02第二章凝固与固态相变
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第二章材料的凝固
正温度梯度
材料科学基础
实际金属结晶主要以树枝状长大。 是因存在负温度梯度，且晶核棱
角处散热好，生长快，先形成一
次轴，一次轴产生二次轴…，树 枝间最后被填充。
负温度梯度
材料科学基础
金属的树枝状结晶
材料科学基础
第三节
金属的同素异构转变
纯铁的同素异构转变
物质在固态下晶体结构随温度变 化的现象称同素异构转变。同素 异构转变属于相变之一—固态相 变。 白锡四方13 灰锡金刚石立方 ⇌ ℃
⑶ 振动、搅拌等: 对正在结晶的金属进行振动或搅动， 一方面可靠外部输入的能量来促进形核，
另一方面也可使成长中的枝晶破碎，使晶核数
目显著增加。
电磁搅拌细化晶粒示意图
材料科学基础
气轮机转子的宏观组织(纵截面)
细晶的熔模铸件(上)
普通铸件(下)
材料科学基础
4、晶粒大小对金属性能的影响
常温下，晶粒越细，晶界面积越 大，因而金属的强度、硬度越高， 同时塑性、韧性也越好,即细晶强 化。
铸件中的气孔
张开的气孔
材料科学基础
四、铸造缺陷的消除与防止
净化
镇静钢与沸腾钢
连续铸造
)
形核前的界面能为：σLCA1 形核后的界面能为：σLSA2+σSCA1 故：ΔGS=（σLSA2+σSCA1）-σLCA1 =2πr2σLS(1-cosθ)+πr2θ(σSC-σLC) 把σLC=σLScosθ+σsc代入上式，得： ΔGS=πr2σLS(2 -3cosθ+(cosθ)3) ΔGS为形核的界面能变化值;
材料科学基础
体积相变吉布斯自由能:
第二章 焊接熔池凝固
系统总自由能变化△G由 两部分组成，即体积自由 能（由△Gv引起）和阻碍 相变的表面自由能。
r*为临界晶核半径. 只有r＞ r*的晶核才 可成为稳定晶核.
液相中形成球形晶胚时自由 能变化
4
§2-1-1 晶核形成—自发形核
也称为均质形核，是指形核前液相金属或合金中 无外来固相质点，而从液相自身发生形核的过程。
§2-3 结晶形态与成分过冷
纯金属的结晶形态 (右图所 示)
合金的结晶形态
平面结晶 planar 胞状晶 cellular 胞状树枝晶 cellular dendritic 柱状树枝晶 columnar dendritic 等轴晶 equi-axed dendritic
合金的结晶形态除了受“热 过冷”影响外，还受“成分 过冷”的影响，且后者往往 更重要。
焊接速度一定时，随焊接电流增加，G减小 （G/R减小），结晶形态从胞状晶向树枝晶转变。
焊接速度㎜/S 150A
300A
450A
0.85 1.69 3.39
胞状晶 胞状晶 细胞状晶
6.77
很细胞状晶
Source:From Savage et al.
胞状树枝晶
粗大胞状树枝晶
细胞状树枝晶 粗大胞状树枝晶
动力学过冷
热过冷
△T
纯金属的结晶形态 11
§2-3-1 成分过冷
(Constitutional Supercooling)
凝固过程的溶质再分配引 起固-液界面前沿的溶质富 集（b图)，导致界面前沿 熔体液相线温度发生改变 的改变(c图)。
当界面前沿液相的实际温 度梯度小于界面处液相线 的斜率时，则出现过冷 （如图中“G2实际”）。
熔池在运动状态下结晶 结晶前沿随热源同步运动 液态金属受到力的搅拌运动 熔池金属存在对流运动
r*为临界晶核半径. 只有r＞ r*的晶核才 可成为稳定晶核.
液相中形成球形晶胚时自由 能变化
4
§2-1-1 晶核形成—自发形核
也称为均质形核，是指形核前液相金属或合金中 无外来固相质点，而从液相自身发生形核的过程。
§2-3 结晶形态与成分过冷
纯金属的结晶形态 (右图所 示)
合金的结晶形态
平面结晶 planar 胞状晶 cellular 胞状树枝晶 cellular dendritic 柱状树枝晶 columnar dendritic 等轴晶 equi-axed dendritic
合金的结晶形态除了受“热 过冷”影响外，还受“成分 过冷”的影响，且后者往往 更重要。
焊接速度一定时，随焊接电流增加，G减小 （G/R减小），结晶形态从胞状晶向树枝晶转变。
焊接速度㎜/S 150A
300A
450A
0.85 1.69 3.39
胞状晶 胞状晶 细胞状晶
6.77
很细胞状晶
Source:From Savage et al.
胞状树枝晶
粗大胞状树枝晶
细胞状树枝晶 粗大胞状树枝晶
动力学过冷
热过冷
△T
纯金属的结晶形态 11
§2-3-1 成分过冷
(Constitutional Supercooling)
凝固过程的溶质再分配引 起固-液界面前沿的溶质富 集（b图)，导致界面前沿 熔体液相线温度发生改变 的改变(c图)。
当界面前沿液相的实际温 度梯度小于界面处液相线 的斜率时，则出现过冷 （如图中“G2实际”）。
熔池在运动状态下结晶 结晶前沿随热源同步运动 液态金属受到力的搅拌运动 熔池金属存在对流运动
第二章相固态相变概论ppt课件
2.焓
焓是一个热力学系统中的能量参数。由dU=δQ –pdV，可 以导出δQ= dU+pdV=dU+d(pV)-VdP=d(U+pV)-VdP 焓定义式为：H=U+pV ; 则δQ=dH-VdP
3.比热容
比热容的定义是，当一个系统由于加给一微小的热量δQ而稳 定升高dT时δQ/dT这个量即是比热容。
2.5 相变驱动力与形核驱动力
相变驱动力：新旧两相的自由能之差 2.5.1 纯组元同素异构转变
G m
H
m
T
S
m
当T=T0时有：
Gm
H
m
T0Sm
0
S
m
H
m
T0
代入第一个式子 且令∆T=T0-T有：
G m
H
m
T T0
过冷度ΔT不大时， 相变驱动力随ΔT的
增大而线性增加
2.5.2 脱溶反应的相变驱动力
Phase transition 时，物质聚集状态的突变。
突变可以体现为：
（1）从一种结构变化为另一种结构。狭义上来讲是指物态或 晶型的改变。如，气相凝结为液相或是固相，液相凝固为固 相等。广义上讲，结构变化还包括分子取向或是电子态的改 变（2。）成分的连续或不连续变化，这种成分变化主要是指封闭 体系内部相间成分分布的变化。如，固溶体的脱溶分解或是 溶液的结晶析出。
物理意义：大量的成分为x0的 相取出少量的成 分为x的物质的摩 尔Gibbs自由能
2.5.3 形核驱动力：EF
可通过母相自由能-成分曲线上该 母相成分点切线与析出相自由能成分之间的垂直距离来量度
形核驱动力：EF
不同成分的合金形核驱动力将不同
确定具有最大形核驱动力的核心成分 xm
焓是一个热力学系统中的能量参数。由dU=δQ –pdV，可 以导出δQ= dU+pdV=dU+d(pV)-VdP=d(U+pV)-VdP 焓定义式为：H=U+pV ; 则δQ=dH-VdP
3.比热容
比热容的定义是，当一个系统由于加给一微小的热量δQ而稳 定升高dT时δQ/dT这个量即是比热容。
2.5 相变驱动力与形核驱动力
相变驱动力：新旧两相的自由能之差 2.5.1 纯组元同素异构转变
G m
H
m
T
S
m
当T=T0时有：
Gm
H
m
T0Sm
0
S
m
H
m
T0
代入第一个式子 且令∆T=T0-T有：
G m
H
m
T T0
过冷度ΔT不大时， 相变驱动力随ΔT的
增大而线性增加
2.5.2 脱溶反应的相变驱动力
Phase transition 时，物质聚集状态的突变。
突变可以体现为：
（1）从一种结构变化为另一种结构。狭义上来讲是指物态或 晶型的改变。如，气相凝结为液相或是固相，液相凝固为固 相等。广义上讲，结构变化还包括分子取向或是电子态的改 变（2。）成分的连续或不连续变化，这种成分变化主要是指封闭 体系内部相间成分分布的变化。如，固溶体的脱溶分解或是 溶液的结晶析出。
物理意义：大量的成分为x0的 相取出少量的成 分为x的物质的摩 尔Gibbs自由能
2.5.3 形核驱动力：EF
可通过母相自由能-成分曲线上该 母相成分点切线与析出相自由能成分之间的垂直距离来量度
形核驱动力：EF
不同成分的合金形核驱动力将不同
确定具有最大形核驱动力的核心成分 xm
第二章 金属材料的凝固与固态相变
1.合金的使用性能与相图的关系 溶质的溶入量越多，晶格畸变越大，则 合金的强度、硬度越高，电阻越大。
两相组织合金的力学和物理性能与成分 呈直线关系变化。
2 .合金的工艺性能与相图的关系 铸造性能：纯组元和共晶成分的合金的流动 性最好，缩孔集中，铸造性能好。 锻造性能：单相合金的锻造性能好。单相组 织时变形抗力小，变形均匀，因而变形能力 大。双相组织的合金变形能力差些，特别是 组织中存在有较多的化合物相时。
固溶体结晶时成分是变化的，如果冷却较快，原子扩散不能充 分进行，则形成成分不均匀的固溶体。
2 .共晶相图
(1)相图分析 在共晶合金相图中，acb为液相线，adceb为固相线，合金系有 三种相，相图中有三个单相区（L、α 、β ）；三个两相区（L+α 、 L+β 、α +β ）；一条三相(L+α +β )共存线（水平线dce）。 dce为共晶线（ c点为共晶点）。 Lc → α d+ β
2.2.3 铸锭(件)的凝固
把金属熔化注入铸模，冷却后获得一定形状的铸件的工艺叫做 铸造。 1.铸锭（件）结晶组织 最典型的铸造结构，整 个铸锭明显地分为三个各具 特征的晶区。 ⑴细等轴晶区 在铸锭的 表层形成的一层厚度不大、 晶粒很细的区域。
⑵柱状晶区
⑶粗等轴晶区
2.3 铁碳合金 2.3.1 Fe-Fe3C相图
2.3.2 铁碳合金在平衡状态下的相变
根据Fe—Fe3C相图，铁碳合金可分为三类： 1)工业纯铁[wc ≤0.0218%] 2)钢[0.0218%< wc ≤2.11%
3)白口铸铁[2.11%< wc <6.69%]
工业纯铁的室温平衡组织为铁素体（F），呈白色状。由于其强 度低、硬度低、不宜用作结构材料。
两相组织合金的力学和物理性能与成分 呈直线关系变化。
2 .合金的工艺性能与相图的关系 铸造性能：纯组元和共晶成分的合金的流动 性最好，缩孔集中，铸造性能好。 锻造性能：单相合金的锻造性能好。单相组 织时变形抗力小，变形均匀，因而变形能力 大。双相组织的合金变形能力差些，特别是 组织中存在有较多的化合物相时。
固溶体结晶时成分是变化的，如果冷却较快，原子扩散不能充 分进行，则形成成分不均匀的固溶体。
2 .共晶相图
(1)相图分析 在共晶合金相图中，acb为液相线，adceb为固相线，合金系有 三种相，相图中有三个单相区（L、α 、β ）；三个两相区（L+α 、 L+β 、α +β ）；一条三相(L+α +β )共存线（水平线dce）。 dce为共晶线（ c点为共晶点）。 Lc → α d+ β
2.2.3 铸锭(件)的凝固
把金属熔化注入铸模，冷却后获得一定形状的铸件的工艺叫做 铸造。 1.铸锭（件）结晶组织 最典型的铸造结构，整 个铸锭明显地分为三个各具 特征的晶区。 ⑴细等轴晶区 在铸锭的 表层形成的一层厚度不大、 晶粒很细的区域。
⑵柱状晶区
⑶粗等轴晶区
2.3 铁碳合金 2.3.1 Fe-Fe3C相图
2.3.2 铁碳合金在平衡状态下的相变
根据Fe—Fe3C相图，铁碳合金可分为三类： 1)工业纯铁[wc ≤0.0218%] 2)钢[0.0218%< wc ≤2.11%
3)白口铸铁[2.11%< wc <6.69%]
工业纯铁的室温平衡组织为铁素体（F），呈白色状。由于其强 度低、硬度低、不宜用作结构材料。
[固态相变]-第二章 固态相变的形核长大和粗化-20190310
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A * 为临界核心表面能接受原子的原子位置数，
核心表面附近的原子能跳到核心的频率为：
0 exp(G m / kBT )
0是原子或单个分子振动频率，原子的振动频率为1013s 1数量级，
G m：原子迁动激活能
形核率I
nv A
exp(
G ) kBT
nv A 0
exp(
G m kBT
)exp(
G ) kBT
d(G) 0 dr
rc
2 (G v GE )
G
16r 3 3(G v GE
)2
rc
(Lv
2 T T0
GE )
G
16r 3
3(L v
T T0
G E )2
10 10
2.2 固态相变的形核
晶核：只有具有 相结构的小区域，尺寸大于rc时的核胚才能长大为晶
双核原。子模型
n<nC
n>nC
Q Q
A1为1个原子，An为n个原
22
相变的分类
按照热力学分类（Ehrenfest分类）：一级相变和高级相变（二级相 变），热力学参数改变的特征； 不同相变方式分类（Gibbs和Christian分类）：经典的形核-长大型相 变和连续型相变； 原子迁动方式分类：扩散型相变和无扩散型相变。
33
相变的分类
按照相变方式分类 1 Gibbs分类： 形核-长大型相变——由程度大、范围小的起伏开始发生相变 连续型相变——程度小、范围广的起伏连续地长大形成新相，如 Spinodal分解和连续有序化 2 Christian分类： 均匀相变：整个体系均匀地发生相 变，其新相成分和（或）序参量逐 步地接近稳定相的特性。相变由整个体系通过过饱和或过冷相内原始小 的起伏经“连续”地扩展（相界面不明显）而进行的。 非均匀相变：当母相内含晶体缺陷或夹杂物等并由它们帮助形核时，一 般马氏体相变。
《固态相变原理及应用》第二章 固态相变热力学原理
临界晶核的形核功W
形成临界晶核的形核功W为
由上式可知，表面能σ和弹性应变能ε增加时， 则临界晶核半径rห้องสมุดไป่ตู้增加， 形核功W增加。临界晶核半径和形核功都是自由能差的函数，也随过 冷度（过热度）而变化。过冷度（过热度）增大，临界晶核半径和形 核功都减小，新相形核几率增大，新相晶核数量也增多，即相变容易 发生。因此，只有在一定的温度滞后条件下系统才可能发生相变。与 克服相变势垒所需的附加能量一样，形核功所需的能量也来自两个方 面：一是依靠母相内存在的能量起伏来提供；二是依靠变形等因素引 起的内应力来提供。
T 固态相变热力学原理 hermodynamics in Phase Transformation
自由能G
在热力学当中，自由能指的是在某一个热力学过程中，系统 减少的内能中可以转化为对外作功的部分，它衡量的是：在 一个特定的热力学过程中，系统可对外输出的“有用能量”。
G是系统的一个特征函数，设H为焓、S为熵、T为绝对温度，
界面能之间存在下列关系
晶界形核系统自由能变化
若晶核为双球冠形，R为曲率半径，则有
当：
W＝0
满足这一条件时 该二次方程式的解为χ＝2、χ＝－4。 由此可知，界面形核时，只要
，形核便不再需要额外的能量。
界隅形核
界面、界棱和界隅都不是几何意义上的面、线和点，它们都占有 一定的体积。
(a)界面形核 (b)界棱形核 (c)界隅形核 界面、界棱和界隅都可以提供其所储存的畸变能来促进形核。在界面 形核时，只有一个界面可供晶核吞食；在界棱形核时，可有三个界面供晶 核吞食；在界隅形核时，被晶核吞食的界面有六个。所以，从能量角度来 看，界隅提供的能量最大，界棱次之，界面最小。然而，从三种形核位置 所占的体积分数来看，界面反而居首位，而界隅最小。
3熔池凝固和焊缝固态相变
令AC’弧=ds， 则ds=dxcosθ， ds/dt=dx/dtcosθ, Vs=Vcosθ
Vs-晶粒成长平均线速度；V-焊接速度；cosθ取决于焊接规范和材料 的热物理性质及形状。
晶粒成长的平均线速度，决定于cosθ值. Vc=Vcosθ
薄板
cos
1
A
q TM
2
1
K
2 y
K
2 y
1/ 2
– 合金元素的烧损比较严重，使熔池 中非自发形核的质点大为减少（柱状晶的形成原因之一）。
3.熔池是在运动状态下结晶（如图3-2） 熔池以等速随热源移动，熔化和凝 固同时进行。气体吹力，焊条摆动、 内部气体逸出等产生搅拌作用，利 于排除气体和夹杂，有利于得到致 密而性能好的焊缝。
4 联生结晶 熔池壁相当于铸型壁，熔池 内金属和熔池壁局部熔化的母材在凝固 过程中长成共同晶粒（体）。熔池壁作 为非自发形核的基底。
厚板对于co厚s 大1件 A
qv aTM
K
2 y
K
2 z
1
K
2 y
K
2 z
1/ 2
1 晶粒成长的平均线速度是变 化的
当Y=OB时，Ky=1，cosθ=0，θ=90º， Vc=0，
Y=0时，cosθ=1，θ=0，Vc=V Y=OB~0时,θ=90º~0º，Vc=0~V，晶 粒成长方向和线速度都是变化，熔 合线上最小，在焊缝中心最大，为 焊速。
• 与此同时，进行了短暂而复杂的冶金反应 。
• 当焊接热源离开以后，熔池金属便开始凝 固（结晶），如图3-1。
熔池凝固过程的研究目的：
• 熔池凝固过程对焊缝金属的组织、性能具有重要影响。 • 焊接工程中，由于熔池 中的冶金条件和冷却条件不同，可得到性能
Vs-晶粒成长平均线速度；V-焊接速度；cosθ取决于焊接规范和材料 的热物理性质及形状。
晶粒成长的平均线速度，决定于cosθ值. Vc=Vcosθ
薄板
cos
1
A
q TM
2
1
K
2 y
K
2 y
1/ 2
– 合金元素的烧损比较严重，使熔池 中非自发形核的质点大为减少（柱状晶的形成原因之一）。
3.熔池是在运动状态下结晶（如图3-2） 熔池以等速随热源移动，熔化和凝 固同时进行。气体吹力，焊条摆动、 内部气体逸出等产生搅拌作用，利 于排除气体和夹杂，有利于得到致 密而性能好的焊缝。
4 联生结晶 熔池壁相当于铸型壁，熔池 内金属和熔池壁局部熔化的母材在凝固 过程中长成共同晶粒（体）。熔池壁作 为非自发形核的基底。
厚板对于co厚s 大1件 A
qv aTM
K
2 y
K
2 z
1
K
2 y
K
2 z
1/ 2
1 晶粒成长的平均线速度是变 化的
当Y=OB时，Ky=1，cosθ=0，θ=90º， Vc=0，
Y=0时，cosθ=1，θ=0，Vc=V Y=OB~0时,θ=90º~0º，Vc=0~V，晶 粒成长方向和线速度都是变化，熔 合线上最小，在焊缝中心最大，为 焊速。
• 与此同时，进行了短暂而复杂的冶金反应 。
• 当焊接热源离开以后，熔池金属便开始凝 固（结晶），如图3-1。
熔池凝固过程的研究目的：
• 熔池凝固过程对焊缝金属的组织、性能具有重要影响。 • 焊接工程中，由于熔池 中的冶金条件和冷却条件不同，可得到性能
熔池凝固与固态相变PPT课件
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第三章 熔池凝固与焊缝固态相变
2）焊接电流
焊接速度一定时，焊接电流较小（150A）时，得到 胞状组织；增加电流（300A）时，得到胞状树枝晶； 电流大（450A）时，出现更为粗大的胞状树枝晶
150A
300A
450A
图3-32 HY80钢焊接电流的影响
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第三章 熔池凝固与焊缝固态相变
第19页/共66页
5、等轴晶 产生条件：过冷度大。 特征：结晶前沿长出粗大树枝晶，液相内，可自发 生核，形成自由长大的等轴树枝晶。
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第三章 熔池凝固与焊缝固态相变
（四）焊接条件下的凝固（结晶）形态 熔池中成分过冷的分布在焊缝的不同部位是不同的 焊缝熔化边界（近熔合区），温度梯度大，结晶速 度小，成分过冷→0→平面晶发达 熔合区向焊缝中心过渡→温度梯度逐渐变小，结晶 速度逐渐增大→结晶形态由平面晶向胞状晶、树枝 胞状晶（柱状晶区）、等轴晶区发展
一次结晶组织：粗大的柱状晶
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改善措施： 1)多层焊：使焊缝获得细小和少量珠光体，使柱状晶
组织破坏。 2 )焊后热处理：加热A3+20~30%消失柱状晶。 3)冷却速度：冷却速度↑，硬度↑
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二、低合金钢焊缝的固态相变组 织
低合金钢焊缝二次组织，随匹配焊接材料化学成分和冷却条件的不同， 可由不同的组织。以F为主，P、B、M占次要地位。以F为主，F越细小，则 韧脆转变温度越低，一般以V型缺口冲击试件断口中纤维区占50%时的温度 VTS为判断.
3、熔合区的成分分布 成分严重不均匀→性能下降 熔合区固液界面附近元素（溶质）的浓度分布
决定于该元素在固、液相中的扩散系数和分配系数。
第三章 熔池凝固与焊缝固态相变
2）焊接电流
焊接速度一定时，焊接电流较小（150A）时，得到 胞状组织；增加电流（300A）时，得到胞状树枝晶； 电流大（450A）时，出现更为粗大的胞状树枝晶
150A
300A
450A
图3-32 HY80钢焊接电流的影响
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第三章 熔池凝固与焊缝固态相变
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5、等轴晶 产生条件：过冷度大。 特征：结晶前沿长出粗大树枝晶，液相内，可自发 生核，形成自由长大的等轴树枝晶。
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第三章 熔池凝固与焊缝固态相变
（四）焊接条件下的凝固（结晶）形态 熔池中成分过冷的分布在焊缝的不同部位是不同的 焊缝熔化边界（近熔合区），温度梯度大，结晶速 度小，成分过冷→0→平面晶发达 熔合区向焊缝中心过渡→温度梯度逐渐变小，结晶 速度逐渐增大→结晶形态由平面晶向胞状晶、树枝 胞状晶（柱状晶区）、等轴晶区发展
一次结晶组织：粗大的柱状晶
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改善措施： 1)多层焊：使焊缝获得细小和少量珠光体，使柱状晶
组织破坏。 2 )焊后热处理：加热A3+20~30%消失柱状晶。 3)冷却速度：冷却速度↑，硬度↑
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二、低合金钢焊缝的固态相变组 织
低合金钢焊缝二次组织，随匹配焊接材料化学成分和冷却条件的不同， 可由不同的组织。以F为主，P、B、M占次要地位。以F为主，F越细小，则 韧脆转变温度越低，一般以V型缺口冲击试件断口中纤维区占50%时的温度 VTS为判断.
3、熔合区的成分分布 成分严重不均匀→性能下降 熔合区固液界面附近元素（溶质）的浓度分布
决定于该元素在固、液相中的扩散系数和分配系数。
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热 影 响 区
低碳钢焊接时热影响区内的组织变化
第二章金属的凝固与固态相变
本章小结
本章主要介绍了纯金属结晶、合金结晶的基本过程（形核、 核长大），影响形核、长大的因素（过冷度、高熔点难熔杂质）， 影响和控制晶粒大小的因素（V冷、变质处理）。还重点介绍了相 图，根据相图分析合金的冷却过程，合金性能与相图的关系。此 外，重点介绍了铁碳合金状态图及其应用。还重点介绍了钢在冷 却过程中的转变。一般介绍了焊接接头的相变。
第二章金属的凝固与固态相变
2.3.1Fe-Fe3C亚稳相图
第二章金属的凝固与固态相变
1.铁碳合金的相结构与性能
•铁素体 F •奥氏体 A •渗碳体 Fe3C
2.相图分析
第二章金属的凝固与固态相变
2.3.2在铁碳合金平衡状态下的相变
铁碳合金的分类
钢
种类 工业纯铁 亚共析 钢 0.0218 -0.77 F+P 共析钢 过共析 钢 0.772.11 P+ Fe3CⅡ 亚共晶 白口铁 2.11 -4.3 Fe3CⅡ+P +Ld`
主要在连续冷却过 程中进行，相变不 彻底，有A残存在。
第二章金属的凝固与固态相变
2.6焊接接头的相变
2.6.1焊缝缺陷 气孔 非金属夹杂物 裂纹 未焊透 咬边 焊缝金 属化学成分不均匀 柱状晶组织 2.6.2热影响区内的组织变化
0__焊缝 1__熔合区 2__过热区 3__重结晶区 4__部分相变区 5__基体金属
第二章金属的凝固与固态相变
2.3.3含碳量对铁碳合金组织和性能的影响
1.含碳量对平衡组织的影响
2.含碳量对力学性能的影响
第二章金属的凝固与固态相变
2.含碳量对力学性能的影响
第二章金属的凝固与固态相变
2.3.4Fe-Fe3C相图的应用
1.在选材上的应用 2.在铸造工艺制订上的应用 3.在塑性加工工艺制订上的应用 4.在热处理工艺制订上的应用
板条马氏体
片状马氏体
第二章金属的凝固与固态相变
碳钢含碳量与马氏体硬度的关系
第二章金属的凝固与固态相变
贝氏体组织
上贝氏体
下贝氏体
第二章金属的凝固与固态相变
P、B、M转变的异同点
珠光体转变 转变温度范围 扩散性 高温转变 Ar1~550º C 贝氏体转变 中温转变 550º C~MS 马氏体转变 低温转变 MS~Mf 无扩散
PS .77 0.0218 QFe3C PK 0 6.690.0218 11.3%
2)亚共析钢(Ⅱ)
WC%=0.77%*QP
3)过共析钢(Ⅲ)
第二章金属的凝固与固态相变
钢的显微组织图
第二章金属的凝固与固态相变
2.白口铸铁的平衡结晶过程
共晶白口铁结晶过程示意图
共晶白口铁显微组织示意图
白口铸铁
共晶白 口铁 4.3 Ld` 过共晶 白口铁 4.36.69 Ld`+ Fe3CⅠ
含碳 量/% 平衡 组织
<0.0218 F
0.77 P
1.钢的平衡结晶过程 2.白口铸铁的平衡结晶过程
第二章金属的凝固与固态相变
1.钢的平衡结晶过程
1)共析钢(Ⅰ)
杠杆定律的应用:
SK .690.77 Q PK 66 .690.0218 88.7%
第二章金属的凝固与固态相变
2.5钢在冷却时的转变
2.5.1过冷奥氏体等温转变图 2.5.2过冷奥氏体的连续转变图
2.5.3过冷奥氏体的转变产物及性能
第二章金属的凝固与固态相变
2.5.1过冷奥氏体等温转变图
共析碳钢的C曲线
第二章金属的凝固与固态相变
C曲线的位置和形状的影响因素
1.含碳量的影响 2.合金元素的影响 3.奥氏体化温度和保温时间的影响
α-石英
870º C
1470º C α-鳞石英 α-方石英 163º C β-鳞石英 180~ 270º C β-方石英
573º C β-石英
δ-Fe
1394º C
γ-Fe
912º C
α-Fe
第二章金属的凝固与固态相变
2.2合金的凝固
2.2.1二元合金相图与凝固 1.匀晶相图 匀晶相图的建立 杠杆定律 枝晶偏析 2.共晶相图 3.包晶相图 4其他相图 2.2.2合金的性能与相图的关系 2.2.3铸锭(件)的凝固
C、Fe原子均 C原子扩散 扩散 Fe原子不扩散
组成相
两相：F、 Fe3C
两相：F(C)、Fe3C （>350º C) 或F、FeXC(<350º C)
合金元素不扩散
单相:F(C)
合金元素的分布 合金元素扩 散，重新分 布 相变的完全性 相变可在恒 温下进行到 底
合金元素不扩散
恒温下相变的完全程度 与转变温度有关。温度 越低，转变越不充分， 有A 存在。
第二章金属的凝固与固态相变
思考题
2-1金属结晶的基本规律是什么?晶核的N和G受到哪些因素的影响? 2-2为什么材料一般希望获得细晶粒?细化晶粒的方法有哪些? 2-4已知A(熔点685℃)与B(熔点560℃)二组元在液态时无限互熔;在320℃时,A 溶于B的最大溶解度为31%,室温时为12%,但不溶于A;在320℃,含42%B的液态 合金发生共晶反应.要求: ⑴作出A—B合金相图; ⑵分析含A为25%时合金的结 晶过程. 2-5为什么铸造合金常选用共晶成分合金?而塑性加工的合金常选用单相固溶 体成分的合金? 2-8何谓铁素体、奥氏体、渗碳体、珠光体、莱氏体？它们的结构 、组织形 态性能等各有何特点？ 2--9分析含碳量分别为0.45%、1.0%、3%、4.7%的铁碳合金从液态缓冷至 室温时的结晶过程，并画出室温下的显微组织示意图。 2--10根据铁碳相图计算：⑴室温下含碳0.45%的钢中珠光体和铁素体各占 多少⑵室温下含碳1.0%的钢中珠光体和二次渗碳体各占多少; ⑶铁碳合金中 ,二次渗碳体的最大百分含量。
第二章金属的凝固与固态相变
1.含碳量的影响
第二章金属的凝固与固态相变
2.合金元素的影响
第二章金属的凝固与固态相变
2.5.2过冷奥氏体连续冷却转变曲线
时间
共析钢连续冷却转变图
45钢的CCT图
第二章金属的凝固与固态相变
2.5.3过冷奥氏体的转变产物及性能
A`的转变产物类型:珠光体(P)、马氏体(M)、贝氏体(B) 1.珠光体类型组织 珠光体转变 A F + Fe3C
第二章金属的凝固与固态相变
思考题
2—11某工厂仓库积压了许多碳钢（退火状态），由于钢材混杂，不知道钢 的化学成分，现找出其中一根，经过金相分析后，发现其组织为珠光体 +铁素体， 其中铁素体占80%，问此钢材的含碳量大约是多少？ 2—13以共析碳钢为例，比较其过冷奥氏体在连续冷却和等温冷却时组织转变 规律的不同。 2—14奥氏体的形成过程分哪几个阶段？影响奥氏体形成过程的因素有哪些？ 2—15过冷奥氏体的转变产物有哪几种类型？比较这几种转变类型的异同点。
0.77% 0.0218% 6.69%
面心立方 体心立方 复杂斜方 2.马氏体类型组织 马氏体中固溶碳引起的晶格畸变 马氏体正方度与含碳量的关系 碳钢含碳量与马氏体硬度的关系 3.贝氏体类型组织
第二章金属的凝固与固态相变
马氏体的晶格畸变
第二章金属的凝固与固态相变
马氏体正方度与含碳量的关系
马氏体组织
2.奥氏体形成的影响因素 • 加热温度和加热速度
• 原始组织 • 合金元素
第二章金属的凝固与固态相变
2.4.3奥氏体晶粒的长大及影响因素
•Hell-Petch公式:
s 0 kd
2
1
•奥氏体晶粒尺寸对冷却后 钢的性能粒钢
本质细晶粒钢
加热温度
晶粒尺寸 d
第二章金属的凝固与固态相变
1.晶体的结晶
温 度
固体 液+固
固体 时间 时间
第二章金属的凝固与固态相变
2.非晶体的凝固
第二章金属的凝固与固态相变 1.金属的结晶过程
2.1.2金属的结晶
2.影响形核和长大的因素
过冷度的影响 难熔杂质的影响
3.晶粒大小及控制 晶粒度的概念
ZV 0.9( N / G)3 / 4 Z s 1.1( N / G)1/ 2
第二章金属的凝固与固态相变
2.4钢在加热时的转变
2.4.1钢在实际加热时的转变点 2.4.2奥氏体的形成过程及影响因素 2.4.3奥氏体晶粒的长大及影响因素
第二章金属的凝固与固态相变
2.4.1钢在实际加热时的转变点
第二章金属的凝固与固态相变
2.4.2奥氏体的形成过程及影响因素
1.奥氏体的形成过程
共晶相图
共晶转变Lc αd+βe 冷却曲线及结晶过程
第二章金属的凝固与固态相变
共晶相图中的组织组成物
第二章金属的凝固与固态相变
包晶相图
第二章金属的凝固与固态相变
其他相图
WB/%
Wsi/%
共析相图
镁-硅相图
第二章金属的凝固与固态相变
2.2.2合金的性能与相图的关系
•合金的使用性能与相图的关系
•合金的工艺性能与相图的关系
第二章金属的凝固与固态相变
2.2.3铸锭(件)的凝固
影响铸锭(件)结晶组织的因素 •冷却速度 •加热温度、浇注温度和浇注速度 •外加杂质（或变质处理）
1-表面细晶粒层 2-柱状晶粒层 3-心部等轴晶粒区
第二章金属的凝固与固态相变
2.3铁碳合金平衡态的相变基础
2.3.1 Fe-Fe3C亚稳相图 铁碳合金的相结构与性能 相图分析 2.3.2铁碳合金在平衡状态下的相变 2.3.3含碳量对铁碳合金组织性能的影响 2.3.4 Fe-Fe3C相图的应用