单击此处编辑母版标题样式,,单击此处编辑母版文本样式,,第二级,,第三级,,第四级,,第五级,,*,*,*,,4.3,二元共晶相图,,大多数二元合金在固态并不能完全相熔，只能部分互熔，形成有限固熔体，并具有共晶转变特性如：,Pb-Sn,; Al-,Si,; Al-Cu; Mg-,Si,; Al-Mg,等合金4.3.1,相图分析：一般的二元相图中有三个基本相：液相,L,；固相,α,和固相,β,α,相为成分,B,熔于成分,A,中形成的固熔体；,β,相为成分,A,熔入成分,B,中形成的固熔体,我们以,Pb-Sn,相图为例讨论二元相图图中有三个单相区：,L,；,α,；,β,三个两相区：,L+,α,；,L+,β,；,α+β,一个三相区,(,线段,MEN),：,L+,α+β,共晶转变指具有,E,点成分的液相，当冷却至温度,t,E,时，将同时结晶出两个成分不同的固相：,M,点成分的,α,相和,N,点成分的,β,相其,共晶反应式为：,,L,E,tE,,α,M,+β,N,,,发生共晶转变的温度称为,共晶温度,凡成分在,MN,范围之内的合金，冷却到温度,t,E,时都会发生共晶反应,，称,MN,线为,共晶线,。
E,点称为,共晶点,或,共晶成分,Pb-Sn,合金的二元共晶组织显微像片,,,共晶反应的产物是两个固相的,混合物,，称为,共晶体,或,共晶组织,成分对应于共晶点的合金叫,共晶合金,；,B,成分低于,E,的合金叫,亚共晶合金,；,B,成分高于,E,的合金叫,过共晶合金,；,成分位于,M,点以左和,N,点以右的合金叫,端部固熔体合金,相图中的,M,点和,N,点分别表示,α,相和,β,相的,最大溶解度极限,随着温度的降低，,α,相和,β,相的溶解度将分别沿着曲线,MF,和,NG,变化，故称此两条线为,固熔线,4.3.2,共晶系合金的平衡凝固组织,,按相变特点和组织特征，共晶系合金的平衡凝固组织分为：端部固熔体，亚共晶合金，共晶合金和过共晶合金四类4.3.2.1,端部固熔体合金,：以,Pb-Sn,合金,(,w,C,=0.1),为例先画出该合金的冷却曲线从降温过程可以看出：在温度,t,1,时开始结晶出,α,固熔体；在,t,2,时结晶完毕，为单相固熔体晶粒；在,t,2,到,t,3,之间无相变，也无组织变化冷却到,t,3,遇到固熔线以后，,Sn,在,α,中的熔解度将不断减少，多余的,Sn,就以,β,固熔体的形式从,α,中析出。
在从,t,3,冷至,t,4,时，,α,和,β,相的平均成分分别沿着,MF,线和,NG,线变化这种,由过饱和固熔体分离出另一种相的过程称为,脱熔转变,脱熔相一般称为,次生相,，本例的次生相为,β,相，用,β,Ⅱ,表示本例合金的室温组织为,α+,β,Џ,β,Ⅱ,一般分布在原,α,相晶粒的晶界上，有时也在晶内析出次生相从固相中析出，相界圆滑，呈小颗粒状,(,见图,4-20),第二相的出现会影响合金性能若第二相硬度较高并呈弥散状分布，则会使合金强化；若第二相沿晶界呈网状分布则会降低合金塑性,第二相的形态和分布可通过热处理控制4.3.2.2,共晶合金,(,w,Sn,=0.619),：该成分合金从熔体冷却到共晶温度时，发生共晶转变：,,L,0.619,,183,ºC,α,0.19,+β,0.975,,,熔体全部凝固成共晶组织，也称共晶体，用,(,α+β,),共,表示共晶体中两个相的相对含量可由杠杆定律计算,：,,α,M,=EN/MN×100%=45.4%,,β,N,=ME/MN×100%=54.6%,,,共晶转变完成后继续冷却时，共晶体中的,α,与,β,相都要发生脱熔转变，分别析出,,β,Ⅱ,和,α,Ⅱ,。
由于共晶体中的次生相常依附于共晶体中的同类相析出，所以在显微镜下难以识别,Pb-Sn,二元共晶合金在室温下,,的组织见图,4-18,，黑,,色部分为,α,相，白色,,部分为,β,相，两相呈,,片状交替分布4.3.2.3,亚共晶合金,(,w,Sn,=0.5),：成分位于,ME,之间的,Pb-Sn,合金都属于亚共晶合金凝固过程和组织都极为相似当合金从液态冷却到,t,1,时，结晶出,α,相，随温度降低，,α,相增多，,L,和,α,的成分分别沿,t,A,E,和,t,A,M,线变化降温至,t,2,时，,α,相的成分变至,M,点，,L,相的成分变至,E,点此时,剩余的液相发生共晶转变,，并在冷却曲线上形成平台，直至液相全部消失为止凝固后的组织为,α,初,+(,α+β,),共,(,α,初指从液相中直接结晶出来的固熔体,),继续冷却，,α,和,β,相都要发生脱熔转变室温下合金组织为,α,初,+,β,Ⅱ,+(,α+β,),共,这里的,共晶体中析出的次生相在显微镜下不能分辨,该合金的显微组织如图,4-22,所示图中黑色树枝晶为初生,α,固熔体，由于直接从液体中结晶，故比较粗大；分布在树枝间隙中黑白相间的组织为,(,α+β,),共晶体。
从相图上看，,该合金室温下仍处于,α+β,两相区内，是由,α,和,β,两个相所组成,图,4-22,黑色树枝晶为初生,α,固熔体，由于直接从液体中结晶，故比较粗大；分布在树枝间隙中黑白相间的组织为,(,α+β,),共晶体,,分析显微组织的时候要注意区别组织组成物和相组成物组织组成物,是在结晶过程中形成的，有清晰轮廓的独立部分,如,α,初,，,β,Ⅱ,，,,(,α+β,),共,等都是组织组成物；,,相组成物,是指组成显微组织的基本相，有确定的成分及结构，但没有形态的概念,如合金中的,α,相和,β,相等等合金中组织组成物的相对量可以,根据相平衡概念，利用杠杆定律间接计算,以室温下,Sn-Pb,合金为例,(,w,Sn,=0.5),：,,(,α+β,),共,=Mt,2,/ME,×100%=72.26%,,此式为,t,2,温度,(183,ºC,),时的值，忽略次生相的影响，可近似看成是室温下的值,β,Ⅱ,=(t,2,E/ME)(FM’/FG),×100%=4.78%,,t,2,E/ME,为未析,β,Ⅱ,出时,(183,ºC,),的,α,初,相对量,α,初,=(t,2,E/ME),×100%- β,Ⅱ,=22.87%,,,4.2.3.4,过共晶合金,(,w,Sn,=0.7),：过共晶合金也是先析出初晶，再结晶出共晶，最后脱熔转变。
过共晶合金的室温组织为,,β,初,+,α,Ⅱ,+,(,α+β,),共,，如图,4-24,所示图中,β,初,呈白色椭圆形，有树枝晶特点；,,α,Ⅱ,数量很少，,,呈黑色点状；,,(,α+β,),共,黑白,,相间，分布于,,β,初,之间共晶系合金平衡凝固可得到固熔体和共晶型两种合金固熔体合金凝固过程主要为,匀晶转变,+,脱熔转变,，室温组织为,初生固熔体,+,次生组织,位于,MEN,线范围内的合金都属于共晶型合金凝固时都有共晶转变发生，形成共晶体亚共晶和过共晶合金在共晶转变前都有,先共晶初生相,(,初晶,),生成,4.3.3,共晶组织及形成机理,,共晶组织的基本特征是两相交替排列呈,片状，针状，螺旋状和球状,等把共晶体的形貌和两相的融化熵结合分析，可将共晶组织分为三类：粗糙,-,粗糙界面,(,金属,-,金属型,),共晶；粗糙,-,平滑界面,(,金属,-,非金属型,),共晶；平滑,-,平滑界面,(,非金属,-,非金属型,),共晶4.3.3.1,粗糙,-,粗糙界面共晶,：包括金属,-,金属和金属,-,金属间化合物共晶往往呈,简单规则,(,层片状，球状,),的组织形态共晶体形核也需要一,,定的过冷度。
设液相,,过冷到,t,2,，,α,和,β,相同,,时饱和，但,通常总有,,一相先析出，称为,领,,先相,假设领先相为,α,，则,α,的成分为,h,，由于,α,h,中含,B,组元少于原液相,L,中,B,组元的含量,(,w,h,
共晶体究竟呈片状还是呈棒状生长，主要取决于两个因素：两相的,体积分数,和界面的,比界面能,热力学推导结果为：,其中一相的体积分数小于,30%,时棒状组织界面能较低，利于形成棒状组织；一个相的体积分数在,30~50%,时，有利于形成片状组织当共晶体中两相之间的比界面能较低时，尽管一组成相的体积分数小于,30%,，仍有可能形成片状共晶体,4.3.3.2,粗糙,-,平滑界面,(,金属,-,非金属型,),共晶：这类共晶的组织形状不规则其主要原因是,由于非金属相晶体结构上的特性不同，具有较高的融化熵和长大时明显的各向异性,如,Al-,Si,系共晶的,,两相参差不齐，,,Si,相成长时各向,,异性，产生分枝4.3.3.3,平滑,-,平滑界面,(,非金属,-,非金属型,),共晶：这类共晶体中的两相都是平滑界面因为这类材料目前应用较少，研究也就很少有人认为其显微组织很不规则4.3.4,共晶系合金的非平衡凝固和组织,,实际生产中的冷却速度较快合金凝固时的,原子扩散不充分,，导致凝固过程和显微组织偏离平衡状态4.3.4.1,伪共晶组织：在不平衡凝固时，,成分在共晶点附近的合金,也可能获得全部共晶组织，这类共晶组织称为,伪共晶,组织。
伪共晶的形成：见图，位于共晶点附近的,I,成分合金，如果快冷到,t,1,温度时才结晶， 则形成,α,初,的过程被抑制过冷液体既在结晶出,α,相的液相线以下，也在结晶出,β,相的液相线之下，,,因此同时对,α,和,β,饱,,和，发生共转变，,,形成伪共晶因为,,过冷度有限，所以,,伪共晶区域不大伪共晶区不单纯是液相线与过冷温度所围区域，它的位置与共晶两相的结晶速度有关而结晶速度受相的晶体结构和固液界面的形态影响一般说来，具有粗糙界面的金属基相，其生长速率随过冷度增大而明显提高；具有平滑界面的非金属相的生长速率随过冷度的变化较小，于是,伪共晶区往往偏向晶体结构复杂及具有平滑界面的非金属相一边伪共晶在相图中的位置对说明合金中出现的不平衡组织有一定帮助如在,Al-,Si,系中，共晶成分的,Al-,Si,合金在,铸造状态,下的组织为,α,初,+(,α+Si,),共,，而不是单纯的共晶体其原因是：,由于伪共晶区偏向,Si,一边，共晶成分的过冷液体不会落在伪共晶区内，因此先析出,α,相而使液相成分右移进入伪共晶区，再发生共晶转变,，所以,Al-,Si,共晶合金铸造后得到的是亚共晶组织,α,初,+(,α+Si,),共,。
4.3.4.2,离异共晶：有些成分远离共晶点的亚共晶或过共晶合金，由于初晶量很多，而共晶体量很少，在共晶转变过程中，,与初晶相同的那个相如果依附在初晶上生长，而另一相单独析出于初晶晶粒的晶界处，则共晶组织的特征消失,这种两相分离的共晶称为,离异共晶,钢中常见的,Fe-,FeS,共晶即为离异共晶图,4-32,中的黑色部分即为,Cu-Al,合金中离异共晶体,(,α+CuAl,2,),中的,CuAl,2,相图,4-32 Cu-Al,合金,(,wCu,=0.04),的离异共晶组织,,离异共晶是在,初晶量相对很多,的条件下形成的,可以在平衡凝固中得到，也可以在非平衡凝固中得到在进行金相分析时，,要,特别注意,离异共晶的组织形态不要把枝晶间的共晶体误认为是次生相；或者把端部固熔体合金误认为是亚共晶合金4.4,二元包晶相图,,有些合金凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的,固相与剩余的液相,(,有确定成分,),发生反应生成另一种固相,，这种转变称为,包晶转变,二组元在液态无限熔解，固态时有限互熔并具有包晶转变的相图称为二元包晶相图常出现在,Cu-,Sn,, Cu-Zn, Ag-,Sn,, Fe-C,等合晶系中。
4.4.1,相图分析,(,以,Pt-Ag,相图为例,),,两组元,,液态无,,限互熔，,,固态部,,分互熔，,,有三相,,平衡包,,晶转变与共晶相图相比，包晶相图中各条相变线的意义类似，只有水平线,CDP,有差异CDP,温度以上只有一个固相,α,，而在,CDP,线上，两个固相,α,和,β,都可以分别与液相平衡,凡是位于此线范围的液态合金冷却到此温度时，都会发生包晶反应：,,L,P,+,α,C,,1186ºC,,β,D,,CDP,线称为,包晶线,，,P,点称为,包晶点,包晶线与共晶线的区别,：,,共晶线为固相线，线上的合金在此温度全部凝固，其组织为两相混合物；而包晶线的,CD,段为固相线，,DP,段为,非固相线，,成分位于,CD,线内的合金包晶转变后的组织为两相混合物；而,成分位于,DP,段的合金包晶转变后还有液相存在，它将在继续冷却时凝固成单相,β,4.4.2,包晶合金的平衡凝固和组织,,成分在,CDP,线上的合金都要发生包晶转变,．,,4.4.2.1,w,Ag,=0.424,的,Pt-Ag,合金：该合金,I,从液态冷却到,t,1,温度时，开始结晶,α,相，继续冷却则,α,相增多，液相相应减少。
降温到,1186,ºC,时，,α,相成分到达,C,点，液相,L,成分达到,P,点，此时发生包晶反应：,L,P,+,α,C,=,β,D,,反应完后,液相和,α,相全部转变为固熔体,β,再冷则,α,Ⅱ,析出，,室温组织为,β+α,Ⅱ,包晶转变时，,β,相依附于,α,相的表面形核，并消耗,L,相和,α,相而生长当,α,相表面形成一层,β,相时，,α,相的成分为,C(10.5),，,β,的成分为,D(42.4),，液相的成分为,P(66.3),这样，各相界面都存在浓度梯度，于是,Ag,原子从液相经,β,相向,α,相扩散，而,Pt,原子从,α,相经,β,相向液相扩散扩散造成界面浓度变化，而浓度变化引发该处熔点改变，界面随之移动,；界面移动又形成浓度梯度,…,所以,β,相的长大是相界扩散移动的过程,D,点,(42.4),成分的,Pt-Ag,合金，包晶转变开始前液相,L,和固相,α,的平衡相对量为：,,W,L,=(0.424-0.105)/(0.663-0.105)=57.2%,,W,α,=(0.663-0.424)/(0.663-0.105)=42.8%,,两相相对量之比为,W,L,/,W,α,=1,.33,。
如果包晶转变前两个平衡相的相对量之比不是,1.33,，则包晶转变后要么,L,相剩余，要么,α,相剩余4.4.2.2,其他包晶合金的平衡凝固：,,a.,成分在,CD,线内的,Pt-Ag,合金，包晶转变后,α,相有剩，,室温组织,α+β+α,Ⅱ,+,β,Ⅱ,b.,成分在,DP,线内的,Pt-Ag,合金，包晶转变后有,L,相剩余，随温度降低将结晶出,β,相室温组织为,β+α,Ⅱ,4.6,二元相图的分析方法,,有些二元相图很复杂，但都是由各类基本相图组合而成的只要掌握了基本相图的特点和规律，就能化繁为简,，对任何复杂相图进行分析和应用4.6.1,复杂二元相图的分析方法,,1,找出组元,(,稳定化合物视为组元,),，把相图分区2,确定单相区,(,具有独立结构和性质的相的成分和温度范围,),3,根据,邻区原则,(,含有,P,个相的相区的邻区，只能含有,P,±1,个相,),确定两相区4,找出所有三相水平线，根据与水平线相连的三个单相区类别和分布特点，确定三相平衡的类型4.6.2,二元相图分析实例,,铁碳系是碳钢，低合金钢和铸铁的基础该相图包括了包晶，共晶和共析三种转变是学习分析二元相图的一个范例,4.6.2.1,相图中的相：铁碳相图中的主要部分是,Fe-Fe3C,相图。
有以下几个固相：,,1,铁素体,：即,C,在,α-Fe(,体心立方,),中形成的间隙固熔体，常用,α,或,F,表示,C,熔于,α-Fe,的八面体间隙，最大固熔度,(,体积分数,),为,0.0218%,C,在,δ-Fe(,体心立方,),中形成的间隙固熔体称为,高温铁素体,，用,δ,表示,最大固熔度,(,质量分数,),为,0.09%,2,奥氏体,：,C,熔入,γ-Fe(,面心立方,),的八面体间隙中形成的间隙固熔体，通常用,γ,或,A,表示,最大固熔度,(,质量分数,),为,2.11%,铁素体和奥氏体的力学性能相似，都是软而韧此外，,奥氏体为顺磁相而铁素体为铁磁相，但在,居里点,(OM,，,770,ºC,),以上仍为顺磁相,3,渗碳体,：,Fe,3,C,，一种间隙化合物,，正交晶系点阵常数：,a=4.524,Å,, b=5.089,Å,, c=6.743,Å,其晶体结构比较复杂，,一个晶胞含,12,个,Fe,原子和,4,个,C,原子,，将,相邻,6,个,Fe,原子连成三棱柱，中间包含,1,个,C,原子，可以看成是,Fe,3,C,的结构单元也可以看成是两个共顶四面体,(C,为共顶原子,),理论熔点,1227,ºC,；,A,0,温度,(230,ºC,),以下具有铁磁性；性硬而脆，,HB,800,；塑性差，延伸率几乎为零。
渗碳体是一种亚稳相，在高温下长时间加热会发生分解，形成石墨：,,Fe,3,C 3Fe+C(,石墨,),,可见,铁碳相图具有双重性,，即一个是,Fe-Fe,3,C,亚稳系,相图，另一个是,Fe-C(,石墨,),稳定系,相图，俩相图各有其实用范围4.6.2.2,相图中重要的点和线：,,Fe-Fe3C,相图比较复杂，但,以三条转变线为中心，掌握相关的点和线,的意义后便容易分析了1),三个主要转变：,,1),包晶转变：,HJB,为,包晶转变线,，其反应式为,L,B,+,δ,H,,1495ºC,,γ,J,,凡,w,C,在,0.09~0.53%,范围内的合金到此温度都要发生,包晶转变，生成,奥氏体,组织,2),共晶转变：,ECF,线为,共晶转变线,，其反应式为,L,C,,1148,ºC,γ,E,+Fe,3,C,,凡,w,C,在,2.11~6.69%,范围内的合金到此温度都要发生,共晶转变，生成,(,γ+Fe,3,C,),,称为,莱氏体,，用,L,d,表示，,其组织形态见图,4-54,莱氏体冷却到室温后称,低温莱氏体,，,用,L’,d,表示为,Ld,中的,γ,,在降温到,727,ºC,时转变成珠光体,P,，室温组织为,P+,Fe,3,C,。
3),共析转变：,PSK,线为,共析转变线,，其反应为,γ,S,,727ºC,α,P,+Fe,3,C,,凡,w,C,在,0.0218~6.69%,范围内的合金到此温度都要发生,共析转变，生成,(,α+Fe,3,C,),,称为,珠光体,，用,P,表示,其组织形态见图,4-55,莱氏体组织形态 珠光体组织形态,,*,珠光体,：,perlite,,铁素体与渗碳体的共析混合物一般情况下这两相呈片状相间分布，这种组织经抛光与腐蚀后在显微镜下观察很象指纹并有珍珠光泽，故称为珠光体具有相同位向的铁素体和渗碳体组成的一个晶体群称为珠光体团或珠光体晶粒一般以,P,表示珠光体根据形成温度和珠光体中铁素体和渗碳体片的分散度，通常可将珠光体分为三种不同的类型：粗大珠光体（其中的渗碳体片的厚度约为,500~700nm,，片间距约为,1500~4500nm,，有时也简称珠光体）；索氏体；屈氏体索氏体,：,sorbite,,在,650,～,500℃,左右形成的珠光体，其中的渗碳体片的厚度约为,300~500nm,，片间距约为,800~1500nm,，也称为细珠光体屈氏体,：,troostite,,在,600,～,350℃,左右形成的珠光体，其中的渗碳体片的厚度约为,100~300nm,，片间距约为,300~800nm,，光学显微镜下难于分辨其片层组织，也称为极细珠光体或托氏体。
粒状珠光体,：,granular,perlite,,为获得良好的切削性能或综合力学性能，可通过适当的热处理使珠光体中的渗碳体的形状变为粒状或近球形，这样的珠光体被称为粒状珠光体伪珠光体,：,pseudo-,perlite,,化学成分在一定程度偏离共析成分的合金，在冷却速度较快的条件下，先共析铁素体相变和先共析渗碳体相变被抑制，而在低于平衡共析转变温度时发生珠光体相变，所得到的组织的形态与珠光体十分类似，称为伪珠光体。