材料科学基础第七章 中
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第七章_相平衡与相图
51
《材料科学基础》第七章
四、相图的建立
理论方法：根据热力学计算和分析法建立相图
利用已有的热力学参数，可作出不同温度、成分下各 相的吉布斯自由能曲线，确定不同温度、成分下平衡存在 的相的状态和成分，绘制出不同合金的相图；或者通过热 力学计算，求出有关数据，直接作出相图。计算机的广泛 使用为计算相图提供了有利的条件，从长远发展看，相图 的计算确定是有很大潜力的。 实验测定
二组元在液态无限溶解，固态有限溶解，有包晶反应的 包晶相图。
二组元在液态有限溶解，有偏晶或合晶反应的相图。
其它相图。
19
《材料科学基础》第七章
2. 相图的组成元素
组元
组成相图的独立组成物。组元可以是纯的 元素，如金属材料的纯金属，也可以是稳定 的化合物，如陶瓷材料的Al2O3，SiO2等。 相区 相图中代表不同相的状态的区域叫相区，相区可分为单相 区、双相区和三相区。单相区中液相一般以L表示，当有几个 固态单相区时，则由左向右依次以、、等符号表示。在两 个单相区之间有对应的两相区存在。
举例
46
《材料科学基础》第七章
举例
47
《材料科学基础》第七章
举例
48
《材料科学基础》第七章
总结
49
《材料科学基础》第七章
三、Al-Si合金的凝固
50
《材料科学基础》第七章
Al-Si合金典型显微组织 (a)白的区域是初次Al的 枝晶，黑的区域是A1+Si 组成的共晶组织 (b)共晶 组织; (c)块状粒子是初生 Si，黑针和亮基底是共晶 组织。
9
《材料科学基础》第七章
根据热力学定律，化学位差是组元在各相间转移的驱动 力，组元转移会引起体系自由能变化。在、两相平衡系统 中的平衡条件为 i＝i 即平衡时，同一组元在两相中的化学位相等。
《材料科学基础》第七章
四、相图的建立
理论方法：根据热力学计算和分析法建立相图
利用已有的热力学参数，可作出不同温度、成分下各 相的吉布斯自由能曲线，确定不同温度、成分下平衡存在 的相的状态和成分，绘制出不同合金的相图；或者通过热 力学计算，求出有关数据，直接作出相图。计算机的广泛 使用为计算相图提供了有利的条件，从长远发展看，相图 的计算确定是有很大潜力的。 实验测定
二组元在液态无限溶解，固态有限溶解，有包晶反应的 包晶相图。
二组元在液态有限溶解，有偏晶或合晶反应的相图。
其它相图。
19
《材料科学基础》第七章
2. 相图的组成元素
组元
组成相图的独立组成物。组元可以是纯的 元素，如金属材料的纯金属，也可以是稳定 的化合物，如陶瓷材料的Al2O3，SiO2等。 相区 相图中代表不同相的状态的区域叫相区，相区可分为单相 区、双相区和三相区。单相区中液相一般以L表示，当有几个 固态单相区时，则由左向右依次以、、等符号表示。在两 个单相区之间有对应的两相区存在。
举例
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《材料科学基础》第七章
举例
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《材料科学基础》第七章
举例
48
《材料科学基础》第七章
总结
49
《材料科学基础》第七章
三、Al-Si合金的凝固
50
《材料科学基础》第七章
Al-Si合金典型显微组织 (a)白的区域是初次Al的 枝晶，黑的区域是A1+Si 组成的共晶组织 (b)共晶 组织; (c)块状粒子是初生 Si，黑针和亮基底是共晶 组织。
9
《材料科学基础》第七章
根据热力学定律，化学位差是组元在各相间转移的驱动 力，组元转移会引起体系自由能变化。在、两相平衡系统 中的平衡条件为 i＝i 即平衡时，同一组元在两相中的化学位相等。
材料科学基础(第7章)
6、加热速度 加热速度十分缓慢（由于回复）→T再↑， 加热速度太快（来不及形核长大） →T再↑。 再结晶温度的定义： 经过严重冷变形（变形度大于70%）的金属， 在1小时时间内能够完成再结晶（大于95%转 变量）的温度。
3、原始晶粒尺寸 当变形度一定时，原始晶粒尺寸越细，则再结 晶后的晶粒也越细。
4、合金元素及杂质 倾向于偏聚于晶界处，对位错的滑移、攀移和 晶界的迁移都产生阻碍作用，一般使G/N↓，可 使晶粒细化。 再结晶后的晶粒大小d=k(G/N),式中k为比例常 数，G、N分别为长大速度和形核率。
Dlim = 4r/3f r为第二相粒子半径，f为粒子体积分数， r ↓ 、f ↑ → Dlim ↓
三、热加工后的组织与性能 1、改善铸锭组织和性能
2、纤维组织
3、带状组织 是指亚共析钢经热加工后出现的铁素体和珠光 体沿变形方向呈带状或层状分布的不正常组织。
谢谢大家！ Thank you for your attention!
（1）动态回复+静态再结晶 （2）动态再结晶 （3）动态回复+静态再结晶 （4）动态再结晶
二、动态回复与动态再结晶 一类热加工的真应力-真应变曲线如图所示，Al、 Al合金、工业纯Fe、铁素体钢等具有该类曲线。
塑性变形产生的位错增殖与回复导致的位错消 失动态平衡。尽管晶粒形状随着加工而改变 （压扁拉长），但晶粒内部的亚晶粒始终保持 等轴状，这类材料在热加工过程中只发生动态 回复，没有发生动态再结晶。 变形T↑、应变速度↓→亚晶尺寸↑
合肥工业大学
上海交通大学_材料科学基础第七章_二元相图和合金的凝固
测定条件：冷却需非常缓慢，保持热力学平衡。
2019/12/1
热分析装置示意图
2019/12/1
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（liquidus line）。 • 由凝固终了温度连接起来的线成为固相线（solidus line）。 • 相图中由相界线划分出来的区域称为相区（phase regions）
2019/12/1
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（the eutectic phase diagram）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（the eutectic reaction）。 • 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。
2019/12/1
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。
2019/12/1
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
2019/12/1
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。
2019/12/1
7.2 相图热力学的基本要点
材料科学基础I__第七章__(相图)
设计合金的成分
➢将上述合金分别熔化后，以 非常缓慢的速度冷却到室温， 测出各合金的(温度－时间)冷 却曲线。合金在冷却过程中 发生转变(如：结晶)的起始温 度和结束温度，对应着冷却 曲线上的折点(如：L1、L2 和 S1、S 2等)，即临界点。
测量合金的冷却曲线
1) 冷却速度越慢，越接近平衡条件，测量结果越准确； 2) 纯金属在恒温下结晶，冷却曲线应有一段水平线。
➢ 二元合金系统三相共存状态，都是在发生平衡反应的过程中。 可以推断出，二元合金系统的平衡反应仅有二大类型：A→B+C， A+B→C。
➢由于自由度数为0，这些平衡反应都是恒温反应，并且反应中 的三个相(无论是反应相，还是生成相)化学成分都是固定的。
➢只有当反应结束后(相数小于3时)，随着温度的变化，相的化 学成分才可能发生变化。
（1）相图分析
L
L+α α
α+β
L+β β
α： B原子溶入A基体中形成 的固溶体
β： A原子溶入B基体中形成 的固溶体
固溶线（固溶度曲线）：反 映不同温度时的溶解度变 化。
相区： 3个单相区 L, α, β 3个两相区 L＋α，L+β, α+β 1个三相区 L+α+β(水平线CED)
共晶反应
在一定温度下，L由E 一固TE定成分C D
第七章 二元相图及合金的凝固
❖相律，杠杆定律及其应用
❖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）
亚共晶Pb-Sn合金的显微组织照片
§ 引言
相图(Phase diagrams)是一个材料系统在不同的化学成分、温 度、压力条件下所处状态的图形表示，因此，相图也称为状态 图。由于相图都是在平衡(Equilibrium)条件（极缓慢冷却）下 测得的，所以，相图也称为平衡相（状态）图。
材料科学基础-第七章_扩散讲解
两根浓度不同的合金棒料焊接在一起，在高温下保温一段时间后，浓度 分布发生变化。
浓度C
C = C2
C2 > C1
C = C1 x
C2
原始状态
最终状态
C1
距离 x
扩散对溶质原子分布的影响
第七章 扩散－§7.2 扩散定律
阿道夫·菲克（Adolf Fick）于1855年通过实验得出了关于稳定态扩散的 第一定律，即在扩散过程中，在单位时间内通过垂直于扩散方向的单位截 面积的扩散物质流量（称为扩散通量J）与浓度梯度dC/dx成正比：
－x
0
＋x
t0
t1 t2
原子间结合力越大，排列越紧密，激活能越大，原子跃迁越困难。
对称的周期势场
第七章 扩散－§7.1 概述
倾斜的周期势场
激活原子的跃迁
对称和倾斜的势能曲线及激活原子的跃迁
对称的周期势场不会引起物质传输的宏观扩散效果。 倾斜的周期势场使原子自左向右跃迁的几率大于自右向左跃迁的几率。 扩散正是这种原子随机跃迁过程。
J q q
q－通过管壁的碳量
At 2πrlt
根据菲克第一定律：
D dC q dr 2rlt
解得：q D(2πlt) dC dln r
通过实验可求得q和碳含量沿筒壁的径 向分布，作出C－lnr曲线，即可求出D。
l
测定扩散系数的示意图
1000C时lnr与C的关系
第七章 扩散－§7.2 扩散定律
丝
Kirdendall 实验
不等量扩散导致Mo丝移动的现象称为柯肯达尔效应。
第七章 扩散－§7.1 概述
2.扩散现象的本质
固态扩散是大量原子随机跃迁的统计结果。
金属的周期势场
浓度C
C = C2
C2 > C1
C = C1 x
C2
原始状态
最终状态
C1
距离 x
扩散对溶质原子分布的影响
第七章 扩散－§7.2 扩散定律
阿道夫·菲克（Adolf Fick）于1855年通过实验得出了关于稳定态扩散的 第一定律，即在扩散过程中，在单位时间内通过垂直于扩散方向的单位截 面积的扩散物质流量（称为扩散通量J）与浓度梯度dC/dx成正比：
－x
0
＋x
t0
t1 t2
原子间结合力越大，排列越紧密，激活能越大，原子跃迁越困难。
对称的周期势场
第七章 扩散－§7.1 概述
倾斜的周期势场
激活原子的跃迁
对称和倾斜的势能曲线及激活原子的跃迁
对称的周期势场不会引起物质传输的宏观扩散效果。 倾斜的周期势场使原子自左向右跃迁的几率大于自右向左跃迁的几率。 扩散正是这种原子随机跃迁过程。
J q q
q－通过管壁的碳量
At 2πrlt
根据菲克第一定律：
D dC q dr 2rlt
解得：q D(2πlt) dC dln r
通过实验可求得q和碳含量沿筒壁的径 向分布，作出C－lnr曲线，即可求出D。
l
测定扩散系数的示意图
1000C时lnr与C的关系
第七章 扩散－§7.2 扩散定律
丝
Kirdendall 实验
不等量扩散导致Mo丝移动的现象称为柯肯达尔效应。
第七章 扩散－§7.1 概述
2.扩散现象的本质
固态扩散是大量原子随机跃迁的统计结果。
金属的周期势场
材料科学基础 第七章 钢的热处理
在某些铁合金以及镍与其他有色金属中，奥氏体冷却转变为马氏 体，重新加热时已形成的马氏体又能无扩散地转变为奥氏体，这就 是马氏体转变的可逆性。
（2）马氏体的转变机制： 1）K-S关系（Курдюмов－Sachs）
由于转变时新相和母相始终保持切变共格性，因此马氏体转变 后新相和母相之间存在一定的结晶学位向关系。
第一种是珠光体，其形成温度为A1～650℃，片层较厚，一般在 500倍的光学显微镜下即可分辨。用符号“P”表示。
第二种是索氏体，其形成温度为650℃～600℃，片层较薄，一般 在800～1000倍光学显微镜下才可分辨。用符号“S”表示。
第三种是托氏体，其形成温度为600℃～550℃，片层极薄，只有 在电子显微镜下才能分辨。用符号“T”表示。Βιβλιοθήκη 姓名 李小红 刘兵 曾小玲
语文
数学 85 83 81
英语 93 94 89
物 90
珠光体组织
25μ
• 珠光体转变过程 奥氏体转变为珠光体的过程也是形核和长大的过程。 珠光体转变是一种扩散型转变，即铁原子和碳原子均进行扩散。
Fe3C
Fe3C
α
P
珠光体转变过程示意图
二、贝氏体转变（Bainite）
一、过冷奥氏体转变曲线 • 过冷奥氏体等温转变曲线（TTT曲线）
共析碳钢过冷奥氏体的 等温转变曲线。纵坐标表示 转变温度，横坐标表示转变 时间。它反映了奥氏体在快 速冷却到临界点以下在各不
800
温 度 700 ℃ 600
A1 珠光体转变开始
P A
同温度的保温过程中，温度、 500 时间与转变组织、转变量的
一、珠光体转变（Pearlite）
• 珠光体组织
在温度A1以下至550℃左右的温度范围内，过冷奥氏体转变产物是 珠光体，即形成铁素体与渗碳体两相组成的相间排列的层片状的机 械混和物组织，所以这种类型的转变又叫珠光体转变。
（2）马氏体的转变机制： 1）K-S关系（Курдюмов－Sachs）
由于转变时新相和母相始终保持切变共格性，因此马氏体转变 后新相和母相之间存在一定的结晶学位向关系。
第一种是珠光体，其形成温度为A1～650℃，片层较厚，一般在 500倍的光学显微镜下即可分辨。用符号“P”表示。
第二种是索氏体，其形成温度为650℃～600℃，片层较薄，一般 在800～1000倍光学显微镜下才可分辨。用符号“S”表示。
第三种是托氏体，其形成温度为600℃～550℃，片层极薄，只有 在电子显微镜下才能分辨。用符号“T”表示。Βιβλιοθήκη 姓名 李小红 刘兵 曾小玲
语文
数学 85 83 81
英语 93 94 89
物 90
珠光体组织
25μ
• 珠光体转变过程 奥氏体转变为珠光体的过程也是形核和长大的过程。 珠光体转变是一种扩散型转变，即铁原子和碳原子均进行扩散。
Fe3C
Fe3C
α
P
珠光体转变过程示意图
二、贝氏体转变（Bainite）
一、过冷奥氏体转变曲线 • 过冷奥氏体等温转变曲线（TTT曲线）
共析碳钢过冷奥氏体的 等温转变曲线。纵坐标表示 转变温度，横坐标表示转变 时间。它反映了奥氏体在快 速冷却到临界点以下在各不
800
温 度 700 ℃ 600
A1 珠光体转变开始
P A
同温度的保温过程中，温度、 500 时间与转变组织、转变量的
一、珠光体转变（Pearlite）
• 珠光体组织
在温度A1以下至550℃左右的温度范围内，过冷奥氏体转变产物是 珠光体，即形成铁素体与渗碳体两相组成的相间排列的层片状的机 械混和物组织，所以这种类型的转变又叫珠光体转变。
7 《材料科学基础》第七章 材料中的相变
2. 二级相变
在临界T、P时，两相的化学势及一阶偏导数相等， 但化学势的二阶偏导数不相等。
1
恒压热容：
T P 2 T P
1
P T 2 P T
2 2 C P 2 1 T 2 T 2 T P P
2
V —— 新相的体积 ； △G
V
—— 单位体积中旧相和新相之间的自由能之差G液－G固；
A —— 新相的总表面积；γ —— 新相的界面能。
假设生成的新相晶胚呈球形，则：
4 3 G r n GV 4r 2 n 3 4 3 T r nH 4r 2 n 3 T0
不涉及化学反应，如液体蒸发、α-石英与α-磷石英间的 转变。
广义的相变：包括过程前后相组成发生变化的情况，相
变过程可能伴随多组分系统的化学反应。
相变类型很多，如V
L、V S、L S、S1 S2、L1 L2等。
相变可以表现为：
从一种结构转变为另一种结构。
例：V-L-S转变、同质多相转变
* Gk GK f
2 cos 1 cos 2 f
4
讨论： 1）θ = 0°，cosθ = 1，f（θ ）= 0，Δ Gh*= 0；
2）θ = 90°，cosθ ＝ 0 ，
核化势垒降低一半；
1 ， G GK 2
* k
3）θ =180°，cosθ = -1， Δ Gh*= Δ Gh 。
例：熔体析晶
无核相变(连续型相变)：通过扩散偏聚方式进行的
相变。亦称为斯宾纳多分解（Spinodal Decomposition）、 调幅分解。
例：玻璃分相、固溶体出溶
大学材料科学基础 第七章-相变
一、扩散控制长大
新相界面迁移速度快于溶质原子在母相中的扩散速度， 新相长大速度由扩散速度来决定。
设合金成分为Co，由母 相α中析出新相β，新相成分为 Cβ>Co，两相界面上的平衡浓 度为Ce<Co，如果在dt时间内 单位面积的新相向前生长了dx 距离，则新增体积1×dx中溶 质的增量为（Cβ－Ce）dx，这 些溶质需通过它们在母相中的 扩散来提供，
界面结构有三种：共格、半共格和非共格，对于非共格 界面，原子只要越过界面就能被新相所接受，成为新相的 一员，新相能够连续长大，因为两相间无确定的位向关系。 但对于共格和半共格界面，为保持新相和母相间的共格和 半共格关系，原子越过界面后不一定能够被新相所接受， 见图7－25。针对这一特点，提出台阶生长机制模型。 界面控制长大时新相生长速度： v ＝ k (Co－Ce) (1－y) / Cβ
金属钴Co中, α-Co (fcc) 向 β-Co (hcp) 转变， （111）α‖(0001) β , [101]α‖[1120] β 钢中淬火时，奥氏体转变成马氏体， The Nishiyama-Wasserman (N－W) relationship ： （111）fcc ‖(110) bcc , [101] fcc‖[001] bcc
The Kurdjumov-Sachs (K－S) relationship：
（111）fcc ‖(110) bcc ，[011] fcc‖[111] bcc
2．半共格界面 （ Semi-coherent interfaces ）
两个相的晶格常数不 可能完全相等，界面总 是存在一定的错配度， 随错配度的增大，界面 上的弹性应变能也随之 增大，当其超过新相的 弹性极限时，共格界面 就不能维持，代之以半 共格界面。在这种界面 上，大部分区域原子依 然保持共格，通过引入 刃型位错来调整晶格常 数不等所造成的界面原 子不匹配，这种位错称 为失配位错。
材料科学基础---第七章 扩散与固相反应
稳定扩散： 若扩散物质在扩散层dx内各处的浓度不随时间
而变，即 dc 0 ，这种扩散是稳定扩散。
dt
不稳定扩散： 扩散物质在扩散层dx内的浓度随时间而变化
即 dc 0，为不稳定扩散。
dt
1. 菲克定律
第一定律：
内容：若扩散介质中存在着扩散物质的浓度差， 在此浓度的推动下产生沿浓度减少方向的定向扩 散。当扩散为稳定扩散时，在dt（s）时间内，通 过垂直于扩散方向平面上的ds（m2）面积的扩散 流量（质点数目）与沿扩散方向上的浓度梯度成 正比。
C(x,t) C0 (1
2 ) e 2 d 0
引入误差函数的余误差函数概念：
erf ( ) 2 e 2 d
0
erfc( ) 1 2 e 2 d
0
C(x,t) C0 erfc(x 2 Dt )
erfc( )可由误差函数表查得
N
I
)
exp
S M
R
exp
H M
RT
讨论：
1.当温度足够高时，N
' V
NI
，此时扩散为本征扩散
控制：
Q H f 2 H M
D0
a0 20
exp S f
2 R
S M
2.当温度足够低时，
N
' V
i Ci
C Ni , d ln Ci
Bi
i ln Ci
d ln Ni
Di
Bi
i ln Ni
i
0 i
材料科学基础-第七章
❖ 要消除枝晶偏析采用均匀化退火(扩散退火)
（diffusion annealing）。
Ch4。p136.成分偏析均匀化 固溶体合金在非平衡凝固条件下,晶内会出现枝晶偏析,通过均匀化退火,使溶质原子从高浓度区流向低浓度区,最终浓度趋于平均质量浓度.
t= 0.467λ2/D 在给定温度下,D是定值,枝晶间距λ越小,则所需的扩散时间越少.可通过快速凝固,热锻,热轧等打碎枝晶,有利于扩散. 若λ值一定,则可通过提高温度,使D值增加,从而有效提高扩散效率.
4. 将各临界点分别投到对应的合金成分、 温度坐标中，每个临界点在二(开始点或终了 点)就得到了Cu—Ni合金的二元相图。
热分析装置示意图
热分析法测绘Cu—Ni相图
将各临界点分别投到对应的合金成分、温度坐标中，每个临界点在二元 相图中对应一个点,连接各相同意义的临界点(开始点或终了点)就得到了 Cu—Ni合金的二元相图。
❖ (3) 非平衡结晶条件下，凝固的终结温度低于平衡结晶时 的终止温度。
3. 固溶体的不平衡结晶－C
❖ 固溶体非平衡结晶时，由于从液体中先后结晶出来的固 相成分不同，结果使得一个晶粒内部化学成分不均匀，这 种现象称为晶内偏析。
❖ 由于固溶体一般都以枝晶状方式结晶，枝晶轴（干）含 有高熔点组元多，而枝晶间含有低熔点的组元多，导致先 结晶的枝干和后结晶的枝间成分不同，故称为枝晶偏析 （dendritic segregation）。枝晶偏析属于晶内偏析。
本章要求
1. 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）。
2. 相律，杠杆定律及其应用。 3. 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。 4. 二元合金相图中合金的结晶转变过程及转变组织。 5. 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。
（diffusion annealing）。
Ch4。p136.成分偏析均匀化 固溶体合金在非平衡凝固条件下,晶内会出现枝晶偏析,通过均匀化退火,使溶质原子从高浓度区流向低浓度区,最终浓度趋于平均质量浓度.
t= 0.467λ2/D 在给定温度下,D是定值,枝晶间距λ越小,则所需的扩散时间越少.可通过快速凝固,热锻,热轧等打碎枝晶,有利于扩散. 若λ值一定,则可通过提高温度,使D值增加,从而有效提高扩散效率.
4. 将各临界点分别投到对应的合金成分、 温度坐标中，每个临界点在二(开始点或终了 点)就得到了Cu—Ni合金的二元相图。
热分析装置示意图
热分析法测绘Cu—Ni相图
将各临界点分别投到对应的合金成分、温度坐标中，每个临界点在二元 相图中对应一个点,连接各相同意义的临界点(开始点或终了点)就得到了 Cu—Ni合金的二元相图。
❖ (3) 非平衡结晶条件下，凝固的终结温度低于平衡结晶时 的终止温度。
3. 固溶体的不平衡结晶－C
❖ 固溶体非平衡结晶时，由于从液体中先后结晶出来的固 相成分不同，结果使得一个晶粒内部化学成分不均匀，这 种现象称为晶内偏析。
❖ 由于固溶体一般都以枝晶状方式结晶，枝晶轴（干）含 有高熔点组元多，而枝晶间含有低熔点的组元多，导致先 结晶的枝干和后结晶的枝间成分不同，故称为枝晶偏析 （dendritic segregation）。枝晶偏析属于晶内偏析。
本章要求
1. 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）。
2. 相律，杠杆定律及其应用。 3. 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。 4. 二元合金相图中合金的结晶转变过程及转变组织。 5. 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。
材料科学基础 第七章 形变金属材料的回复与再结晶
18
三、再结晶温度及其影响因素： 影响再结晶温度高低的因素： （1）冷变形量 （2）纯度 （3）第二相颗粒 （4）晶粒大小 （5）加热速度和保温时间
19
四、控制再结晶晶粒尺寸——预先变形度、再结晶退火温度、原始 晶粒尺寸、合金元素及杂质。
预先变形度对再结晶晶粒尺寸的影响
20
工业纯铝的再结晶晶粒大小与变形量的关系 （再结晶退火温度550℃，保温时间30min） 变形量自左至右依次为：1%、2.5%、4%、6%、8%、10%、12%、15%
晶粒逐渐被吞并到相邻的较大晶粒中。
23
晶粒长大过程的特点：晶界本身趋于平直化，三个晶粒的晶界交角
趋于120º；晶界迁移总是指向其曲率中心方向；随着晶界迁移，小
晶粒逐渐被吞并到相邻的较大晶粒中。
24
25
晶 粒 的 反 常 长 大 （ 二 次 再 结 晶 ）
26
四、再结晶退火/中间退火的应用
1. 冷变形金属材料消除加工硬化——又称中间退 火，以利进一步冷加工； 2.对于无固态相变的金属材料，通过冷塑性变形 并再结晶退火，可获得细小均匀的晶粒； 3. 磁性材料获得高密度的再结晶织构。
31
热加工对金属材料组织和性能的影响——改善铸态组织、 产生纤维组织或带状组织、控制晶粒大小。
32
热加工流线
33
模锻拖钩
切削加工拖钩
34
35
一、显微组织的变化
3
二、形变储存能的降低是形变金属材料回复和再 结晶的驱动力。
4
三、残余应力和性能的变化
5
§7.2 回复
回复——冷变形金属材料加热时，在光 学显微组织发生改变前（即在再结晶晶 粒形成前）所产生的某些亚结构和性能 的变化过程。
三、再结晶温度及其影响因素： 影响再结晶温度高低的因素： （1）冷变形量 （2）纯度 （3）第二相颗粒 （4）晶粒大小 （5）加热速度和保温时间
19
四、控制再结晶晶粒尺寸——预先变形度、再结晶退火温度、原始 晶粒尺寸、合金元素及杂质。
预先变形度对再结晶晶粒尺寸的影响
20
工业纯铝的再结晶晶粒大小与变形量的关系 （再结晶退火温度550℃，保温时间30min） 变形量自左至右依次为：1%、2.5%、4%、6%、8%、10%、12%、15%
晶粒逐渐被吞并到相邻的较大晶粒中。
23
晶粒长大过程的特点：晶界本身趋于平直化，三个晶粒的晶界交角
趋于120º；晶界迁移总是指向其曲率中心方向；随着晶界迁移，小
晶粒逐渐被吞并到相邻的较大晶粒中。
24
25
晶 粒 的 反 常 长 大 （ 二 次 再 结 晶 ）
26
四、再结晶退火/中间退火的应用
1. 冷变形金属材料消除加工硬化——又称中间退 火，以利进一步冷加工； 2.对于无固态相变的金属材料，通过冷塑性变形 并再结晶退火，可获得细小均匀的晶粒； 3. 磁性材料获得高密度的再结晶织构。
31
热加工对金属材料组织和性能的影响——改善铸态组织、 产生纤维组织或带状组织、控制晶粒大小。
32
热加工流线
33
模锻拖钩
切削加工拖钩
34
35
一、显微组织的变化
3
二、形变储存能的降低是形变金属材料回复和再 结晶的驱动力。
4
三、残余应力和性能的变化
5
§7.2 回复
回复——冷变形金属材料加热时，在光 学显微组织发生改变前（即在再结晶晶 粒形成前）所产生的某些亚结构和性能 的变化过程。
材料科学基础-第7章-三元相图
垂直截面中正三角形
38
38
7.8.5 两相平衡、三相平衡和 四相平衡的类型和一般规律 （2）三相包晶型平衡（由两个相反应生成一个相） 包晶转变 L ＋ → 包析转变 →＋ 合晶转变 L1＋L2→
垂直截面中倒三角形
39
39
7.8.5 两相平衡、三相平衡和 四相平衡的类型和一般规律
三相平衡图形特点：
24
24
7.8.4 三元共晶相图 应用：
可确定合金在该温度下的相组成； 可运用杠杆定律和重心法则确定合金中各相 的成分及其含量。
25
25
7.8.4三元共晶相图
2.垂直截面与投影图 b1 O点合金室温相组成物： A＋B＋C
c1 （1）投影图
a1
wA
oa1 Aa1
100%
wB
ob1 Bb1
三元合金R在某温度处于++三相平衡状 态，则该合金成分点必定处在这三相成分点 组成的三角形的重心。
13
13
W Rd w % 100 % W R ad
Re w % 100% WR e B% Rf w % 100% W R f
A
B
W
C% f
杠杆定律：
WP / WQ RQ / RP
。
10
10
7.8.2 三元系平衡相的定量法则
合金R在某温度处于+两相平衡，则R的成 分必定落在连接两个成分点的直线上。 杠杆定律：
W / W Rβ / Rα
。
W % R / 100%
，
W % R / 100%
11
O
XA+XB+XC=100％
A
38
38
7.8.5 两相平衡、三相平衡和 四相平衡的类型和一般规律 （2）三相包晶型平衡（由两个相反应生成一个相） 包晶转变 L ＋ → 包析转变 →＋ 合晶转变 L1＋L2→
垂直截面中倒三角形
39
39
7.8.5 两相平衡、三相平衡和 四相平衡的类型和一般规律
三相平衡图形特点：
24
24
7.8.4 三元共晶相图 应用：
可确定合金在该温度下的相组成； 可运用杠杆定律和重心法则确定合金中各相 的成分及其含量。
25
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7.8.4三元共晶相图
2.垂直截面与投影图 b1 O点合金室温相组成物： A＋B＋C
c1 （1）投影图
a1
wA
oa1 Aa1
100%
wB
ob1 Bb1
三元合金R在某温度处于++三相平衡状 态，则该合金成分点必定处在这三相成分点 组成的三角形的重心。
13
13
W Rd w % 100 % W R ad
Re w % 100% WR e B% Rf w % 100% W R f
A
B
W
C% f
杠杆定律：
WP / WQ RQ / RP
。
10
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7.8.2 三元系平衡相的定量法则
合金R在某温度处于+两相平衡，则R的成 分必定落在连接两个成分点的直线上。 杠杆定律：
W / W Rβ / Rα
。
W % R / 100%
，
W % R / 100%
11
O
XA+XB+XC=100％
A
材料科学基础_第7章_陶杰_主编_化学工业出版社
位错 Dislocations
Dislocations in Titanium alloy TEM 51450 x
线缺陷就是各种类型的位错。它 是指晶体中的原子发生了有规律的 错排现象。
其特点是原子发生错排的范围只 在一维方向上很大，是一个直径为
3～5个原子间距，长数百个原子间 距以上的管状原子畸变区。
平衡时自由能最小，即对T求导，即
(
F n
)T
0
则空位在T温度时的空位平衡浓度C为：
C
n N
exp
Sf k
exp
Ev kT
A
exp
Ev kT
其中， k为波尔兹曼常数（1.38x10-23 J/K或8.62x10-5 ev/K)
类似地，间隙原子平衡浓度C’ ：
C' n' exp S'f exp E'v A'exp E'v
晶体缺陷的种类： 1 点缺陷（point defects）：空位、间隙原子等
the defects that associate with one or two atomic positions
2 线缺陷（linear defects）：位错 dislocation is a linear or one-dimensional defect around
材料科学基础
理想金属
BCC FCC HCP
规则排列
实际金属材料中，由于原子（分子或离子）的热运动、 晶体的形成条件、加工过程、杂质等因素的影响，使 得实际晶体中原子的排列不再规则、完整，存在各种 偏离理想结构的情况
晶体缺陷 defects or imperfections
第七章 材料中的扩散 - 7.2.1扩散系数与扩散推动力
材料科学基础第 7 章7.2.1 扩散系数与扩散推动力一扩散系数的物理意义二扩散过程的推动力S4S2S1 S3S n-1S n R nA（始点）扩散粒子在t时间内经n次无序跃迁后的净位移示意图 假设：①原子无序地向任意方向跃迁，②每次跃迁和前一次跃迁无关，则扩散原子经n次跃迁后净位移Rn就相当于左图中各跃迁S1、S2、S3…的矢量和。
有缘学习更多驾卫星ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）若各个跃迁矢量相等而方向是无序的，即：则上式中第二项为零，因此：参考平面平均浓度CI IINN平均浓度R n R n 设沿x方向存在浓度梯度①在参考平面两侧各取宽度为R截面积为1m2的两个区域：n，②设Ⅰ区单位容积中平均粒子数为C，则总粒子数目为RCn③如果粒子同时沿三个坐标轴方向均匀扩散，则沿x、y、z各个方向分别为在时间t内，从Ⅰ区通过参考平面跃迁的粒子数：参考平面平均浓度平均浓度自Ⅱ区反向通过参考平面跃迁的粒子数：CI IINNR n R n故单位时间、单位截面积上的净扩散粒子数为：为：与菲克第一定律比较，得到扩散系数Dr式中，——单位时间内原子跃迁次数它与扩散机制、原子跃迁到邻近空位的跃迁频率，以及和原子相邻的可供跃迁的结点数有关。
扩散系数的物理意义上述推导过程中假设系统不存在定向推动力，即粒子不是沿一定取向跃迁而是无序的游动扩散过程，每一次跃迁都和先前一次无关，这种扩散称为无序游动扩散系数，晶体中的空位扩散符合这种条件 。
系数Dr在同一系统中对某个原子扩散来说，须考虑一个相关因子f，即有此扩散系数D称为自扩散系数，对于面心立方结构f=0.78扩散过程的推动力扩散体系的化学位梯度以化学位梯度的概念可建立扩散系数的热力学一般关系：扩散系数的热力学因子对于理想混合体系，活度系数γi =1，此时D i =D i ﹡=RTB i ，通常称D i ﹡为自扩散系数，D i 为本征扩散系数。
对于非理想混合体系，存在以下两种情况：1.当 ，此时D i ＞0，称为正常扩散，即物质流将从高浓度处流向低浓度处，扩散的结果使溶质趋于均匀化。
材料科学基础 西安交大 石德珂 第七章 材料中的原子扩散
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二、烧结
烧结过程如下：将压实的粉末加 热到高温，在初期，相互接触的 颗粒开始逐渐形成颈的连接（图 7-15）烧结初期主要是表面扩散， 后期主要是晶界扩散。烧结速率 主要取决于两个因素：①粉末原 材料的颗粒粗细；②原子的扩散 速率，这决定于温度。
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第五节 固态相变中的形核
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说明
（1）可确定不同时间t和距界面厚度不同处x的浓度 C=f(x,t); （2）当距离界面x处的浓度为一不确定值时，则扩 散所需时间t将与层深x2成正比关系；
C1 C 2 （3）当x=0时, 0, C 即在扩散过程中界面 2
上的浓度恒定不变；
（4）如扩散偶之一不存在原子浓度时，C1=0，则：
二、Fick第二定律
质量平衡关系： （在微小体积中积存的物质） =（留入的物质量）J1（留出的物质量）J2
dJ J 2 J1 dx dx x dc dJ D dx dx x dx x
dc J 1 J 2 dt dx
C2 x C 1 erf 2 2 Dt
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2.半无限长棒的扩散方程解
初始条件：t=0,C=C2 x=∞, 则C=C1 0 边界条件：t≥0, x =0, 则C=C2
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C2 x
x 其解： C C1 (C1 C 2)erf 2 Dt
900℃时，Ni在 Fe中的扩散系数比 r Fe 中 扩散系数约大1400倍。 527 ℃时，N在 Fe中的扩散系数比 r Fe 中 扩散系数约大1500倍。
原因：
Fe bcc 致密度K小
材料科学基础-第七章-凝固理论
质 量 浓 度 ρ
s 0 0 1
x L
0 1
0
0 0
表面
位臵x
5
中心
2. 区域熔炼
0 x s 0 1 1 0 e l
如果合金通过由试样一端向另一端局部熔化，经过区域熔炼的固 溶体合金，其溶质浓度随距离的变化与正常凝固有所不同的，其 变化符合区域熔炼方程：P292,7.11式。该式表示经一次区域熔 炼后随凝固距离变化的固溶体质量浓度（不适合多次熔炼,因一 次熔炼后圆棒的成分不均匀；也不适用于最后一个熔区中因为， 熔炼区前进后，熔料的长度小于熔区长度L，得不到dm的表达 式）。 当k0<1时，凝固前端部分的溶质浓度不断降低，后端部分不断地 富集，这使固溶体经区域熔炼后的前端部分因溶质减少而得到提 纯，因此区域熔炼又称为区域提纯（zone refining）。 区域提纯是应用固溶体理论的一个突出成就。区域提纯已广泛应 用于提纯许多半导体材料、金属、有机和无机化合物，如鍺等。
7.4
二元合金的凝固理论
二元合金的凝固理论
液态金属凝固过程除遵循金属结晶的一般规律外， 由于二元合金中第二组元的加入溶质原子要在溶液 中发生重新分布，这对合金的凝固方式和晶体的生 长形态产生影响，会引起微观偏析或宏观偏析。 微观偏析是指一个晶粒内部的成分不均匀现象,在 显微镜下观察得到。可分为胞状偏析、枝晶偏析、 晶界偏析。 宏观偏析是指沿一定方向结晶过程中，在一个区域 范围内，由于结晶先后不同而出现的成分差异。可 分为正常偏析、反偏析、比重偏析。 固溶体的凝固理论 共晶凝固理论 合金铸锭(件)的组织与缺陷
6
材料科学基础-第七章(铁碳合金相图)
δ H
N
B1495℃
1
J
A
L Fe3C Ⅰ
D F
L Fe3C
A
G
FA
E
1148℃
A Fe3C
C
2 3
T
1148℃
L 4.3%
L Ld
S
727℃
F Fe3C
F
Fe
Q
P
K
一次渗碳体
Fe3C
wC（%）
Fe3CⅠ
1~2
A
2~3
A 铁碳合金相图分析 A 3~4 Fe3CⅡ A
A
G 912℃ S
E
727℃
F
0.02%
P
K
P — c在 F 最大溶解度点
Fe Q
0.0008%
wC（%）
6.69%
Fe3C
Q — c在 F 中室温溶解度点
铁碳合金相图分析
重要线
PSK 共析线
ABCD AHJECF
液相线 固相线
HJB 包晶线
ECD 共晶线
A
L
CD
L
L A
液相线的一部分
形状：片、网、条状； 不易受硝酸酒精腐蚀，在显微镜下呈白亮色。
三、Fe-C合金中的基本相 L、Fe3C、γ（A）、α（F）、δ 1、铁素体（α或F） C溶于α-Fe中的间隙固溶体。α-Fe的晶格间隙很小（约0.364Å）， 比C原子半径 （0.77Å）小很多， 故溶C量很小； 在727℃， 最大溶C量为0.0218%， 室温下几乎为0。 因而性能与纯铁相近。属于铁磁相。 2、奥氏体（γ或A） C在γ-Fe中的的间隙固溶体。 γ-Fe的晶格间隙半径为0.535Å，
大学材料科学基础第七章-相变
原子或分子的扩散和迁移是固态 相变的主要机制之一。在固态相 变过程中，原子或分子的扩散和 迁移速度决定了相变的速率和方 向。
界面机制
在固态相变过程中，界面可以起 到重要的作用。界面可以促进原 子或分子的扩散和迁移，从而加 速相变的过程。
应力机制
在某些固态相变过程中，应力可 以起到驱动力的作用。当应力达 到一定的阈值时，固态相变就会 发生。源自THANKS感谢观看
功能材料制备
利用相变原理制备功能材 料，如形状记忆合金和磁 性材料。
能源存储与转换
利用相变原理进行热能存 储和转换，如潜热储能材 料。
02
固态相变
固态相变的分类
第一类固态相变
不涉及晶体结构的改变， 只涉及晶体中原子或分子 的重新排列。
第二类固态相变
涉及晶体结构的改变，如 从一种晶体结构转变为另 一种晶体结构。
在物质发生相变时，界面张力也会发生变化，影响相变过程。
04
气态相变
气态相变的分类
1 2
蒸发
物质从液态变为气态的过程，如水蒸发成水蒸气。
升华
物质从固态直接变为气态的过程，如冰升华成水 蒸气。
3
凝华
物质从气态直接变为固态的过程，如水蒸气凝华 成霜。
气态相变的驱动力
温度
温度的变化是气态相变的主要驱动力，温度升高会导致物质蒸发 或升华，温度降低会导致物质凝华。
热学性能
相变会改变材料的热膨胀系数、热导率和比 热容，影响其热稳定性。
磁学性能
某些材料在相变时会表现出明显的磁学性能 变化，如铁磁性或超导性。
材料性能的优化与相变
合金设计
通过调整合金成分，控制相变过程，优化材料的力学、热学和电 学性能。
界面机制
在固态相变过程中，界面可以起 到重要的作用。界面可以促进原 子或分子的扩散和迁移，从而加 速相变的过程。
应力机制
在某些固态相变过程中，应力可 以起到驱动力的作用。当应力达 到一定的阈值时，固态相变就会 发生。源自THANKS感谢观看
功能材料制备
利用相变原理制备功能材 料，如形状记忆合金和磁 性材料。
能源存储与转换
利用相变原理进行热能存 储和转换，如潜热储能材 料。
02
固态相变
固态相变的分类
第一类固态相变
不涉及晶体结构的改变， 只涉及晶体中原子或分子 的重新排列。
第二类固态相变
涉及晶体结构的改变，如 从一种晶体结构转变为另 一种晶体结构。
在物质发生相变时，界面张力也会发生变化，影响相变过程。
04
气态相变
气态相变的分类
1 2
蒸发
物质从液态变为气态的过程，如水蒸发成水蒸气。
升华
物质从固态直接变为气态的过程，如冰升华成水 蒸气。
3
凝华
物质从气态直接变为固态的过程，如水蒸气凝华 成霜。
气态相变的驱动力
温度
温度的变化是气态相变的主要驱动力，温度升高会导致物质蒸发 或升华，温度降低会导致物质凝华。
热学性能
相变会改变材料的热膨胀系数、热导率和比 热容，影响其热稳定性。
磁学性能
某些材料在相变时会表现出明显的磁学性能 变化，如铁磁性或超导性。
材料性能的优化与相变
合金设计
通过调整合金成分，控制相变过程，优化材料的力学、热学和电 学性能。
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L0.053% + δ 0.09% → γ 0.17
点之间从液相中继续结晶出奥氏体； （3）在2～3点之间从液相中继续结晶出奥氏体； 点之间为单相奥氏体的自然冷却； （4）在3～4点之间为单相奥氏体的自然冷却； 冷至4点时开始发生同素异晶转变，从奥氏体中析出铁素体； （5）冷至4点时开始发生同素异晶转变，从奥氏体中析出铁素体； 冷至5点时， 727℃恒温下发生共析转变形成珠光体 恒温下发生共析转变形成珠光体， （6）冷至5点时，于727℃恒温下发生共析转变形成珠光体，即：
含碳量为0.01％的工业纯铁结晶过程示意图
图7.30 工业纯铁的室温组织
点温度区间为单相奥氏体的自然冷却； （4）在4～5点温度区间为单相奥氏体的自然冷却； 冷却至5 点温度区间又发生固溶体的同素异晶转变γ （5）冷却至5～6点温度区间又发生固溶体的同素异晶转变γ→α，形 成铁素体；铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大，并于6 成铁素体；铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大，并于6点温度 全部转变为铁素体； 全部转变为铁素体； 点温度区间为单相铁素体的自然冷却； （6）在6～7点温度区间为单相铁素体的自然冷却； 当冷至7点时，遇到碳在铁素体的溶解度曲线PQ PQ， （7）当冷至7点时，遇到碳在铁素体的溶解度曲线PQ，开始从铁素体中 析出三次渗碳体。 析出三次渗碳体。 因此， 因此，工业纯铁的室温组织为铁素体及其晶界上断续分布 着的三次渗碳体。 着的三次渗碳体。 共析钢（ 0.77％） 2、共析钢（ω(C) ＝0.77％） 点温度区间内按匀晶转变结晶出奥氏体； （1）1～2点温度区间内按匀晶转变结晶出奥氏体； 点凝固结束后全部转变成单相奥氏体，并使这一状态保持到3 （2）在2点凝固结束后全部转变成单相奥氏体，并使这一状态保持到3 点温度以上； 点温度以上； 冷却至3点温度，发生共析转变γ （3）冷却至3点温度，发生共析转变γ0.77 →α0.0218＋Fe3C。 因此，共析钢的室温组织为珠光体， 因此，共析钢的室温组织为珠光体，它是铁素体与渗碳体 的层片交替重叠的混合物。 的层片交替重叠的混合物。
二、典型铁碳合金的平衡组织 （一）铁碳合金的分类 铁碳合金通常可按含碳量及其室温平衡组织分为三大类： 铁碳合金通常可按含碳量及其室温平衡组织分为三大类：工 业纯铁、碳钢和铸铁。碳钢和铸铁是按有无共晶转变来区分的， 业纯铁、碳钢和铸铁。碳钢和铸铁是按有无共晶转变来区分的，无共晶 转变、即无莱氏体的合金称为碳钢。在碳钢中，又分为亚共析钢、 转变、即无莱氏体的合金称为碳钢。在碳钢中，又分为亚共析钢、共析 钢及过共析钢，有共析转变的称为铸铁。 钢及过共析钢，有共析转变的称为铸铁。 根据铁碳相图中获得的不同组织特征， 根据铁碳相图中获得的不同组织特征，将铁碳合金按含碳量 划分为7种类型： 划分为7种类型： 工业纯铁， 0.0218％； 工业纯铁，ω(C) ﹤0.0218％； 共析钢， 0.77％； 共析钢， ω(C) ＝0.77％； 亚共析钢， (C)﹤0.77％； 亚共析钢，0.0218 ％﹤ω(C)﹤0.77％； 过共析钢， 0.77％ (C)﹤2.11％； 过共析钢， 0.77％﹤ω(C)﹤2.11％； 共晶白口铸铁， 4.30％； 共晶白口铸铁，ω(C) ＝4.30％； 亚共晶白口铸铁， 2.11％ (C)﹤4.30％； 亚共晶白口铸铁， 2.11％﹤ω(C)﹤4.30％； 过共晶白口铸铁， 4.30％ (C)﹤6.69％。 过共晶白口铸铁， 4.30％﹤ω(C)﹤6.69％。
7.3.8 铁碳合金的组织及其性能 碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料， 碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料，铁碳相图是研究 钢铁材料的组织和性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。 钢铁材料的组织和性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。
图7.28 典型铁碳合金冷却时的组织转变过程分析
Fe一、Fe-Fe3C相图 （一）各相的含义 液相L 碳溶于液态铁中的溶液； 液相L：碳溶于液态铁中的溶液； 奥氏体（ ）：碳原子 碳原子γ Fe溶于的固溶体 面心立方晶格， 溶于的固溶体， 奥氏体（γ）：碳原子γ-Fe溶于的固溶体，面心立方晶格，最大溶 碳量为2.11 1148℃）。 2.11（ 碳量为2.11（1148℃）。 铁素体（ ）：碳原子 碳原子α Fe溶于的固溶体 体心立方晶格， 溶于的固溶体， 铁素体（α）：碳原子α-Fe溶于的固溶体，体心立方晶格，最大溶 碳量为0.0218 0.0218（ 碳量为0.0218（727℃ ）。 渗碳体： 12个铁原子和 个铁原子和4 渗碳体：由12个铁原子和4个碳原子组成的正交点阵晶体结构的间隙 化合物Fe 含碳量为6.69 6.69。 化合物Fe3C，含碳量为6.69。 固溶体：碳溶于δ Fe中固溶体 中固溶体。 δ固溶体：碳溶于δ-Fe中固溶体。 （二）三个主要转变 Fe相图比较复杂，但可将其分成包晶相图、 Fe-Fe3C相图比较复杂，但可将其分成包晶相图、共晶相 图及共析相图三个基本相图。 图及共析相图三个基本相图。 1、包晶转变 相图上的包晶转变是在1495℃恒温下含0.53 1495℃恒温下含0.53％ FeFe-Fe3C相图上的包晶转变是在1495℃恒温下含0.53％C 的液相与含0.09 的高温铁素体发生包晶转变，形成含0.17 0.09％ 0.17％ 的液相与含0.09％C的高温铁素体发生包晶转变，形成含0.17％C的 奥氏体，其反应式： 奥氏体，其反应式： HJB L + δ ← γ →
（二）铁碳合金的平衡结晶 工业纯铁（ 0.01％） 1、工业纯铁（ω(C) ＝ 0.01％） 冷至1 （1）冷至1～2点温度区间按匀晶转变 结晶出δ固溶体； 结晶出δ固溶体； 点温度间为单相δ （2）在2～3点温度间为单相δ固溶体 的自然冷却； 的自然冷却； 冷却到3点时， （3）冷却到3点时，开始发生固溶体的 同素异晶转变， 形成奥氏体； 同素异晶转变，即δ→γ，形成奥氏体； 奥氏体晶核通常优先在固溶体的晶界上 图7.29 形成然后长大，并于4 形成然后长大，并于4点温度全部转变为 单相奥氏体； 单相奥氏体； （4）在4～5点温度区间为单相奥氏体的 自然冷却； 自然冷却； 冷却至5 （5）冷却至5～6点温度区间又发生固溶 体的同素异晶转变γ 形成铁素体； 体的同素异晶转变γ→α，形成铁素体； 铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大， 铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大， 并于6点温度全部转变为铁素体； 并于6点温度全部转变为铁素体； （6）在6～7点温度区间为单相铁素体的 自然冷却； 自然冷却；
B H J
包晶转变的产物是奥氏体。凡是含碳在0.09-0.53％ 包晶转变的产物是奥氏体。凡是含碳在0.09-0.53％范围内的 0.09 合金都要进行这个转变，转变后获得奥氏体组织。 合金都要进行这个转变，转变后获得奥氏体组织。 2、共析转变 Fe相图上的共析转变是在727℃恒温下含％ 0.77C的奥 727℃恒温下含 Fe-Fe3C相图上的共析转变是在727℃恒温下含％ 0.77C的奥 氏体转变为含0.218 的铁素体和渗碳体的混合物，其反应式： 0.218％ 氏体转变为含0.218％C的铁素体和渗碳体的混合物，其反应式：
ECF LC ← γ E + Fe3C →
共晶转变的产物称为莱氏体，用符号L 表示。 共晶转变的产物称为莱氏体，用符号Ld表示。相图上的水平线 ECF称为共晶温度或共晶线 因此，含碳量在2.11 6.69％ 称为共晶温度或共晶线。 2.11ECF称为共晶温度或共晶线。因此，含碳量在2.11-6.69％范围内的合金 都要进行共晶转变。 都要进行共晶转变。
（三）三条重要直线 GS线 1、GS线 从奥氏体中开始析出铁素体的转变曲线。 从奥氏体中开始析出铁素体的转变曲线。由于 该曲线在共析线以上，所以又是先共析铁素体开始析出线。 该曲线在共析线以上，所以又是先共析铁素体开始析出线。 该线常称为A 习惯上叫A 温度。 该线常称为A3线，习惯上叫A3温度。 ES线 2、ES线 碳在奥氏体中的溶解度曲线。 碳在奥氏体中的溶解度曲线。当温度低于此曲 线时，要从奥氏体中析出次生渗碳体， 线时，要从奥氏体中析出次生渗碳体，所以这条线又是次 生渗碳体开始析出线。该线常称为A 习惯上叫A 生渗碳体开始析出线。该线常称为Acm线，习惯上叫Acm温 度。 PQ线 3、PQ线 碳在铁素体中的溶解度曲线。 碳在铁素体中的溶解度曲线。当温度低于此曲 线时，要从铁素体中析出三次渗碳体，所以这条线又是三 线时，要从铁素体中析出三次渗碳体， 次渗碳体开始析出线。 次渗碳体开始析出线。
室温下珠光体中铁素体与渗碳体的 相对量可用杠杆法则求得： 相对量可用杠杆法则求得：
α% =
6.69 − 0.77 × 100% = 88% 6.69 − 0.0008
Fe3C % = 100% − 8500×
图7.32 共析钢的结晶过程示意图
亚共析钢（ (C)﹤0.77％） 3、亚共析钢（0.0218 ％﹤ω(C)﹤0.77％） 冷至1 温度区间按匀晶转变结晶出固溶体； （1）冷至1～2温度区间按匀晶转变结晶出固溶体； 冷至2点时，发生包晶转变，形成奥氏体， （2）冷至2点时，发生包晶转变，形成奥氏体，即：
图7.34 亚共析钢的室温组织 200×
过共析钢（ 0.77％ (C)﹤2.11％） 4、过共析钢（ 0.77％﹤ω(C)﹤2.11％） 点温度区间按匀晶转变结晶出奥氏体； （1）在1～2点温度区间按匀晶转变结晶出奥氏体； 冷至2点以下为单相奥氏体的自然冷却； （2）冷至2点以下为单相奥氏体的自然冷却； 冷至3点与ES线相遇时，开始析出二次渗碳体，直至4 ES线相遇时 （3）冷至3点与ES线相遇时，开始析出二次渗碳体，直至4点与共析线 相交为止。 相交为止。 当温度降至4点时，正好奥氏体中含碳量降至0.77％，于727℃恒 0.77％， （4）当温度降至4点时，正好奥氏体中含碳量降至0.77％，于727℃恒 温发生共析转变，形成珠光体。 温发生共析转变，形成珠光体。 因此，过共析钢室温组织为珠光体和二次渗碳体。 因此，过共析钢室温组织为珠光体和二次渗碳体。
PSK LS ← α P + Fe3C →
点之间从液相中继续结晶出奥氏体； （3）在2～3点之间从液相中继续结晶出奥氏体； 点之间为单相奥氏体的自然冷却； （4）在3～4点之间为单相奥氏体的自然冷却； 冷至4点时开始发生同素异晶转变，从奥氏体中析出铁素体； （5）冷至4点时开始发生同素异晶转变，从奥氏体中析出铁素体； 冷至5点时， 727℃恒温下发生共析转变形成珠光体 恒温下发生共析转变形成珠光体， （6）冷至5点时，于727℃恒温下发生共析转变形成珠光体，即：
含碳量为0.01％的工业纯铁结晶过程示意图
图7.30 工业纯铁的室温组织
点温度区间为单相奥氏体的自然冷却； （4）在4～5点温度区间为单相奥氏体的自然冷却； 冷却至5 点温度区间又发生固溶体的同素异晶转变γ （5）冷却至5～6点温度区间又发生固溶体的同素异晶转变γ→α，形 成铁素体；铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大，并于6 成铁素体；铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大，并于6点温度 全部转变为铁素体； 全部转变为铁素体； 点温度区间为单相铁素体的自然冷却； （6）在6～7点温度区间为单相铁素体的自然冷却； 当冷至7点时，遇到碳在铁素体的溶解度曲线PQ PQ， （7）当冷至7点时，遇到碳在铁素体的溶解度曲线PQ，开始从铁素体中 析出三次渗碳体。 析出三次渗碳体。 因此， 因此，工业纯铁的室温组织为铁素体及其晶界上断续分布 着的三次渗碳体。 着的三次渗碳体。 共析钢（ 0.77％） 2、共析钢（ω(C) ＝0.77％） 点温度区间内按匀晶转变结晶出奥氏体； （1）1～2点温度区间内按匀晶转变结晶出奥氏体； 点凝固结束后全部转变成单相奥氏体，并使这一状态保持到3 （2）在2点凝固结束后全部转变成单相奥氏体，并使这一状态保持到3 点温度以上； 点温度以上； 冷却至3点温度，发生共析转变γ （3）冷却至3点温度，发生共析转变γ0.77 →α0.0218＋Fe3C。 因此，共析钢的室温组织为珠光体， 因此，共析钢的室温组织为珠光体，它是铁素体与渗碳体 的层片交替重叠的混合物。 的层片交替重叠的混合物。
二、典型铁碳合金的平衡组织 （一）铁碳合金的分类 铁碳合金通常可按含碳量及其室温平衡组织分为三大类： 铁碳合金通常可按含碳量及其室温平衡组织分为三大类：工 业纯铁、碳钢和铸铁。碳钢和铸铁是按有无共晶转变来区分的， 业纯铁、碳钢和铸铁。碳钢和铸铁是按有无共晶转变来区分的，无共晶 转变、即无莱氏体的合金称为碳钢。在碳钢中，又分为亚共析钢、 转变、即无莱氏体的合金称为碳钢。在碳钢中，又分为亚共析钢、共析 钢及过共析钢，有共析转变的称为铸铁。 钢及过共析钢，有共析转变的称为铸铁。 根据铁碳相图中获得的不同组织特征， 根据铁碳相图中获得的不同组织特征，将铁碳合金按含碳量 划分为7种类型： 划分为7种类型： 工业纯铁， 0.0218％； 工业纯铁，ω(C) ﹤0.0218％； 共析钢， 0.77％； 共析钢， ω(C) ＝0.77％； 亚共析钢， (C)﹤0.77％； 亚共析钢，0.0218 ％﹤ω(C)﹤0.77％； 过共析钢， 0.77％ (C)﹤2.11％； 过共析钢， 0.77％﹤ω(C)﹤2.11％； 共晶白口铸铁， 4.30％； 共晶白口铸铁，ω(C) ＝4.30％； 亚共晶白口铸铁， 2.11％ (C)﹤4.30％； 亚共晶白口铸铁， 2.11％﹤ω(C)﹤4.30％； 过共晶白口铸铁， 4.30％ (C)﹤6.69％。 过共晶白口铸铁， 4.30％﹤ω(C)﹤6.69％。
7.3.8 铁碳合金的组织及其性能 碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料， 碳钢和铸铁是最为广泛使用的金属材料，铁碳相图是研究 钢铁材料的组织和性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。 钢铁材料的组织和性能及其热加工和热处理工艺的重要工具。
图7.28 典型铁碳合金冷却时的组织转变过程分析
Fe一、Fe-Fe3C相图 （一）各相的含义 液相L 碳溶于液态铁中的溶液； 液相L：碳溶于液态铁中的溶液； 奥氏体（ ）：碳原子 碳原子γ Fe溶于的固溶体 面心立方晶格， 溶于的固溶体， 奥氏体（γ）：碳原子γ-Fe溶于的固溶体，面心立方晶格，最大溶 碳量为2.11 1148℃）。 2.11（ 碳量为2.11（1148℃）。 铁素体（ ）：碳原子 碳原子α Fe溶于的固溶体 体心立方晶格， 溶于的固溶体， 铁素体（α）：碳原子α-Fe溶于的固溶体，体心立方晶格，最大溶 碳量为0.0218 0.0218（ 碳量为0.0218（727℃ ）。 渗碳体： 12个铁原子和 个铁原子和4 渗碳体：由12个铁原子和4个碳原子组成的正交点阵晶体结构的间隙 化合物Fe 含碳量为6.69 6.69。 化合物Fe3C，含碳量为6.69。 固溶体：碳溶于δ Fe中固溶体 中固溶体。 δ固溶体：碳溶于δ-Fe中固溶体。 （二）三个主要转变 Fe相图比较复杂，但可将其分成包晶相图、 Fe-Fe3C相图比较复杂，但可将其分成包晶相图、共晶相 图及共析相图三个基本相图。 图及共析相图三个基本相图。 1、包晶转变 相图上的包晶转变是在1495℃恒温下含0.53 1495℃恒温下含0.53％ FeFe-Fe3C相图上的包晶转变是在1495℃恒温下含0.53％C 的液相与含0.09 的高温铁素体发生包晶转变，形成含0.17 0.09％ 0.17％ 的液相与含0.09％C的高温铁素体发生包晶转变，形成含0.17％C的 奥氏体，其反应式： 奥氏体，其反应式： HJB L + δ ← γ →
（二）铁碳合金的平衡结晶 工业纯铁（ 0.01％） 1、工业纯铁（ω(C) ＝ 0.01％） 冷至1 （1）冷至1～2点温度区间按匀晶转变 结晶出δ固溶体； 结晶出δ固溶体； 点温度间为单相δ （2）在2～3点温度间为单相δ固溶体 的自然冷却； 的自然冷却； 冷却到3点时， （3）冷却到3点时，开始发生固溶体的 同素异晶转变， 形成奥氏体； 同素异晶转变，即δ→γ，形成奥氏体； 奥氏体晶核通常优先在固溶体的晶界上 图7.29 形成然后长大，并于4 形成然后长大，并于4点温度全部转变为 单相奥氏体； 单相奥氏体； （4）在4～5点温度区间为单相奥氏体的 自然冷却； 自然冷却； 冷却至5 （5）冷却至5～6点温度区间又发生固溶 体的同素异晶转变γ 形成铁素体； 体的同素异晶转变γ→α，形成铁素体； 铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大， 铁素体优先长大在奥氏体晶界上形核长大， 并于6点温度全部转变为铁素体； 并于6点温度全部转变为铁素体； （6）在6～7点温度区间为单相铁素体的 自然冷却； 自然冷却；
B H J
包晶转变的产物是奥氏体。凡是含碳在0.09-0.53％ 包晶转变的产物是奥氏体。凡是含碳在0.09-0.53％范围内的 0.09 合金都要进行这个转变，转变后获得奥氏体组织。 合金都要进行这个转变，转变后获得奥氏体组织。 2、共析转变 Fe相图上的共析转变是在727℃恒温下含％ 0.77C的奥 727℃恒温下含 Fe-Fe3C相图上的共析转变是在727℃恒温下含％ 0.77C的奥 氏体转变为含0.218 的铁素体和渗碳体的混合物，其反应式： 0.218％ 氏体转变为含0.218％C的铁素体和渗碳体的混合物，其反应式：
ECF LC ← γ E + Fe3C →
共晶转变的产物称为莱氏体，用符号L 表示。 共晶转变的产物称为莱氏体，用符号Ld表示。相图上的水平线 ECF称为共晶温度或共晶线 因此，含碳量在2.11 6.69％ 称为共晶温度或共晶线。 2.11ECF称为共晶温度或共晶线。因此，含碳量在2.11-6.69％范围内的合金 都要进行共晶转变。 都要进行共晶转变。
（三）三条重要直线 GS线 1、GS线 从奥氏体中开始析出铁素体的转变曲线。 从奥氏体中开始析出铁素体的转变曲线。由于 该曲线在共析线以上，所以又是先共析铁素体开始析出线。 该曲线在共析线以上，所以又是先共析铁素体开始析出线。 该线常称为A 习惯上叫A 温度。 该线常称为A3线，习惯上叫A3温度。 ES线 2、ES线 碳在奥氏体中的溶解度曲线。 碳在奥氏体中的溶解度曲线。当温度低于此曲 线时，要从奥氏体中析出次生渗碳体， 线时，要从奥氏体中析出次生渗碳体，所以这条线又是次 生渗碳体开始析出线。该线常称为A 习惯上叫A 生渗碳体开始析出线。该线常称为Acm线，习惯上叫Acm温 度。 PQ线 3、PQ线 碳在铁素体中的溶解度曲线。 碳在铁素体中的溶解度曲线。当温度低于此曲 线时，要从铁素体中析出三次渗碳体，所以这条线又是三 线时，要从铁素体中析出三次渗碳体， 次渗碳体开始析出线。 次渗碳体开始析出线。
室温下珠光体中铁素体与渗碳体的 相对量可用杠杆法则求得： 相对量可用杠杆法则求得：
α% =
6.69 − 0.77 × 100% = 88% 6.69 − 0.0008
Fe3C % = 100% − 8500×
图7.32 共析钢的结晶过程示意图
亚共析钢（ (C)﹤0.77％） 3、亚共析钢（0.0218 ％﹤ω(C)﹤0.77％） 冷至1 温度区间按匀晶转变结晶出固溶体； （1）冷至1～2温度区间按匀晶转变结晶出固溶体； 冷至2点时，发生包晶转变，形成奥氏体， （2）冷至2点时，发生包晶转变，形成奥氏体，即：
图7.34 亚共析钢的室温组织 200×
过共析钢（ 0.77％ (C)﹤2.11％） 4、过共析钢（ 0.77％﹤ω(C)﹤2.11％） 点温度区间按匀晶转变结晶出奥氏体； （1）在1～2点温度区间按匀晶转变结晶出奥氏体； 冷至2点以下为单相奥氏体的自然冷却； （2）冷至2点以下为单相奥氏体的自然冷却； 冷至3点与ES线相遇时，开始析出二次渗碳体，直至4 ES线相遇时 （3）冷至3点与ES线相遇时，开始析出二次渗碳体，直至4点与共析线 相交为止。 相交为止。 当温度降至4点时，正好奥氏体中含碳量降至0.77％，于727℃恒 0.77％， （4）当温度降至4点时，正好奥氏体中含碳量降至0.77％，于727℃恒 温发生共析转变，形成珠光体。 温发生共析转变，形成珠光体。 因此，过共析钢室温组织为珠光体和二次渗碳体。 因此，过共析钢室温组织为珠光体和二次渗碳体。
PSK LS ← α P + Fe3C →