A-A和B-B对的平均能量，组元的配置是随机的，这种固溶体称为理想固溶体，此时ΔHm＝0。当Ω＞0，A—B对的能量高于A-A和B-B对的平均能量，意味着A—B对结合不稳定，A，B组元倾向于分别聚集起来，形成偏聚状态，此时ΔHm＞0。偏聚固溶体，如Al-Cu合金的G.P.区相互作用参数的不同，导致自由能—成分曲线的差异，其物理7.2.2多相平衡的公切线原理自由能－成分曲线上每一点切线的含义7.2.2多相平衡的公切线原理自由能－成分曲线上每一点切线7.2.2多相平衡的公切线原理两相平衡时的成分由两相自由能—成分曲线的公切线所确定，如图7.4所示。相平衡的热力学条件：由图可知：结论：两者斜率相等，为两相公切线。7.2.2多相平衡的公切线原理两相平衡时的成分由两相自由能对于二元系在特定温度下可出现三相平衡，如7.5所示：对于二元系在特定温度下可出现三相平衡，如7.5所示：7.2.3混合物的自由能和杠杆法则设A、B两组元形成的α和β两相，物质的量和摩尔吉布斯自由能分别为：n1，n2和Gm1，Gm2，α和β相中含B组元的摩尔分数分别为x1和x2。α相(n1摩尔，Gm1)β相(n2摩尔，Gm2)

＋混合物组元B(x1)组元B(x2)7.2.3混合物的自由能和杠杆法则设A、B两组元形成的α和混合物中B组元的摩尔分数(x):上式表明：斜率相等，说明Gm必在Gm1和Gm2同一直线上（两相平衡时的公切线），而且x(平衡相成分)必在x1和x2之间，如下图所示。混合物中B组元的摩尔分数(x):上式表明：斜率相等，说明Gmαα＋ββ上式表明：斜率相等，说明Gm必在Gm1和Gm2同一直线上（两相平衡时的公切线），而且x(平衡相成分)必在x1和x2之间。αα＋ββ上式表明：斜率相等，说明Gm必在Gm1和Gm混合物Gm最低，两平衡相共存，各相的成分是切点所对应的成分x1和x2，固定不变。那么，当合金成分x在[x1,x2]变化时，将引起体系内怎样的变化呢？两相相对量的变化——杠杆定理导出由图7.6可知，两边除以x2-x，得：相图中两相平衡时相含量计算得基本法则－杠杆法则α相的相对量β相的相对量

7.2.4从自由能—成分曲线推测相图根据公切线原理可求出体系在某一温度下平衡相的成分。图7．7表示由T1，T2，T3，T4及T5温度下液相(L)和固相(S)的自由能一成分曲线求得A，B两组元完全互溶的相图。7.2.4从自由能—成分曲线推测相图根据公切线原理可求出图7．8表示了由5个不同温度下L，α和β相的自由能一成分曲线求得A，B两组元形成共晶系的相图。图7．8表示了由5个不同温度下L，α和β相的自由能一成分曲第七章二元系相图及其合金的凝固课件第七章二元系相图及其合金的凝固课件第七章二元系相图及其合金的凝固课件图7．9、图7．10和图7．11分别示出包晶相图、溶混间隙相图和形成化合物相图与自由能—成分曲线的关系。图7．9、图7．10和图7．11分别示出包晶相图、溶混间隙第七章二元系相图及其合金的凝固课件7.2.5二元相图的几何规律

根据热力学的基本原理，可导出相图应遵循的一些几何规律，由此能帮助我们理解相图的构成，并判断所测定的相图可能出现的错误。

(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而变化。

(2)相区接触法则：两个单相区之间必定有一个由该两相组成的两相区把它们分开，而不能以一条线接界。两个两相区必须以单相区或三相水平线隔开。

(3)二元相图中的三相平衡必为一条水平线，表示恒温反应。

(4)相界线走向规则：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内，而不会进入单相区内。7.2.5二元相图的几何规律根据热力学的基本原理7.3.1匀晶相图和固溶体凝固-匀晶相图两组元无限互溶的条件：晶体结构相同原子尺寸相近，尺寸差<15%相同的原子价相似的电负性（化学亲和力）7.3二元相图分析

1.匀晶相图7.3.1匀晶相图和固溶体凝固-匀晶相图两组元无限互溶的条由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变，Cu—Ni二元匀晶相固分别示于图7．12中。

1.匀晶相图由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变，Cu—Ni二元匀晶匀晶相图还可有其他形式，如Au-Cu，Fe-Co等在相图上具有极小点，而在Pb—T1等相图上具有极大点，两种类型相图分别如图7．14(a)和(b)所示。匀晶相图还可有其他形式，如Au-Cu，Fe-Co等在相图上具2.固溶体的平衡凝固联结线（Tieline)：确定某一温度下两相平衡成分的连线。平衡凝固是指凝固过程中的每个阶段都能达到平衡，即在相变过程中有充分时间进行组元间的扩散，以达到平衡相的成分，现以ω(Ni)为30％的Cu-Ni合金(见图7．12)为例来描述平衡凝固过程。该合金整个凝固过程中的组织变化示于图7．15中。

2.固溶体的平衡凝固联结线（Tieline)：确定某一需要着重指出的是，在每一温度下，平衡凝固实质包括三个过程：①液相内的扩散过程。②固相的继续长大。⑦固相内的扩散过程。现以上述合金从小至，2温度的平衡凝固为例，由图7．16具体描述之。需要着重指出的是，在每一温度下，平衡凝固实质包括三个过程：①平衡凝固过程分析从T1－>T2温度，可采取两种方法：每一步都非常缓慢，处于平衡状态；一下子降温到T2温度，保温足够长时间，使其扩散均匀固相成分由初始41％Ni－>36％Ni，依靠固相量的增多；液相成分由初始30％Ni－>24％Ni，依靠结晶出36％－41％Ni的固相晶粒之间和晶粒内部的成分是均匀的平衡凝固过程分析从T1－>T2温度，可采取两种方法：固溶体非平衡凝固在工业生产中，合金溶液浇涛后的冷却速度较快，使凝固过程偏离平衡条件，称为非平衡凝固。图7．17(a)是非平衡凝固时液、固两相成分变化的示意图。

固溶体非平衡凝固在工业生产中，合金溶液浇涛后的冷却速度较快固溶体非平衡凝固特点液、固相平均成分线与冷速有关，冷速越快，偏离越严重；反之，越接近平衡状态；先结晶部分总是富高熔点组元；非平衡凝固终结温度低于平衡凝固时的终结温度。固溶体非平衡凝固特点液、固相平均成分线与冷速有关，冷速越快，固溶体通常以树枝状生长方式结晶，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，故称为枝晶偏析。图7．18是Cu-Ni合金的铸态组织，树枝晶形貌的显示是由于枝干和枝间的成分差异引起浸蚀后颜色的深浅不同。图7．19是经扩散退火后的Cu—Ni合金的显微组织，树枝状形态已消失，由电子探针微区分析的结果也证实了枝晶偏析已消除。

固溶体通常以树枝状生长方式结晶，非平衡凝固导致先结晶的枝干和1、E：低共熔点LA＋Bf=0TAE液相线LAf=1TBE液相线LBf=12、M点析晶路程具有低共熔点的二元系统相图ATBEA＋BA＋LB＋LTAB％LBMTECE1、E：低共熔点LA＋Bf=0具有低共

Lp=1f=2M(熔体)L1[s1,(A)]LAp=2f=1L2[s2,A]LAp=2f=1E[sE，A＋(B)]LA+Bp=3f=0E(液相消失)[ME,A+B]p=2f=1[M3,A+B]ATBA＋LB＋LTAB％LBMA+BEL2S2L1S1SEMEM3LM(熔体)L1[s1,(A)]LAL杠杆规则ATBA＋LB＋LTAB％LBMA+BEL2S2L1S1SEMEM3M2M1T1T2TE

(3)刚到TE:晶体B未析出，固相只含A。

S%=MEE/SEE×100％；L％＝MESE/SEE

×100％(4)离开TE：L消失，晶体A、B完全析出。

SA%=M3B/AB×100％；SB%=M3A/AB×100％T1：固相量S%=0;液相量L％=100%;(2)T2：S%=M2L2/S2L2×100％；L％＝M2S2/S2L2×100％杠杆规则ATBA＋LB＋LTAB％LBMA+BEL2S2L共晶合金的平衡凝固及其组织共晶相图的概念组成共晶相图（theeutecticphasediagram）的两组元，其相互作用的特点是:液态下两组元能无限互溶，固态下只能部分互溶(形成有限固溶体或化合物)，甚至有时完全不溶，并具有共晶转变（theeutecticreaction）。所谓共晶转变是在一定条件下(温度、成分)，由均匀液体中同时结晶出两种不同固相的转变，所得到两固相的混合物称为共晶组织(体)。具有共晶转变的相图称为共晶相图。

属于二元共晶相图的合金有：Pb－Sn、Pb－Sb、Al－Si、Al－Cu、Mg－Si、Al－Mg等。共晶合金的平衡凝固及其组织共晶相图的概念共晶相图分析相图中有三个基本相：液相（L）、固相α和β相图中的相线：液相线、固相线和共晶转变线。共晶转变线是一条水平线，是L、α和β三相共存的温度和各相的成分。成分为E的液相在该温度下发生共晶反应：LE→αM+βN

共晶组织（eutecticstructure）的特点是两相细小弥散混合。发生共晶转变的温度称为共晶温度（theeutectictemperature）。发生共晶转变的液相成分点E称为共晶点（theeutecticpoint）或共晶成分。相图中的相区：三个单相区：L相区、α相区和β相区；三个双相区L+α相区、L+β相区、α+β相区；三相共存于MEN线L+α+β各相区中相组成物：各相区中组织组成物：共晶相图分析相图中有三个基本相：液相（L）、固相α和β共晶合金的特点熔点分别低于各纯组元；比纯金属具有更好的流动性，防止枝晶的形成；恒温转变，减少铸造缺陷；其组织弥散细小混合，层状或杆状组织，性能优异的原位复合材料。共晶合金的特点熔点分别低于各纯组元；共晶合金的平衡凝固及其组织Pb－Sn共晶相图共晶合金的平衡凝固及其组织Pb－Sn共晶相图共晶合金的平衡凝固根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为了四类：端部固溶体合金、亚共晶合金（hypoeutecticalloys）、过共晶合金（hypereutecticalloys）、共晶合金（eutecticalloy）。(1)

端部固溶体合金

(ω(Sn)<19%的合金

)这类合金的冷却曲线为：结晶过程：L→L+αI→αI→αI+βⅡ

匀晶反应＋脱溶转变室温组织：α+βⅡ共晶合金的平衡凝固根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为了四图7．21为ω

(Sn)＝10％的Pb-Sn合金平衡凝固过程示意图。图7．21为ω(Sn)＝10％的Pb-Sn合金平衡凝固过程第七章二元系相图及其合金的凝固课件共晶合金（61.9％Sn）该合金的冷却曲线为：该合金发生共晶反应：LE→αM+βN

这一过程在恒温下进行，直至凝固结束。形成共晶体（α+β）。两个相的相对量可用杠杆法则求得：αM=EN/MNβN=ME/MN

其组织特征如图7.22

结晶过程：L→L+（α+β）→(α+β)共共晶反应＋脱溶转变室温组织：(α+β)共共晶合金（61.9％Sn）该合金的冷却曲线为：共晶合金平衡凝固示意图共晶合金平衡凝固示意图共晶合金的平衡结晶的显微组织共晶合金的平衡结晶的显微组织亚共晶合金这类合金的冷却曲线为：其组织变化示意图如图：其结晶过程：L→L+α→L+α+（α+β）共→α+(α+β)共→α+βⅡ+(α+β)共

匀晶反应＋共晶反应＋脱溶转变室温组织：α+βⅡ+(α+β)共在共晶转变之前，从液态中先结晶出α相。先结晶出的相叫先共晶相（pro-eutecticphase）。先共晶相和液相比例可用杠杆法则求出亚共晶合金这类合金的冷却曲线为：第七章二元系相图及其合金的凝固课件第七章二元系相图及其合金的凝固课件现以ω(Sn)＝50％的Pb-Sn合金为例,分析其平衡凝固过程(见图7.24)。

c.亚共晶合金现以ω(Sn)＝50％的Pb-Sn合金为例,分析其平衡凝固暗黑色树枝状晶为初生α固溶体，其中的白点为βⅡ，而黑白相间者为(α＋β)共晶体。亚共晶合金的平衡结晶的显微组织暗黑色树枝状晶为初生α固溶体，其中的白点为βⅡ，而黑白相间者过共晶合金过共晶合金的凝固过程和组织特征与亚共晶合金相类似，只是初生相(先共晶相)为β固溶体而不是α固溶体。这类合金的冷却曲线为：其结晶过程组织变化示意图如图：结晶过程：L→L+β→L+β+（α+β）共→β+(α+β)共→β+αⅡ+(α+β)共

匀晶反应＋共晶反应＋脱溶转变室温组织：β+αⅡ+(α+β)共过共晶合金过共晶合金的凝固过程和组织特征与亚共晶合金相类过共晶合金显微组织成分位于E，N两点之间的合金称为过共晶合金。其平街凝固过程及平衡组织与亚共晶合金相似，只是初生相为β固溶体而不是α固溶体。室温时的组织为β初+（α+β）。过共晶合金显微组织成分位于E，N两点之间的合金称为过共晶合金共晶系合金平衡凝固特点通过以上分析共晶系合金的平衡凝固可分为两类：固溶体合金和共晶型合金。前者的结晶过程主要为匀晶相变＋脱溶转变，组织为初生固溶体和次生组织；后者的结晶过程主要为匀晶相变、共晶相变和脱溶相变，组织为初生固溶体、共晶体和次生组织。共晶系合金平衡凝固特点通过以上分析共晶系合金的平衡凝固可分为共晶系合金平衡凝固特点需要指出的是在分析显微组织时，应注意组织组成物和相组成的区别。组织组成物是在结晶过程中形成的，有清晰轮廓的独立组成部分，如上述组织中α、αⅡ、β、βⅡ、(α+β)共都是组织组成物。而相组成物是指组成显微组织的基本相，它有确定的成分及结构但没有形态上的概念，上述各类合金在室温的相组成物都是α相和β相。所以共晶合金都是由α相和β相组成的机械混合物（mechanicalmixture）。共晶系合金平衡凝固特点需要指出的是在分析显微组织时，应注意组3．共晶合金的非平衡凝固在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶，如图7.27所示。a．伪共晶3．共晶合金的非平衡凝固在非平衡凝固条件下，某些亚共晶或过共在用Al-Si合金中，共晶成分的Al-Si合金在快冷条件下得到的组织不是共晶组织，而是亚共晶组织；而过共晶成分的合金则可能得到共晶组织或亚共晶组织，这种异常现象通过图7．28所示的伪共晶区的配置不难解释了。

在用Al-Si合金中，共晶成分的Al-Si合金在快冷条b.非平衡共晶组织由于非平衡共晶体数量较少，通常共晶体中α相依附于初生α相生长，将共晶体中另一相β推到最后凝固的晶界处从而使共晶体两组成相间的组织特征消失，这种两相分离的共晶体称为离异共晶（divorcedeutectic）离异共晶可通过非平衡凝固获得，如相图中的a点左侧合金,c点右侧合金；也可通过平衡凝固获得，如相图中的a点右侧合金,c点左侧合金；b.非平衡共晶组织由于非平衡共晶体数量较少，通常共晶体中α离异共晶显微组织图离异共晶显微组织图包晶相图及其合金凝固包晶相图概述有些合金当凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的固相与剩余液相(有确定成分)发生反应生成另一种固相的恒温转变过程称为包晶转变（peritecticreaction）。两组元在液态下无限互溶，固态下只能部分互溶并具有包晶转变的相图称为二元包晶相图（theperitecticphasediagram）。具有包晶转变的二元合金有：Cu－Sn、Fe－C、Cu－Zn、Ag－Sn、Ag－Pt包晶相图及其合金凝固包晶相图概述包晶相图分析

线：固相线、液相线、水平线(DPC)为包晶转变线。包晶转变线上的合金在该温度下发生包晶转变：Lc+αp=βD

相区：三个单相区L相区、α相区和β相区；三个双相区L+α相区、L+β相区、α+β相区；三相共存于DPC线L+α+β

包晶线与共晶线不同之处在于：共晶线为固相线，线上的合金在共晶温度全部凝固完毕，其组织为两相混合物。包晶线仅有DP为固相线，而DC为液相线。包晶相图分析线：固相线、液相线、水平线(DPC)为包晶转变包晶相图图7．30所示的Pt-Ag相图是具有包晶转变的相图中的典型代表。包晶相图图7．30所示的Pt-Ag相图是具有包晶转变的相图中包晶点（D）合金冷却曲线发生包晶反应：Lc+αP=βD为恒温反应结晶过程：L→L+α→L+α+β→β→β+αⅡ

匀晶反应＋包晶反应＋脱溶转变室温组织：αⅡ+β包晶转变机理：包晶点（D）合金冷却曲线a.

ω(Ag)为42.4%的Pt-Ag合金(合金Ⅰ)a.ω(Ag)为42.4%的Pt-Ag合金(合金Ⅰ)包晶反应时原子迁移过程示于图7.32中：包晶反应时原子迁移过程示于图7.32中：包晶点（D）以右合金

冷却曲线碰到PC发生包晶反应：Lc+αP=βD

为恒温反应结晶过程：L→L+α→L+α+β→L+β→β→αⅡ+β匀晶反应＋包晶反应＋匀晶反应＋脱溶转变室温组织：αⅡ+β包晶点（D）以右合金冷却曲线b.42.4%<ω(Ag)<66.3%的Pt-Ag合金(合金Ⅱ)b.42.4%<ω(Ag)<66.3%的Pt-Ag合金(合包晶点（D）以左合金冷却曲线碰到DP发生包晶反应：Lc+αP=βD

为恒温反应结晶过程：L→L+α→L+α+β→α+β→α+β+αⅡ+βⅡ

匀晶反应＋包晶反应＋脱溶转变室温组织：α+β+αⅡ+βⅡ包晶点（D）以左合金冷却曲线c.10.5%<ω(Ag)<42.4%的Pt-Ag合金(合金Ⅲ)c.10.5%<ω(Ag)<42.4%的Pt-Ag合金(合包晶合金的非平衡凝固包晶转变一般不易进行完全，即最终组织不易达到平衡状态，且包晶反应速度较慢，形成非平衡组织；包晶转变能否进行完全的主要矛盾是所形成新相β内的扩散速率；从生长方式上看，新相β包围α长大，扩散速率小，易产生不完全性，若包晶相单独在液相中形核和长大时，包晶转变亦可迅速完成。包晶合金的非平衡凝固包晶转变一般不易进行完全，即最终组织不易实际生产中的冷速较快，导致包晶反应的不完全性，形成包晶反应的非平衡组织。如图7.35所示：3．包晶合金的非平衡凝固实际生产中的冷速较快，导致包晶反应的不完全性，形成包晶反应的另外，某些原来不发生包晶反应的合金，在快冷条件下，出现某些平衡状态下不应出现的相，如图7.36中的合金I。另外，某些原来不发生包晶反应的合金，在快冷条件下，出现某些平溶混间隙相图与调幅分解溶混间隙（miscibilitygap）是两种液相或两种固溶体不相混溶的现象。它可以出现在单相的液相中，也可以出现在单一固溶体区内。

L→L1+L2α→α1+α2转变方式有二种：

形核长大方式，需要克服形核能垒，没有形核阶段的不稳定分解，称为调幅分解（spinodaldecompotion）。如Cu－Pb，Cu－Ni，An－Ni，Cu-Mn和二元陶瓷合金中的NiO-CoO，SiO2一Al2O3等。

溶混间隙相图与调幅分解溶混间隙（miscibilityg7.3.4溶混间隙相图与调幅分解图中的溶混间隙显示了两种液相不相混溶性。7.3.4溶混间隙相图与调幅分解图中的溶混间隙显示了两种液

对于在溶混间隙中拐点迹线内发生调幅分解的原因，可从经调幅分解前后自由能变化ΔG来解释。设母相的成分为x，分解的两个相成分为x+Δx及x-Δx，则对上式用二阶泰勒级数展开，可得

由此表明，在拐点迹线以内的溶混间隙区，任意小的成分起伏Δx都能使体系自由能下降，从而使母相不稳定，进行无热力学能垒的调幅分解，由上坡扩散使成分起伏增大，从而直接导致新相的形成，即发生调幅分解。对于在溶混间隙中拐点迹线内发生调幅分解的原因，可其他类型的二元相图

具有化合物的二元相图具有偏晶转变的相图具有合晶转变的相图具有熔晶转变的相图具有固态转变的二元相图其他类型的二元相图具有化合物的二元相图具有化合物的二元相图在某些二元系中，可形成一个或多个化合物，化合物一般处于相图的中间位置，又称为中间相（intermediatephase）。根据两组元间形成化合物的稳定性，可分为稳定化合物和不稳定化合物。形成稳定化合物的相图

稳定化合物是指具有固定的熔点，且在熔点以下保持固有结构而不发生分解的化合物。相图特征：形成的没有溶解度的化合物在相图上表现为一条垂线。可以把它作为一个独立的组元而把相图分为两部分。该类化合物成分是固定的，或在一定范围内但有确定的熔点。形成稳定化合物的二元相图有：Mg－Si、Cu－Ti、Fe－P、Mg－Cu、Ag－Sr、Na2SiO3－SiO2、BeO－Al2O3、SiO2－MgO具有化合物的二元相图在某些二元系中，可形成一个或多个化合物，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线，可把它看作为一个独立组元而把相图分为两个独立部分，如图7.37所示。a．形成稳定化合物的相图如果所形成的化台物对组元有一定的溶解度．即形成以化合物为基的固镕体，则化合物在相固中有一定的成分范围，如图7.38所示的Cd-Sb相图。

如果所形成的化台物对组元有一定的溶解度．即形成以化合物为基的形成不稳定化合物的相图

不稳定化合物是指在加热到一定温度时会发生分解的化合物。相图特征：化合物线在加热到一定温度化合物会分解。

包晶反应所形成的中间相均属于不稳定化合物。它们不能视为独立组元而把相图划分为简单相图。例如：K－Na相图形成不稳定化合物的相图不稳定化合物是指在加热到一定温度时b.形成不稳定化合物的相图b.形成不稳定化合物的相图具有偏晶转变的相图偏晶转变（monotecticreaction）相图特点：在一定的成分和温度范围内，两组元在液态下也只能有限溶解，存在两种不同浓度的液相L1和L2。转变：是在一定温度下从一个液相中同时分解出一个固相和另一成分的液相的过程，且固相的相对量总是偏多。即：L1→A+L2

具有偏晶转变的二元系有：Cu－S、Cu－O、Mn－P具有偏晶转变的相图偏晶转变（monotecticreact2.具有偏晶转变的相图2.具有偏晶转变的相图具有合晶转变的相图合晶转变（syntecticreaction）相图特点：二元组在液态下有限溶解，存在不熔合线，不熔合线以下的两液相L1和L2。转变：在恒定温度下，两个成分不同的液相相互作用形成一个固相的转变称为合金转变。即L1+L2→β具有偏晶转变的二元系如：Na－Zn具有合晶转变的相图3.具有合晶转变的相图3.具有合晶转变的相图具有熔晶转变的相图在某些合金结晶过程中，当达到一定温度会从一个固相分解为一个液相和另一个固相，即发生了固相的再熔现象，这种转变称为熔晶转变（metatecticreaction）。即：δ→L+γ

具有熔晶转变的合金很少，如Fe－S、Cu－Sb具有熔晶转变的相图具有熔晶转变的相图具有熔晶转变的相图具有固态转变的二元相图当合金中组元具有同素(分)异构变时，则其固溶体会出现三种情况：固溶体的多晶型转变，共析转变、包析转变、偏析转变（monotectoidreaction）。

具有固溶体多晶型转变的相图固溶体的多晶型转变又称为多形性转变。具有这类转变的合金有等，如Fe－C、Fe－Ti合金具有固态转变的二元相图当合金中组元具有同素(分)异构变时，则具有固溶体多晶型转变的相图

当体系中组元具有同家(分)异构转变时，则形成的固镕体常常有多晶型转变，或称多形性转变。

具有固溶体多晶型转变的相图具有共析转变的相图共析转变（eutectoidreaction）是在一定温度下一个固相转变为另两个固相的过程。共析转变与共晶转变相似，区别在于它是由一个固相在恒温下转变为另外两个固相。共析转变对热处理强化意义很大。钢的热处理是以共析转变为基础的。共析合金（eutectoidalloy）、亚共析合金（hypoeutectoidalloy）、过共析合金（hypereutectoidalloy）具有共析转变的相图共析转变（eutectoidreactib.具有共析转变的相图该相图存在4个共析恒温转变：b.具有共析转变的相图该相图存在4个共析恒温转变：c.具有包析转变的相图

包析转变相似于包晶转变，但为一个固相与另一个固相反应形成第三个固相的恒温转变。如图7．44的Cu—Sn合金相图中，有两个包析转变：

d．具有脱溶过程的相图如图7.44中，在350℃以下，固溶体在降温过程中要不断地析出ε相(Cu3Sn)，这个过程称为脱溶过程。

c.具有包析转变的相图包析转变相似于包晶转变，但为一e．具有有序－无序转变的相图e．具有有序－无序转变的相图f．具有固溶体形成中间相转变的相图g.具有磁性转变的相图

磁性转变属于二级相变，固溶体或纯组元在高温时为顺磁性．在Tc温度以下呈铁磁性，Tc温度称为居里温度，在相图上一般以虚线表示，如图7．46所示。f．具有固溶体形成中间相转变的相图g.具有磁性转变的相图分析复杂二元相图的步骤和方法如下：首先看相图中是否存在化合物，如有稳定化合物，则以这些稳定化合物为界(把化合物视为组元)，把相图分成几个区域(基本相图)进行分析。根据相区接触法则，认清各相区的组成相。

单相区：代表一种具有独特结构和性质的相的成分和温度范围，若单相为一根垂线，则表示该相成分不变。双相区：两相区中平衡相之间都有互溶度，只是互溶度大小不同而已。复杂二元相图的分析方法

分析复杂二元相图的步骤和方法如下：复杂二元相图的分析方法找出所有的三相共存水平线，分析这些恒温转变的类型，写出转变式。表7.1列出了二元系各类三相恒温反应(转变)的类型，可借助于分析。应用相图分析典型合金的结晶过程和组织变化规律。

单相区；相成分、质量与原合金相同。双相区；在不同温度下两相成分沿相界线变化，各相的相对量可由杠杆法则求得。三相共存(平衡)时，三个相的成分固定不变，可用杠杆法则求出恒温转变前、后相组成的相对量。找出所有的三相共存水平线，分析这些恒温转变的类型，写出转变式在应用相图分析实际情况时，切记相图只给出体系在平衡条件下存在的相和相对量，并不能表达出相的形状、大小和分布（这些只取决于相的本性及形成条件）；相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件下很难达到平衡状态，因此要特别重视它们的非平衡条件下可能出现的相和组织。相图的正确与否可用相律来判断。在分析和认识了相图中的相、相区及相变线的特点之后，就可分析具体合金随温度改变而发生的相变及组织变化。在应用相图分析实际情况时，切记相图只给出体系在平衡条件下存在第七章二元系相图及其合金的凝固课件根据相图推测合金的性能合金的性能取决于合金的组织，而合金组织与相图有关，所以可根据相图预测合金平衡状态下的一些性能。包括：使用性能（力学性能、物理性能等）工艺性能（合金的铸造、压力加工、切削加工、热处理强化性能）根据相图推测合金的性能合金的性能取决于合金的组织，而合金组织使用性能(力学、物理性能)一般形成两相机械混合物的合金，其性能是各相性能的平均值，即性能与成分呈线性关系；形成固溶体合金时，其性能与成分呈曲线关系；形成稳定化合物时，其性能在曲线上出现奇点。固溶体合金中溶质原子溶解使溶剂晶格发生变化(畸变)，使固溶体强度、硬度升高，而塑性降低，这一现象称为固溶强化。固溶强化是提高合金强度的方法之一，在工业生产上得到广泛应用。使用性能(力学、物理性能)一般形成两相机械混合物的合金，其相图与力学性能的关系相图与力学性能的关系1．根据相图判断合全的使用性能

图7．47表示出几类基本型二元合金相图与合金力学性能和物理性能之间的关系。

1．根据相图判断合全的使用性能

图7．47表示出几类基判断合金的工艺性能合金的工艺性能与相图也有一定的关系。

合金铸造性能：由于共晶合金熔点低，并且是恒温转变，溶液流动性好，凝固后容易形成集中缩孔，合金较为致密。因此铸造合金宜选择在接近共晶成分的合金。

合金压力加工性能：合金的压力加工性能与合金的组织有关。单相固溶体由于其强度低，塑性好，变形均匀，压力加工性能较好。所以需压力加工的合金通常选择单相固溶体或接近单相固溶体(含第二相应尽量少)成分的合金。(3)合金切削加工性能：合金切削加工性能与合金的组织有关。塑性好的材料进行切削加工时，切削不易断开且缠绕在刀具上，增加零件表面粗糙度，不易进行高速切削，因此单相固溶体型合金切削加工性能不够好。而具有两相组织的合金的切削加工性一般比较好。判断合金的工艺性能合金的工艺性能与相图也有一定的关系。相图与工艺性能的关系

相图与工艺性能的关系热处理工艺性能可借助于相图判断合金能否通过热处理强化，并能为热处理提供数据。相图中无固态相变的合金不能进行热处理强化，但能进行消除枝晶偏析的扩散退火。具有多晶型转变的合金，可通过再结晶退火和正火处理使合金晶粒细化，以提高强度、硬度，称为细晶强化。具有溶解度(固溶度)变化的合金，可通过固溶处理以及后来进行的时效处理来提高合金的硬度、强度。具有共析转变的合金，原则上可进行淬火处理。合金进行化学热处理时，渗入元素必须在被渗金属中具有一定的溶解度或者能形成化合物。热处理工艺性能可借助于相图判断合金能否通过热处理强化，并能为7.3.8二元相图实例分析Al2O3—SiO2系的组织和性能

Fe—C合金的组织和性能7.3.8二元相图实例分析Al2O3—SiO2系的组织第七章二元系相图及其合金的凝固课件SiO2—Al2O3是陶瓷中最重要的二元系，其相图如图7.49。该相图内有三个化合物：两端SiO2多晶型，请参考表7.2Al2O3(刚玉)菱方点阵中间莫来石：成分在W=72～78%之间，单斜两个恒温转变：包晶转变：L+Al2O3→莫来石共晶转变：L→SiO2+莫来石调幅分解：SiO2和莫来石自动分离SiO2—Al2O3二元系主要用于耐火材料制品。SiO2—Al2O3是陶瓷中最重要的二元系，其相图如图7.4第七章二元系相图及其合金的凝固课件应用举例硅砖：0.2－1％的Al2O3平炉的炉顶砖1625-1650℃，靠近SiO2端元Al2O3含量为0～5.5％处，液相线陡峭，表明SiO2中加入少量Al2O3，熔点将急剧下降。当SiO2中含有1％Al2O3（摩尔百分数），在共熔点温度时其液相量达18％。因此要求硅砖中Al2O3含量要低，以及在使用中要求硅砖不能与半硅质、粘土砖或高铝砖接触；Al2O3含量在2％～15％范围内，由于熔融温度低，不能作耐火材料。黏土砖：35－50％的Al2O3，低于1600使用，性能随Al2O3含量不同而变化；高铝砖：60-90％Al2O3，耐高温性能大大提高，可用作实验室器皿，以及玻璃池窑的耐火材料。应用举例硅砖：0.2－1％的Al2O3平炉的炉顶砖16第七章二元系相图及其合金的凝固课件7.3.8二元相图实例分析Fe—C二元合金相图分析Fe—C二元合金的组织和性能7.3.8二元相图实例分析Fe—C二元合金相图分析Fe-C合金的组织和性能钢(Steels)和铸铁(Castirons)是应用最广的金属材料，虽然它们的种类很多，成分不一，但是它们的基本组成都是铁(Fe)和碳(C)两种元素，故统称为铁碳合金（alloysoftheiron－carbonsystem）。因此，学习铁碳相图、掌握应用铁碳相图的规律解决实际问题是非常重要的。铁碳相图(如图7.50)是一个较复杂的二元合金相图，它概括了钢铁材料的成分、温度与组织之间的关系。在铁碳合金中，Fe与C可以形成一系列化合物：Fe3C、Fe2C、FeC。所以，Fe-C相图可以划分成Fe-Fe3C,Fe3C-Fe2C,Fe2C-FeC和FeC-C四个部分。由于化合物是硬脆相，后面三部分相图实际上没有应用价值（工业上使用的铁碳合金含碳量不超过5％），因此，通常所说的铁碳相图就是Fe-Fe3C部分。

Fe-C合金的组织和性能钢(Steels)和铸铁(Cast在铁碳合金中，Fe与C可以形成一系列化合物：Fe3C、Fe2C、FeC。通常所说的铁碳相图就是Fe-Fe3C部分。在铁碳合金中，Fe与C可以形成一系列化合物：Fe3C、Fe2Fe-C相图简史早在1868年，俄国学者切尔诺夫就注意到只有把钢加热到某一温度”a”以上再快冷，才能使钢淬硬，从而有了临界点的概念。1887～1892年奥斯蒙（F.Osmond）等利用热分析法和金相法发现铁的加热和冷却曲线上出现两个驻点，即临界点A3和A2，它们的温度视加热或冷却(分别以Ac和Ar表示)过程而异。奥斯蒙认为这表明铁有同素异构体，他称在室温至A2温度之间保持稳定的相为α铁；A2～A3间为β铁；A3以上为γ铁。1895年，他又进一步证明，如铁中含有少量碳，则在690或710℃左右出现临界点,即Ar1点,标志在此温度以上碳溶解在铁中，而在低于这一温度时，碳以渗碳体形式由固溶体中分解出来，随铁中碳量提高，Ar3下降而与Ar2相合，然后断续下降，至含碳为0.8～0.9％时与Ar1合为一点。1904年又发现A4至熔点间为δ铁。以上述临界点工作的成果为基础，1899年罗伯茨－奥斯汀(W.C.Roberts-Austen)制定了第一张铁碳相图；洛兹本(H.W.BakhiusRoozeboom)更首先在合金系统中应用吉布斯(Gibbs)相律,于1990年制定出较完整的铁碳平衡图。随着科学技术的发展，铁碳平衡图不断得到修订，日臻完善。目前采用的铁碳平衡图示于下图，图中各重要点的温度、浓度及含义如下表所列。Fe-C相图简史早在1868年，俄国学者切尔诺夫就注意到Fe-Fe3C双重相图Fe-Fe3C双重相图Fe-C合金中的组元铁碳合金中的组元：纯铁(Fe)渗碳体（Fe3C）碳在钢铁中的存在形式铁素体：碳原子溶于α-Fe形成的固溶体（BCC）奥氏体：碳原子溶于γ-Fe形成的固溶体（FCC）渗碳体：碳原子与铁原子形成复杂结构的化合物（正交点阵）石墨：碳原子以游离态稳定相存在（六方结构）Fe-C合金中的组元铁碳合金中的组元：Fe-C合金中的基本相在Fe—Fe3C相图中，Fe-C合金在不同条件(成分，温度)下，可有六个基本相：L相、δ相、γ相、α相、Fe3C相、石墨(C)液相(L)Fe与C在高温下形成的液体溶液。(ABCD线以上)δ相[高温铁素体(hightemperatureferrite)]：C在δ－Fe的间隙固溶体。在1459℃时最大溶解量可达0.09%，为bcc结构，也称高温铁素体。渗碳体（cementite）：渗碳体（cementite）是Fe-C合金中碳以化合物(Fe3C)形式出现的。它具有复杂的晶格(正交晶系)，Fe3C是由C原子构成的一个斜方晶格，原子周围有六个Fe原子，构成一个八面体，而每个Fe原子属于两个八面体共有，Fe:C=3:1。Fe3C熔点为1227℃，Fe3C是一种亚稳化合物，在一定条件下，渗碳体可以分解而形成石墨状的自由碳：Fe3C→3Fe+C(石墨)。Fe-C合金中的基本相在Fe—Fe3C相图中，Fe-C合金在Fe-C合金中的基本相奥氏体（austenite）：奥氏体(γ或A)是C溶解于γ—Fe形成的间隙固溶体称为奥氏体(austenite)。γ具有fcc结构。具有面心立方晶体结构的奥氏体可以溶解较多的碳，1148℃时最多可以溶解2.11%的碳，到727℃时含碳量降到0.8%。碳原子存在于面心立方晶格中正八面体的中心，单相γ区存在于NJESGN区域内（727---1459℃）。奥氏体的硬度(HB170~220)较低，塑性(延伸率δ为40%~50%)高。γ是顺磁性（paramagnetism），具有fcc结构。晶粒呈平直多边形。

Fe-C合金中的基本相奥氏体（austenite）：奥氏体(碳在γ－Fe晶格中的位置碳在γ－Fe晶格中的位置Fe-C合金中的基本相铁素体(ferrite)：铁素体（α或F）是C溶于α－Fe形成的间隙固溶体称为铁素体（ferrite）。C原子溶于八面体间隙。单相α相在GPQ以左部分。铁素体的含碳量非常低，在727℃时C在α－Fe中最大溶解量为0.0218%，室温下含碳仅为0.0008%，所以其性能与纯铁相似：硬度(HB50-80)低，塑性(延伸率δ为30%~50%)高。铁素体的显微组织与工业纯铁相同。晶粒常呈多边形。是铁磁性，具有bcc结构。石墨(C)：在一些条件下，碳可以以游离态石墨（graphite）(hcp)稳定相存在。所以石墨对于Fe-C合金中铸铁也是一个基本相。Fe-C合金中的基本相铁素体(ferrite)：铁素体（αFe-Fe3C相图分析如图7.50为Fe—Fe3C相图全貌。根据分析围绕三条水平线可把Fe—Fe3C相图分解为三个部分考虑：左上角的包晶部分右边的共晶部分左下角的共析部分。分析点、线、区特别是重要的点、三条水平恒温转变线、重要的相界线Fe-Fe3C相图分析如图7.50为Fe—Fe3C相图全貌。Fe—Fe3C相图的点Fe-Fe3C相图相图中的各特性点所对应的温度、成分和意义如下表：A、B、C、D、E、F、G、H、J、K、N、P、S、Q各点Fe—Fe3C相图的点Fe-Fe3C相图相图中的各特性点所对Fe—Fe3C相图的线Fe-Fe3C相图有一些特性线，它们是由不同成分合金具有相同意义的点连接起来的。有三条水平恒温转变线，二条磁性转变线(水平)和三条重要的相界线。Fe—Fe3C相图的线Fe-Fe3C相图有一些特性线，它们是三条水平恒温转变线

包晶线：HJB线（1459℃），J为包晶点，wc=0.09～0.53%的Fe、C合金缓冷到HJB线均发生包晶反应，即：L0.53+δ0.09→γ0.17

（LB+δH→γJ）三条水平恒温转变线包晶线：HJB线（1459℃），J为包晶共晶线：ECF水平线（1148℃），C点为共晶点，wc=2.11～6.69%的Fe、C合金缓冷到EFC线均发生共晶反应，即：L4.30→γ2.11+Fe3C（LC→γE+Fe3C）转变产物为γ和Fe3C组成的共晶混合物称为莱氏体（ledeburite），用Ld表示。

共晶线：ECF水平线（1148℃），C点为共晶点，wc=2.共析线：PSK水平线（727℃），S点为共析点。凡wc>0.0218%的Fe、C合金冷却到PSK线均发生共析反应，即：γ0.77→α0.0218+Fe3C（γS→αP+Fe3C）转变产物为α和Fe3C组成的机械混合物称为珠光体（pearlite），用P表示。共析转变温度常用A1表示。共析线：PSK水平线（727℃），S点为共析点。凡wc>0.两条磁性转变线

230℃为水平线为Fe3C的磁性转变线，230℃以上Fe3C无磁性，230℃以下为铁磁性。常用A0表示770℃为α的铁磁性转变线。770℃以上无铁磁性，770℃以下为铁磁体。常用A2表示，又称居里点。两条磁性转变线230℃为水平线为Fe3C的磁性转变线，23几条重要的相界线(固态转变线)GS线：A中开始析出α或α全部溶入(升温时)γ的转变线。常用A3表示。因这条线在共析转变线以上，故又称为先共析α相开始析出线。常称为A3线或A3温度。ES线：C在γ中溶解度曲线。常用Acm表示，称为Acm温度。低于此温度，溶解度降低，将析出Fe3C。为了区别自液(CD线)态合金中直接析出的一次Fe3C，将γ中析出的Fe3C称为二次Fe3C。

PQ线：C在α中溶解度曲线。在727℃时，C在α中的最大溶解度0.0218%，但温度下降，C在中溶解度下降，会析出少量的渗碳体，称为三次Fe3C。以区别于沿CD线和ES线析出的Fe3C。几条重要的相界线(固态转变线)GS线：A中开始析出α或α全部Fe—Fe3C相图中的区Fe—Fe3C相图中的区：4个单相区：L、δ、γ、α7个两相区：L+δ、L+γ、L+Fe3C、δ+γ、γ+Fe3C、γ+α、α+Fe3C3个三相共存区：L+γ+Fe3C（ECF线）、L+δ+γ（HJB线）、γ+α+Fe3C（PSK线）Fe—Fe3C相图中的区Fe—Fe3C相图中的区：Fe—C合金分类Fe、C合金通常按其含碳量(Wc)及其室温平衡组织分为三大类：工业纯铁（pureiron）碳钢（carbonsteel）铸铁（castiron）根据碳钢和铸铁的相变、组织特征可把二者细分。即：1）工业纯铁：(Wc<0.0218%)显微组织为固溶体Fe—C合金分类Fe、C合金通常按其含碳量(Wc)及其室温平2、钢钢（steel）是含碳量在(Wc=0.0218～2.11%)之间的Fe、C合金。其特点是：高温组织为单相的γ，具有很好的塑性。因而可以进行锻造、轧制等压力加工。根据其室温组织的不同，碳钢（carbonsteel）又可分为：共析钢（eutectoidsteel）：Wc=0.77%亚共析钢（hypoeutectoidsteel）：Wc=0.0218～0.77%过共析钢（hypereutectoidsteel）：Wc=0.77～2.11%2、钢钢（steel）是含碳量在(Wc=0.0218～2.13、白口铸铁白口铸铁（whitecastiron）是含碳量在Wc=2.11～6.69%之间的Fe、C合金。其特点液态合金结晶时都发生共晶反应，液态时有良好的流动性，因而铸铁都具有良好的铸造性能。但因共晶产物是以Fe3C为基的莱氏体组织，所以性能很脆，不能锻造。它们的断口呈银白色，故称为白口铸铁。根据白口铸铁室温组织不同，可分为三种：共晶白口铸铁（eutectoidcastiron）：Wc=4.30%亚共晶白口铸铁（hypoeutectoidcastiron）：Wc=2.11～4.30%过共晶白口铸铁（hypereutectoidcastiron）：Wc=4.30～6.69%上述Wc=2.11%具有重要的意义，它是钢和铸铁(生铁)的理论分界线。3、白口铸铁白口铸铁（whitecastiron）是含碳Fe—C合金的平衡结晶过程及组织工业纯铁以Wc=0.01%的合金为例室温组织为：α+Fe3CⅢFe3CⅢ最多为0.33%如下图转变过程：L→L+δ→δ→δ+γ→γ→α+γ→α→α+Fe3CⅢ

匀晶转变＋多晶型转变＋脱溶沉淀Fe—C合金的平衡结晶过程及组织工业纯铁以Wc=0.（1）工业纯铁（1）工业纯铁工业纯铁室温组织图（200×）工业纯铁室温组织图（200×）（2）共析钢（Wc=0.77%）冷却曲线如图：

（2）共析钢（Wc=0.77%）共析钢（Wc=0.77%）冷却曲线如图：室温组织为P（α+Fe3C），P呈层片状，是α和Fe3C的层片交替重叠的机械混合物。如图7.53图中的白色片状为α，黑色片状为Fe3C。过程如下：L→L+γ→γ→P（α+Fe3C）匀晶转变＋共析转变＋脱溶沉淀共析钢（Wc=0.77%）冷却曲线如图：第七章二元系相图及其合金的凝固课件共析钢的室温组织（650×）共析钢的室温组织（650×）用透射电镜观察图7.53中的珠光体组织，如图7.54所示。在同一珠光体中，铁素体和渗碳体具有一定的晶体学位向关系：用透射电镜观察图7.53中的珠光体组织，如图7.54所示。在如果层片状珠光体经适当退火处理，共析渗碳体可呈球状分布在铁索体的基体上，称为球状（或粒状）珠光体，如图7.55所示。如果层片状珠光体经适当退火处理，共析渗碳体可呈球状分布在铁索（3）亚共析钢

亚共析钢（Wc=0.0218～0.77%）冷却曲线如图：

（3）亚共析钢亚共析钢（Wc=0.0218～0.77%亚共析钢（Wc=0.0218～0.77%）冷却曲线如图：室温组织为：α+P如图7.56中的白色为α，黑色片状为P。过程如下：L→L+δ→L+δ+γ→L+γ→γ→α+γ→α+P+γ→α+P（析出Fe3CⅢ）匀晶转变＋包晶转变＋共析转变＋脱溶沉淀特别需注意：①室温组织为α+P，由于α是发生在共析转变之前，我们称为先共析铁素体。②共析转变之前α和γ的相对量(即共析转变后α和P的相对量)可通过杠杆法则来计算。亚共析钢（Wc=0.0218～0.77%）冷却曲线如图：第七章二元系相图及其合金的凝固课件亚共析钢的室温组织（200×）亚共析钢的室温组织（200×）（4）过共析钢（Wc=0.77～2.11%）过共析钢冷却曲线如图：

（4）过共析钢（Wc=0.77～2.11%）过共析钢过共析钢（Wc=0.77～2.11%）

冷却曲线如图：室温组织为：P+Fe3CⅡ。凝固过程如下：L→L+γ→γ→γ+Fe3CⅡ→P+Fe3CⅡ

匀晶转变＋共析转变＋脱溶沉淀过共析钢（Wc=0.77～2.11%）冷却曲线如图：第七章二元系相图及其合金的凝固课件第七章二元系相图及其合金的凝固课件铸铁分类灰口铸铁：含碳量较高（2.7％～4.0％），碳主要以片状石墨形态存在，断口呈灰色，简称灰铁。熔点低（1145～1250℃），凝固时收缩量小，抗压强度和硬度接近碳素钢，减震性好。用于制造机床床身、汽缸、箱体等结构件。白口铸铁：碳、硅含量较低，碳主要以渗碳体形态存在，断口呈银白色。凝固时收缩大，易产生缩孔、裂纹。硬度高，脆性大，不能承受冲击载荷。多用作可锻铸铁的坯件和制作耐磨损的零部件。可锻铸铁：由白口铸铁退火处理后获得，石墨呈团絮状分布，简称韧铁。其组织性能均匀，耐磨损，有良好的塑性和韧性。用于制造形状复杂、能承受强动载荷的零件。球墨铸铁：将灰口铸铁铁水经球化处理后获得，析出的石墨呈球状，简称球铁。比普通灰口铸铁有较高强度、较好韧性和塑性。用于制造内燃机、汽车零部件及农机具等。蠕墨铸铁：将灰口铸铁铁水经蠕化处理后获得，析出的石墨呈蠕虫状。力学性能与球墨铸铁相近，铸造性能介于灰口铸铁与球墨铸铁之间。用于制造汽车的零部件。合金铸铁：普通铸铁加入适量合金元素（如硅、锰、磷、镍、铬、钼、铜、铝、硼、钒、锡等）获得。

铸铁分类灰口铸铁：含碳量较高（2.7％～4.0％），碳主要以（6）亚共晶白口铸铁（Wc=2.11～4.30%）

冷却曲线如图：（6）亚共晶白口铸铁（Wc=2.11～4.30%）冷却曲线共晶白口铸铁（Wc=4.30%）液相冷至C点，发生共晶转变：L4.30→γ2.11+Fe3C此共晶体成为莱氏体(Ld：+Fe3C)，温度降低，不断从共晶奥氏体中析出二次渗碳体，其相对量可达11.8％。当温度降至PSK线发生共析转变形成P，共析转变结束后组织为Fe3C+P+Fe3CⅡ，称为低温莱氏体(变态莱氏体)，用L’d表示。室温组织为：L’d（P+Fe3CⅡ+Fe3C）过程如下：L→L+Ld（γ+Fe3C）→Ld→Ld(γ+Fe3CⅡ+Fe3C）→L’d（P+Fe3CⅡ+Fe3C）共晶转变＋共析转变＋脱溶沉淀共晶白口铸铁（Wc=4.30%）液相冷至C点，发生共晶转变：共晶白口铸铁组织图（200×）共晶白口铸铁组织图（200×）（6）亚共晶白口铸铁（Wc=2.11～4.30%）

冷却曲线如图：（6）亚共晶白口铸铁（Wc=2.11～4.30%）冷却曲线亚共晶白口铸铁（Wc=2.11～4.30%）q室温组织为：Fe3CⅡ+L’d+P，其组织如图7.59

过程如下：L→L+γ→L+γ+Ld→γ+Ld→γ+Fe3CⅡ+Ld→γ+Fe3CⅡ+L’d+P→Fe3CⅡ+L’d+P

匀晶反应＋共晶转变＋脱溶转变＋共析反应亚共晶白口铸铁（Wc=2.11～4.30%）q室温组织为：亚共晶白口铸铁组织图（200×）亚共晶白口铸铁组织图（200×）（7）过共晶白口铸铁（Wc=0.77～2.11%）冷却曲线如图：（7）过共晶白口铸铁（Wc=0.77～2.11%）冷却曲线过共晶白口铸铁（Wc=0.77～2.11%）室温组织为：Fe3CI+L’d，其组织如图7.60过程如下：L→L+Fe3CⅠ→Fe3CⅠ+Ld→Fe3CⅠ+L’d匀晶反应＋共晶转变＋脱溶转变＋共析反应过共晶白口铸铁（Wc=0.77～2.11%）室温组织为：Fe铁碳合金相图中的相区按组织加以标注铁碳合金相图中的相区按组织加以标注Fe-C合金相和组织相对量的计算c室温组织组成物计算：相的相对量计算Fe-C合金相和组织相对量的计算c室温组织组成物计算：相的相Fe-C合金相和组织相对量的计算c相的相对量计算Fe-C合金相和组织相对量的计算c相的相对量计算室温组织组成物计算：c室温组织组成物计算：c注意区别组织中的渗碳体一次渗碳体Fe3CⅠ：共晶渗碳体Fe3C：二次渗碳体Fe3CⅡ：共析渗碳体Fe3C：三次渗碳体Fe3CⅢ：注意区别组织中的渗碳体一次渗碳体Fe3CⅠ：Wc对铁碳合金的组织和性能的影响随着含碳量的增加,Fe、C合金的组织发生下列变化：α+Fe3CⅢ→α+P→P→P+Fe3CⅡ→Fe3CⅡ+L’d+P→L’d→Fe3CⅠ+L’d称为组织组成物

所有Fe-Fe3C合金的室温组织都是由铁素体α和渗碳体Fe3C两相组成，因此，把铁素体和渗碳体称为Fe-Fe3C合金的相组成物。注：随着W(C)的增加，Fe、C合金中α的量逐渐减少，Fe3C的量逐渐增多，其变化呈线性关系。所有Fe、C合金都是由α和Fe3C组成，两个相的相对量可由杠杆法则来求得。随碳含量的增加，W(Fe3C)增加，Fe3C形态也发生变化，由片状及球状形式分布在α基体内(P)，Fe3CⅡ进一步成