材料设计与热力学相图计算

材料设计与热力学相图计算（精选4篇）

材料设计与热力学相图计算 第1篇

哈尔滨工业大学材料热力学论文 ——相图计算及其在材料设计中的应用

指导老师：郑 明 毅 学生：孙 永 根 学号：11S109048

相图计算及其在材料设计中的应用

摘要

本文首先介绍了材料设计所遇到的困难以及CALPHAD技术的出现及应用。CALPHAD技术综合利用计算热力学、动力学模拟及实验数据规范评估来优化材料的成分、相(含亚稳相)组成、组织结构及加工处理过程，进而改善材料性能，是二十世纪八十年代出现了计算材料学这一新学科的重要组成部分。

本文分别简要介绍了计算相图（CALPHAD技术）在ZA52-xY镁合金的合金设计及建立Mg-Ca-Ce三元体系热力学系统中的应用，凸显了CALPHAD技术在计算多元体系相图中的优势。材料设计与热力学相图计算

1.1 材料设计的途径及CALPHAD技术

在以往的材料开发上，通常采用“试错法”来实现，即材料开发人员通过大量的实验和经验来选择材料的成分、稳定工艺参数。这样即消耗了大量的人力和物力，又不利于系统地探讨材料改性的机理。

材料科学研究面临的突出问题可以归结到两个方面：(1)由于研究对象的复杂性，现有理论模型无法突破局限性，对一些错综复杂问题的处理难以令人满意；(2)虽然新的实验技术、仪器和设备不断涌现，在一定范围内为实验研究提供了新的途径，但大都极为昂贵。材料制备中一个不容忽视的问题是：我们对具有一定组织和性能的多组元或多相材料的成分缺乏可预见性。相图常常作为确定材料制各工艺路线(包括成分配比、合成和处理)的唯一依据。但是，对于多元、多相新兴材料，绝大多数情况下只能找到其构成元素间的二元相图，而三元和三元以上的多元相图非常有限。因此，对多组元合金制备时成分的确定相当缺乏理论指导，而试验尝试的方法盲目性较大，又非常耗时耗力。

由上述可见，传统的材料研究方法存在不少局限性。对于新材料研制，单纯依靠理论研究和实验尝试都不能保证科学性和高效性。

随着近一个世纪合金理论的积累和几十年来计算机技术的迅速发展，20世纪60年代相计算(PHACOMP)技术在Ni基高温合金成分设计上的成功应用揭开了合金设计的序幕。虽然那仍是一种依赖于经验的相平衡成分计算，至少让材料学家体会到相平衡信息对于合金设计是多么的重要；70年代出现的CALPHAD技术已经是在追求利用普遍适应性的热力学模型获得多元体系中所有物相(包括亚稳相)的特征函数，再通过严格的热力学理论，得到多元体系的所有物相的热力学性质，使材料设计由经验设计向科学设计转变。

CALPHAD技术综合利用计算热力学、动力学模拟及实验数据规范评估来优化材料的成分、相(含亚稳相)组成、组织结构及加工处理过程，进而改善材料性能，是二十世纪八十年代出现了计算材料学这一新学科的重要组成部分。CALPHAD技术利用实验测定的相平衡信息和热化学数据，对相关研究体系进行严格的热力学优化，获得体系中包括亚稳相在内所有物相的热力学特征函数(通常为Gibbs自由焓)，虽然它仍依赖于由实验获得低元体系的数据参数，但可以说，多元体系的所有热化学性质尤其是相转变驱动力、相转变所需克服的势垒及亚稳相关系的获得过程已经达到了真正意义上的理性阶段。人们对实验测定相关系在新材料研发特别是材料设计上的重要性是有足够认识的，但只有在通过CALPHAD技术来获得所有热化学性质之后，相图测定和相平衡研究才真正成为了材料设计的一部分。

目前，材料设计领域富有挑战性的课题就是如何在不同层次一材料的成分设计、显微结构、性能和制备工艺之间搭桥，从而达到从材料微观结构到宏观性能的预测和设计。

1.2 CALPHAD技术（相图计算）的必要性及热力学相图的应用

相图表示在一定温度、压力、成分等参量为坐标的相空间中，处于热力学平衡状态的物质系统中平衡相间关系的图形，又称为平衡图、组成图或状态图。最为常见的相图是T-X，还有T、P、X、G、H、S、Cp等热力学量的属性相图。相图内的每一点都反映一定的条件下，某一成分的材料在平衡状态下的相组成及平衡属性。相图的突出优点是整体性和直观性，它能准确地说明各相所存在的范围和相变发生的条件。相图所研究的性质是描述状态的热力学强度量，它可以是熔点、沸点、蒸汽压、比热等。材料科学是一门综合性的科学，材料设计更是离不开相关学科。相图的获取过程也是现代科学技术的集成。实验测定相图离不开x射线、电镜、扩散偶技术的发展，计算相图得益于统计物理、量子理论和计算科学等学科的长足进步。相图作为信息库，收集整理各学科的数据，并总结规律性的结论，从而大大提高材料设计的起点。

迄今为止，合金相图通常是通过实验方法得到的，常用测定相图的方法有：1)静态法；2)动态法：包括热分析、差热分析、热量法、高温显微镜与高温x射线测量技术；3)电化学测量、蒸汽压测量等方法。

但是单纯依靠实验去获得合金相图有相当的局限性，实验方法的困难在于：1)原料的纯度；2)实验设备与试验的精确度；3)各研究体系本身的相变特征和人为的主观因素。在原子扩散困难的低温范围内，很难达到相平衡，因而单靠实验结果绘制出的相图是不够精确的。另一方面，当温度超过1400℃以上时，某些实验装置和测试器械如铂铑热电偶及石英管等已不能可靠地使用，温度的控制与炉气的调整也比较困难，这时对于测得数据的精度也有影响。再者，实验通常是以50℃为间隔的，然后再将各实验点连接起来，对于实验达不到的区域，只能用外推或内延法解决，所以相图上各线条的准确性也受到一定程度的影响。用这些实验来测量相图是一个花费很多时间、耗费大量人力物力的过程，尤其是在测定多元系统时更为明显，对菜些高温相图更是难以测定。同时，实际物质体系的相转变过程，很多情况下是依据其亚稳定状态存在或依亚稳定状态转变的，实验测定的平衡相图无法预报亚稳定态。所以从理论上计算相图是非常有必要的。

应用相图就是为了解决实际问题，包括解释已有的实验现象，并预测未知领域的情况。在材料工程中有重要意义，可表现在以下几个方面：

(1)将相图和合金体系中各相的热力学参数作为重要依据来研制、开发新材料。(2)利用相图制订材料生产和处理工艺。

(3)利用相图分析平衡态的组织和推断非平衡态可能的组织变化。(4)利用相图与性能关系预测材料性能．。(5)利用相图进行材料生产过程中的故障分析 所以用理论的方法，利用已有的热力学数据通过理论的数学或物理模型来发展计算相图显得尤为重要。通过计算相图可以节省大量的人力物力，避免了周期长、人为误差较大，研制方式耗时耗材的缺点。相图计算在材料设计与制备中的应用

2.1 ZA52-xY 镁合金的相图热力学计算与合金成分设计

图1是用Pandat相平衡热力学计算软件计算的固定Zn的质量百分含量为5%，Al的质量百分含量为2%，Y的质量百分含量为0% ~ 10% 的ZA52-xY四元合金系的垂直截面图。从图中可以看出，该系合金富镁区的垂直截面由2个两相区、3个三相区和1个四相区组成。通过热力学计算软件的计算结果分析,可知相图中的C15代表多种Mg-Al-Y 相的混合，PH1 代表多种Mg-Al-Y相的混合。同时，随着温度的降低，Y元素在α-Mg固溶体中的溶解度有很大幅度的下，并且经过时效处理后从α-Mg 固溶体中连续析出高温稳定的Al-Y 相，可以通过A-l Y 相的析出来提高该合金的性能。文中通过计算相图，在三相区和四相区之间选取合金成分，因此，设计了3种Y含量不同的ZA52-xY 合金，Y的质量百分含量分别为0%，0.5%和1.0%，进而研究Y元素对ZA52合金显微组织和力学性能的影响。

图1

ZA52-xY 镁合金系的垂直截面相图

2.2 应用CALPHAD技术和第一性原理建立Mg-Ca-Ce三元体系热力学系统

Ca和Ce是应用于镁合金中的两个重要的合金元素。它们有助于改进镁合金在较高温度下的抗蠕变性能和强度。通过了解Ca和Ce对镁合金相稳定性的影响，从而可以建立一个完整的Mg-Ca-Ce体系的热力学系统。

在由三个组元组成的二元系统和三元系统中目前只建立了Ca-Mg和Ce-Mg体系，同时Ce-Mg体系并不让人满意。特别需要指出的是，化合物Ce-Mg的生成焓并不能与试验值吻合良好，而且预测和实验所得的fcc到bcc阶段的溶解度变化也有巨大的差异。现在并没有Ca-Ce热力学描述系统。现在的工作利用CALPHAD方法结合可用的实验数据和第一性原理计算方法可以建立Ca-Ce二元体系热力学系统。Ce-Mg二元相热力学系统通过CALPHAD方法加入一些附加的实验数据也可以得到改进。通过集合CA-Ce体系和Ce-Mg体系及目前实验可以获得的Ca-Mg体系的相关数据我们可以获得Mg-Ca-Ce三元系统的热力学描述。

体心立方的Ca-Ce固溶体的混合焓可以通过密度泛函理论计算获得。建立在有序结构基础上的第一性原理不能有效的应用于无序固溶阶段。目前，这种无序结构可以通过SQS进行模拟。SQS的概念首先被Zunger等人提出，为的是解决面心立方的问题。江等人和Shin等人应用SQS的方法分别建立了体心立方和密排立方结构。现在我们建立了采用16原子SQS模型来模拟Ce的摩尔分数分别为0.25、0.50和0.75三种组成的Ca-Ce体心立方固溶体方案。

我们采用GGA和应用于VASP的PAW技术。为了获得GGA相互作用能，我们使用了GGA-PW91参数化。使用可中断的390电子伏特恒定能量。由于体心立方的结构失稳其警报体积是不能确定的。Monkhorst-Pack方案与Brillouin-zone方案被结合使用。选用18×18×18 k-point的纯Ca和Ce、8×8×6 k-point的Ca0.25Ce0.75和Ca0.75Ce0.25体心立方结构和6×6×10k-point的Ca0.50Ce0.50三种方案。设置k-point大约每个相互作用的原子间为5000 k-point。对于Ca一般显四价，而对于Ce其价态比较复杂。此外，对于bcc方案要不要考虑磁的贡献进行了很多的实验，结果表明考虑磁的贡献是必要的。结合实验数据利用SQS法计算的体心立方的能量如表1所示，考虑磁贡献的混合焓如图2所示。

表1 体心立方混合焓

图2 298K下Ca-Ce体系高浓度Ce的体心立方结构的混合焓

比较试验数据获得的Ca-Ce体系计算相图如图3，比较以前的相图和实验数据可得Ca-Mg体系的生成焓（图4）。

图3 Ca-Ce体系计算相图

图4 Ca-Mg体系的生成焓

通过测试高压条件下不同Ce含量的Ce-Mg合金系，并将结果与以前的相图比较，结合实验数据利用第一性原理和相图计算获得Ce-Mg体系完整的热力学计算相图（图5）。由实验数据可以得到Ca-Mg计算相图（图6）。图7显示了综合计算所得液固凝固时的Mg-Ca-Ce三元体系成分液相线相图。

图5 Ce-Mg热力学计算相图

图6 Ca-Mg热力学计算相图

图7 Mg-Ca-Ce三元体系成分液相线相图 结论

通过对计算相图相关文献的了解，充分体会到CALPHAD技术在建立多元体系热力学相图过程中的重要性。查阅一些较超前的文章后也深刻地意识到计算相图在计算材料科学尤其是材料（合金等）设计中的巨大发展潜力。

参考文献：

1.Hui Zhang et al , Thermodynamic modeling of Mg–Ca–Ce system by combining first-principles and CALPHAD method , Journal of Alloys and Compounds 463(2008)294–301 2.In-Ho Jung , Jina Kim , Thermodynamic modeling of the Mg–Ge–Si, Mg–Ge–Sn, Mg–Pb–Si and Mg–Pb–Sn systems , Journal of Alloys and Compounds 494(2010)137–147 3.Dae Hoon Kang, In-Ho Jung , Critical thermodynamic evaluation and optimization of the Ag–Zr, Cu–Zr and Ag–Cu–Zr systems and its applications to amorphous Cu–Zr–Ag alloys , Intermetallics 18(2010)815–833 4.李建平等，ZA52-xY合金相图计算及在合金设计中的应用，《西安工业大学学报》，2009（2）134-137

材料设计与热力学相图计算 第2篇

1热力学计算与动力学模拟在复合材料设计中的应用

单一材料有时不能满足实际使用的某些要求,人们就把两种或两种以上的材料制成复合材料,以克服单一材料在使用上的性能弱点,改进原来单一材料的性能,并通过各组分的匹配协同作用,使之获得原来单一材料所不具有的新性能,达到材料综合利用的目的[3，4]。功能复合材料是指除具有良好的力学性能外,还同时具备某一其他特殊性能的复合材料。它一般是通过力学性能与其他性能进行材料设计与复合,以期产生某些特殊的功能。但是,复合材料的制造工艺比较复杂,真正实现商业化还需要加强基础研究工作。本文主要利用计算机模拟方法,从热力学计算与动力学模拟角度,探讨了部分利用调幅分解制备有机复合材料的方法。

图1为利用调幅分解相分离制备的各种不同组织形态的复合材料。从热力学相图上看,当混合体系的成分、温度落在调幅分解区内时,体系可自发分解为富A及富B组元的两相。通过控制平衡时两相的体积分数,可以获得具有不同组织形貌的复合材料。从图1中可以看出,在该体系中当混合物的初始成分(B组元的含量)在0.35附近时,相分离后富A相与富B相的体积分数相近,因而可形成两相连续结构(如图1(a2))。而当其初始成分偏离0.35较远时,体系可形成一相为连续相(基体)、另一相为分散相(微区)的海岛结构(图1(a1)及图1(a3)):当体系的初始成分较小时,其形成富B相的海岛结构(图1(a1));反之,当体系初始浓度较高时, 富A相则为颗粒分布(图1(a3))。

此外,改变淬火工艺也可获得各种不同组织结构的复合材料,如图2所示。在图2(a)所示的具有下临界共溶温度(LCST)的液-液相分离体系中,当混合体系在515K保持足够长的时间至其形成具有图2(b1)结构时,再将其淬火至590K,则相分离在原来的富A及富B相中分别进行。根据515K下两相平衡成分在590K时的相体积分数,可知二次相分离后可得到富A海岛与富B海岛结构共存的混杂复合材料。而且,通过控制相分离时间可以很好地控制颗粒相的尺寸。对于同一体系,当改变淬火工艺时可获得不同的复合材料,如图3(b)所示。若体系的第一次淬火温度为505K, 而第二次淬火温度为590K,则从图3(a)中可以看出,505K下平衡组织(图3(b1))中的富B相在590K下发生调幅分解,且该成分在590K下相分离的平衡组织中富A及富B相的相体积分数接近,因此可形成两相连续结构,如图3(b)所示。利用该工艺可以获得同时具有海岛结构与两相连续结构组织形态的复合材料。

2热力学计算与动力学模拟在有机梯度材料设计中的应用

1987年日本学者首次提出了功能梯度材料概念(Func- tionally graded materials,FGM)[5]。该类材料通过先进的复合技术将两种或多种不同性能的材料复合,结构上最大的特点是材料的组成和结构连续地呈梯度变化,是一种由不同性能的材料在组成和结构上沿厚度或直径方向连续变化的组成非均一的新型复合材料,被定义为“在时间或空间上,由一种功能(组成)向其他功能(组成)连续变化的一体化材料”[6，7]。因此,梯度功能材料(FGM)的性质和功能沿厚度方向也呈梯度变化。目前,共混体系的高分子梯度功能材料的制备方法可归纳为叠层法[8]、溶液扩散法[9]、共混溶液浇铸法[10]、热熔融法[11]、不同加硫浓度的混炼胶积层加硫法[12]、 离心法[13]和单体扩散聚合法[14]。而在溶液体系中将不同的聚合物共混制备梯度结构的方法主要有溶解扩散法、共溶剂共混法、电场诱导法、温度梯度场法等。本文主要利用热力学计算与动力学模拟相结合的方法,考察在浓度梯度场下材料的组织形貌,并用于指导有机梯度材料的制备。

以具有上临界共溶温度(UCST)且临界点为(0.3,400 K)的液-液相分离体系为例,如图4所示,本文主要考察该体系中不同浓度梯度场作用下调幅分解相分离组织的变化,进而指导梯度材料的制备。图5为该体系中350K下存在不同浓度梯度场时发生调幅分解相分离的组织结构图。在图5(a)中,体系的浓度(B组元的含量)从最左端的0.17线性增加至右端的0.27。由于不同初始成分的混合物体系在350 K时相分离达到平衡时富B相的体积分数随着浓度的不同而不同,因此可形成沿初始浓度梯度方向颗粒粒径逐渐增大的梯度材料;随着初始浓度梯度的增加,如图5(c)所示,体系中最右端的初始成分达到0.4,此时体系的右端形成两相连续的结构,因而可得到由海岛结构逐渐过渡到两相连续结构的组织形貌;当浓度梯度继续增大,如图5(d)所示,可制备由富B相海岛结构逐渐变为两相连续结构再过渡至富A相海岛结构的梯度材料。根据上述模拟结果,可以选择合适的浓度梯度体系进行淬火,进而制备所需要的梯度材料。

3热力学计算与动力学模拟在有机太阳能电池设计中的应用

能源问题是21世纪人类社会可持续发展所面临的重大挑战之一。本世纪内太阳能和太阳能发电在能源结构中的地位将发生巨大的变化[15]。与结构工艺复杂、成本高昂、光电压受光强影响波动大的传统半导体固体太阳能电池相比[16],聚合物太阳能电池因其分子结构可以自行设计合成、 材料选择余地大、加工容易、毒性小、成本低等特点,在自然资源日趋短缺的今天引起了人们的关注[17-19]。

尽管目前聚合物太阳能电池光电转换效率低,为1%~ 5%,还不能与无机半导体太阳能电池相抗衡,但它可作为高日照且尚不具备开发价值地区(如沙漠等)的低值光电转换设备而投入实际应用。不仅如此,根据Goetzberger等的推测,聚合物太阳能电池的光电转换效率在未来十几年中有望突破10%,具有巨大的市场潜力[15]。

聚合物太阳能电池与无机太阳能电池一样,也是利用光伏效应来工作的,其光电响应过程发生在光敏层中。但共轭聚合物吸收光子后并不直接产生可自由移动的电子和空穴, 而是产生具有正负偶极的激子[20]。简单来说,光伏过程分为3个步骤[21]:(1)光激发产生激子;(2)激子在给体/受体(D/A)界面的分离;(3)电子和空穴的漂移及其在各自电极的收集。要产生光电流,需要在聚合物体内,或者在金属电极-聚合物分子层界面处,使这些激子离解成可迁移的带电离子(电子和空穴)[20]。电子给体/受体方式是实现聚合物光伏电池中激子分离的有效途径。之后,因光激发而形成的自由移动的电子和空穴就会在本征电势的驱动下跨过p-n结,被接触电极收集,在闭合回路中形成光电流[20](工作原理如图6所示)。

由此可见,增大两聚合物的界面面积可有效增加光激发激子的效率。如图7所示,图7(b)类型的聚合物共混物的界面面积明显大于图7(a)类型的共混物。因此,制备图7(b) 类型的共混物界面可显著提高聚合物太阳能电池的光利用率。基于该思想,本文探索适当的相分离工艺条件,以获得如图7(b)所示的组织形态,进而提高聚合物太阳能电池的光电转换效率。

图8为存在温度梯度场时调幅分解体系的组织演化图。 在模拟过程中假设起始时体系处于两组元互溶状态,然后将体系淬火至某一相分离温度。该体系左右两侧绝热,而上下两侧的温度始终保持在淬火温度。在相分离过程中,热量从上下两侧扩散至环境中,整个薄膜体系的能量减少,温度降低,最终达到与环境相同的温度(即淬火温度)。从图8可以看出,在该过程中由于温度梯度的存在,柱状组织从体系的上下两侧往中心层生长,最后连结形成贯穿的柱状组织,如图8(d)所示。然后在所制备的层状复合材料的两侧分别涂上n-型有机物及p-型有机物(图9(b)),并将其于特定温度下保温一段时间,使纯组元与复合材料通过扩散形成连续界面(图9(c))。利用该方法制备的聚合物太阳能电池界面面积明显增大且电荷传输路径大大缩短,具有比较理想的聚合物太阳能电池的组织结构。

4结语

本文利用热力学计算与动力学模拟相结合的方法对有机材料的组织结构进行预测进而实现有机材料的设计。利用热力学计算与动力学模拟预测了不同工艺条件下的有机材料,如复合材料、梯度材料及太阳能电池等的组织结构演化过程,为更好地控制材料制备过程中的组织结构进而控制材料的性能提供了一定的理论依据,为新材料的设计开发提供了理论支持。

摘要：介绍了材料设计的研究现状,利用热力学计算与动力学模拟方法预测了不同制备条件下复合材料、梯度材料及聚合物太阳能电池的组织演化。结合材料设计理念,提出通过改变混合体系的成分、淬火条件等,从制备过程中组织结构演化控制材料的形态获得所需性能材料的材料设计思路。

材料设计与热力学相图计算 第3篇

一、识图

对初学者来说，相图是非常陌生而深奥的新概念，因此教师应先对学生进行必要的启蒙教育。在明确相图的概念时，教师要强调研究相图的重要作用，提醒学生引起高度重视，并做好啃 “硬骨头”的心理准备，端正学习态度。

教师切莫急于求成，不能一把相图挂出来就开始介绍，而是要采取循循善诱的方法，防止挫伤学生的积极性。例如，教师把源于最初图形的5个区Fe-C化合物组成的相图一边讲解一边画在黑板上，使学生从中明白图中稳定的化合物可以作为独立的组元，由于铁碳二元素相互作用形成了不同性能的合金材料，当含碳量大于5%时，铁碳合金材料实用价值不大（脆性大）。因为在实际生产中只能采用能用的材料，因此就仅限于对Fe-Fe3C部分进行研究，即含碳量为0%～6.69%的范围内，这就是人们常说的相图。教师可进一步把此图形顺利演变成现在能用的较复杂的相图图形，自然而然地呈现在黑板上。同时教师也要指出，该相图中省略了用处不大的左上角和左下角两处，才成为现在的所谓简化后的Fe-Fe3C相图图形。教师要及时强调图上的坐标具有的象征性标志意义，如在两侧的坐标分别表明着纯铁的固有属性，而横坐标则表明了部分铁碳组织的碳含量。这样步步深入的过程有利于培养学生边绘图边识图的技巧和分析相图的清晰思路，为下一步理解相图打下良好的基础。

二、解图

1.注重解析相图中重要的点、线的意义

这部分为相图的重点内容，教师在授课时要精心设计，重点突破。对于重点内容，教师应注重其特性和实用意义的讲解。在学生对相图有了一定的认识基础之后，教师要因势利导，把学生的注意力引向理解相图中的7个特性点和6条特性线上，以及钢部分与奥氏体邻近区域及以下几个区域的组织上来，针对问题进行重点解析，突出强调这些内容与生产实践的密切联系。例如，奥氏体与共晶点，共析点，A1、A3、Acm3个常用线之间存在着的顺逆转变的关系，将对钢铁材料的合理使用，各种热加工工艺及工艺废品的分析等都具重要的指导意义。在教学的过程中，教师要善于运用创新手段开展教学活动，多做实验、合理利用多媒体等，这样有助于加深学生理解，从而取得事半功倍的教学效果。

2.区域的组织特征辨别

铁碳合金结晶后的固态组织结构不尽相同，教师要利用显微镜让学生观察其组织结构的特征，辨别差异。教师要告知学生，正是这些不同的差异决定了其力学性能的不同，从而决定了材料能否在使用中发挥效能。搞清显微组织的结构特点，查清其原因，做出正确判断，无疑对材料的改性等工艺以及追求最佳决策方案具有非常重要的指导意义。

三、画图

实践证明，为了巩固教学效果，教学过程中师生一起边吟（相图决）、边画、边讲，互相交流绘图技巧，是行之有效的方法之一。所谓“熟能生巧”，练多了，学生自然就掌握了画图方法，强化了对相图的理解，无形中使学生沉浸在想象相图的意境中，欣赏画图成果，随时反映相图特征，为今后的学习和工作打下扎实的功底。

四、归纳

通过对相图的学习，一些学生会感到所要掌握的知识太多、太散，难以构成知识链，时间一长就摸不着头脑了。于是他们就想把学过的课程浓缩成精华，编辑成易于掌握的资料，以便于今后的学习和工作参考，这就需要教师出面帮助解决了。教师把所讲过的课程进行必要综合，可采用图表之类的形式推荐给学生。

五、应用

综上所述，学生应当明白，相图表明了含碳量不同时，其组织、性能的变化规律也提示了相图中的不同成分在不同温度下组织和性能的变化。正因为如此，教师更应着重强调这些钢铁材料在生产实践中广泛应用的重要依据。教师可以从以下几个方面加以说明。

1.在选材方面的应用

铁碳合金相图总结了铁碳合金的平衡组织和性能随成分变化的规律，为按力学性能要求进行零件的选材提供了依据。对于要求塑性、韧性好的建筑结构构件和各种型钢等应选碳质量分数较低、铁素体组织多的钢材，即碳质量分数小于0.25%的低碳钢；对强度、塑性、韧性都有较高要求的机械零件应选用碳质量分数适中的中碳钢；对要求高硬度、高耐磨性的各种工具则应选碳质量分数高的钢种。白口铸铁硬度高、脆性大，不能进行切削加工及锻造成形，应用很少，但其耐磨性很高，可用于少数需耐磨而不受冲击的零件（如拔丝、轧辊、球磨机的磨球等）。随着生产技术的发展，对钢铁材料的要求不断提高，因此，铁碳合金相图可作为材料研制中预测其组织的基本依据，还可在碳钢中加入合金元素改变共析点的位置，从而提高钢的硬度和强度。

2.在铸造工艺方面的应用

相图标明了不同成分钢和铸铁的熔点，根据相图可以合理地确定合金的浇注温度，浇注温度一般在液相线以上50°C～100°C。而且从相图上还可以看出，纯铁和共晶合金的铸造性能最好，能获得优质铸件，所以铸造合金成分常选在共晶成分附近。在铸钢生产中WC=0.15%～0.60%时结晶温度区间较小，铸造性能相对较好，所以常被选用。

3.在锻轧工艺方面的应用

由于奥氏体具有良好的塑性变形能力，因此，钢的锻造或轧制选在单相奥氏体区适当的温度范围内进行。一般始锻温度控制在固相线以下100°C ～200°C，不能过高，否则，易引起钢材氧化严重、过热或过烧。始锻温度也不能过高或过低，以免奥氏体晶粒粗大或钢材塑性变差而导致裂纹。一般对亚共析钢的终锻（轧）温度控制在稍高与GS线即A3线；过共析钢控制在稍高于PSK线即A1线。实际生产中，各种碳钢的始锻（轧）温度为1150°C～1250°C，终锻（轧）温度为750°C～850°C。

4.在焊接工艺方面的应用

由于焊接工艺的特点是对焊接材料进行局部加热、熔化并冷却结晶，使焊件上不同的部位处于不同的温度条件下，而整个焊缝区相当于经受一次冶金过程或不同加热规范的热处理过程而出现不同的组织，引起性能不均匀。根据Fe-Fe3C相图可分析碳钢焊缝组织并用适当的热处理来减轻或消除组织不均匀而引起的性能不均匀，或选用适当成分的钢材来减轻焊接过程对焊缝区组织和性能产生的不利影响。

5.在热处理工艺方面的应用

Fe-Fe3C相图对于钢的热处理工艺的制定有极为重要的意义，各种热处理工艺的加热温度都是以相图上的临界点A1、A3、Acm为依据的，具体详见下述：

应用Fe-Fe3C时应注意以下两个方面的问题：①铁碳合金相图中仅有铁碳两种元素，而工程上使用的铁碳合金，除铁、碳两种元素外，尚有其他多种杂质或合金元素，这些元素对相图会有所影响；② Fe-Fe3C相图虽然表示了铁碳合金在不同温度下的组织状态，但这种组织是以极慢冷却速度冷却得到的平衡组织，而生产实践中，冷却速度不可能如此缓慢，在冷却速度较快时，合金的相变临界点及冷却后的组织与相图中所表示的不同。归根到底，其目的在于使学生获取更多具有实用价值的知识，对今后钢铁材料的合理使用、各种热加工工艺的制定及工艺废品的分析提供了理论依据。我们有理由相信，只要学生充分发挥所掌握的知识，将来就能在自己的工作岗位上做出自己应有的贡献。

材料设计与热力学相图计算 第4篇

学生对知识的学习过程, 是一个循序渐进的过程, 需要学生在掌握基础知识的前提下对所学知识思考、理解、内化并能够在实践中灵活运用的从而使自己认识问题和解决问题的能力不断提高。职业学校的学生学习基础普遍较差, 学习能力还有待培养。大部分学生的认知特点是形象思维长于逻辑思维对于理论知识更是感到枯燥无味而铁碳合金相图是一个理论性较强的知识, 学生学起来更是难以理解, 《金属材料与热处理》这门学科与生产实践紧密联系。由于受学校教学设备的和实验室的限制学生在学习过程中不能对实验数据进行处理和分析从实验中亲自绘出相图!并且相图包含内容较多, 乍一看来———较多的点和线, 学生学习起来往往感到千头万绪, 不知从何入手, 抓不住重点, 对其理解起来较难。所以铁碳合金相图也是全书的难点。如何使学生够彻底地掌握铁碳状态图并应用到生产实践中我从教学中总结出如下几方面:

授课时要由浅入深、由表及里、层层阐述、前面所讲的为后面所学的知识的基础, 后面所讲的知识又是前面知识的必然发展和结论。所以时刻注意知识的连贯性, 循序渐进。在分析铁碳合金相图时要注意对纯铁的同素异晶转变、铁碳合金的基本相等基础知识的复习, 由于内容较散、概念抽象为了便于学生理解和记忆, 笔者进行归纳和总结并通过公式将分散的知识有机的联系起来, 使内容直观易懂, 减轻了学生的理解和记忆负担。例如:在复习铁碳合金的基本相时设计了如下公式;

归纳和总结

铁素体存在温度在912°C以下, 而奥氏体A碳的溶解度较高1148°C时最大达到2.11%在727°C时为0.77%渗碳体纯铁Fe3C的熔点在1227°C以下, 含碳量碳量为6.69%珠光体P (F+Fe3C) 的存在温度是727°C以下, 含碳量:0.77%, P是A共析转变的产物。莱氏体Ld的存在温度:1148°C~727°C———Ld=A+Fe3C

纯铁的熔点是1538°C

铁碳合金相图分析及作图步骤

相图分析时以点和线为中心, 依据液相的成分沿液相线变化, 固相的成分沿固相线变化的结晶原理, 围绕共析转变———共析线, 共晶转变———共晶线, 两个典型的转变过程 (两条线) 及线上两个典型的点———共析点、共晶点, 推断其周围的点、线的含义及各区域对应的组织。

围绕二条平线 (共晶反应线, 共析反应线) , 六个关键点, 画出简化铁碳合金相图。首先画学生很容易理解和接受的水平线 (共析线、共析线) 及竖直线 (按奥氏体的溶碳能力、莱氏体的含碳量) 然后在画点 (特性点) , 接着连线 (按相存在的温度范围和含碳量的范围进行连线) , 就可得到一个清晰完整的简化状态图。最后填写相组成物 (先填写四个单相区, 即铁素体区、奥氏体区、液相区与渗碳体区。再填写五个两相区。凡是两个单相区之间必夹有一个两相区, 且该区中的两相分别为左右相邻两个单相区的相组成, 填写时可按此规律由上至下, 由左至右分别填写) 。

例如:

1) 画线:两条横向线有共晶线ECF1148°C温度线上所有点都会发生共晶转变。共析线PSK727°C温度线上所有点都会发生共析转变。对于三条纵向线分别是奥氏体A碳的溶解度:较高1148°C时最大为2.11%。

727°C时为0.77%那么首先:第一条线:以横坐标上含碳量2.11%为点画纵向线, 交1148°C温度线于E (碳在奥氏体中最大溶解度点) 第二条线:以横坐标上含碳量0.77%为点画纵向线, 交727°C温度线于点S即共析点。莱氏体:是含碳量为4.3%的液态铁碳合金在1148°C时的共晶产物。第三条线:以横坐标上含碳量4.3%为点画纵向线, 交1148°C温度线于点C即共晶点。

2) 找点:912°C纯铁的同素异构转变点为G点。1127°C渗碳体的熔点为D点。1538°C为纯铁的熔点———A点。

3) 连线:连接A、C、D点为液相线, 连接A、E、C、F点为固相线, 连接G、S (A3) 为奥氏体与铁素体的相互转变线。

连接E、S (Acm) 为碳在奥氏体中的溶解度线。

4) 划分相图区域:分四个单向区:液相线ACD以上是液相区L, 固相线AESG是奥氏体相区A, DFK:渗碳体相区Fe3CGPQ:铁素体相区F。

纵线4.3%:727°C~1148°C为Ld线左为A+Ld+Fe3CⅡ线右Ld+Fe3CⅠ。

727°C以下为L’d线左为P+L’d+Fe3CⅡ线右为L’d+Fe3CⅠ。

纵线0.77%:727°C以下为P线左为P+F线右为Fe3CⅡ+P。

727°C以上, S点以左为A, S点以右为Fe3CⅡ。

ACD与AECF线之间为二向区:AEC相区为L+ACDF相区为A+Fe3CⅡ。