4.5 其他二元相图 4.5.1 形成化合物的二元相图 稳定化合物指具有一定的熔点，在熔点以下，保持自己固有的结构而不发生分解(如Mg-Si系的Mg2Si和Fe-C系的Fe3C) 。 其成分固定，在相图中是一条垂线(代表一个单相区)。垂足是其成分, 顶点是其熔点, 结晶过程同纯金属。分析这类相图时，可把稳定化合物当作纯组元看待，将相图分成几个部分进行分析。 Mg-Si相图

不稳定化合物加热至一定温度时，不是发生本身的熔化，而是分解为两个相，所生成的液相与原化合物显然不同。 所有由包晶转变形成的中间相均属于不稳定化合物。相图中许多不稳定化合物可以熔解组成它的组元，表现为一定的成分范围；如果不熔解组成它的组元，则在相图中为一垂线。 如：不稳定化合物（KNa2）： 由包晶转变 L＋Na→KNa2得到， 加热至包晶温度以上转变为两相，KNa2 → L＋Na K-Na相图

二元系中的恒温反应有两种基本类型：分解型和合成型。 1、分解型恒温转变相图 （1）具有共析转变的相图 4.5.2 具有三相平衡恒温转变的其他二元相图 二元系中的恒温反应有两种基本类型：分解型和合成型。 1、分解型恒温转变相图 （1）具有共析转变的相图 共析转变是指在一定温度下，由一定成分的固相同时析出两个成分和结构完全不同的新固相的过程。共析转变也是固态相变。 最常见的共析转变是铁碳合金中的珠光体转变: S ⇄ P+ Fe3C 。 P S

共析相图与共晶相图相似，对应的有共析线(PSK线)、共析点(S点)、共析温度、共析成分、共析合金(共析成分合金)、亚共析合金(共析线上共析点以左的合金)、过共析合金(共析线上共析点以右的合金)。 铁碳合金相图

共析反应的产物是共析体（铁碳合金中的共析体称珠光体），也是两相的机械混合物（铁素体+渗碳体)。 与共晶反应不同的是，共析反应的母相是固相，而不是液相。 另外，由于固态转变过冷度大，因而共析组织比共晶组织细。 珠光体

在一定的成分和温度范围内，两组元在液态下也只能有限熔解，存在两种浓度不同的液相L1和L2。 （2）偏晶相图 在一定的成分和温度范围内，两组元在液态下也只能有限熔解，存在两种浓度不同的液相L1和L2。 由一定成分的液相在恒温下，同时转变为另一个一定成分的液相和一定成分的固相的过程，称为偏晶转变。   Cu-Pb相图

熔晶转变是一个固相转变为另一个固相和一个液相的恒温转变。 Fe-B相图 （3）熔晶相图 熔晶转变是一个固相转变为另一个固相和一个液相的恒温转变。

2、 合成型恒温转变相图 （1）具有包析转变的相图 由两个一定成分的固相，在恒温下转变成另一个一定成分的固相的过程，称为包析转变。 Fe-B相图

（2）合晶相图 二组元在液态有限熔解，存在不熔合线，不熔合线以下的两个液相L1和L2在恒温下形成一个固相的转变，称为合晶转变。 L1+L2 ↔β

4.5.3 具有有序-无序转变的相图 有些二元系合金在一定成分和一定温度范围会发生有序化转变，形成有序固溶体。有些相图上的无序-有序转变是用虚线表示。 4.5.4 具有同素异晶转变的相图 当组元具有同素异构转变时，以该组元为溶剂形成的固溶体也常有异晶转变。

二元相图各类等温反应总结

例：

4.6 二元相图的分析方法 4.6.1 复杂二元相图的分析方法 1.复杂二元相图的分析步骤: (1)先看相固中是否存在稳定的化合物，如果有稳定化合物，则可将稳定化合物作为一个独立的组元把相图分为几个部分来分析研究； (2)根据相区的接触法则，弄清各个相区； (3)找出三相共存水平线及与其接触的3个单相区，由3个单相区与水平线的相互位置确定三相平衡转变的性质和反应式； (4)分析典型合金随温度改变而发生的转变和变化规律。在单相区内，该相的成分与原合金相同。在两相区内，不同温度下两相的成分均沿其相界线变化，两相的相对含量可由杠杆定律求得。三相平衡时，3个相的成分是固定的，反应前或反应后各组成相的相对含量也可以由杠杆定律进行计算。

2.应用相图要注意的问题: （1）相图只能给出合金在平衡条件下存在的相和相对量，并不表示相的形状、大小和分布，而这些主要取决于相的特性及形成条件。 （2）相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件下，合金很少能达到平衡状态。

4.6.2 二元相图分析实例 铁碳合金主要由铁和碳两种元素组成,包括碳钢和铸铁，是现代工农业生产上使用最多的金属材料。 铁碳合金相图是研究铁碳合金最基本的工具，是研究碳钢和铸铁的成分、温度、组织及性能之间关系的理论基础,是制定热加工、热处理、冶炼和铸造等工艺依据。

铁和碳可形成一系列稳定化合物： Fe3C、 Fe2C、 FeC，它们都可以作为纯组元看待。 实际所讨论的铁碳合金相图是Fe- Fe3C相图。 Fe Fe3C Fe2C FeC C C%(at%) →

铁碳合金的组元 ●Fe：熔点1538℃,密度7.87×103/m3 ，纯铁从液态冷却到室温的冷却曲线如图所示： Fe的同素异构转变： δ-Fe=== γ-Fe === α-Fe 纯Fe机械性能：强度、硬度低，塑性好。 ●C：碳在铁碳合金中有三种存在形式。①C作为间隙原子溶入纯铁的三种同素异晶体中，形成三种间隙固溶体。②超过固溶体的固溶度后，C与Fe形成化合物。③ C以游离态的石墨存在（Fe- Fe3C相图中无石墨）。 ● Fe3C：渗碳体，Fe与C形成的一种复杂间隙化合物。其机械性能的特点是硬而脆。

高温铁素体：是碳在δ-Fe中的间隙固溶体，用δ表示，体心立方晶格，1394℃以上存在，1495℃时溶碳量最大，为0.09%。 1.铁碳合金中的相 液相：铁与碳形成的液体。 高温铁素体：是碳在δ-Fe中的间隙固溶体，用δ表示，体心立方晶格，1394℃以上存在，1495℃时溶碳量最大，为0.09%。 铁素体：是碳在α-Fe中的间隙固溶体，用F或表示，体心立方晶格，912℃以下存在，727℃时溶解碳量最大，为0.0218%, 室温仅为0.0008%,其性能是强度低，硬度低，塑性好。 奥氏体：是碳在γ-Fe中的间隙固溶体,用A或表示，面心立方晶格，在1495--727℃范围内存在，1148℃溶解碳量最大为2.11%。其性能是强度低，硬度低，塑性好。

渗碳体：用Fe3C或Cm表示，含碳6.69%，硬度很高，而塑性和韧性几乎为零。 根据其形成条件的不同有条状、网状、粒状、片状等形态。Fe3C是一个亚稳相，在一定条件下可发生分解：Fe3C→3Fe+C(石墨), 该反应对铸铁有重要意义。 由于碳在-Fe中的溶解度很小，因而常温下碳在铁碳合金中主要以Fe3C或石墨的形式存在。 渗碳体结构示意图

Fe-Fe3C相图

2.相图中的点和线 特征点 ⇄ L J N G   +Fe3C  +Fe3C L+Fe3C L+  + 

●J点：包晶点，金金在平衡结晶的过程中冷却到1495℃时，B点成分的L与H点成分的δ发生包晶反应，生成J点成分的γ： ●C点：共晶点，金金在平衡结晶的过程中冷却到1148℃时,C点成分的L发生共晶反应，生成E点成分的γ和Fe3C： L4.3 === （γ2.11 +Fe3C） 反应过程中L、Fe3C、γ三相共存。 (γ2.11 +Fe3C)称之为莱氏体，用Ld表示。莱氏体中的Fe3C为共晶渗碳体。 为蜂窝状,在显微镜下莱氏体的形态是：块状或粒状A（室温时转变成珠光体）分布在渗碳体基体上。Ld以Fe3C为基，性能硬而脆。 变态莱氏体

γ0.77=====（ α0.0218+Fe3C） 反应过程中α、Fe3C、γ三相共存。 ● S点：共析点，金金在平衡结晶的过程中冷却到727℃时，S点成分的γ发生共晶反应，生成P点成分的α和Fe3C： γ0.77=====（ α0.0218+Fe3C） 反应过程中α、Fe3C、γ三相共存。 (α0.0218 +Fe3C)称之为珠光体，用P表示。珠光体中的Fe3C为共析渗碳体，珠光体在显微镜下呈片层状，在放大倍数很高时，可清楚看到相间分布的渗碳体片（窄条）与铁素体（宽条）。强度较高，塑性、韧性和硬度介于渗碳体和铁素体之间。 珠光体组织

特征线 ABCD：液相线 AHJECFD：固相线。 HJB：包晶线，碳含量为0.09—0.53%的铁碳合金在平衡结晶过程中均发生包晶反应。 PSK：共析线，碳含量为0.0218—6.69%的铁碳合金在平衡结晶过程中均发生共析反应。通常称A1。 GS线：合金冷却时从γ中开始析出α的临界温度线。通常称A3。（γ＝α转变称固溶体的同素异晶转变。） ES线:碳在γ中的固溶线，通常叫做Acm线。由于在1148℃时γ中溶碳量最大,可达2.11%，而在727℃时仅为0．77％，因此碳含量大于0.77%的铁碳合金自1148℃冷至727℃的过程中，将从γ中析出Fe3C。析出的渗碳体称为二次渗碳体Fe3CⅡ。Acm线亦为从γ中开始析出Fe3C的临界温度线。  PQ线:是碳在α中的固溶线。在727℃时9中溶碳量最大可达0.0218％，室温时仅为0.0008%，因此碳含量大于0.0008％的铁碳合金自727℃冷至室温的过程中，将从α中析出Fe3C。析出的渗碳体称为三次渗碳体Fe3CⅢ。PQ线亦为从α中开始析出Fe3C的临界温度线。Fe3CⅢ数量极少，往往予以忽略。

补充：Fe-Fe3C相图中Fe3C的五种来源  ①成分位于CF之间的铁碳合金，当缓冷至CD线以下时，将发生匀晶反应：L＝Fe3CⅠ， Fe3CⅠ为单相组织，呈长条状。 ②成分位于EF之间的铁碳合金，当缓冷至EF线时，将发生共晶反应： Lc ＝（γE +Fe3C共晶）， Fe3C共晶为Ld的组成部分，不是单独的组织。 ③从1148℃缓冷至727℃时，如γ的成分位于ES线以右（过饱和），将从γ中析出Fe3CⅡ： 如γ是通过匀晶反应从L相中析出，则Fe3CⅡ为单相组织，呈网状位于γ晶界。 如γ是通过共晶反应得到，则Fe3CⅡ为Ld的组成部分，不是单独的组织。 ④成分位于PK之间的铁碳合金，当缓冷至PK线时，将发生共析反应： γS＝（ αP+Fe3C共析 ），Fe3C共析为P的组成部分，不是单独的组织。 ⑤从727℃缓冷至室温时，如α的成分位于PQ线以右（过饱和），将从α中析出Fe3CⅢ： 如α是通过固溶体的同素异晶转变从γ中析出，则Fe3CⅢ为单相组织，呈小片状位于α晶界。 如α是通过共析反应得到，则Fe3CⅢ为P的组成部分，不是单独的组织。

3.典型铁碳合金的平衡结晶过程 (1)工业纯铁( C≤0．0218% ) (2)钢( 0.0218％<C≤2.11% ) 根据Fe—Fe3C相图，铁碳合金可分为三类： (1)工业纯铁( C≤0．0218% ) (2)钢( 0.0218％<C≤2.11% ) a.亚共析钢( 0．0218%<C<0．77% ) b.共析钢( C=0.77% ) c.过共析钢( 0.77%<C≤2.11% ) (3)白口铸铁( 2.11% <C < 6.69% ) a.亚共晶白口铸铁(2.11％＜ｃ＜4.3％ ) b. 共晶白口铸铁( ｃ=4.3%) c.过共晶白口铸铁( 4.3%＜ c < 6.69% ) 按有无共晶转变来区分碳钢和铸铁。 按Fe-Fe3C系结晶的铸铁，断口为银白色，称为白口铸铁，即全部碳以Fe3C形成存在，部分或全部碳以石墨形式存在时称为灰口铸铁。 

(1)工业纯铁(C≤0．0218％) 以碳含量为0.1%的铁碳合金为例，对其冷却曲线和平衡结晶过程解释如下: 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 合金液体在1-2点间转变为，3-4点间→，5-6点间→。到7点，从中析出Fe3CⅢ。

工业纯铁的结晶过程

工业纯铁室温平衡状态显微组织 工业纯铁的室温组织组成物为α+Fe3CⅢ 。 组成相为α、 Fe3C

(2)共析钢( C=0.77％) 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 合金液体在1-2点间转变为。 到S点发生共析转变： S⇄(P+Fe3C),  全部转变为珠光体。 S点以下，共析  中析出Fe3CⅢ，与共析Fe3C结合不易分辨。

共析钢的结晶过程

共析钢室温平衡状态显微组织 共析钢的室温组织组成物为P，组成相为α+ Fe3C。 它们的相对重量为： 500× 800× 共析钢的室温组织组成物为P，组成相为α+ Fe3C。 它们的相对重量为： α=100%*(6.69-0.77)/6.69=88％; Fe3C= 1-88％=12％

(3)亚共析钢(0.0218＜C＜0.77％) 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 以0.45%C的钢为例. 合金在4点以前通过匀晶—包晶—匀晶反应全部转变为。到4点，由 中析出 。到5点,  成分沿GS线变到S点， 发生共析反应转变为珠光体。温度继续下降， 中析出Fe3CⅢ，由于与共析Fe3C结合, 且量少, 忽略不计.

亚共析钢的结晶过程

含0.45%C钢的组织 含0.20%C钢的组织 含0.60%C钢的组织 亚共析钢的室温组织组成物为 p+α。在0.0218~0.77%C 范围内珠光体的量随含碳量增加而增加。 含0.4％C钢中组织组成物的相对重量为： p=100%*(0.4-0.02)/(0.77-0.02)=51％; α= 1-51％=49％ 组成相为α、 Fe3C ，它们的相对重量为： α=100%*(6.69-0.4)/6.69=94％; α= 1-94％=6％ 利用平衡组织中珠光体所占的面积百分比，可以近似估算亚共析钢的含碳量: C%=P面积%×0.77% (忽略中含碳量，P面积%=QP) 含0.45%C钢的组织 含0.20%C钢的组织 含0.60%C钢的组织

(4)过共析钢(0.77＜C＜2.11％) 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 合金在1~2点转变为 , 到3点, 开始析出Fe3CⅡ,其沿晶界呈网状分布 。到4点， 成分沿ES线变化到S点，余下的 转变为P。

过共析钢的结晶过程

过共析钢室温平衡状态显微组织 过共析钢的室温组织组成物为 p+ Fe3CⅡ 。 含1.2％C钢中组织组成物的相对重量为： Fe3CⅡ=100%*(1.2-0.77)/(6.69-0.77)=7％; p= 1-7％=93％ 组成相为α、 Fe3C。

(5)共晶白口铸铁(ｃ=4.3%) 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 合金冷却到C点发生共晶反应全部转变为莱氏体(Ld),莱氏体是共晶 与共晶Fe3C的机械混合物, 呈蜂窝状. C点以下,  成分沿ES线变化，共晶 将析出Fe3CⅡ。 Fe3CⅡ与共晶Fe3C 结合，不易分辨。 温度降到2点,  成分达到0.77%,共晶 发生共析反应，转变为珠光体，这种由P与 Fe3C组成的共晶体称低温莱氏体（变态莱氏体）, 用Ld’表示. Fe3C 

共晶白口铁的结晶过程

共晶白口铸铁室温平衡状态显微组织 共晶白口铸铁的室温组织组成物为Ld’。 组成相为α、 Fe3C。

(6)亚共晶白口铸铁(2.11％＜ｃ＜4.3％ ) 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 合金在1~2点间析出 。到2点，液相成分变到C点,并转变为Ld。2~3点间从中析出Fe3CⅡ，一次的Fe3CⅡ被共晶 衬托出来。到3点， 转变为P,Ld转变为Ld’。

亚共晶白口铁的结晶过程

亚共晶白口铸铁室温平衡状态显微组织 亚共晶白口铸铁的室温组织组成物为 P+ Fe3CⅡ + Ld’ 。

(7)过共晶白口铸铁( 4.3%＜ c < 6.69% ) 合金的冷却曲线及平衡结晶过程: 1~2点间从液相中析出Fe3CⅠ，呈粗条片状。到2点，余下的液相成分变到C点并转变为Ld。 2点以下, Fe3CⅠ成分重量不再发生变化, Ld变化同共晶合金。

过共晶白口铁的结晶过程

过共晶白口铸铁室温平衡状态显微组织 过共晶白口铸铁的室温组织组成物为 Fe3CⅠ + Ld’ 。

组织组成物在铁碳合金相图上的标注 组织组成物与相组成物标注区别主要在+ Fe3C和+Fe3C两个相区. + Fe3C相区中有四个组织组成物区，+Fe3C相区中有七个组织组成物区。  + Fe3C  + Fe3C 

Fe Fe3C S Q P N K J G F E D C B A A+ Fe3C F+ Fe3C H G F E D C B A A+ Fe3C A+F L+A A+  L+   L L+ Fe3C F+ Fe3C A+ Fe3CⅡ A+ Fe3CⅡ+Le Le Le+ Fe3CⅠ Le’+ Fe3CⅠ Le’ P+ Fe3CⅡ+Le’ P+ Fe3CⅡ P+F F+ Fe3CⅢ C% 温度

4.铁碳合金的成分、组织与力学性能关系 （1）成分与组织的关系 Fe3C、α的相对重量由杠杆定律确定。随碳含量的增加，α的量逐渐变少，由100％按直线关系变至0％；Fe3C的量则逐渐增多，相应地由0%变至100％。同时，两相相互组合的形态，即合金的组织也随碳含量的增加，组织按下列顺序变化： α-- α+P -- P -- P+Fe3CⅡ -- P+Fe3CⅡ+Ld’ --- Ld’ --- Ld’+Fe3CⅠ --- Fe3CⅠ Fe3C形态： Fe3CⅢ（薄片状、点状） 共析Fe3C（层片状） Fe3CⅡ（网状） 共晶Fe3C（基体） Fe3CⅠ（粗大片状）。

含碳量与Fe-Fe3C合金相组成物相对量、组织组成物相对量的关系

（2）成分与性能的关系： a.硬度：随碳含量的增加，由于硬度高的Fe3C增多，硬度低的α减少，所以合金的硬度呈直线关系增加。 b.强度：强度是一个对组织形态很敏感的性能。随碳含量的增加，亚共析钢中P增多而α减少。P的强度比较高，其大小与细密程度有关。组织越细密，则强度值越高。α的强度较低。所以亚共析钢的强度随碳含量的增大而增大。但当碳含量超过共析成分之后，由于强度很低的Fe3CⅡ沿晶界出现，合金强度的增高变慢，到约0.9%时， Fe3CⅡ 沿晶界形成完整的网，强度迅速降低。随着碳含量的增加，强度不断下降，到2.11％后，合金中出现Ld’，强度已降到很低的值。再增加碳含量时，由于合金基体都为脆性很高的Fe3C，强度变化不大且值很低，趋近于Fe3C的强度( 约20—30MN／m ) c.塑性：铁碳合金中Fe3C是极脆的相，没有塑性，不能为合金的塑性变形作出贡献。合金的塑性变形全部α由提供。所以随碳含量的增大，α量不断减少时，合金的塑性连续下降。到合金成为白口铸铁时，塑性就降到近于零值了。

5.Fe-Fe3C相图的应用 （1）在钢铁材料选用方面的应用 纯铁不宜用作结构材料,主要用作功能材料。低碳钢主要用作建筑结构和各种型钢，中碳钢主要制作各种机械零件，高碳钢主要制作各种工具。白口铸铁适用于作要求耐磨、不受冲击、形状复杂的铸件。 （2）在铸造工艺方面的应用 根据Fe-Fe3C相图可确定合金的浇注温度（液相线以上50～100℃）。纯铁和共晶白口铸铁的铸造性能最好，所以铸铁在生产上很多是选在共晶成分附近。铸钢生产中，碳含量规定在0.15％～0.6％之间。 （3）在热锻、热轧工艺方面的应用 钢锻造、轧制选在单相奥氏体区内进行。一般始锻、始轧温度控制在固相线以下100～200℃范围内，亚共析钢热加工终止温度多控制在GS线以上一点，过共析钢变形终止温度应控制在PSK线以上一点。 （4）在热处理工艺方面的应用 热处理加热温度都是依据Fe-Fe3C相图确定的。

4.6.3 相图与合金的性能 合金的使用性能与相图的关系 单相固溶体合金：性能随成分呈曲线变化，溶质浓度↑ ， σ↑ 、HB ↑ 、 ↓，塑性↓。 两相组织合金:性能与合金成分呈直线关系，是两相性能的算术平均值。 形成稳定化合物的合金：性能-成分曲线出现拐点。 组织组成物的形态对强度影响很大。组织越细密，强度越高。

2. 合金的工艺性能与相图的关系 ● 铸造性能 　液固相线距离（是指水平距离和垂直距离，即凝固时的成分间隔与温度间隔）愈小（如接近共晶成分的合金），则流动性好，不易形成分散缩孔，合金致密。 相图与合金铸造性能之间的关系 ● 锻造、轧制性能 　单相固溶体合金，强度低，塑性好，变形抗力小，变形均匀，不易开裂。 两相混合物：强度不同，变形不均匀，变形大时，两相的界面也易开裂，尤其是脆性中间相对压力加工更为不利。

碳对工艺性能的影响（补充） （1）切削加工性 （2）可锻性：C%<2.11%，适合锻造，可得到单相组织。 C%<0.25%，适合冷塑变，变形阻力小。 （3）铸造性：C%～4.3%，适合铸造，流动性好。 （4）适合热处理：0.0218 %< C% <2.11 % ，有固态相变。

4.7 铸锭（件）的组织与偏析 4.7.1 铸锭（件）的组织 铸件从宏观组织来看，可分为激冷晶区、柱状晶区和等轴晶区。 铸锭是金属材料最原始的坯料，将直接影响后序热加工的工艺质量及最后制件的机械性能。 4.7.1 铸锭（件）的组织 铸件从宏观组织来看，可分为激冷晶区、柱状晶区和等轴晶区。 铸件主要的宏观缺陷有缩孔、缩松、气泡、裂纹、偏析等。

表层细等轴晶区（/激冷晶区）：液体金属注入锭模时，外层金属受到激冷，过冷度大，形核率高。同时模壁促进非自发形核。这样在铸锭表面形成一 层较薄、晶粒细的细晶区。 柱状晶区：细晶区形成的同时，锭模温 度升高，过冷度减小，形核率降低，由于垂 直于摸壁方向散热最快，因此，垂直于模壁 的一次晶轴沿散热最快的反方向平行长大， 最终形成了柱状晶层。 中心粗等轴晶区：随着柱状晶区的发展,液 体金属的冷却速度降低，过冷度大大减小， 温度趋于均匀，散热失去方向性。此时，剩 余液体中被推出来的、漂浮耒的、从柱状晶 上被冲下耒的二次晶枝的碎块，可能成为晶 核，向各个方向均匀长大，最后形成一个粗大的等轴晶区。 铸锭组织的形成

铸锭结构的特点： 1、柱状晶是由外向里顺序结晶的，较为致密。但柱状晶的接触面是低熔点杂质和非金属夹杂集中的地方，对于高熔点金属和杂质多的金属，如铁、镍及其合金，在热轧和锻造时容易开裂。 2、柱状晶具有明显的方向性，其性能沿着柱向较好。 3、等轴晶区内，晶粒彼此相嵌，结合牢固，性能均匀，无方向性.

铸锭的缺陷： 1、集中缩孔：金属凝固时，体积要收缩。铸锭顺序结晶时，最后凝固的地方如果得不到液体的补充，则要形成集中缩孔。可通过改变结晶时的冷却条件和加冒口等来进行控制。钢锭出现集中缩孔在锻轧前应切除。 2、疏松（/分散缩孔）：树枝晶结晶时不能保证液体的补给，在枝晶间形成的细小分解的缩孔。 几种缩孔形式 松疏 缩孔

3、气孔：气体在液态金属中的溶解度大于在固体金属中的溶解度，凝固时要析出气体;铸型中的水分、铸摸表面的铁锈与液态金属作用时也会产生气体。如果气体在凝固时耒不及逸出，就会保留在金属内部，形成气孔。铸锭中的封闭的气孔可在热加工时焊合，张开的气孔需要切除。铸件中出现气孔则只能报废。 4、偏析：合金中各部分化学成分不均匀的现象称为偏析。铸锭(件)在结晶时,由于各部位结晶先后顺序不同，合金中的低熔点元素偏聚于最终结晶区，造成宏观上的成分不均匀，称宏观偏析。适当控制浇注温度和结晶速度可减轻宏观偏析。 铸件中的气孔

4.7.2 铸锭（件）组织的控制 由于激冷晶区极薄，对铸锭性能的影响可以忽略不计，故所谓铸锭组织的控制，主要是对柱状晶区和等轴晶区的控制。 一般铸模的冷却能力越大(用导热性较好与热容量较大的铸模材料，增大铸模的厚度及降低预热温度等），越有利于在结晶过程中保持较大的温度梯度，从而有利于柱状晶区的发展。 但对于尺寸较小的铸件，如铸模的冷却能力很大，整个铸件都可在很大的过冷度下结晶，则不但抑制柱状晶的生长，而且促进等轴晶区的发展。 熔化温度与浇注温度越高，液态金属的过热度越大，非金属夹杂物熔解越多，则非均匀形核率越低，有利于柱状晶区的发展。反之，则有利于等轴晶区的发展。

4.7.3 铸锭（件）中的偏析 铸锭中的偏析分为宏观偏析和微观偏析。宏观偏析是大范围的成分不均匀的现象，又称远程偏析。微观偏析是晶粒尺度范围的成分不均匀现象，又称短程偏析。 根据表现形式不同，宏观偏析可分为正偏析、反偏析和比重偏析。 ①正常偏析（/正偏析） 当平衡分配系数k0＜1的合金以平直界面定向凝固时，沿着垂直于界面的纵向会产生明显的成份不均匀。先凝固的固相溶质浓度低于后凝固部分。这种内外成份不均匀的现象是正常凝固的结果，故称为正常偏析或正偏析。 在正常偏析程度比较大的情况下，最后凝固的液体溶质浓度高，有时会形成其它非平衡相。

②反常偏析 反偏析正好是与正偏析相反，即在k0＜1合金铸锭(件)中表层溶质浓度高于内层的溶质浓度。 目前认为反偏析形成的主要原因与铸模中心的液体倒流有关。由于在合金凝固时，先凝固部分发生收缩，在枝晶之间产生空隙和负压，使铸模中心溶质浓度较高的液体沿枝晶间隙吸回到表层，形成反偏析。

铸锭上、下区域之间存在的成分差别，称为比重偏析。 ③比重偏析（/密度偏析） 铸锭上、下区域之间存在的成分差别，称为比重偏析。 比重偏析是由于合金凝固时形成的先共晶相与液体比重不同而引起先共晶相上浮或下沉，从而导致了铸锭(件)中组成相上下分布和成份不均匀的一种宏观偏析。这种宏观偏析主要存在于共晶系和偏晶系合金中，并在缓慢冷却条件下产生的。 防止或减轻比重偏析的方法有：增大冷却速度，使先共晶相来不及上浮或下沉；加入第三组元，形成高熔点的、比重与液体相近的树枝状新相，阻止偏析相的沉浮。 铜铅轴承合金中的密度偏析

4.8 相图的热力学解释 相图的理论基础是热力学。一些简单的相图可利用组元的热力学参数进行理论计算。 4.8.1 溶体的自由能-成分曲线 溶体指两种以上组元形成的均匀单相物质，如液溶体和固溶体。 在某温度T时，固溶体的自由能是成分（摩尔分数x）的函数： xA、xB表示A、B组元的摩尔分数；μA、μB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。

固溶体的自由能 G是G°，ΔHm和-TΔSm三项的综合结果，是成分（摩尔分数x）的函数，因此可按三种不同的Ω情况，分别作出任意给定温度下的固溶体自由能-成分曲线，如图所示。 固溶体的自由能-成分曲线

(a)是Ω＜0的情况。在整个成分范围内，曲线为U形，只有一个最小值。 (b)是Ω=0的情况，曲线也是U形。 (c)是Ω＞0情况。自由能-成分曲线有两个最小值，即E和F，曲线呈波浪形。在E和F之间成分范围内的体系，都分解成两个成分不同的固溶体，即固溶体有一定的溶混间隙。

自由能-成分曲线差异的物理意义： Ω＜0，eAB＜(eAA＋ eBB)/2，说明A-B原子对的能量低于A-A和B-B原子对的平均能量，故固溶体中倾向于异类原子互相吸引，易形成短程有序甚至长程有序的固溶体——ΔHm＜ 0。 Ω＝0，eAB =(eAA＋ eBB)/2，说明A-B原子对的能量等于A-A和B-B原子对的平均能量，A、B原子作任意排列，理想固溶体—— ΔHm＝0。 Ω＞0，eAB >(eAA＋ eBB)/2，说明A-B原子对的能量高于A-A和B-B原子对的平均能量，易发生同类原子的偏聚，有分解成两种固溶体的倾向——ΔHm＞0。

如图，判断合金C应处于单相还是两相状态：如合金C由纯组元A、B两个相组成，其自由能应为G1；如由成分为A1和B1两个固溶体组成，其自由能 4.8.2 异相平衡的条件 二元系中的自由能-成分曲线的作用： 1.表示各种相态存在的稳定性。 如图，判断合金C应处于单相还是两相状态：如合金C由纯组元A、B两个相组成，其自由能应为G1；如由成分为A1和B1两个固溶体组成，其自由能 应为G2；显然A1与B1成分越接近，合金C的自由能越低，到极限情况，即合金C为均匀单相固溶体时，其自由能G3达到最低点，为合金的稳定状态。 在这种“U”型曲线中，曲线上任何两点的连线都高于这两点间的曲线，故单相状态是该系统中不同成分合金的温度状态。

2.当形成多相平衡时，可利用这些曲线来确定各种相态存在的成分范围及多相平衡时各相的成分等。 在二元系中，当两相（例如为固相α和固相β）平衡时，热力学条件为uAα = uAβ，uBα = uBβ，即两组元分别在两相中的化学势相等。 已知自由能-成分曲线，求成分为x的溶体中A、B组元的化学位： uA=Aa uB=Bb

公切线法则：对多相的自由能曲线作公切线求取多相平衡的成分范围和平衡相的成分点。 如图，切点成分满足同一组元在各相中化学位相等——多相平衡的条件。切点成分就是给定温度下的平衡相成分。 公切线法则的图示 (a)两相平衡 (b)三相平衡

混合物的自由能和杠杆法则（补充）： 由A，B两组元形成α和β两相的混合物，α和β分别为n1摩尔和n2摩尔，摩尔吉布斯自由能分别为Gm1、Gm2，α和β两相中含B组元的摩尔分数分别为x1和x2， 混合物： 混合物Gm应和α和β两相Gm1和Gm2 在同一直线上；该直线即为α和β两相平衡时的公切线； x位于x1和x2 之间。

α ％＝ β ％＝ x≤x1， α相为稳定相——体系处于单相 x≥x2，β相为稳定相——体系处于单相 x1<x<x2 ， α和β两相混合物的摩尔吉布斯自由能（公切线） Gm最低——两平衡相共存——相的成分（切点）固定不变 杠杆法则： 两相共存时，可用杠杆法则求出两相的相对量， α ％＝ β ％＝ 混合物的自由能

推论：一个溶体在给定温度下可以分别和另两个溶体平衡。

4.8.3 由二元系各相的自由能曲线绘制相图 由自由能曲线绘制匀晶相图 由自由能曲线绘制共晶相图

由自由能曲线绘制包晶相图