金属材料中的各种相

孤鸿踏雪

         α铁  纯铁在912℃及以下温度，以体心立方结构存在的同素异构体，也写做α-Fe。
　　　α相
　　　（1）氮在α-Fe中的间隙固溶体（含氮铁素体），具有体心立方晶格。590℃时氮在α-Fe中的最大固溶度为0.1％，温度下降，固溶度减小。室温时α相的溶氮量不超过0.001％，由此可见，饱和的α相在缓慢冷却过程中有γ/相析出。
　　　（2）Cu-Zn合金相系锌溶于铜中的固溶体，具有面心立方晶格结构。
　　　α/相  铁氮马氏体，K·H·Jack认为可用分子式Fe8N来表示。由γ相急冷至室温获得。α/相具有较高的硬度（约650HV），这是碳素钢进行渗氮—加热淬火复合处理增加深层硬度和硬化层深度的基本原因。
　　　α//相  即Fe16N2相，含氮超结构铁素体，是过饱和α相在室温或稍高于室温下时效时，氮原子在母相（100）上丛聚形成的圆盘形（G· P·区），在较高温（如300℃）下进一步有序化并长大转变为γ-Fe4N。
　　　β相  凡电子浓度为3/2的电子化合物一般称为β相，多数为体心立方结构，如Cu-Zn合金相系中的CuZn。见电子浓度。
　　　β/相  电子化合物CuZn在456~468℃发生有序化转变形成的有序固溶体。
　　　γ相  
　　　（1）是以电子化合物Cu5Zn8为溶剂的固溶体，具有复杂立方晶格（有资料介绍为有序体心立方晶格），凡电子浓度为21/13的电子化合物均具有复杂立方结构，称为γ相。
　　　（2）氮在γ-Fe中的间隙固溶体（含氮奥氏体），具有面心立方晶格，存在于590℃共析温度以上。氮在γ-Fe中的固溶度远大于其在α-Fe中的固溶度，于650℃时达到最大值2.8％。缓冷时，γ相在590℃分解形成类似珠光体的α+γ/共析体。淬火急冷时，γ相转变为含氮马氏体（α/相），其硬度约为650HV。
　　　γ/相  一种成分可变的间隙相，含氮在5.7~6.1％范围内，当含氮量为5.9时，其成分符合Fe4N化学式，氮原子有序地占据由Fe原子组成的面心立方点阵的间隙位置，硬度约为550 HV。大约在680℃以上，γ/相分解转变为ε相。
　　　γ2相  是以电子化合物Cu9Al4为基的固溶体，具有复杂立方晶格，也有人认为是Cu32Al19或Cu2Al为基的固溶体。
　　　δ相  
　　　（1）在许多过渡族的二元和三元合金中出现的一种具有四方晶格结构的无磁性的金属间化合物。在高镍铬和高铬不锈耐热钢和合金中，是经常出现的一种硬脆的铁铬中间相。
　　　（2）是以电子化合物Cu31Sn8为基的固溶体，具有复杂立方晶格。
　　　（3）Cu-Zn合金相系中具有有序体心立方晶格的CuZn3，只稳定存在于697~538℃的温度范围。
　　　ε相  
　　　（1）是以电子化合物CuZn3为溶剂的固溶体，具有密排六方晶格。
凡电子浓度为7/4的电子化合物均具有密排六方结构，称为ε相
　　　（2）一种含氮范围变化很宽的间隙相，在500℃以下，ε相的成分大致在Fe3N（8.1％N）和 Fe2N（11.1％N）之间。温度升高，则浓度可变范围加大；反之，将从含氮小于8.25％N的ε相中析出γ/相，ε相一般表达式为Fe2~3N，氮原子有序地占据由Fe原子组成的密排六方晶格的间隙位置，其显微硬度约为265 HV。
　　　　η相  Cu-Zn合金相系铜在锌中的固溶体，具有密排六方晶格结构。
　　　　θ相  条状马氏体在250~400℃范围回火所形成的比ε碳化物（Fe2C）更稳定的渗碳体（Fe3C）。这种θ相以薄片或短杆状形成于马氏体的位错线或界面上，也是以形核和长大方式进行。
　　　　θ/相  铝合金时效过程中出现的一种过渡相，成分接近CuAl2，属正方结构。
　　　　θ//过渡相  铝合金时效过程出现的有序富铜区，根据电子衍射和χ射线结构分析：θ//相为正方有序结构。
　　　　ξ相  以Fe2N为基的固溶体，Fe2N为一种斜方晶格的间隙相化合物，含氮量为11.07~11.18％ ，仅存在于500℃以下，用Fe2N表示，性脆，耐蚀。
　　　　σ相  不含Ti、Nb、Ta等的超低碳奥氏体不锈钢，通常在其敏化温度（430～820℃）保温，如在高温下长期停留却可能形成的一种相（FeCr）。
　　　　χ相  淬火钢在回火过程中出现的一种过渡碳化物（“Hagg” 碳化物），其晶格结构属复杂斜方晶系，以χ-Fe5C2表示。