《工程材料及應用》課件第2章

第2章金屬材料的凝固與結(jié)晶

2.1純金屬的凝固2.2合金的凝固2.3典型材料相圖 2.1純金屬的凝固

2.1.1凝固的基本概念

1.晶體的凝固

若凝固后的固態(tài)物質(zhì)是晶體，則在生產(chǎn)上將晶體的凝固稱做結(jié)晶。金屬熔液凝固后一般都以晶體狀態(tài)存在，即內(nèi)部原子呈規(guī)則排列，其凝固過程就是結(jié)晶過程。工程上使用的金屬材料通常都要經(jīng)歷液態(tài)和固態(tài)的加工過程。例如機器零件用鋼，要經(jīng)過冶煉、澆注、軋制、鍛造、機加工和熱處理等工藝過程。目前，金屬材料的生產(chǎn)和制備通常要經(jīng)過冶煉和鑄造過程，即要經(jīng)過由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的結(jié)晶過程。液態(tài)金屬經(jīng)過結(jié)晶得到的組織稱為鑄態(tài)組織。金屬在焊接時，焊縫中的金屬也要發(fā)生結(jié)晶。金屬結(jié)晶后所形成的組織，包括各種相的形狀、大小和分布等，將極大地影響到金屬的各種性能。對于鑄件和焊接件來說，結(jié)晶過程就基本上決定了其使用性能與使用壽命。而對于尚需進一步加工的鑄錠來說，結(jié)晶過程既直接影響它的軋制和鍛壓工藝性能，又不同程度地影響其制成品的使用性能。因此，研究和控制金屬的結(jié)晶過程就顯得尤其重要。早期，由于液體的易流動性和無定形等宏觀特性，人們往往認為液體金屬的結(jié)構(gòu)與氣體相似。認為在液態(tài)下原子間的相互作用很弱，原子的運動毫無規(guī)則，且呈現(xiàn)混亂的排列。但是近代研究表明，液態(tài)金屬，特別是在接近凝固點時，原子間的距離、原子間的作用力和原子的運動狀態(tài)并不與氣體相似，而與固體金屬比較相近。并且證明，在液態(tài)金屬內(nèi)部，在短距離的小范圍內(nèi)，原子作近似于固態(tài)結(jié)構(gòu)的規(guī)則排列，即存在短程有序的原子集團，如圖2－1所示。這種原子集團是不穩(wěn)定的，瞬時出現(xiàn)又瞬時消失。液態(tài)金屬的這種結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定現(xiàn)象稱為結(jié)構(gòu)起伏。當這種短程規(guī)則排列的原子小集團達到一定尺寸時，有可能成為結(jié)晶核心。所以金屬由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的凝固過程，實質(zhì)上就是原子由短程有序狀態(tài)過渡為長程有序（晶體）狀態(tài)的過程。因此，從廣義上講，物質(zhì)從一種原子排列狀態(tài)(晶態(tài)或非晶態(tài))過渡為另一種原子規(guī)則排列狀態(tài)(晶態(tài))的轉(zhuǎn)變過程稱為結(jié)晶。為區(qū)別起見，我們將一般意義上的“結(jié)晶”，即物質(zhì)從液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣腆w晶態(tài)的過程稱為一次結(jié)晶，而物質(zhì)從一種固體晶態(tài)過渡為另一種固體晶態(tài)的轉(zhuǎn)變過程稱為二次結(jié)晶。

圖2－1液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)的示意圖

2.非晶體的凝固

若凝固后的物質(zhì)不是晶體，而是非晶體，那就不能稱之為結(jié)晶，只能稱為凝固，玻璃、部分高聚物就是非晶體，或稱為非晶態(tài)。相對晶態(tài)而言，非晶態(tài)是物質(zhì)的另一種結(jié)構(gòu)狀態(tài)，是一種長程無序、短程有序的混合結(jié)構(gòu)?？傮w上講，這種結(jié)構(gòu)中有的原子排列無規(guī)則，但并非完全無序，鄰近原子排列又有一定的規(guī)律。因此，非晶固態(tài)物質(zhì)(非晶體)表現(xiàn)出各向同性。非晶體的凝固與晶體的結(jié)晶雖都是由液態(tài)轉(zhuǎn)化為固態(tài)，但本質(zhì)上又有區(qū)別。

非晶體的凝固實質(zhì)上是靠熔體粘滯系數(shù)連續(xù)加大而完成的，即非晶固態(tài)可以看做是粘滯系數(shù)很大的“熔體”，需在一個溫度范圍內(nèi)逐漸完成凝固。從能量觀點看，若熔體在凝固時能較完全地釋放內(nèi)能，它將轉(zhuǎn)變?yōu)榫w，若部分釋放內(nèi)能，則轉(zhuǎn)化為非晶體，故非晶體處于亞穩(wěn)狀態(tài)。凝固是指物質(zhì)由液態(tài)冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)的過程。根據(jù)凝固過程的條件不同，凝固后的固體可能是晶體或非晶體。了解材料凝固過程及一般規(guī)律，對于控制材料內(nèi)部組織機構(gòu)、減少鑄件缺陷、提高材料性能等都有十分重要的意義。

2.1.2金屬的結(jié)晶過程

1.冷卻曲線和過冷度

晶體的結(jié)晶過程可用熱分析法測定，如圖2－2

(a)

所示。將金屬材料加熱到熔化狀態(tài)，然后緩慢冷卻，記錄下液體金屬的冷卻溫度隨時間的變化規(guī)律，做出金屬材料的冷卻曲線，如圖2－2(b)所示。由圖可見，在Tm溫度以上，隨著時間的延長，溫度均勻下降。液態(tài)金屬在理論結(jié)晶溫度Tm時并不產(chǎn)生結(jié)晶，而需冷卻到低于Tm的某一溫度,即Tn時，液體開始結(jié)晶，由于釋放出的結(jié)晶潛熱彌補了熱量的散失，使溫度繼續(xù)均勻下降。理論結(jié)晶溫度Tm與平臺溫度Tn之差即為實際過冷度。液體要結(jié)晶就必須過冷，液體的冷卻速度越大，過冷度越大，實際結(jié)晶溫度也就越低。

圖2－2熱分析裝置及純金屬的冷卻曲線（a)熱分析裝置；(b)

純金屬的冷卻曲線

2.金屬結(jié)晶的熱力學條件

熱力學定律指出，在等壓條件下，一切自發(fā)過程都是朝著吉布斯自由能降低的方向進行，直到吉布斯自由能具有最低值為止。這個規(guī)律又稱為最小自由能原理。吉布斯自由能G是物質(zhì)中能夠向外界釋放或能對外做功的那一部分能量。一般來說，金屬在積聚狀態(tài)的自由能G隨溫度的升高而降低。由于液態(tài)金屬中原子排列的規(guī)則性比晶體中的差，因此同一物質(zhì)的液體和晶體在不同溫度下吉布斯自由能的變化情況不同，如圖2－3所示。在自由能—溫度的關(guān)系曲線上，液態(tài)的自由能變化曲線比晶體的更陡，即液體降低得更快，兩條曲線必然相交，其交點所對應的溫度就是理論結(jié)晶溫度或熔點Tm，此時液相與固相的吉布斯自由能相等。

當溫度低于Tm時，GS<GL，金屬的穩(wěn)定狀態(tài)是固態(tài)，液體將結(jié)晶；當溫度高于Tm時，GS>GL

，金屬的穩(wěn)定狀態(tài)是液態(tài),晶體將熔化。因此，液態(tài)物質(zhì)要結(jié)晶，就必須冷卻到Tm以下的某一溫度Tn才能結(jié)晶，這種現(xiàn)象稱為過冷現(xiàn)象。理論結(jié)晶溫度與實際結(jié)晶溫度之差稱為過冷度，記作ΔT，ΔT=Tm-Tn

。過冷度的大小除與金屬的性質(zhì)和純度有關(guān)外，主要取決于結(jié)晶的冷卻速度的大小。一般來說，冷卻速度越大，過冷度越大，液態(tài)和固態(tài)間的自由能差越大，液體結(jié)晶的驅(qū)動力越大，結(jié)晶越容易進行。

圖2－3液體和晶體吉布斯自由能－溫度關(guān)系曲線

3.金屬結(jié)晶過程的一般規(guī)律

觀察任何一種液體的結(jié)晶過程，都會發(fā)現(xiàn)結(jié)晶是一個晶核不斷形成和長大的過程，這是結(jié)晶的普遍規(guī)律。

圖2－4為結(jié)晶過程的示意圖。液體冷卻到Tm溫度以下，經(jīng)過一段時間，首先在液體中某些部位形成一批穩(wěn)定的原子集團作為晶核，接著，晶核長大，同時又有一些新的晶核出現(xiàn)。就這樣不斷形核，不斷長大，直到液體完全消失，每一個晶核成長為一個晶粒，最后得到多晶體結(jié)構(gòu)。

圖2－4結(jié)晶過程示意圖

1）晶核的形成

晶核的生成、存在有兩種方式，即自發(fā)形核和非自發(fā)形核。

晶核可以由液體金屬中短程有序的原子小集團形成，即在溫度降低到結(jié)晶溫度以下，并且達到一定的過冷度時，液體中那些超過一定尺寸的短程有序的原子集團開始變得穩(wěn)定，不再消失，從而成為結(jié)晶核心并長大。能夠自發(fā)長大的最小晶核稱為臨界晶核。這種從液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)內(nèi)部自發(fā)長出結(jié)晶核心的形核方式叫做自發(fā)形核。自發(fā)形核也叫均質(zhì)形核。實際結(jié)晶溫度越低，即過冷度越大，由金屬液態(tài)向晶體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力越大，能穩(wěn)定存在的短程有序的原子集團的尺寸越小，則生成的自發(fā)形核越多。但過冷度過大或溫度過低時，原子的擴散能力降低，形核的速率反而減小。

所謂非自發(fā)形核，是因為金屬往往是不純凈的，內(nèi)部總含有這樣或那樣的雜質(zhì)，雜質(zhì)的存在常常能夠促進晶核在其表面上形成。這種依附于雜質(zhì)而生成晶核的方式叫做非自發(fā)形核，也叫異質(zhì)形核。按照形核時能量有利的條件分析，能起非自發(fā)形核作用的雜質(zhì)必須符合“結(jié)構(gòu)相似，尺寸相當”的原則。只有當雜質(zhì)的晶體結(jié)構(gòu)和晶格參數(shù)與凝固合金相似和相當時，它才能成為非自發(fā)形核的核心。有一些難熔的雜質(zhì)，雖然其晶體結(jié)構(gòu)與凝固金屬相差甚遠，由于表面的微細凹孔和裂縫中有時能殘留未熔金屬，也能強烈地促進非自發(fā)形核。

在金屬和合金實際結(jié)晶時，自發(fā)形核和非自發(fā)形核是同時存在的，但非自發(fā)形核往往起優(yōu)先和主導的作用。

2）晶體的長大

當晶核形成之后，液相中的原子或原子團通過擴散不斷地依附于晶核表面上，使固液界面向液相中移動，晶核半徑增大，這個過程稱為晶體長大。

晶體長大的形態(tài)與界面結(jié)構(gòu)有關(guān)，也與界面前沿的溫度分布有密切的關(guān)系。晶體長大的方式有平面推進和樹枝狀生長兩種。金屬晶體主要以樹枝狀方式長大。

液態(tài)金屬在鑄模中凝固時，通常是由于模壁散熱而得到冷卻。即液態(tài)金屬中，距液固相界面越遠處溫度越高，則凝固時釋放的熱量只能通過已凝固的固體傳導散出。此時若液固相界面上偶爾有凸出部分并伸入液相中，由于液相實際溫度高、過冷度小，其長大速率立即減小。因此使液固相界面保持近似平面，緩慢地向前推進，稱為平面生長。應該指出，晶體的平面長大方式在實際金屬的結(jié)晶中是較少見的。

當鑄模內(nèi)金屬均被迅速過冷時，靠近模壁的液體首先形核發(fā)生結(jié)晶，并釋放結(jié)晶潛熱。此時，在液固界面附近一定范圍內(nèi)液固界面溫度最高，即處于距液固界面越遠，液體溫度越低，同時結(jié)晶潛熱通過模壁和周圍過冷的液體而消失。開始時，晶核可長大成很小的、形狀規(guī)則的晶體。隨后，在晶體繼續(xù)長大的過程中，優(yōu)先沿一定方向生長出空間骨架。這種骨架形同樹干，稱為一次晶軸。在一次晶軸增長和變粗的同時，在其側(cè)面生長出新的枝芽，枝芽發(fā)展成枝干，此為二次晶軸；隨著時間的推移，二次晶軸成長的同時，又可長出三次晶軸；三次晶軸上再長出四次晶軸……，如此不斷成長和分枝下去，直至液體全部消失。結(jié)果得到一個具有樹枝狀的樹枝晶，如圖2－5所示。

圖2－5晶體樹技狀長大示意圖

實際金屬的鑄態(tài)組織多為樹枝狀結(jié)構(gòu)，在結(jié)晶過程中，如果液體供應不充分，金屬最后凝固的樹枝晶之間的空隙不能被填滿，將形成縮孔和疏松等缺陷。同時發(fā)現(xiàn)樹枝間最后結(jié)晶的液體，其成分與已結(jié)晶體有明顯的不同，即出現(xiàn)了成分偏析。它將引起鑄件力學性能惡化和抗腐蝕性能降低。圖2－6為樹枝晶的晶相照片。

圖2－6鑄態(tài)鎳基單晶高溫合金的金相組織照片

4.影響形核和長大的因素

金屬的結(jié)晶過程是晶核不斷形成和長大的過程。在單位時間內(nèi)，單位體積中所產(chǎn)生的晶核數(shù)稱為形核率，以N表示，單位為晶核數(shù)/(s·cm3)。而單位時間內(nèi)晶核長大的平均速度以G表示，單位為cm/s。顯然，結(jié)晶后的晶粒大小與形核率和長大速度有關(guān)，而影響形核率和長大速度的重要因素是冷卻速度（過冷度）和難熔雜質(zhì)。

1）過冷度的影響

金屬結(jié)晶時的過冷度與形核率和長大速度的關(guān)系如圖2－7所示。從圖中可以看出，形核率和長大速度隨過冷度的增加而增大，并在一定過冷度時各自達到最大值，隨后，過冷度進一步增加，而它們卻逐步減小。其主要原因是，在結(jié)晶過程中晶核形成和長大的驅(qū)動力與ΔT成正比，而晶核形成和長大所需要的必要條件——原子遷移能力（或擴散能力）則與ΔT成反比。所以，這兩種因素的綜合結(jié)果，使形核率和長大速度與ΔT的關(guān)系出現(xiàn)了一個極大值。

圖2－7過冷度對形核率和長大速度的影響

2）難熔雜質(zhì)的影響

金屬結(jié)晶過程中，非自發(fā)形核的作用往往是主要的。所以，某些高熔點的雜質(zhì)，特別是當雜質(zhì)的晶體結(jié)構(gòu)與金屬的晶體結(jié)構(gòu)有某些相似時，將強烈地促進非自發(fā)形核，大大提高了形核率。這點在生產(chǎn)中已得到廣泛應用。

5.晶粒大小及控制

1）晶粒度的概念

晶粒度是晶粒大小的量度，用單位體積中晶粒的數(shù)目ZV或單位面積上晶粒的數(shù)目ZS表示，也可以用晶粒的平均線長度（直徑）表示。影響晶粒度的主要因素是形核率N和長大速度G。形核率愈大，則結(jié)晶后的晶粒數(shù)愈多，晶粒就愈細小。若形核率不變，晶核的長大速度愈小，則結(jié)晶所需的時間愈長，能生成的核心愈多，晶粒就愈細。ZV、ZS與N、G之間存在下列關(guān)系：

可見，結(jié)晶時形核率N越大，晶體長大速度G越小，結(jié)晶后單位體積內(nèi)的晶粒數(shù)目Z越大，晶粒就越細小。

金屬結(jié)晶后形成的晶粒度對其力學性能有很大的影響。一般情況下，晶粒愈小，則金屬的強度、塑性和韌性愈好。表2－1為純鐵的晶粒度與力學性能的關(guān)系。

表2－1純鐵的晶粒度與力學性能的關(guān)系

2)細化晶粒的方法

細化晶粒是提高金屬性能的主要途徑之一?？刂平Y(jié)晶后的晶粒大小，就必須控制形核率N和長大速度G這兩個因素，主要方法有以下三種：

（1）增大過冷度。

由于晶粒大小取決于形核率與長大速度的比值，而形核率和長大速度以及它們的比值又取決于過冷度（如圖2－7所示），因此晶粒大小實際上可通過過冷度來控制。過冷度愈大（達到一定值以上），形核率和長大速度愈大，但形核率的增加速度會更大，因而增加過冷度會提高比值N/G。

提高金屬凝固的冷卻速度是增大過冷度的主要方法。實際生產(chǎn)中，為了得到細小的晶粒,常常采用降低鑄型溫度和采用導熱系數(shù)大的金屬鑄型來提高冷卻速度。如在鑄造生產(chǎn)中，用金屬型代替砂型，增大金屬型的厚度，降低金屬型的預熱溫度等，均可提高鑄件的冷卻速度。此外，提高液態(tài)金屬的冷卻能力也是增大過冷度的有效方法，如在澆注時采用高溫熔化并降溫澆注便可獲得較細的晶粒。

近些年來，隨著超高速（達105～1011K/s）急冷技術(shù)的發(fā)展，已成功地研制出超細晶金屬、非晶態(tài)金屬等具有一系列優(yōu)良力學性能和特殊物理、化學性能的新材料。

（2）變質(zhì)處理。

提高冷卻速度以細化鑄件晶粒的方法只能用于小件或薄壁件。對于大型鑄件或厚壁鑄件，要獲得很大的冷卻速度是很困難的。為了得到細晶粒鑄件，可進行變質(zhì)處理。

變質(zhì)處理就是在澆注前向液態(tài)金屬中有意地加入被稱為變質(zhì)劑的某些物質(zhì)，以細化晶粒和改善組織，達到提高材料性能的目的。變質(zhì)劑的作用有兩種:一種是加入液態(tài)金屬中的變質(zhì)劑能直接增加形核核心，如向鋁液中加入鈦、硼，向鋼液中加入鈦、鋯、釩等；向鑄鐵液中加入Si－Ca合金都可使晶粒細化。

另一種是加入變質(zhì)劑雖然不能提供結(jié)晶核心，但能附著在晶體前緣從而改變晶核的生長條件，強烈地阻礙晶核的長大或改善組織形態(tài)。如在鋁硅合金中加入鈉鹽，鈉能在硅表面上富集，從而降低硅的長大速度，阻礙粗大片狀硅晶體形成，細化合金組織。

（3）振動與攪拌。

在澆注和結(jié)晶過程中實施振動或攪拌也可以達到細化晶粒的作用。攪拌和振動能向液體中輸入額外能量以提供形核功，促進形核。另一方面能打碎正在長大的樹枝晶，破碎的枝晶塊尖端又可成為新的晶核，增加晶核數(shù)量，從而細化晶粒。

進行振動和攪拌的方法有機械振動、電磁振動和超聲波振動等。

2.2合金的凝固

2.2.1二元相圖的建立

1．二元合金相圖的基本知識

由兩種或兩種以上的組元按不同的比例配制成一系列不同成分的所有合金稱為合金系，如Al－Si系合金、Fe－C－Si系合金。為了研究合金的組織與性能之間的關(guān)系，就必須了解合金中各種組織的形成及變化規(guī)律。合金相圖就是用圖解的方法表示合金系中合金的狀態(tài)、組織、溫度和成分之間的關(guān)系。

相圖又稱為平衡相圖或狀態(tài)圖，它是表明合金系中不同成分合金在不同溫度下，由哪些相組成以及這些相之間平衡關(guān)系的圖形。利用合金相圖可以知道各種成分的合金在不同的溫度下有哪些相，各相的相對含量、成分以及溫度變化時可能發(fā)生的變化。掌握合金相圖的分析和使用方法，有助于了解合金的組織狀態(tài)和預測合金的性能。也可按要求研究配制新的合金。生產(chǎn)實踐中，合金相圖是制定合金熔煉、鍛造和熱處理工藝的重要依據(jù)。

2．二元合金相圖的建立方法

現(xiàn)有的合金相圖都是通過實驗建立的。其根據(jù)是，不同成分的合金，晶體結(jié)構(gòu)不同，物理化學性能也不同。當合金中有相轉(zhuǎn)變時，必然伴隨有物化性能的變化，測定發(fā)生這些變化的溫度和成分，再經(jīng)綜合，即可建立整個相圖。常用的方法有熱分析法、膨脹法、電阻法、X－射線分析法和磁性分析法等。

以熱分析法建立Cu－Ni合金相圖為例，具體步驟是；

(1)配制不同成分的Cu－Ni合金。例如：

合金Ⅰ——純Cu

合金Ⅱ——75Cu％+25％Ni

合金Ⅲ——50％Cu+50％Ni

合金Ⅳ——25％Cu+75％Ni

合金Ⅴ——純Ni

配制的合金愈多，則作出的相圖愈精確。

(2)作各個合金的冷卻曲線，并找出各個臨界溫度值。

(3)畫出溫度—成分坐標系，在各合金成分垂線上標出臨界點溫度。

（4）將臨界點溫度中物理意義相同的點連起來，即得Cu－Ni合金相圖。

圖2－8即為按上述步驟建立Cu－Ni合金相圖過程的示意圖。

圖2－8建立Cu－Ni狀態(tài)圖的示意圖

相圖上的每個點、每條線、每個區(qū)域都有明確的物理意義。a、b分別為Cu和Ni的熔點。a0abcb0線為液相線，該線以上合金全為液體，任何成分的合金從液態(tài)冷卻時，碰到液相線就要有固體開始結(jié)晶。a0a′b′c′b0為固相線，該線以下合金全為固體，合金加熱到固相線時，即開始產(chǎn)生液體。固相線和液相線之間的區(qū)域是固相和液相并存的兩相區(qū)。兩相區(qū)的存在說明Cu－Ni合金的結(jié)晶是在一個溫度范圍內(nèi)進行的，這一點不同于在恒溫下結(jié)晶的純金屬。合金結(jié)晶溫度區(qū)間的大小和溫度的高低是隨成分改變的。

3．杠桿定律

在兩相區(qū)結(jié)晶過程中，兩相的成分和相對量都在不斷變化，杠桿定律就是確定相圖中兩相區(qū)內(nèi)，兩平衡相的成分和兩平衡相相對量的重要工具。

仍以Cu－Ni合金為例，建立其相圖的操作步驟是：

(1)K成分合金在溫度t下兩平衡相成分的確定：在圖2－9（a）中，過K點作一成分垂線，過t點作一水平線交液相線于a點，交成分垂線于c點，交固相線于b點。a點在成分軸上的投影a′，便是溫度t時K成分合金中液相部分的化學成分。同理，b點在成分軸上的投影b′點，即為K成分合金在溫度t結(jié)晶出的α固溶體的化學成分,也即合金K在溫度t時的平衡相是由成分為a′％的液相和成分為b′％的固相α所組成的。

(2)K成分合金在溫度t下兩平衡相相對量的確定：設(shè)合金總重量為1，其中液相的重量為QL，固相的重量為Qα,即

QL+Qα=1（2－1)

液相中的含Ni量為a′，固相中的含Ni量為b′，合金的含Ni量為K，則

QL.a′=Qα·b′=K（2－2)解方程（2－1)和(2－2)得

圖2－9杠桿定律的證明和力學比喻

2.2.2二元勻晶相圖

二元合金中，兩組元在液態(tài)時無限互溶，在固態(tài)時也無限互溶,這樣形成單相固溶體的一類相圖稱為“勻晶相圖”。上述二元合金相圖便是其中最簡單的一種。具有這類相圖的合金系有：Cu－Ni、Cu－Au、Au－Ag、Fe－Cr、Fe－Ni和W－Mo等。這類合金在結(jié)晶時都是從液相結(jié)晶出固溶體，固態(tài)下呈單相固溶體，所以這種結(jié)晶過程稱為勻晶轉(zhuǎn)變。幾乎所有的二元相圖都包含有勻晶轉(zhuǎn)變部分，因此掌握這一類相圖是學習二元相圖的基礎(chǔ)。現(xiàn)以Cu－Ni相圖為例進行分析。

1．合金的結(jié)晶過程分析

現(xiàn)仍以Cu－Ni二元合金為例，分析其結(jié)晶過程與產(chǎn)物。

圖2－10是Cu－Ni合金勻晶相圖。圖2－10(a)中，上面的一條曲線為液相線，下面的一條曲線為固相線。相圖被它們劃分為三個相區(qū)，即液相線以上為單相液相區(qū)L，固相線以下為單相固相區(qū)α，兩者之間為液、固兩相共存區(qū)L+α。解方程（2－1)和(2－2)得

圖2－10

Cu－Ni合金勻晶相圖

2．合金的平衡結(jié)晶過程

平衡結(jié)晶是指合金在極其緩慢冷卻的條件下進行結(jié)晶的過程。在此條件下得到的組織稱為平衡組織。

以圖2－10中含Ni70％的Cu－Ni合金為例：

①當溫度高于圖中1點時，合金為液相L。

②當溫度降到圖中1點時(與液相線相交的溫度)，開始從液相中結(jié)晶出α固溶體。

③隨著溫度的繼續(xù)下降，從液相不斷析出固溶體，合金在整個結(jié)晶過程中所析出的固溶體的成分將沿著固相線變化(即由c1→c2)，而液相成分將沿液相線變化(即由a1→a2)。在一定溫度下，兩相的相對量可用杠桿定律求得。例如,當T=T1時，液相的成分為a1

，固相的成分為c1，固相的相對重量為 ，液相的相對重量為 。

④當溫度下降到圖中2點時，液相消失，結(jié)晶完畢，最后得到與合金成分相同的固溶體。

固溶體合金結(jié)晶時所結(jié)晶出的固相成分與液相的成分不同，將這種結(jié)晶出的晶體與母相化學成分不同的結(jié)晶稱為異分結(jié)晶，或稱選擇結(jié)晶。純金屬結(jié)晶時所結(jié)晶出的晶體與母相的化學成分完全一樣，稱之為同分結(jié)晶。

固溶體合金的結(jié)晶過程也是一個形核相長大的過程。和純金屬相同，固溶體在形核時既需要結(jié)構(gòu)起伏，也需要能量起伏。此外，由于固溶體的結(jié)晶屬異分結(jié)晶，因此還需要成分起伏。成分起伏是由于原子熱運動和擴散，每一瞬間液體中某些微小體積的成分高于或低于平均成分的現(xiàn)象。

2.2.3二元共晶相圖

兩組元在液態(tài)時能完全互溶，而在固態(tài)時相互之間只具有有限的溶解度，即形成有限固溶體，且發(fā)生共晶反應時，這類相圖稱為“二元共晶相圖”。具有這類相圖的合金系有：Pb－Sn、Pb－Sb、Pb－Bi、Al－Si和Cu－Ag等。

1．相圖分析

由圖2－11可知，此合金系包含兩種有限固溶體α相和β相。α相為B組元溶于A組元中所形成的固溶體；β相恰好相反，它是A組元溶于B組元所形成的固溶體。二者均只有有限溶解度。

圖2－11共晶狀態(tài)圖

圖中，ac、cb為液相線，這兩條曲線的上面為液相區(qū)，adceb為固相線，acda與cbec間區(qū)為兩相區(qū)，分別為液相加初晶α與液相加初晶β。dce為共晶線，在此溫度則發(fā)生L→α+β共晶轉(zhuǎn)變，此時三相共存。c點為共晶點。df為B組元在A組元中的溶解度曲線，eg則為A組元在B組元中的溶解度曲線，df和eg均稱為固溶線。

2．結(jié)晶過程分析

(1)合金Ⅰ的結(jié)晶(圖2－12)。合金Ⅰ的結(jié)晶過程與上述勻晶相圖中任何成分合金的結(jié)晶過程均無差別。當液相冷至1點時，從液相中開始析出固溶體，溫度降至2點時，結(jié)晶完成。溫度繼續(xù)降低，組織不再發(fā)生變化，室溫下合金顯微組織為單相α固溶體。

(2)合金Ⅱ的結(jié)晶(圖2－12)。此合金在高溫階段的結(jié)晶過程與合金Ⅰ相同，進行勻晶反應，結(jié)晶終了為均一的α相。但當溫度降至與固溶線cf相交時，α相中溶入的組元B量達到飽和狀態(tài)。隨著溫度的繼續(xù)下降，α相中多余的B組元便以β固溶體的形態(tài)析出。為了與液相中析出的初晶β相有所區(qū)別，把它叫做二次β相，用βⅡ表示。倘若溫度再繼續(xù)降低，α相溶解B組元的量逐漸減少，βⅡ的數(shù)量逐漸增加。合金Ⅱ在室溫下的顯微組織為α+βⅡ。

圖2－12

A－B合金Ⅰ、Ⅱ的結(jié)晶過程

(3)合金Ⅲ的結(jié)晶。這一合金屬于共晶成分,其結(jié)晶過程較簡單(圖2－13)。在共晶溫度c點以上呈單相液體，當共晶成分的合金冷至共晶溫度c時，產(chǎn)生共晶反應，由液相中同時析出α+β的共晶體組織。繼續(xù)降低溫度時，共晶體中的α相也要析出二次β相，由于βⅡ往往同共晶體中的β相連

在一起，因此合金在室溫下可以看成是由α+β共晶組織所組成的。

(4)合金Ⅳ的結(jié)晶(圖2－14)。這種合金屬于亞共晶合金。當合金冷到圖中1點時，液相中開始結(jié)晶出α固溶體。隨著溫度的降低，α固溶體的數(shù)量逐漸增加，而液相數(shù)量不斷減少。當冷至圖中2點時，剩余的液相達到共晶成分，于是同時結(jié)晶出共晶體α+β。所以共晶反應結(jié)束時，合金的組織為α固溶體+(α+β)共晶體。之后繼續(xù)降低溫度，初晶α和共晶體中的α相都要析出βⅡ。因此，合金Ⅳ的室溫顯微組織為α+βⅡ+共晶體（α+β)。

圖2－13

A－B合金Ⅲ的結(jié)晶過程

圖2－14

A－B合金Ⅳ的結(jié)晶過程

2.2.4二元包晶相圖

包晶相圖與前述的共晶相圖的共同點是:液態(tài)時兩組元均可無限互溶，而固態(tài)時則只有有限溶解度，因而也形成有限固溶體。但是其相圖中的水平線所代表的結(jié)晶過程則與共晶相圖完全不同。

圖2－15是Fe－Fe3C相圖左上角的包晶部分。當合金Ⅰ從高溫液態(tài)冷至圖中1點時，開始結(jié)晶，從液相中析出δ固溶體(圖2－16（a))，隨著溫度繼續(xù)下降，δ相的數(shù)量不斷增加，液相量則不斷減少。δ相成分沿AH線變化，液相成分沿AB線變化。合金冷至包晶反應溫度時(1495℃)，剩下的液相和原先析出的δ相相互作用生成A相，新相是在原有的δ相表面生核并成長一層A相的外層(圖2－16（b))，此時三相共存，結(jié)晶過程在恒溫下進行。由于三相的濃度各不相同，通過鐵原子和碳原子的不斷擴散，A固溶體一方面不斷消耗液相向液體中長大，同時也不斷吞并δ固溶體向內(nèi)生長直至把液體和δ固溶體全部消耗完畢，最后便形成單一的A固溶體(圖2－16（c))，包晶轉(zhuǎn)變即告完成。

圖2－15

Fe－Fe3C狀態(tài)圖包晶部分

圖2－16包晶轉(zhuǎn)變示意圖

在這種結(jié)晶過程中，A晶體包圍者δ晶體，靠不斷消耗液相和δ相而進行結(jié)晶，故稱為包晶反應。

除Fe－C合金外，Cu－Zn、Cu－Sn、Ag－Pt等合金系中都有包晶轉(zhuǎn)變。

2.2.5其他類型的二元相圖

1．共析相圖

在二元合金相圖中往往還遇到這樣的反應，即在高溫時通過勻晶反應、包晶反應所形成的固溶體，在冷至某一更低的溫度處，又發(fā)生分解而形成兩個新的固相。發(fā)生這種反應的相圖與共晶相圖很相似，只是反應前的母相不是液相而是固相。這種由一種固相同時分解成兩種固相的反應稱為共析反應，其相圖稱為共析相圖，如圖2－17所示。

圖2－17共析相圖與共晶反應相比，共析反應具有以下幾方面不同的特點：

(1)由于共析反應是固體下的反應，在分解過程中需要原子作大量的擴散，但在固態(tài)中，擴散過程比在液態(tài)中困難得多，因此共析反應比共晶反應更易于過冷。

(2)由于共析反應易于過冷，因而生核率較高，得到的兩相機械混合物(共析體)要比共晶體更為細密。

(3)共析反應往往因為母相與子相的比容不同，而產(chǎn)生容積的變化，從而引起較大的內(nèi)應力，這一現(xiàn)象在合金熱處理時表現(xiàn)得更為明顯。

Fe－Fe3C相圖中即存在共析反應，它是鋼鐵熱處理賴以為據(jù)的重要反應。

2．形成穩(wěn)定化合物的共晶相圖

圖2－18是Mg－Si合金狀態(tài)圖，它是形成穩(wěn)定化合物的共晶相圖的一個實例。Mg和Si可以形成穩(wěn)定的化合物Mg2Si，它具有嚴格的成分，Si含量為36.59％，在相圖中可用一條通過Mg2Si成分的垂直線來表示。Mg2Si的熔點為1102℃，其結(jié)晶過程與純金屬相似，在1102℃以下均為固體。因此，可以把Mg2Si看做一個組元，把Mg－Si合金相圖分成兩部分，按兩個共晶相圖進行分析。垂線左邊部分可看做是Mg與Mg2Si組成的共晶相圖；垂線右邊部分可看做是Mg2Si和Si組成的共晶相圖。

圖2－18

Mg－Si合金狀態(tài)圖

2.2.6根據(jù)相圖判斷合金的性能

1．根據(jù)相圖判斷合金的機械性能和物理性能

二元合金的室溫平衡組織主要有兩種類型，即固溶體和兩相混合物。圖2－19為勻晶、共晶和包晶系合金的力學性能和物理性能隨成分變化的一般規(guī)律。由圖可見，固溶體合金與作為溶劑的純金屬相比，其強度、硬度升高，導電率降低，并在某一成分存在極值。因固溶強化對強度與硬度的提高有限，不能滿足工程結(jié)構(gòu)對材料性能的要求，所以工程上經(jīng)常將固溶體作為合金的基體。

圖2－19合金力學性能、物理性能與相圖的關(guān)系

(a)勻晶系合金；(b)共晶系合金；(c)形成穩(wěn)定化合物的共晶系合金；(d)包晶系合金

固溶體合金的電導率與成分的變化關(guān)系與強度和硬度的相似，均呈曲線變化。這是由于隨著溶質(zhì)組元含量的增加，晶格畸變增大，合金中自由電子的阻力增大所致。同理可以推測，熱導率的變化關(guān)系與電導率相同，隨著溶質(zhì)組元含量的增加，熱導率逐漸降低，而電阻的變化卻與之相反。因此工業(yè)上常采用含鎳量為wNi＝50％的Cu－Ni合金作為制造加熱元件。共晶相圖和包晶相圖的端部均為固溶體，其成分與性能間的關(guān)系如上所述。相圖的中間部分為兩相混合物，在平衡狀態(tài)下，當兩相的大小和分布都比較均勻時，合金的性能大致是兩相性能的算術(shù)平均值。例如,合金的硬度HB為

式中，HBα、HBβ分別為α相和β相的硬度;φα、φβ為α相和β相的體積分數(shù)。因此，合金的機械性能和物理性能與成分的關(guān)系呈直線變化。但是應當指出，當共晶組織十分細密，且在不平衡結(jié)晶出現(xiàn)偽共晶時，其強度和硬度將偏離直線關(guān)系而出現(xiàn)峰值，其強度、硬度明顯提高。組織越致密，合金的性能提高得越多。HB=HBαφα+HBβφβ

2．根據(jù)相圖判斷合金的工藝性能

合金的鑄造性能主要表現(xiàn)為合金液體的流動性(即液體充填鑄型的能力)、縮孔及熱裂傾向與偏析等。這些性能主要取決于相圖上液相線與固相線之間的水平距離與垂直距離，即結(jié)晶時液、固相間的成分間隔與溫度間隔。

從相圖上也可以判斷出合金的工藝性能，圖2－20所示是合金的鑄造性能與相圖的關(guān)系。由圖可見，相圖中的液相線與固相線之間的水平距離和垂直距離（成分間隔和溫度間隔）越大，合金的流動性就越差，分散縮孔也越多，合金成分偏析（枝晶偏析）也越嚴重，使鑄造性能變差。另外，當結(jié)晶間隔很大時，將使合金在較長時間內(nèi)處于半固、半液狀態(tài)，這對于已結(jié)晶的固相來說，因為有不均勻的收縮應力，有可能引起鑄件內(nèi)部裂紋等現(xiàn)象。

圖2－20合金鑄造工藝性能與相圖的關(guān)系

對于共晶系合金來說，共晶成分的合金熔點低，并且是恒溫凝固，故液體的流動性好，凝固后容易形成集中縮孔，而分散縮孔(縮松)少，熱裂傾向也小。因此，共晶合金的鑄造性能最好，故在其他條件許可的情況下，鑄造合金選用接近共晶成分的合金。

合金的壓力加工性能與其塑性有關(guān)，因為單相固溶體合金具有較好的塑性，變形均勻，其壓力加工性能良好，因此壓力加工合金通常是相圖上單相固溶體成分范圍內(nèi)的單相合金或含有少量第二相的合金。單相固溶體的硬度一般較低，不利于切削加工，故切削性能較差。當合金形成兩相混合物時，合金的切削加工性能要好于單相合金，但壓力加工性能卻不如單相固溶體。

另外，在相圖上無固態(tài)相變或固溶度變化的合金不能進行熱處理。

2.3典型材料相圖

鋼鐵是現(xiàn)代機械制造工業(yè)中應用最為廣泛的金屬材料。碳鋼和鑄鐵都是鐵碳合金。了解與掌握鐵碳合金相圖，對于鋼鐵材料的研究和使用、各種熱加工工藝的制定等都具有重要的指導意義。鐵與碳兩個組元可以形成一系列化合物，如Fe3C、Fe2C、FeC等。由于鋼中碳的質(zhì)量分數(shù)一般不超過2.11％，鑄鐵的碳的質(zhì)量分數(shù)一般不超5％(由于含碳量大于6.6%的鐵碳合金脆性很大，沒有使用價值)，因此在研究鐵碳合金時，僅研究Fe－Fe3C(wC＝6.69％)部分；下面討論的鐵碳相圖，實際上是鐵—滲碳鐵(Fe－Fe3C)相圖，如圖2－21所示。

圖2－21

Fe－Fe3C相圖

1.鐵碳合金的相結(jié)構(gòu)

由Fe－Fe3C相圖可見，構(gòu)成鐵碳合金的基本相有鐵素體、奧氏體和滲碳體。它們都是鐵與碳發(fā)生相互作用而形成的，鐵素體和奧氏體屬于固溶體，滲碳體屬于金屬間化合物。

1)工業(yè)純鐵

鐵的一個重要特性是具有同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。從圖2－22所示的鐵的冷卻曲線可以看出，鐵在固態(tài)時隨溫度的變化有三種同素異構(gòu)體，即δ－Fe、γ－Fe和α－Fe，其晶格常數(shù)也隨溫度的變化而變化。α－Fe在770℃還將發(fā)生磁性轉(zhuǎn)變，即由高溫的順磁性轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏氐蔫F磁性狀態(tài)。通常把磁性轉(zhuǎn)變溫度稱為鐵的居里點。磁性轉(zhuǎn)變時鐵的晶格類型不變，所以磁性轉(zhuǎn)變不屬于相變。

工業(yè)純鐵的含鐵量一般為wFe=99.8％～99.9％，含有0.1％～0.2％的雜質(zhì)，其中主要是碳。純鐵的機械性能大致為：

抗拉強度：σb≈180～230MN／m2；

屈服強度：σ0.2≈100～170MN／m2；

伸長率：δ≈30%～50％；

斷面收縮率：ψ≈70%～80％；

沖擊韌性：ak≈1600～2000kJ／m2；

硬度：50～80HBS。圖2－22純鐵的冷卻曲線及晶體結(jié)構(gòu)變化

2）碳溶于鐵中形成固溶體——鐵素體和奧氏體

鐵中加入少量碳后使強度、硬度顯著增加，這是由于碳的加入引起了內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)的變化。固態(tài)下碳在鐵中的存在形式有三種：碳溶于鐵中形成固溶體；碳與鐵作用形成化合物；碳與鐵原子間不相互作用而以自由態(tài)石墨存在。

(1)鐵素體。鐵可以溶解許多元素而形成固溶體。碳溶解于α－Fe中所形成的間隙固溶體，稱為“鐵素體”，以符號“F”或“α”表示。在α－Fe的體心立方晶格中，最大間隙半徑只有0.31，比碳原子半徑0.77小得多。碳原子只能處于位錯、空位、晶界等晶體缺陷處或個別八面體間隙中，所以碳在α－Fe中的溶解度很小，其最大溶解度為0.0218％(727℃)。隨著溫度的降低，其溶解度要降低，室溫時，碳在α－Fe中的溶解度僅為0.0008％。

鐵素體的組織與純鐵組織沒有明顯區(qū)別，鐵素體的顯微組織如圖2－23所示。它是由等軸狀的多邊形晶粒組成，黑線是晶界，亮區(qū)是鐵素體晶粒。

由于鐵素體的溶碳能力很小，故其機械性能幾乎和純鐵相同，強度和硬度低，而塑性和韌性好。另外，鐵素體在770℃以上具有順磁性，在770℃以下呈鐵磁性。

碳溶于體心立方晶格δ－Fe中的間隙溶體稱為δ鐵素體，以“δ”表示，其最大溶解度在1495℃時為0.09％。

圖2－23鐵素體顯微組織

圖2－24奧氏體顯微組織(400×)

(2)奧氏體。碳溶解于γ－Fe中形成的間隙固溶體，稱為“奧氏體”，以符號A或γ表示。其顯微組織如圖2－24所示，在其多邊形的晶粒內(nèi)往往有孿晶線，即有一些成對平行線條出現(xiàn)。在727℃時，γ－Fe溶碳量為0.77％，隨著溫度升高，其溶解度增加，在1148℃時其最大溶碳量為2.11％。

除了少數(shù)合金銅外，在鐵碳合金中，奧氏體是一種存在于高溫狀態(tài)下的組織，它有著良好的韌性和塑性，變形抗力小，易于鍛造成型。*

奧氏體的力學性能與其含碳量和晶粒度有關(guān)，硬度為170～220HBS；伸長率δ＝40％～50％?？梢妸W氏體也是一個強度硬度較低而塑性韌性較高的相，但它與鐵素體不同，只有順磁性，而不呈現(xiàn)鐵磁性。

圖2－25滲碳體顯微組織(400×)（3）滲碳體。當碳在α－Fe或γ－Fe中的溶解度達到飽和時，過剩的碳原子就和鐵原子化合，形成間隙化合物Fe3C，稱為“滲碳體”，以符號“Cm”表示。

滲碳體的碳含量為6.69％(重量)，其晶格是復雜三斜晶格(圖1－25(b))，其顯微組織如圖2－25中白亮部分所示。

滲碳體的熔點很高，硬而耐磨，其機械性能大致為：

抗拉強度σb≈30MN/m2；伸長率δ≈0；斷面收縮率ψ≈0。

滲碳體在鋼與鑄鐵中一般呈片狀、粒狀或網(wǎng)狀存在。它的形狀、尺寸及分布對鋼的性能有很大影響，是鐵碳合金的重要強化相。滲碳體在固態(tài)下不發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，但可能與其它元素形成固溶體。其中的碳原子可能被氮等小原子置換，而鐵原子可能被其它金屬原子如Mn、Cr所替代。這種以滲碳體為溶劑的固溶體，稱為合金滲碳體。

滲碳體是亞穩(wěn)定的化合物。在一定的條件下，滲碳體能按下列反應分解形成石墨狀的具有六方結(jié)構(gòu)的自由碳，其強度、硬度極低。灰口鑄鐵中C主要以這種石墨形式存在(這個轉(zhuǎn)變對鑄鐵有重要意義)。

Fe3C→3Fe+C(石墨)

2．Fe－Fe3C相圖分析

1）相圖中的點、線、區(qū)及其意義

現(xiàn)將圖2－21所示Fe－Fe3C相圖中各特性點的溫度、碳濃度及意義列于表2－2中。

相圖中的ABCD線為液相線，AHJECF線為固相線。

相圖中包括5個基本相，相應有5個單相區(qū)，它們分別是：

ABCD以上——液相區(qū)(L)；

AHNA——高溫鐵素體區(qū)(δ)；

NJESGN——奧氏體區(qū)(A或γ)；

GPQG——鐵素體區(qū)(F或α)；

DFK——滲碳體“區(qū)”(Fe3C)。

相圖中還有7個兩相區(qū)，分別是：L+δ、L+A、L+Fe

3C、δ+A、F+A、A+Fe3C及F+Fe3C，它們分別位于兩相鄰的兩單相區(qū)之間。

表2－2

Fe－Fe3C相圖中的各特性點

表2－2

Fe－Fe3C相圖中的各特性點

鐵碳合金相圖包括包晶、共晶、共析三個基本轉(zhuǎn)變，現(xiàn)分別說明如下：

①包晶轉(zhuǎn)變發(fā)生于1495℃(水平線HJB)，其反應式為

包晶轉(zhuǎn)變是在恒溫下進行的，其產(chǎn)物是奧氏體。凡含碳量介于0.09％～0.53%范圍內(nèi)的鐵碳合金在結(jié)晶時都要發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變。

②共晶轉(zhuǎn)變發(fā)生于1148℃(水平線ECF)，其反應式為

共晶轉(zhuǎn)變同樣是在恒溫下進行的，共晶反應的產(chǎn)物是奧氏體和滲碳體的混合物，稱為(高溫)萊氏體，用字母Ld表示。凡含碳量大于2.11％的鐵碳合金冷卻至1148℃時，將發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，從而形成萊氏體組織。在顯微鏡下觀察，萊氏體組織是塊狀或粒狀的奧氏體A分布在連續(xù)的滲碳體基體之上的。

③在727℃(水平線PSK)發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，其反應式為

共析轉(zhuǎn)變也是在恒溫下進行的，反應產(chǎn)物是鐵素體與滲碳體的混合物，稱為珠光體，用字母P代表。共析溫度以A1表示。凡含碳量大于0.0218％的鐵碳合金冷卻至727℃時，奧氏體將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變而形成珠光體。

此外，在鐵碳合金相圖中還有三條重要的特性線，它們是ES線、PQ線和GS線。

ES線是碳在奧氏體中的固溶線。隨溫度變化，奧氏體的溶碳量將沿ES線變化。因此含碳量大于0.77％的鐵碳合金，自1148℃至727℃的降溫過程中，將從奧氏體中析出滲碳體。為區(qū)別自液相中析出的滲碳體，通常把從奧氏體中析出的滲碳體稱為二次滲碳體(Fe3CⅡ)。ES線也稱為Acm線。

PQ線是碳在鐵素體中的固溶線。鐵碳合金由727℃冷卻至室溫時，將從鐵素體中析出滲碳體。這種滲碳體稱為三次滲碳體(Fe3CⅢ)。對于工業(yè)純鐵及低碳鋼，由于三次滲碳體沿晶界析出，故會降低其塑性與韌性，因而要重視三次滲碳體的存在與分布。在含碳量較高的鐵碳合金中，三次滲碳體可忽略不計。

GS線稱為A3線，它是在冷卻過程中，由奧氏體中析出鐵素體的開始線?；蛘哒f是在加熱時，鐵素體完全溶入奧氏體的終結(jié)線。

2）典型合金的結(jié)晶過程分析

鐵碳合金相圖上的各種合金，按其含碳量及組織的不同，常分為工業(yè)純鐵、鋼和鑄鐵三類。

工業(yè)純鐵的含碳量小于0.0218％，其顯微組織主要為鐵素體。

鋼是含碳量在0.0218％～2.11％之間的鐵碳合金，鋼的高溫固態(tài)組織為具有良好塑性的奧氏體，因而宜于鍛造。根據(jù)含碳量及室溫組織的不同，鋼也可分為亞共析鋼(含碳量＜0.77％)、共析鋼(含碳量為0.77％)和過共析鋼(含碳量＞0.77％)三種。

白口鑄鐵的含碳量在2.11％～6.69％之間。它的斷口具有白亮光澤，所以稱為白口鑄鐵。白口鑄鐵在結(jié)晶時有共晶轉(zhuǎn)變，因而有較好的鑄造性能。根據(jù)含碳量及室溫組織的不同，白口鑄鐵又可分為共晶白口鑄鐵、亞共晶白口鑄鐵、過共晶白口鑄鐵。

共晶白口鑄鐵的含碳量為4.3％，室溫組織是萊氏體；亞共晶白口鑄鐵的含碳量低于4.3％，室溫組織是珠光體、二次滲碳體和萊氏體；過共晶白口鑄鐵的合碳量的高于4.3％，室溫組織是萊氏體和一次滲碳體。

現(xiàn)以上述幾種典型合金為例，分析其結(jié)晶過程和在室溫下的顯微組織(所選取的合金成分如圖2－26所示)。

(1)工業(yè)純鐵。以0.01％C的Fe－C合金為例，該合金即相圖(圖2－26)上的合金(1)。液態(tài)合金在1～2溫度區(qū)間按勻晶轉(zhuǎn)變形成單相δ固溶體。當冷卻到3點時，δ開始向奧氏體(A)轉(zhuǎn)變。這一轉(zhuǎn)變于4點結(jié)束，合金全部轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體。冷到5點時，奧氏體開始形成鐵素體(F)，冷到6點時，合金成為單相的鐵素體。鐵素體冷到7點時，碳在鐵素體中的溶解量呈飽和狀態(tài)，因而自7點繼續(xù)降溫時，將從鐵素體中析出少量的Fe3CⅢ，它一般沿鐵素體晶界呈片狀分布。圖2－27是工業(yè)純鐵結(jié)晶過程示意圖。工業(yè)純鐵緩冷到室溫后的顯微組織如圖2－28所示，主要是鐵素體及少量Fe3CⅢ

。

圖2－26典型合金的化學成分

圖2－27工業(yè)純鐵結(jié)晶過程示意圖

圖2－28工業(yè)純鐵的顯微組織

(2)共析鋼。

共析鋼在相圖上的位置見圖2－26合金(2)。共析鋼在溫度1~2之間按勻晶轉(zhuǎn)變形成奧氏體。奧氏體冷至727℃(3點)時，將發(fā)生共析轉(zhuǎn)變形成珠光體，即A→P(F+Fe3C)。珠光體中的滲碳體稱為共析滲碳體。當溫度由727℃繼續(xù)下降時，鐵素體沿固溶線PQ改變成分，析出少量Fe3CⅢ。Fe3C

Ⅲ常與共析滲碳體連在一起，不易分辨，且數(shù)量極少，可忽略不計。

圖2－29是共析鋼結(jié)晶過程示意圖。圖2－30是共析鋼的顯微組織，該組織為珠光體，是呈片層狀的兩相機械混合物。珠光體中片層狀Fe3C經(jīng)適當?shù)耐嘶鹛幚砗?，可呈粒狀分布在鐵素體基體上，稱為粒狀珠光體。珠光體的含碳量為0.77%，其中鐵素體與滲碳體的相對量可用杠桿定律求出，即

圖2－29共析鋼結(jié)晶過程示意圖

圖2－30共析鋼的顯微組織圖(1000×)

(3)亞共析鋼。

以含碳量為0.45%的合金為例來進行分析，亞共析鋼在相圖中的位置見圖2－26中合金成分(3)。圖2－31是亞共析鋼結(jié)晶過程示意圖。在1點以上合金為液體。當溫度降到1點以后，開始從液體中析出δ固溶體，1～2點之間為L+δ。HJB為包晶線，故在2點發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，形成奧氏體。包晶轉(zhuǎn)變結(jié)束后，除奧氏體外還有過剩的液體。溫度繼續(xù)下降時，在2～3點之間從液體中繼續(xù)結(jié)晶出奧氏體，奧氏體的濃度沿JE

線變化。到3點后合金全部凝固成固相奧氏體。溫度由3點降到4點時，是奧氏體的單相冷卻過程，沒有相和組織的變化。繼續(xù)冷卻至4～5點時，由奧氏體中結(jié)晶出鐵素體。在此過程中，奧氏體成分沿GS變化，鐵素體成分沿GP線變化。

當溫度降到727℃，奧氏體的成分達到S點（0.77%)則發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，即A→P（F+Fe3C)，形成珠光體。此時原先析出的鐵素體保持不變。所以共析轉(zhuǎn)變后，合金的組織為鐵素體和珠光體。當繼續(xù)冷卻時，鐵素體的含碳量沿PQ線下降，同時析出三次滲碳體。同樣，三次滲碳體的量極少，一般可忽略不計。因此，含碳量為0.45%的鐵碳合金的室溫組織是由鐵素體和珠光體組成的，如圖2－32所示。

圖2－31亞共析鋼結(jié)晶過程示意圖

圖2－32亞共析鋼的顯微組織圖(200×)

(a)wC=0.20%;(b)

wC=0.40%;(c)

wC=0.60%所有亞共析鋼的室溫組織都是由鐵素體和珠光體組成的，但是珠光體與鐵素體的相對量因含碳量不同而有所變化。含碳量越高，組織中珠光體越多，鐵素體越少。相對量同樣可用杠桿定律來計算。若忽略鐵素體中的含碳量，則亞共析鋼的含碳量可以通過顯微組織中鐵素體和珠光體的相對面積估算得到。例如，經(jīng)觀察，可知某退火亞共析鋼顯微組織中珠光體和鐵素體的面積各占50%，則其含碳量大致為C%=50%×0.77%=0.385%。

(4)過共析鋼。

以含碳量為1.2%的合金為例，過共析鋼在相圖上的位置見圖2－26合金(4)，結(jié)晶過程示意圖如圖2－33所示。合金在1～2點之間按勻晶過程轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體組織。在2～3點之間為單相奧氏體的冷卻過程。自3點開始，由于奧氏體的溶碳能力降低，奧氏體晶界處析出Fe3CⅡ。溫度在3～4之間，隨著溫度不斷降低，析出的二次滲碳體量也逐漸增多，與此同時，奧氏體的含碳量也逐漸沿ES線降低。當冷到727℃（4點)時，奧氏體的成分達到S點，于是發(fā)生共析轉(zhuǎn)變A→P（F+Fe3C)，形成珠光體。從4點以下直到室溫，合金組織變化不大。因此常溫下過共析鋼的顯微組織由珠光體和網(wǎng)狀二次滲碳體組成，如圖2－34所示。

圖2－33過共析鋼結(jié)晶過程示意圖

圖2－34

wC為1.2%的過共析鋼的顯微組織圖(500×)

(5)共晶白口鑄鐵。

合金(5)在1點發(fā)生共晶反應，由萊氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?高溫)萊氏體，即

在1～2之間，奧氏體中的碳含量逐漸降低，從奧氏體中不斷析出二次滲碳體Fe3CⅡ。但是Fe3CⅡ依附在共晶Fe3C上析出并長大，無界線相隔，所以在顯微鏡下也難以分辨。至2點溫度時,共晶奧氏體的碳含量為0.77%，在恒溫下發(fā)生共析反應轉(zhuǎn)變，即共晶奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。(高溫)萊氏體Ld轉(zhuǎn)變成(低溫)萊氏體Ld′(P+Fe3C)。此后的降溫過程中，雖然鐵素體也會析出Fe3CⅢ，但是數(shù)量很少，而且組織不再發(fā)生變化，所以室溫平衡組織仍為Ld′，圖2－35為其平衡結(jié)晶過程示意圖，最后室溫下的組織是珠光體分布在共晶滲碳體的基體上，如圖2－36(b)所示。

圖2－35白口鑄鐵部分典型合金結(jié)晶過程分析示意圖

圖2－36白口鑄鐵的顯微組織圖(200×)

(a)亞共晶白口鑄鐵；(b)共晶白口鑄鐵；(c)過共晶白口鑄鐵

合金(6)在結(jié)晶過程中，在1～2點之間按勻晶轉(zhuǎn)變結(jié)晶出初晶（或先共晶）奧氏體，奧氏體的成分沿JE線變化，而液相的成分沿BC線變化，當溫度降至2點時，液相成分達到共晶點C，于是在恒溫（1148℃）下發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，即

形成(高溫)萊氏體。當溫度冷卻至2～3點溫度區(qū)間時，從奧氏體（初晶和共晶）中都析出二次滲碳體。隨著二次滲碳體的析出，奧氏體的成分沿著ES線不斷降低，當溫度達到3點（727℃）時，奧氏體的成分也達到了S點，在恒溫下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，且所有的奧氏體均轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。圖2－35為其平衡結(jié)晶過程示意圖，最后室溫下的組織為珠光體、二次滲碳體和(低溫)萊氏體(圖2－36(a))，圖中大塊黑色部分是由初晶奧氏體轉(zhuǎn)變成的珠光體，由初晶奧氏體析出的二次滲碳體與共晶滲碳體連成一片，因此難以分辨。

圖2－35為合金(7)平衡結(jié)晶過程示意圖，在結(jié)晶過程中，該合金在1～2溫度區(qū)間從液體中結(jié)晶出粗大的先共晶滲碳體，稱為一次滲碳體Fe3CⅠ。隨著一次滲碳體量的增多，液相成分沿著線DC變化。當溫度降至2點時，液相成分達到C，于是在恒溫（1148℃）下發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，即

形成(高溫)萊氏體。當溫度冷卻至2～3點溫度區(qū)間時，共晶奧氏體先析出二次滲碳體，然后在恒溫（727℃）下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，形成珠光體。因此，過共晶白口鑄鐵室溫下的組織為一次滲碳體和(低溫)萊氏體，其顯微組織如圖2－36(c)所示。

3．含碳量對Fe－C合金組織及性能的影響

1）含碳量對平衡組織的影響

根據(jù)以上分析結(jié)果，不同含碳量的鐵碳合金在平衡凝固時可以得到不同的室溫組織。根據(jù)杠桿定律，可以求得緩冷后鐵碳合金的相組成物及組織組成物與含碳量間的定量關(guān)系，計算結(jié)果如圖2－37所示。

圖2－37鐵碳合金的成分與組織和相的對應關(guān)系圖

2）含碳量對力學性能的影響

不同含碳量的鐵碳合金具有不同的組織，因而也具有不同的性能。在鐵碳合金中，滲碳鐵是硬脆的強化相，而鐵素體則是柔軟的韌性相。硬度主要取決于組織中組成相的硬度及相對量，組織形態(tài)的影響相對較小。隨碳含量的增加，F(xiàn)e3C也增多，所以合金的硬度呈直線關(guān)系增大，由全部為F時的硬度約80HB增大到全部為Fe3C時的硬度約800HB。合金的塑性變形全部