《材料及其成形技术》-第四章 材料的凝固与二元合金相图

金属及其合金的冶炼、铸造成型、熔化焊接等都涉及凝固过程，其对金属材料的生产以及由其所加工零件的性能产生很大的影响。本节主要讨论金属的结晶过程。一、结晶时的过冷现象一个物质体系存在的形式和状态取决于其所具有的能量状态。在热力学中以自由能G来表征一个物质体系的能量，而自由能G是物质体系内部构成(包括化学成分、原子或分子排列状态等)和温度T的函数。在自由状态下，一个物质体系的自由能总是自发的趋向能量最低的状态。设GL和GS依次为金属组成原子按混乱状态排列(即液相)和按规则状态排列(即固相)时的自由能。图4-1展示了金属分别为液相时的自由能GL和为固相时的自由能味随温度变化的曲线。第一节金属凝固的一般规律下一页可见，当金属原子分别处于液相混乱和固相规则排列状态时，体系自由能GL和GS随温度变化曲线的斜率是不同的。在某一温度Tm下，这两条曲线相交于一点。也即当温度为Tm时，金属为液相时的体系自由能GL与金属为固相时的体系自由能GS相等。这意味着此时，金属可以同时以液相和固相两种不同的状态存在。若温度高于Tm，金属将因处于液相时的自由能GL低于处固相时的自由能味而以液相的形式存在;若温度低于Tm，金属将因处于固相时的自由能GS低于处于液相时的自由能GL而以固相的形式存在。Tm即为金属的理论结晶温度(或熔点)。由于处于理论结晶温度Tm时，液相金属和固相金属的自由能相等，第一节金属凝固的一般规律下一页上一页第一节金属凝固的一般规律液相金属的结晶和固相金属的熔化过程同时存在，并形成动态平衡，所以此时金属的结晶不可能彻底进行。只有当温度T低于金属的理论结晶温度Tm后，由于液相金属的自由能GL高于固相金属的自由能GS，根据能量最低原则，二者之间的自由能差△G(=GS-GL)便会促使液相金属自发地全部转变为固相金属而完成结晶。由以上讨论可见，液相和固相状态之间的自由能差△G是完成结晶的实际驱动力，而这一驱动力只有当金属体系的温度T低于其理论结晶温度Tm时才能获得。所以，金属结晶的实际温度总是低于其理论结晶温度，此现象被称为结晶时的过冷。理论结晶温度与实际结晶温度之差△T=Tm一T称为结晶过冷度。结晶过冷度越大，则结晶的驱动力越大。下一页上一页第一节金属凝固的一般规律液相金属结晶时过冷度的大小受许多因素影响。其中，液相中有无不熔固相质点以及结晶时液相金属的冷却速率等对结晶过冷度大小的影响尤为明显。在其他条件相同时，液相金属中不熔固相质点越少、液相的冷却速率越大，则其结晶过冷度越大。过冷度的大小影响金属的凝固过程，从而影响金属的凝固组织。可以通过控制过冷度的大小来改变金属的凝固组织而赋予金属材料不同的性能。二、结晶时的形核与长大过程

1.结晶的过程

图4-2示意了金属的整个结晶过程。金属的结晶包含固相形核和固相长大两个过程。下一页上一页即结晶时，在液相中首先由液相原子聚集并按照该金属固相原子排列的规律排列形成许多小的固相质点，该过程称为形核，所形成的固相小质点称为晶核。晶核形成后，液相中原子将不断地在晶核上按固相原子排列的规律聚集而使晶核体积不断增大，该过程称之为晶核长大。虽然对于一个具体的晶核而言，形核在前，长大在后，但对于整个结晶过程而言，形核几乎贯穿整个结晶过程，即在先期形成的晶核长大的同时，仍不断有新的晶核形成并长大，晶核长大后称为晶粒。在结晶过程中，随着晶核不断地形成和长大，液相逐渐被消耗殆尽，结晶过程中形成的众多晶粒逐渐相互接触并连接成为一个完整的固体，至此，结晶结束。由于结晶时形成的各晶粒空间位向是随机分布的，因此一般条件下，结晶获得的晶体是多晶体。下一页上一页第一节金属凝固的一般规律如要获得单晶体，则必须设法使结晶时只有单一晶核，这在制备半导体器件所需的单晶硅材料时常被采用。

2.晶核的形成方式结晶时，晶核可由均匀形核和非均匀形核两种方式形成。当晶核如图4-3(a)所示直接由液相原子按固相晶体原子排列规则在液相中聚集而形成时，称为均匀形核。当如图4-3(b)所示，在液相中存在不熔固相，液相原子附着于这些不熔固相的表面聚集形成晶核时，称为非均匀形核。虽然液相金属转变为固相金属将使处于凝固过程物质体系的整体自由能降低，但对于一个具体的晶核而言，其在液相中的形成将产生新下一页上一页第一节金属凝固的一般规律的固一液界面(即晶核与液相之间的界面)，从而产生界面能，并因此使体系能量升高。所以一个晶核形成时还需克服因界面能增加所产生的“界面能形核障碍”，而克服“界面能形核障碍”则需要借助过冷度提供的结晶马区动力。均匀形核时，晶核完全在液相中形成，晶核的外表面均为液相包围，由此引起的界面能增量为A1γ1(A1为新形成的晶核一液相界面总面积，γ1为单位面积的晶核一液相界面所具有的界面能)。非均匀形核时，晶核附着于液相中不熔固相的表面形成，由此引起的界面能增量为A1γ1一A2γ2,(A2为晶核依附不熔固相形核时所覆盖的不熔固相表面积，w2为单位面积的不熔固相一液相界面所具有的界面能)。下一页上一页第一节金属凝固的一般规律下一页上一页第一节金属凝固的一般规律对比均匀形核与非均匀形核，可见若形成具有相同曲率半径的晶核，非均匀形核所导致的界面能增量小于均匀型核。因此，非均匀形核所需克服的“界面能形核障碍”低于均匀形核，从而使得非均匀形核所需要的过冷度(驱动力)小于均匀形核，也即非均匀形核比均匀形核更容易。一般的，金属结晶时非均匀形核所需要的过冷度约为0.02Tm(金属熔点)，而均匀形核时所需要的过冷度约为0.2Tm。

3.晶核的长大方式与结晶组织晶核的长大方式对结晶后金属的组织形态有很大的影响。晶核在结晶过程中形成后，其固一液界面可能分别以两种不同的方式向液相中推移而使晶核长大。一种是固一液界面以几乎平面的方式向液相中推移，最后使晶核长大成为块状的晶粒。该晶核长大方式称为平面状长大，如图4一4(a)所示。另一种方式是晶核的固一液界面上，某些部位在结晶时向液相中生长的速率远远超出其他部位，从而形成类似于树干的显著凸起，并且在已形成的凸起上还会不断产生新的凸起，最后使晶核长大成如图4一4(b)所示的形似树枝状的粗大晶粒，称为枝状晶。这种晶核的长大方式称为树枝状长大。纯金属结晶时，晶核的长大方式主要取决于晶核前沿液相中温度的分布。而合金结晶时，其长大方式不但取决于晶核前沿液相中温度的分布，还受晶核前沿液相中合金组元成分分布的影响。结晶时，晶核前沿液相中的温度分布受液相散热的方向以及结晶潜热释放的影响而可以呈现两种不同的状态。第一节金属凝固的一般规律下一页上一页一种是正温度梯度分布，即在液相中，沿着远离晶核固一液界面的方向，液相的温度逐渐升高，如图4-5(a)所示;另一种是负温度梯度分布，即在液相中，沿着远离晶核固一液界面的方向，液相的温度逐渐降低，如图4-5(b)所示。对纯金属结晶而言，在正温度梯度分布下，当晶核在其固一液界面某处出现如图4-5(a)所示的凸起时，因凸起部分向液相中前伸，凸起部分前沿液相的温度高于未凸起部分前沿液相的温度，使得凸起部分前沿液相的过冷度低于未凸起部分前沿液相的过冷度，也即凸起部分的结晶长大驱动力小于未凸起部分，从而导致凸起部分的长大速率减慢，而未凸起部分则因具有更大的长大速率将追赶上来，最终使晶核以平面状方式长大。第一节金属凝固的一般规律下一页上一页在负温度梯度分布下，若晶核的固一液界面某处出现如图4-5(b)所示的凸起时，因凸起部分前沿液相的温度低于未凸起部分前沿液相的温度，使得凸起部分前沿液相的过冷度高于未凸起部分前沿液相的过冷度，从而导致凸起部分的长大速率进一步加快，最终使晶核形成树枝状长大。由于大多数情况下，结晶液相中的温度为正温度梯度分布，所以纯金属结晶大多呈现为平面状长大。对于合金而言，由于其理论结晶温度取决于液相合金的成分。因此，晶核前沿液相中的过冷度大小不但取决于温度梯度分布，还与晶核前沿液相合金的成分分布有关。由于合金组元的熔点不同，合金结晶时先形成的固相中高熔点组元的含量总是高于未结晶的液相，使得下一页上一页第一节金属凝固的一般规律合金晶核长大时将向附近的液相中排出较多的低熔点组元，从而使晶核附近的液相成分呈现梯度分布。这种成分梯度分布将导致在晶核附近一定范围的液相中，离晶核的固一液界面越远，液相理论结晶温度越高的现象，由此常常造成在正温度梯度下，也会在晶核附近的液相中形成一个离晶核固一液界面越远，过冷度越大的区域(称为成分过冷区，如图4-6所示)。该现象称为成分过冷现象。因此，即使在正温度梯度下，当在合金结晶晶核附近存在成分过冷区时，晶核将以树枝状方式长大。当然，在负温度梯度下，合金显然也将以树枝状方式长大。所以一般情况下，合金结晶组织往往为树枝状晶。三、影响结晶速率及结晶晶粒大小的主要因素下一页上一页第一节金属凝固的一般规律在结晶过程中，有多种因素可以对结晶速率和结晶晶粒大小产生重要影响。

1.影响结晶速率的因素金属结晶速率取决于结晶过程中的晶核形成速率(简称形核率，即单位时间内在单位体积液相中形成晶核的数量)和晶核的长大率(简称长大率，即单位时间内，固/液界面向液相中推进的距离)，形核率和长大率越高，则结晶速率越高。凡是影响形核率和长大率的因素都将影响结晶的速率，如结晶时的过冷度大小和晶核的形成方式等。

(1)过冷度:金属结晶时过冷度越大，则其由液相转变为固相的驱动力越大。在一定的过冷度范围内，增大过冷度，将提高结晶形核率和晶核长大率(如图4-7中实线部分所示)，使结晶加快。下一页上一页第一节金属凝固的一般规律图4-7中的虚线部分表明，当过冷度超过一定范围后，随过冷度增加，形核率和长大率反而下降。这是由于结晶过程中，晶核的形成和长大需要借助于液相中原子的扩散，而原子的扩散是一个热激活过程，即温度越高，原子越易扩散，否则反之。当过冷度过大时，原子扩散困难，使形核和晶核长大受阻，从而导致使晶核的形核率和长大率下降。在自然冷却条件下，液态金属冷却较慢，过冷度不会很大，金属凝固后形成的固相皆为晶体。但若采取特殊手段即快速(如1010K/s)冷却液态金属到室温，在液相中迅速制造出一个极大的过冷度。此时，处于低温下的液相原子的扩散受到强烈抑制，液相原子在未来得及第一节金属凝固的一般规律下一页上一页通过扩散，并按晶体原子排列规则形核、长大之前便已固化。该固化过程中，几乎没有晶核形成和长大。所以此时金属由液相转变为固相仅是一个凝固过程，而不是结晶过程，所获得的固相中原子呈无规则排列，为非晶态固体。这是口前制备非晶态金属的一种常用方法。

(2)非均匀形核。当液相中存在大量不熔固相质点时，可诱发明显的非均匀形核，促使液相在较小的过冷度下便开始结晶。同时，大量的非均匀形核还可显著提高结晶形核率，从而促进结晶过程的完成。

2.影响结晶晶粒大小的因素金属结晶后的晶粒大小对金属的性能有显著的影响，如晶粒越细小，金属表现出强度越高，塑性越好。在金属结晶过程中，提高形核率和降低晶核长大率有利于降低晶粒的尺寸。下一页上一页第一节金属凝固的一般规律所以影响形核率和长大率的因素也将影响结晶晶粒的大小。

(1)过冷度:在一定范围内增加结晶过冷度，将同时提高结晶形核率和长大率。但如图4-7中实线部分所示，随过冷度增加，形核率的增大效应高于长大率，所以，增加结晶过冷度将细化结晶组织中的晶粒。

(2)非均匀形核。液相中大量存在的不熔固相质点可诱发大量的非均匀形核，从而可显著提高形核率而细化结晶组织中的晶粒。在实际生产中，常常有意识地向结晶液相中加入大量的不熔固相质点，通过诱发非均匀形核来提高结晶形核率以获得细化的结晶组织，该处理方法称为变质处理。下一页上一页第一节金属凝固的一般规律

(3)机械搅拌和振动。当液相结晶时，若对液相进行有效的机械搅拌或超声波振动等，则可使液相结晶时形成的枝状晶发生断裂而形成众多的小碎晶，小碎晶可作为晶核而长大，其效果等同于提高形核率，从而可细化结晶组织。第一节金属凝固的一般规律返回上一页若一个物质体系处于能量最低的状态，则称其为平衡状态。一个处于平衡状态的物质体系的存在形态(气态、液态、固态等)及其内部组成相的种类、相的成分以及相的相对数量等取决于该物质体系的成分、温度和外部压强。如H2O在标准大气压下处于平衡态时，在100℃以上为气态，100℃时为气、液两态，小于100℃但大于0℃时为液态，0℃时为固、液态两态，小于。℃时为固态。而如果在H2O中溶人一定量NaCl形成H2O-NaCl物质体系，则该体系呈现为气、液、固态的温度区间以及该体系中气/液或固/液两相共存时两个相的相对数量、两个相各自的成分将发生相应的改变，且溶人的NaCl量不同，这种改变也将不同。若用一个图将H2O-NaCl体系在平衡状态第二节常用二元合金平衡相图下一页下，于不同成分和不同温度、压强条件下的存在形态及其内部组成相的种类、成分及其相对数量表示出来，则该图便称为H2O-NaCl体系的平衡相图。所以，平衡相图是反映物质体系在不同外界条件下处于平衡状态时，其存在的形式及内部组成相的种类、成分及相对数量的图，简称相图。利用平衡相图，可使我们了解一个物质体系在平衡态时的存在形态及其内部组成相的种类、成分及其相对数量随外界条件而变化的情况，从而使我们了解由存在形态及内部结构所决定的该物质体系的各种性能变化。必须指出的是当外界条件变化时，物质体系的平衡状态会发生改变，物质体系存在的形态、内部相的种类、成分及其相对数量等将下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图第二节常用二元合金平衡相图做出相应的变化，这些变化将朝着使体系能量降低的方向进行，即这些变化的驱动力来自于体系能量的降低。但若存在变化的阻碍因素，则这些从能量角度讲应该发生的变化有可能不发生或只能部分发生。此时，物质体系的存在状态称为非平衡状态。由于平衡相图反映的是物质体系在平衡状态下的存在情况，因此，其不能反映出物质体系的非平衡状态。但是，由于非平衡状态是物质体系从一个平衡状态变化到另一个平衡状态的中间过渡态，因此，平衡相图能够作为研究物质体系非平衡状态的基础。各种工程材料的存在形态及其内部相的种类、成分及相对数量等也会随材料体系的成分、温度和外部压强的改变而不同，从而引起材料下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图的各种性能发生变化，所以我们应当学习关于工程材料平衡相图的一些基本知识。由于合金是使用最多的重要工程材料，在此，我们将通过介绍最为简单的由两种组元构成的二元合金平衡相图，来了解各种合金在不同成分和外部条件下的存在形态及其内部组成相的各种变化。由于各种工程材料通常在大气环境中使用，其环境压强近似为恒定值(0.1MPa)，所以，可将压强视为常数，这样在研究相图时，只需考虑合金成分和温度的变化。一、二元匀晶平衡相图1.二元匀晶平衡相图的测定相图可以通过实验测定或通过理论计算获得。在此仅介绍利用热分析法测定Cu-Ni二元匀晶平衡相图，以帮助对相图的理解。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图分别配制成分为100%Cu,70%Cu-30%Ni,50%Cu-50%Ni,30%Cu-70%Ni和100%Ni的5个合金试样。将各试样分别加热至熔化后再缓慢冷却。缓慢冷却的口的是为了保证合金内部的各种相具有充足的时间来完成其随温度改变而应该产生的变化，即保证合金体系在随温度变化过程中总是处于自由能最低的状态。冷却过程中测定各合金试样温度随冷却时间的变化，得到如图4-8(a)所示的5种合金温度随冷却时间变化的热分析曲线。从热分析曲线上可见，纯Cu和纯Ni分别在1083℃和1452℃开始并完成结晶。其他三种合金依次在a,b,c点开始结晶，并依次在a',b',c'点完成结晶。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图将各热分析曲线上合金开始结晶和结晶完成的温度点对应于合金的成分画在图4-8(b)中，分别连接各结晶开始点和结晶完成点，得到由合金结晶开始温度和结晶完成温度随合金成分变化曲线组成的图。在该图中，结晶开始温度变化曲线(称液相线，其特征为该线以上完全为液相，以下有固相存在)和结晶完成温度变化曲线(称固相线，其特征为该线下完全为固相，以上有液相存在)将图分成三个区域，即液相线以上区域所代表的液相区L(单相区)和固相线以下区域所代表的固相区。(单相区)以及由液相线和固相线所包围的液/固两相区L+α。依据该图，当一个代表某一成分合金的点位于液相线以上时，该合金一定为液相。当该点处于固相线以下时，合金一定为固体。当点处于液相线与固相线之间时，合金一定呈现为固、液两相。下一页上一页下一页第二节常用二元合金平衡相图该图反映了各种成分的Cu-Ni合金在不同温度时所存在相的种类、成分等信息，所以该图称为Cu-Ni合金相图。

2.二元匀晶平衡相图分析当一个二元合金体系的组元在液态和固态都能够完全互溶时，该合金的平衡相图一定是图4-9所示的基本形式，将其称为二元匀晶平衡相图。利用图4-9所示的匀晶相图，可以分析任意一个成分的匀晶合金在不同温度下所存在的平衡相种类以及相的成分。如对成分为C的合金，可作以下分析。当其从液态冷却至温度Ti时，合金开始发生结晶，液相中首先会结晶出极少量的固相，这种从液相中直接结晶出一种固相的转变称为匀晶转变。上一页第二节常用二元合金平衡相图此时，合金中存在液、固两个相。由于合金两个组元的熔点不同，高熔点组元更易于转变为固相，所以结晶时形成的固相中高熔点组元的百分含量高于液相。由此造成液相和固相的成分会分别向左和向右偏离合金的成分。温度为T1时，液相成分L1近似为合金的成分C,固相的成分为α1。随着温度继续下降，液相因不断结晶越来越少，液相中高熔点组元的百分含量也越来越少，而低熔点组元的百分含量则越来越多，液相的成分将沿着液相线变化逐渐远离合金的成分。由于液相成分中低熔点的组元越来越多，随后结晶的固相中低熔点组元的百分含量会逐渐增大，固相的成分将沿着固相线变化而逐渐趋近于合金的成分。当温度下降至T:时，液相的成分变为L2固相的成分变为α2。下一页上一页当温度下降到T3时，液相的成分变为L3,固相的成分变为α3。当温度下降到T4时，结晶结束，液相全部转变为固相，固相的成分等于合金的成分C。由于合金结晶过程中，高熔点的组元更易结晶，从而造成先结晶固相中的高熔点组元百分含量高于后结晶的固相，因此对于一个结晶晶粒而言，其先结晶的中心部位高熔点组元的百分含量高于后结晶的晶粒外层，这样便造成一个晶粒内部成分的不均匀，如图4-10所示。若合金冷却过程十分缓慢，其在高温下停留时间长，则晶粒内部的成分不均匀可通过高温下固相中的原子扩散而消除。但若合金的冷却过程较快，其在高温下停留时间较短，则晶粒内部的成分不均匀性将被保留下来。第二节常用二元合金平衡相图下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图这种晶粒内部成分不均匀的现象称为晶内偏析，当晶粒为枝状晶时，也称枝晶偏析，由于该成分不均匀范围很小，故属于微观偏析。

3.杠杆定律由上述，利用平衡相图可以确定一定成分的合金在一定温度下所存在的平衡相种类以及相的成分。而利用杠杆定律还可以确定一定温度下合金中各相的质量百分比。所谓杠杆定律是指当二元合金中存在任意两个相时，可以利用类似于杠杆力平衡的原理来确定各相的相对质量。具体操作如下:在图4-11中，当成分为C的合金处于温度为T1时，代表合金成分的点为c1，代表液相成分的点为L1，代表固相成分的点为a1。若需确定液相的质量百分比，以线段L1a1的长度为分母，以线下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图段c1a1的长度为分子，则液相(L)的质量百分比=c1a1/L1a1。同理，也可以确定此时固相(a)的质量百分比=L1c1/L1a1。二、二元共晶平衡相图当二元合金体系中的两个组元在液态下可以完全互溶，但在固态下不能完全互溶时，则该合金体系在固态时不可能仅以一种固相存在，而常常是以两种固相相互混合的形式存在。此时，该合金体系的平衡相图可能表现为图4-12所示的Pb-Sn共晶平衡相图的形式。

1.二元共晶平衡相图分析如图4-12所示，二元共晶平衡相图中存在3个相，即液相L,固相。和固相p。其中α为由组元Pb为溶剂、Sn为溶质形成的固溶体;p为由组元Sn为溶剂，Pb为溶质形成的固溶体。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图相图中有3个单相区(L,α,β),3个两相区(L+α,L+β,α+β)和1个三相区(L+α+β)。AEB为液相线，AMENB为固相线，MN为共晶转变线。MF为组元Sn在。相中的溶解度随温度变化的曲线，NG为组元Pb在p相中的溶解度随温度变化的曲线。

2.典型成分合金平衡冷却过程中相及组织转变分析利用二元共晶平衡相图，可以分析各种成分的二元共晶合金在加热和冷却过程中平衡相的种类、相的成分和相的相对质量变化。下面以几种典型成分的合金为例，来分析其在冷却过程中相和组织的各种变化。

(1)共晶合金(合金①):如图4-12所示，合金①具有对应于E点的成分。当其由液态冷却达到E点对应的温度(183℃)时开始结晶。由于Pb和下一页上一页Sn两个组元在固态下的相互溶解度有限，该成分的合金结晶时不能形成单一的固相，因此，将由液相中同时结晶出两个不同且相互混合的固相α和β,α和β相的成分分别由M点和N点所代表。该结晶过程可表示为当LE全部转变为αM+βN后，结晶结束。此结晶是在恒定温度下开始并完成。这种在恒定温度下，由具有确定成分的液相同时结晶出两种具有确定成分固相的转变称为共晶转变。具有对应于E点成分的合金称为共晶合金，发生共晶转变的温度称为共晶温度，由共晶转变形成的两种固相的机械混合物称为共晶组织。由于在LIEN线上发生共晶转变时，L,α,β三相共存，所以MEN线代表了一个三相区。第二节常用二元合金平衡相图下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图共晶转变结束后，合金由溶质溶解量均处于饱和状态的α和β两相组成。由于组元Sn在。相中和组元Pb在p相中的溶解度都随温度的下降而降低，继续降温将使。相中Sn和p相中Pb的溶解量达到过饱和状态，因此，进一步的降温将会分别从α相中析出细小的βⅡ(称二次βⅡ相)和从p相中析出细小的βⅡ(称二次αⅡ相)，并使α和β两相的成分在降温过程中分别沿着MF和NG线变化。合金的组成物可以用相组成物(组成合金的所有相)和组织组成物(组成合金的各种形态的微观组织)来描述。在共晶转变温度以下，共晶合金的平衡相组成物为a和β两相，其平衡组织组成物则为共晶组织(a+β)和细小的二次析出相aⅡ、βⅡ。共晶组织的出现可使材料微观组织细化，有利于阻碍位错的运动，故可提高合金的强度。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图二次析出相的出现也可阻碍位错的运动，提高合金的强度，此称为析出强化或第二相强化。

(2)亚共晶合金(合金②):如图4-12所示，合金②冷却至1时，液相开始结晶出a相(称为初生a或先共晶a)。随着温度继续下降，。相的成分沿AM线变化趋向M点，液相的成分沿AE线变化趋向共晶成分点E。当合金冷却至2时，a相成分变化为M点的成分，液相的成分变化为共晶成分，此时，尚未结晶的液相将发生共晶转变形成由具有M点成分的。相和具有N点成分的p相构成的共晶组织(aM+βN)。共晶转变刚结束时，合金的组织为先共晶相。n2和共晶组织(aM+βN)。继续降温，a相中将析出细小的βⅡ，相中将析出细小的aⅡ。该冷却过程中，合金的组成相与组织组成物的变化可描述如下。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图在共晶转变温度以下，亚共晶合金的平衡相组成物为α和β，平衡组织组成物为先共晶α相、共晶组织(α+β)和细小的二次析出相αⅡ、βⅡ。

(3)过共晶合金(合金③):如图4-12所示，该合金冷却至1时，液相开始结晶出β相(称为初生β或先共晶β)。温度继续下降，β相的成分沿BN线变化趋向N点，液相的成分沿BE线变化趋向共晶成分点E。合金冷却至2时，β相成分变化为N点的成分，尚未结晶的液相成分变为共晶成分并发生共晶转变，形成共晶组织(αM+βN)。共晶转变刚结束时，合金的组织为先共晶相p、和共晶组织(αM+βN)。继续降温，从α相和β相中将分别析出细小的βⅡ和细小的αⅡ。合金冷却过程中组成相与组织的变化可描述如下。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图在共晶转变温度以下，过共晶合金的平衡相组成物为α和β，平衡组织组成物为先共晶β相、共晶组织(α+β)和细小的二次析出相αⅡ、βⅡ。

(4)固溶体合金(合金④):当图4-12中的合金④冷却至1时，液相开始结晶出初生α相。随着温度下降，βⅡ相的成分沿AM线变化趋向M点，液相的成分沿AE线变化趋向E点。当合金冷却至2时，液相全部结晶转变为固相。此时合金仅由βⅡ相组成，成为单相合金。当合金继续冷却至3时，Sn在α相中的溶解度达到饱和状态，若再冷却，则将从βⅡ相中析出βⅡ该合金冷却过程中组成相与组织的变化可描述如下。三、二元包晶平衡相图下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图当二元合金体系中的两个组元在液态下可以完全互溶，但在固态下不能完全互溶时，该合金体系的平衡相图有可能表现为图4-13所示的包晶平衡相图。

1.二元包晶平衡相图分析

图4-13所示为Pt,Ag二元合金的包晶平衡相图。相图中存在3个相，即液相L,固相α和β。其中，α为由组元Pt为溶剂、Ag为溶质形成的固溶体;β为由组元Ag为溶剂，Pt为溶质形成的固溶体。相图中有3个单相区(L,α,β),3个两相区(L+α,L+β,α+β)

2.典型成分合金平衡冷却过程中相及组织转变分析下面以几种典型成分的R-Ag合金为例，分析其在冷却过程中组成相的变化。下一页上一页合金①:如图4-13所示，当该合金由液态冷却到温度1时，液相中开始结晶出α相。随着温度继续下降，结晶出的α相不断增加且其成分沿着AP线变化趋向尸点，液相不断减少且成分沿着AC线变化趋向C点。当合金冷却至2时，α相具有P点的成分，液相具有C点的成分。在此温度下，包覆在。相外面的液相，将通过与。相相互作用而形成另一个成分对应于D点的新固相β，该转变可表示为这种在恒定温度下，由一种确定成分的液相与一种确定成分的固相相互作用而生成另一种具有确定成分的固相的转变称为包晶转变。由于在PDC线上发生包晶转变时，L,α,β三相共存，所以PDC线是一个三相区。第二节常用二元合金平衡相图下一页上一页包晶转变结束时，该合金中的液相和α相同时被消耗完，合金中仅有转变产物β相。继续降温，β相中R的溶解量将过饱和，因此，将有αⅡ相从β相中析出。该合金冷却过程中，其组成相与组织的变化可描述如下。合金②:当图4-13中的合金②由液态冷却到温度1时，液相中开始结晶出。相。当合金冷却至2时，α相的成分沿AP线变化至P点，液相的成分沿AC线变化至C点。此时，液相与。相将发生包晶转变。与上述合金①不同的是包晶转变结束时，合金中的液相被全部消耗，而α相仍有剩余。此时合金中存在有α和β两个相。继续降温，α相和β相中将分别析出βⅡ和αⅡ。该冷却过程中，合金的组成相与组织组成物的变化可描述如下。第二节常用二元合金平衡相图下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图合金③:当图4-13所示的合金③由液态冷却到温度1时，液相中开始结晶出。相。合金冷却至2时，α相和液相的成分分别变化至P点和C点。此时，α相与液相发生包晶转变。与合金②不同的是包晶转变结束时，合金中的。相被全部消耗，而液相仍有剩余。此时合金中存在有L和p两个相。继续降温，剩余的液相不断结晶为p相，当合金冷却至3时，液相全部转变为p相，合金由单相p组成。合金冷却至4时，p相中R的溶解量达到饱和，再降温，将有。u相从p相中析出。该冷却过程中，合金的组成相与组织组成物的变化可描述如下。四、二元共析平衡相图下一页上一页在一些二元合金体系中，某些固溶体因其中溶质溶解度有限的原因，在一定的条件下会分解为另外两种新的固相，图4-14所示的共析平衡相图就是反映了这类分解的合金相图。

1.二元共析平衡相图分析图4-14所示的共析平衡相图有三个单相区(γ,α,β)田、三个两相区(y+a,y+β,a+β)和一个三相区(y+α+β)。图中，ac线和bc线分别为γ→α,γ→β的转变线，dce为共析转变线。df线和eg线分别为组元B在α相中和组元A在β相中的溶解度随温度变化曲线。2.典型成分合金平衡冷却过程中相及组织转变分析(1)共析合金(合金):如图4-14所示，合金①具有对应于a点的成分，其在较高温度下为单一固溶体。第二节常用二元合金平衡相图下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图当合金①冷却达到c点对应的温度时，相互混合的固相a和p，a相和p相的成分分别由d点和示为开始分解转变为两个不同且点所代表。该转变过程可表示为该转变在c点对应的恒定温度下开始并完成。这种在恒定温度下，由具有确定成分的一种固相分解同时形成两种具有确定成分固相的转变称为共析转变。具有。点成分的合金称为共析合金，发生共析转变的温度称为共析温度，由共析转变形成的两种固相的机械混合物称为共析组织。由于在dce线上发生共析转变时，L,a、b三相共存，所以dce线为一个三相区。共析转变结束后，合金由溶质溶解量均处于饱和状态的a和p两相组成。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图由于B组元在a相中和A组元在p相中的溶解度都随温度的下降而降低，继续降温将使。相中B组元和p相中A组元的溶解量达到过饱和，因此，将会分别从。相中析出更细小的p析和从p相中析出更细小的a析，而b和p两相的成分在降温过程中将分别沿着df线和eg线变化。整个冷却过程中，该合金的组成相与组织组成物的变化可描述如下。

共析转变温度以下，共析合金的相组成物为α和β两相，其组织组成物为比较细小的共析组织(α+β)和更为细小的析出相α析及β析。这类细小的共析组织和α析及β析的出现可提高合金的强度。

(2)亚共析合金(合金②):图4-14所示的合金②冷却至1时，γ相开始分解析出α相(先共析α相)。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图随着温度下降，α相的成分沿ad线变化趋向d点，γ相的成分沿ac线变化趋向共析成分点c。当合金冷却至2时，α相成分变化为d点的成分，γ相的成分变化为e点的共析成分，此时，γ相将发生共析转变形成由具有d点成分的α相和具有e点成分的β相构成的共析组织(αd+βe)。共析转变刚结束时，合金的组织为先共析相αd和共析组织(αd+βe)。继续降温，α相中将析出细小的β析，β相中将析出细小的α析。该冷却过程中，合金的组成相与组织组成物的变化可描述如下。在共析转变温度以下，亚共析合金的平衡相组成物为α和β，平衡组织组成物为先共析α相、共析组织(α+β)和细小的析出相α析、β析。下一页上一页第二节常用二元合金平衡相图

(3)过共析合金(合金③):图4-14中的合金③冷却至1时，γ相中开始析出β相(称为先共析β)。继续降低温度，β相的成分沿he线变化趋向e点，γ相的成分沿bc线变化趋向共析成分点c。合金冷却至2时，β相和γ相分别具有e点和c点的成分。γ相将发生共析转变形成共析组织(αd+βe)。共析转变刚结束时，合金的组织为先共析相βe和共析组织(ad+βe)。继续降温，α相中将析出细小的β析，β相中将析出细小的α析。该合金冷却过程中组成相与组织组成物的变化可描述如下。在共析转变温度以下，过共析合金的平衡相组成物为α和β，平衡组织组成物为先共析β相、共析组织(α+β)和细小的析出相α析、β析。返回上一页下一页第三节合金性能与其相图的关系合金的性能与合金的组织状态有密切的关系，利用合金相图可以对合金的组织状态进行一定的判断，进而可以对合金的一些性能作大致的判断。一、合金力学、物理性能与相图的关系

图4-15(a)、图4-15(b)展示了合金相图与合金力学、物理性能的关系。其中，图4-15(a)为二元合金匀晶相图与合金力学、物理性能的关系。该合金的固相组织为单一固溶体。由于固溶体的固溶强化效应随着固溶体中溶质原子数量的增加而增大，因此可以判断合金的强度在其成分偏于相图的左、右两侧(溶质原子数量较少)时较低，而在其成分位于相图中央(溶质原子数量最大)时强度最高。下一页上一页第三节合金性能与其相图的关系合金的电导率除了与金属组元本身性质有关外，还随着合金中溶质原子的数量增加而下降。所以在合金成分偏于相图的左、右两侧(溶质原子数量较少)时，其电导率较高，而在其成分接近于相图中央(溶质原子数量较高)时，电导率较低。图4-15(b)为二元合金共晶相图与合金力学、物理性能的关系。当合金成分位于a,b两点之间时，合金的固相组织为两相机械混合物，其性能是两个组成相性能的质量加权平均值。由于两相各自的质量百分比与合金成分呈直线关系，所以合金的强度、电导率等性能也与合金的成分呈直线关系。但由于合金强度随其组织的细化而提高，而成分位于a,h两点之间的合金在凝固过程中会发生共晶转变形成细小的第三节合金性能与其相图的关系共晶组织，所以合金的实际强度将因共晶组织的出现而(较图中实线部分)有所提高(图中虚线部分)。合金的成分越接近共晶成分，则合金中共晶组织越多，其强度提高的幅度越大，并在共晶成分处达到最大。二、合金加工工艺性能与相图的关系合金加工工艺性能的好坏直接与产品的质量有关。图4-15(c),(d)展示了合金相图与铸造时液态合金的流动性以及合金凝固时产生各种缩孔的倾向等铸造工艺性能的关系。由于液态合金的流动性随着合金凝固温度范围(合金液相线与固相线之间的垂直距离)的变窄而提高，所以对图4-15(c)所示的二元匀晶合金，其成分越接近相图的两端，液态合金的流动性越好;对图4-15(d)所示的二元共晶合金，其成分越下一页上一页第三节合金性能与其相图的关系接近相图的两端和共晶成分，流动性越好。合金凝固时是形成集中的大缩孔还是形成众多分散的小缩孔影响合金凝固后的致密程度。合金的凝固温度范围越窄，凝固时越倾向于形成集中的大缩孔，所以对图4-15(c)所示的二元匀晶合金，其成分越接近相图的两端，形成集中缩孔的倾向越大;对图4-15(d)所示的二元共晶合金，其成分越接近相图的两端和共晶成分，形成集中缩孔的倾向越大，否则形成分散缩孔的倾向越大。返回上一页第四节铁碳合金平衡相图以铁和碳为基本组元形成的铁碳合金—各种钢和铸铁是现代工业中应用最为广泛的金属材料。为了更好地应用这些材料，必须了解钢和铸铁的在不同条件下的各种组成相和组织状态，从而深人地了解其性能。因此，需要了解铁碳合金的平衡相图。在铁碳合金体系中，其组元可以是铁和碳，但由于铁能够与碳形成化合物Fe3C，因此，Fe3C也可以作为一个组元与铁形成铁碳合金体系。广义上的铁碳相图包括Fe—C相图和Fe—Fe3C相图。Fe—Fe3C相图反映了最为重要的金属材料—钢的各种组织状态，而Fe一C相图则主要反映了铸铁的各种组织状态。它们分别被应用于指导钢和铸铁材料及其制件的研究和生产。一、Fe—Fe3C相图及其分析图4-16所示为Fe—Fe3C相图下一页第四节铁碳合金平衡相图

1.Fe—Fe3C相图中的组元

(1)纯铁。如图4-16所示，冷却的液态纯铁在1538℃开始结晶形成体心立方结构的晶体，称为δ—Fe。当纯铁继续冷却到1394℃时，δ—Fe将发生同素异构固态相变而成为面心立方结构的γ—Fe，当γ—Fe冷却至912℃时，其将再次发生同素异构转变而成为体心立方结构的α—Fe，体心立方α—Fe的晶格常数小于体心立方δ—Fe的晶格常数。770℃为α—Fe的居里温度，770℃以上，α—Fe为顺磁性，770℃以下，α—Fe呈铁磁性。室温下，纯铁的力学性能特点是强度和硬度低，塑性好。其主要力学性能如表4-1所示。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图

(2)Fe3C。Fe3C是Fe与C形成的一种具有复杂结构的间隙化合物，通常称为渗碳体。渗碳体的含碳量为6.69%，其力学性能特点是硬而脆，如表4-2所示。

2.Fe-Fe3C相图中的相

Fe一FeyC相图中共存在五种相。

(1)液相L。液相L是铁与碳的液态熔体。

(2)δ相。s相是碳溶解于δ—Fe中形成的间隙固溶体，又称高温铁素体。其为体心立方晶体结构，在1394℃以上存在，在1495℃时对碳的固溶量最大，为0.09%。(3)y相。γ相是碳溶解于γ—Fe中形成的间隙固溶体，也称奥氏体，用符号γ或A表示。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图γ相呈面心立方晶格。其对碳的固溶度较大，在1148℃时对碳的固溶量最大可达2.11%。γ相的强度和硬度低，塑性很好。

(4)α相。α相是碳溶解于α—Fe中形成的间隙固溶体，也称铁素体，用符号。或F表示。α相为体心立方晶体结构，对碳的固溶度很小，其在727℃时对碳的固溶量最大也仅为0.0218%。β相的力学性能特点是强度和硬度低，塑性好，与纯铁大致相同。

(5)Fe3C相。Fe3C相是一个化合物，其特点已于前述。Fe3C相在钢中作为提高钢的强度和硬度的强化相存在，其对Fe—Fe3C合金的力学性能有很大影响。

3.Fe-Fe3C相图中重要的点和线

(1)Fe-Fe3C相图中重要的点。下一页上一页

J点(包晶点):反映合金冷却过程中，具有B点成分的L与具有H点成分的s在1495℃时将发生包晶转变，生成具有J点成分的γ，即c点(共晶点):反映c点成分的液态合金在冷却到1148℃时将发生共晶转变，生成由E点成分的γ和Fe3C组成的两相机械混合物，即

。共晶转变形成的γ和Fe3C两相机械混合物称为莱氏体，以符号Ld表示。莱氏体中的丫和渗碳体分别称为共晶奥氏体和共晶渗碳体。

S点(共析点):反映具有S点成分的丫在冷却到727℃时将发生共析转变，生成由P点成分的a和Fe3C组成的两相机械混合物，即ys}aF}+共析转变生成。和Fe3C的机械混合物称为珠光体，以符号P表示。珠光体中的。和Fe3C分别称为共析铁素体和共析渗碳体。第四节铁碳合金平衡相图下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图珠光体的强度较高，其塑性、韧性和硬度介于渗碳体和铁素体之间。

E点:代表碳在γ中的最大溶解度。

P点:代表碳在α中的最大溶解度。

(2)Fe—Fe3C相图中重要的线。

ABC线(液相线的一部分):反映不同含碳量的Fe—Fe3C液相合金中开始结晶出γ的温度。

CD线:反映不同含碳量的Fe—Fe3C液相合金中开始结晶出Fe3C的温度。由液相中结晶出的FeyC称为一次渗碳体，以FeyC1表示。水平线H,JB(包晶转变线):反映含碳量(质量浓度)在0.09一0.53%C(H点与B点之间)的Fe一FeyC合金在平衡结晶过程中均发生包晶反应下一页上一页

水平线ECF(共晶转变线):反映含碳量(质量浓度)在2.11一6.69%C(E点与F点之间)的Fe一FeyC合金，在平衡结晶过程中均发生共晶反应

水平线PSK(共析反应线，也称Ai线):反映含碳量(质量浓度)在0.0218一6.69%C(P点与K点之间)的Fe一FeyC合金，在平衡冷却过程中均发生共析转变GS线:是含碳量不同的Fe一FeyC合金冷却时，其中丫开始分解并析出。的临界温度线，也称A线。

ES线:是碳在γ中的固溶度线，也称Acm线。由于在1148℃时，γ中含碳量最大可达2.11%，而在727℃时仅为0.77%，因此，第四节铁碳合金平衡相图下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图含碳量大于0.77%的Fe—Fe3C合金自1148℃冷至727℃的过程中，将因γ中含碳量过饱和而从其中析出Fe3C。所析出的渗碳体称为二次渗碳体，以Fe3CⅡ表示。ES线即为从γ中开始析出Fe3C的临界温度线。

PQ线:是碳在a中的固溶度线。在727℃时F中溶碳量最大可达0.0218%，室温时仅为0.0008%，因此碳质量分数大于0.0008%的Fe—Fe3C合金自727℃冷至室温的过程中，将从。中析出Fe3C。所析出的渗碳体称为三次渗碳体，以Fe3CⅢ表示。PQ线亦为从a中开始析出Fe3CⅢ的临界温度线。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图二、典型成分的Fe—Fe3C合金平衡冷却过程中的组成相及组织组成物变化含碳量不同的Fe—Fe3C合金在从液态平衡冷却至室温的过程中可产生不同的相变化过程，因而具有不同的室温平衡组织。根据Fe—Fe3C合金含碳量高低不同所导致的室温组织基本特征不同，将Fe—Fe3C合金分为以下三大类。

(1)工业纯铁:含碳量<0.0218%。

(2)钢:0.0218%含碳量<2.11%。钢又分为亚共析钢(0.0218%含碳量<0.77%)、共析钢(含碳量=0.77%)、过共析钢(0.77%<含碳量<2.11%)。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图

(3)白口铸铁(2.11%<含碳量<6.69%)。白口铸铁因含有大量呈银白色的Fe3C而使其断口也呈现银白色，故而得其名。白口铸铁又分为亚共晶白口铸铁(2.11%含碳量<4.3%)、共晶白口铸铁(含碳量=4.3%)、过共晶白口铸铁(4.3%<含碳量<6.69%)。为了了解Fe—Fe3C合金室温平衡组织的形成，下面将以具有典型成分的合金为例，分析其平衡冷却过程中的相变及各种组织变化。

1.工业纯铁的平衡冷却如图4-17所示，合金①为工业纯铁。其平衡冷却过程中相与组织的变化为当合金液相L冷却遇到AB线时，从L中开始结晶出s相，遇到AH线时合金全部结晶为δ相。δ相冷却至HN线时，从s相中开始析出γ。至JN线，s相全部转变为γ。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图γ冷却遇到cs线，从γ中开始析出a。至cp线时丫全部转变为a。冷却至尸口线，从a中开始析出Fe3CⅢ该过程可表示如下:室温下，工业纯铁的平衡组成相为a和Fe3C，平衡组织组成物为a和Fe3CⅢ。呈白色块状;Fe3CⅢ很细小，呈小白片状分布于。晶界处，在光学显微镜下难于辨认。该组织形态如图4-18所示。2.钢的平衡冷却(1)共析钢的平衡冷却。在图4-17中，合金②为共析钢。当其冷却至BC线时，从L中开始结晶出γ，至JE线，L结晶完毕，合金由单一相γ组成。γ冷却至S点，其将发生共析转变全部转变为层片状的P，此时合金的组成相为α+Fe3C，而组织组成物为P。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图继续冷却，P中的α因含碳量过饱和将析出很少量(可依据杠杆原理计算)的Fe3C。上述相变及组织变化过程可表示如下。室温下，共析钢的平衡组成相为α和Fe3C。若因量很少而忽略Fe3CⅢ，则共析钢的平衡组织组成物为层片状的P,该组织形态如图4-19所示。

(2)亚共析钢的平衡冷却。图4-17中的合金③为亚共析钢。当其冷却至BC线时，从L中开始结晶出γ，至JE线，L结晶完毕，合金由单一相γ组成。γ冷却至GS线将开始析出。(称先共析α)。随温度下降，γ不断地转变为。，γ和α的成分分别沿GS线和GP线变化至S点和P点，此时，具有S点共析成分的γ在共析温度下将发生共析转变全部转变为层片状的P。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图共析转变刚结束时，合金的组成相为α+Fe3C，而组织组成物为P+先共析α。继续冷却，先共析。和P中的共析。因含碳量过饱和将析出少量Fe3CⅢ。上述过程可表示如下。室温下，亚共析钢的平衡组成相为α和Fe3C。忽略量少的Fe3CⅢ，亚共析钢的平衡组织组成物为先共析α和P,该组织形态如图4-20所示。

(3)过共析钢的平衡冷却。图4-17中的合金④为过共析钢。当其冷却至BC线时，从L中开始结晶出γ，至JE线，L结晶完毕，合金组织全部为γ。γ冷却至ES线，γ中将开始沿着γ晶界析出Fe3CⅡ(也称先共析Fe3C)。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图当钢中含碳量大于1%时，沿着γ晶界析出Fe3CⅡ将相连形成网状Fe3C，使钢变得很脆。随温度继续下降，γ中不断析出Fe3CⅡ。Fe3C为化合物，其成分不变，而γ的成分沿ES线变化至共析点S，此时，γ在共析温度下全部共析转变为层片状的P。共析转变刚结束时，合金组成相为α+Fe3C，组织组成物为P+Fe3CⅡ。继续冷却，P中的α含碳量过饱和将析出很少量Fe3C。上述过程可表示如下。室温下，过共析钢的平衡组成相为α和Fe3C。忽略Fe3CⅢ，其平衡组织为Fe3CⅡ和P,该组织形态如图4-21所示。

3.典型成分白口铸铁的平衡冷却下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图

(1)共晶白口铸铁的平衡冷却。图4-17中的合金⑤为共晶白口铸铁。当其冷却至C点时，L在恒温下开始并完成共晶转变，转变结束时，其组织全部为莱氏体Ld(γE+Fe3C)。在从C点(共晶温度)冷却至PK线(共析温度)的过程中，Ld中的共晶Fe3C不变，而其中的共晶γ将因含碳量过饱而不断析出Fe3CⅡ。当Ld冷却至共晶温度时，Ld中共晶γ的成分沿ES线变化达到共析成分点S，并发生恒温共析转变全部成为P。共析转变刚结束时，合金组成相为α+Fe3C，组织为(P+Fe3C)+Fe3CⅡ。将共析转变结束后的组织与共析转变前的Ld组织相比较，其差别仅是Ld中的共晶γ转变成了P，但其从外观上仍旧保持了莱氏体的形态，因此，将此仍保持了莱氏体形态的(P+Fe3C)组织称为变态莱氏体，以Ld'表示。下一页上一页下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图继续冷却，Ld'中的共析。因含碳量过饱和将析出很少量Fe3CⅡ。上述过程可表示如下。室温下，共晶白口铸铁的平衡组成相为a和Fe3C。忽略Fe3CⅢ，其平衡组织组成物为Ld和Fe3CⅡ，该组织形态如图4-22所示。(2)亚共晶白口铸铁的平衡冷却。图4-17中的合金⑥为亚共晶白口铸铁。当其冷却至BC线时，液相L中开始结晶出先共晶γ。合金冷却至EF线时，先共晶γ的成分沿JE线变化达到E点，而L的成分沿BC线变化达到共晶成分点C，并在1148℃开始和完成共晶转变生成Ld。共晶转变结束时，合金组成相为γ+Fe3C，组织组成物为先共晶γ和Ld。第四节铁碳合金平衡相图在合金从EF线冷却至PK线的过程中，先共晶γ和Ld中的共晶γ因含碳量过饱而不断析出Fe3CⅡ。当合金冷却至PK线时，先共晶γ和Ld中共晶γ的成分变化达到共析成分点S，其全部发生共析转变成为P。共析转变刚结束时，合金组成相为α+Fe3C，组织组成物为P,Ld‘(P+Fe3C)+Fe3CⅡ。继续冷却，P中的共析α因含碳量过饱和将析出很少量Fe3CⅢ。上述过程可表示如下。室温下，亚共晶白口铸铁的平衡组成相为α和Fe3C。忽略Fe3CⅢ，其平衡组织组成物为Ld',P和Fe3CⅡ，该组织形态如图4-23所示。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图

(3)过共晶白口铸铁的平衡冷却。图4-17中的合金⑦为过共晶白口铸铁。当其冷却至CD线时，液相L中开始结晶出一次Fe3CⅠ。合金冷却至EF线，L的成分沿CD线变化达到共晶成分点C，并在1148℃开始并完成共晶转变生成Ld。共晶转变结束时，合金组成相为γ+Fe3C，组织组成物为Fe3CⅠ+Ld。在合金从EF线冷却至PK线的过程中，Ld中的共晶γ因含碳量过饱而不断析出Fe3CⅡ。当合金冷却至PK线时，Ld中共晶γ的成分变化达到共析成分点S，其发生共析转变成为P。共析转变刚结束时，合金组成相为a+Fe3C，组织组成物为Fe3CⅠ、Ld'(P+Fe3C)+Fe3CⅡ。继续冷却，P中的共析。因含碳量过饱和将析出极少量Fe3CⅢ。上述过程可表示如下。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图室温下，过共晶白口铸铁的平衡组成相为α和Fe3C。由于过共晶白口铸铁不像亚共晶白口铸铁那样在冷却过程中可以形成数量较多的先共晶γ，其仅能在共晶转变时形成数量较少的γ，所以后续冷却过程中由γ析出的Fe3CⅡ也少。忽略Fe3CⅡ和Fe3CⅢ，过共晶白口铸铁的平衡组织组成物为Ld和Fe3CⅠ,该组织形态如图4-24所示。三、含碳量对Fe—Fe3C合金组织和力学性能的影响了解合金含碳量对Fe—Fe3C合金组织下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图此外，还有一些特殊要求的自动化仓库，比如，储存冷冻食品的立体仓库，需要对仓库中的环境温度进行检测和控制；储存感光材料的立体仓库，需要使整个仓库内部完全黑暗，以免感光材料失效而造成产品报废；储存某些药品的立体仓库，对仓库的温度、气压等均有一定要求，因此需要特殊处理。和性能的影响，有助于在应用该类材料时对材料进行正确的选取。

1.含碳量对Fe—Fe3C合金组织的影响图4-17表明对于不同含碳量的所有Fe—Fe3C合金，其室温下的组成相都为α+Fe3C。应用杠杆定律进行的计算表明随着Fe—Fe3C合金中含碳量的增加，合金中的。相对量逐渐减少，Fe3C的相对量逐渐增加直至含碳量为6.69%时，合金完全由Fe3C组成。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图在Fe3C数量随合金含碳量增加的过程中，其形态也相应发生变化，由片状Fe3C(亚共析钢、共析钢以及含碳量低于1%的过共析钢中)转变为网状Fe3C(含碳量高于1%的过共析钢中)，再转变为连续的Fe3C基体相(亚共晶和共晶白口铸铁中)，此后再发展为Fe3C连续基体+粗大片状Fe3C(过共晶白口铸铁)。由图4-25还可见，不同含碳量的Fe—Fe3C合金在室温下的组织组成物随着合金含碳量的不同而有不同。对于工业纯铁，其室温组织为α+Fe3CⅢ。对于钢而言，随着合金含碳量增加，依照亚共析钢、共析钢、过共析钢的顺序，其室温组织组成物相应作α+P→P→P+Fe3CⅡ变化。在过共析钢范围内，含碳量增加使P量减少，Fe3CⅡ量增多。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图对于白口铸铁而言，依照亚共晶白口铸铁、共晶白口铸铁、过共晶白口铸铁的顺序，其室温组织组成物相应作变化。图4-25展示了Fe—Fe3C合金的室温组织组成物随含碳量的变化。2.含碳量对Fe—Fe3C合金力学性能的影响由上述讨论可知，Fe—Fe3C合金的含碳量直接影响着其室温组织，从而直接影响着Fe—Fe3C合金的室温力学性能。对于Fe—Fe3C合金而言，随着含碳量增加，其中硬度高、脆性大的Fe3C量相应增加，所以，合金的硬度将逐渐增高，脆性逐渐增大。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图在Fe—Fe3C合金中，工业纯铁的室温组织为α基体+少量的Fe3CⅢ，其室温力学性能主要取决于α，具有强度低、塑性好的特点。对于钢而言，在亚共析钢范围内，合金含碳量增加使。量减少，P量增多，直至含碳量为共析钢成分时，钢完全由P组成。由于强度较低的。量减少以及P量的增加和P的细晶强化作用，将使亚共析钢的强度、硬度随含碳量增加明显提高，但塑性、韧性降低。在过共析钢范围内，含碳量增加使P量减少，Fe3CⅡ量增多，当合金的含碳量约超过1%时，大量的Fe3CⅡ将沿着γ晶界析出呈现连续网状分布，使钢的脆性大大增加，抗拉强度σb，随之降低。对于白口铸铁而言，由于其中存在大量的Fe3C，所以其脆性很大，抗拉强度很低，获得的应用很少。图4-26展示了含碳量对Fe—Fe3C合金主要力学性能的影响。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图四、Fe—C相图对于铁碳合金而言，碳与铁所形成的Fe3C实际上是一个亚稳定相，其在高温下长时间停留会发生分解，而以石墨形式存在的碳才是最稳定的。当铁碳合金从液相以极其缓慢的速率冷却时，碳将主要以稳定的石墨形式出现，其相图便是图4-27所示的Fe—C相图。该相图从外观形式与Fe—Fe3C相图几乎一致。只是其中不再有Fe3C，而是被石墨所取代，此外，相图中某些相变温度和共晶点、共析点成分等较Fe—Fe3C相图有所变化(如图4-27虚线所示)。当铸铁中的碳主要以石墨形式存在时，其断口呈现暗灰色，因此称为灰口铸铁。灰口铸铁脆性低于白口铸铁，而且还具有一定的自润滑性和减振性。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图因此工业生产使用的绝大多数铸铁都是灰口铸铁。Fe—C相图则是用于研究各种灰口铸铁组织的重要工具。对Fe—C相图中各种相变及组织变化的分析类似于Fe—Fe3C相图，只需将Fe—Fe3C相图中各种变化过程中的Fe3C变换为石墨即可。下面的分析主要围绕着铸铁所属的成分范围进行。

1.铁碳合金中的石墨化铸铁中石墨的形成过程称为石墨化。石墨化的主要途径有五种。

(1)由含碳量高于共晶成分C’

(4.26%C)的液相在从C'D'线缓慢冷却至C'F'线的过程中结晶形成一次石墨，即。

(2)由具有共晶成分的液相在共晶温度(1154℃)时发生共晶转变形成共晶体中的共晶石墨，即

。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图

(3)由铸铁在从E'F‘线冷却到P'K'线的过程中，因γ中碳过饱和而析出二次石墨，即

。

(4)由具有共析成分(S‘)的y(0.68%C)在共析温度(738℃)时发生共析转变形成共析体中的共析石墨，即。

(5)石墨的形成需要合金极缓慢的冷却，当冷速稍快，铸铁中的碳便可能形成一定量的Fe3C。当铸铁中存在有Fe3C时，若使其在较高温度下长时间保温，则Fe3C将发生分解形成石墨，此过程为

。通常按照石墨形成温度的高低将铸铁中的石墨化分为两个主要阶段。第一阶段发生于高温下，即从液相开始结晶直至共晶转变结束。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图该阶段主要包括通过匀晶转变形成一次石墨、通过共晶转变形成共晶石墨。当存在由匀晶转变和共晶转变分别形成的一次渗碳体和共晶渗碳体时，该阶段还包括由一次渗碳体和共晶渗碳体高温分解形成石墨过程。由于该阶段石墨主要是从液相中结晶形成，所以该阶段也称液态石墨化阶段。第二阶段发生于共晶转变结束直至共析转变结束之间，主要包括二次石墨、共析石墨的形成。当存在二次渗碳体和共析渗碳体时，该阶段也包括由二次渗碳体和共析渗碳体分解形成石墨过程。由于该阶段石墨主要是由固相形成，所以该阶段也称固态石墨化阶段。在铁碳合金由液态冷却至室温的相变过程中，形成石墨比形成Fe3C更为困难，因此，在实际生产中，一般都在合金中加入一定量的能够促进石墨形成的元素如Si等。下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图

2.灰口铸铁的室温组织在仅由铁、碳元素组成的灰口铸铁中，石墨呈粗片状，如图4-28所示。但若在液态铸铁中加入少量稀土硅铁、稀土镁合金和稀土镁钦合金等则可使石墨片细化或转变为球状、团絮状或蠕虫状，如第六章的图6-4所示。对于铸铁而言，若其从液态冷却至室温过程中的石墨化得以充分进行，则铸铁的室温组织为铁素体基体+石墨，即石墨分布于铁素体基体之上，如图4-28(a)所示，此也即Fe—C相图所反映的灰口铸铁室温平衡组织。若冷却过程中，一次石墨、共晶石墨以及二次石墨的形成得以充分进行，但在共析温度附近降温较快，则将使得共析下一页上一页第四节铁碳合金平衡相图石墨的形成被部分抑制，导致铸铁中的γ经共析转变后，一部分形成(a+C)共析体，另一部分则形成珠光体(a+Fe3C)，此时灰口铸铁的室温组织为(铁素体+珠光体)基体+石墨，如图4-28(b)所示。该组织为非平衡组织，不能为Fe—C相图所反映。若冷却过程中，一次石墨、共晶石墨以及二次石墨的形成得以充分进行，但因在共析温度附近降温快，使得共析石墨的形成完全被抑制，则丫经共析转变全部形成珠光体(a+Fe3C)，此时灰口铸铁的室温组织为珠光体基体+石墨，如图4-28(c)所示。该组织也为非平衡组织。返回上一页第五节铸锭(件)的凝固组织与成分偏析门座起重机的最大幅度，除了取决于上述尺寸参数外，还与起重机的轨距和回转中心的布置位置有关。一般回转中心布置于轨距中央，那么最大幅度应将外伸距加上二分之一的轨距。我国生产的轨距为10.5m的港口门座起重机最大幅度大多取25m和30m两种规格，后者对于万吨级以下的沿海货船一般可以进行外档过驳。门座起重机的最小幅度，从扩大工作面的角度出发，尽量取小，但往往受到结构布置、安全要求等的限制，一般取7～8m。为达到较好的水平变幅性能，则最小幅度取为最大幅度的1／3～1／4较合适。轮胎起重机主要用于货场作业、装