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一、基本概念
（一）固溶限
對合金系統而言在某一特定溫度，溶- 原子可溶在溶劑內而形成固溶體的最- 濃度；此濃度稱固溶限或溶解度。添- 加之溶質濃度超過此固溶限，結果會- 成另一種固溶體或形成具有不同成分- 化合物。
（二）相
相可定義為合金系統中一均質的成份- 它具有均一物理和化學特性。每一種- 材料或金屬均可視為一個相，因此它- 可能是固體、液體、氣體中的一種。
當水和冰出現在同一容器中，二個分- 相共存；它們在物理性上一個具有固- 相，另一個以液相呈現，但均有相同-
化學成分。同時，當一物質以二個或- 多形形式存在時（例如：同時具有FCC- BCC結構），這些結構中的每一個物體-
均是一分開相，因為它們個別物理特- 不同。
（三）顯微結構
在金屬合金中顯微結構係以出現相的- 類、個數，它們的比例以及它們分佈- 排列的方式來決定其材料特性。合金- 的顯微結構視許多變數如合金元素種- 的不同，它們的濃度以及合金熱處理- 件（包括溫度、在此溫度的加熱時間- ，冷卻至室溫的冷速）而定。
（四）相平衡（Phase Equilibria）
在合金系統中，若在某一特殊溫度、- 力和成分組合下，其合金系統自由能- 最小值，則系統係在平衡狀態下。此- 意謂著該合金系統的特性不會隨時間- 變，亦即該系統是穩定的。
相平衡（phase equilibrium）通常用於描述，合金系統存- 在多個相之平衡關係。相平衡是反應- 系統之相特性隨時間而不變。
自由能的考量以及相圖提供有關特殊- 統平衡特性的訊息，但是這些考量及- 圖並未指出獲得新平衡狀態所需的時- 間週期。平衡狀態通常是無法完全達- 的，此因為達到平衡的速率是相當緩- 的；如此的系統可說是處於非平衡或- 準安定（metastable）狀態。
一、平衡相圖
合金系統其顯微結構或相結構之控制- 相圖（phase diagram）之圖形簡要的表現出來，因此- 圖有時也稱為平衡圖或成分圖。
平衡相圖代表在平衡時，溫度和成分- 及相比例之間的關係。在本章節中，- 藉著相圖的幫助，來說明二元合金顯- 微結構控制的原理與平衡相圖之應用-
（一）二元同形系統
最容易去瞭解和解釋的二元相圖可能- 銅－鎳系統。有三個不同相區域出現- 平衡相圖中，包括α區，液體（L）區- ，以及二相α+L區。存在的單相或多相- 域明顯列於相圖中，單相或多相在整- 個溫度和成分範圍被相界線所劃分。
液體L是一均勻溶液包含了銅和鎳。α- 是包含銅和鎳原子所形成的固溶體，- 有FCC晶體結構。在溫度低於約1080℃-
對所有銅鎳合金成分而言，銅和鎳兩- 在固態時均互相溶合。此種完全溶解- 度可以用銅和鎳有相同晶體結構（FCC-
，而且有幾乎相同的原子半徑和陰電- ，以及相似價電子數。銅－鎳系統稱- 為同形（ismorphous），因為兩成分液態-
全溶合且固態也完全溶合。
同形合金在非平衡情況下產生凝固有- 個現象，其中最常見的是在晶粒內二- 元素的分佈會產生不均勻的現象，此-
現象稱為偏析。每個晶粒中心是首先- 固的部份，它含有較多高熔點元素，- 而低熔點元素的濃度由此處至晶界將- 隨位置而增加。核心偏析可藉著均質-
熱處理去除改善，特殊成分合金而言- 此種熱處理係在低於固相線下的溫度- 實施，在實施過程中產生原子擴散，- 而可得到成分均勻的晶粒。
對所有低於最低熔點成分的所有溫度- 成分而言，只有單一固相存在。因此- 每種同行系統均可實施固溶強化，或- 藉著加入其他成分可使強度和硬度增- 。
（二）二元共晶系統（Binary Eutectic Systems）
另一型常見且相對簡單的相圖可用二- 銅－銀合金系統來說明。此種相圖稱- 二元共晶相圖，在圖中發現三個單相-
區：α，β和液相，α相是富銅的固溶- ；它係含有銀為溶質而具有FCC晶體結- 的固溶相。β相固溶體也具有FCC結構-
但含有的溶質為銅元素。在技術上，- 純銅和純銀分別被視為α和β相。
在溫度低於779℃（1434℉）時，固溶限- 線將α相和α+β相區分開稱為溶解度- 線（固溶線solvus line）；α和α+L區域之邊界AB稱為固相- （solidus line），此相圖系統如圖5.1所示。
在銅－銀系統包含三個兩相區：分別- α+L，β+L和α+β。在α+β相範圍內的所- 成分和溫度而言，α相和β相固溶體- 存；α相+液相和β相+液相也分別在它- 相區內共存。此外，各相成分和含相- 的相對含量也可以使用結線和槓桿法- 決定之。
對成分CE的合金而言，當它改變溫度通- 過TE時會產生一個重要的反應；這個反- 應可寫成下式：
L(CE) α(CαE)+β(CβE)
在冷卻時，於TE溫度液相轉換成兩個固- 相α相及β相反地；加熱時產生相反的- 應，此反應稱共晶反應（eutectic
reaction），CE和TE分別代表共晶成分和- 晶溫度；CαE和CβEe分別代表在TE溫度- α相和β相的成分。因此，對銅－銀系-
統，共晶反應的反應式可寫成下面式- ：
L(71.9wt%Ag) α相(8.0wtAg)+β相(91.2wt%Ag)
而通常在TE的水平固相線稱為共晶等溫- 線。
（三）共晶合金顯微結構
依成分組成不同二元共晶系統的合金- 慢速冷卻過程可能出現數種不同型式- 顯微結構。
首先考慮的是介於室溫固溶限和在共- 溫度的最大固溶率之間的成分。對於- －錫系統（圖5.2所示）而言，這些成-
分由大約2wt%錫到18.3wt%錫（對富鉛合金- 而言）以及從97.8wt%錫到大約99wt%錫（- 富錫合金而言）。現檢視成分時合金-
當它沿圖5.2從350°高溫慢速冷卻之情- 當溫度下降到液相線時（圖5.2的AE線- ），熔融相中開始有固態的α相產生-
當溫度下降到和固相線（圖5.2中的AB- 段）相交時，所有的液相全部轉變成- α相，其顯微結構為包括成分15wt%錫的-
晶粒。在冷卻通過固相線（圖5.2中BC- 段）後，α之固溶率已超過其溶解率- 因此將造成β相小顆粒（β相為含錫量-
高達98wt％的固溶相）的形成。
第二種情況將考慮共晶成分61.9wt%錫的- 固現象，現考慮具有此一成分的合金- 在圖9.11中的液相區範圍（例如：250℃-
的溫度冷卻。當溫度下降時，在達到- 共晶溫度183℃前沒有任何變化。均是- 一液相圖冷卻一通過共晶等溫線時，-
體立即變態成兩個相α相和β相，這- 變態可由下列反應式表示
L(61.9wt%錫)→α相(18.3wt％錫)+β相(97.8wt%- )
式中α相和β相成分如共晶等溫線的端- 成分（如圖5.2中的B點及G點成分）所- 。
第三種顯微結構變化發生於共晶外的- 它所有成分，當冷卻通過共晶等溫線- 情形如圖5.2中的BG線段，考慮含40wt％-
錫濃度的錫鉛合金，其成分位於共晶- 左側；當溫度下降時（例如300℃），- 過液相線時，會有α固溶相的顆粒首-
形成，此顯微結構的發展類似於第一- 種情況在剛好通過共晶等溫線之前，- 有α和液相二種相出現，由結構線約- 決定，其成分各分別約為18.3
wt%錫和61.9wt%錫。當溫度剛好下降到低- 共晶點時，具有共晶成分的液相將變- 態成共晶結構（亦即，相互交錯的α相-
和β相層狀析出物），已形成的α相在- 卻通過共晶等溫線（BG線段）則無重- 變化。
（四）共析和包晶反應
除了共晶之外，其它包含三個不同相- 相變態反應亦可在某些合金系統發現- 其中在於銅－鋅合金系統內，當溫度-
在560℃（1040℉）及組成成分為74wt%鋅- 26wt%銅時，會產生一個固溶相變態成- 個不同固溶相的反應。在冷卻時固體-
相根據下式反應變態成其它兩個固溶- （γ和ε）：
δ相＋L相；→ε相
其逆反應存在於加熱過程。它被稱為- 析（或類似於共晶）反應（eutectoid reaction），而在560℃其組成成分點和水- 平結線分別稱為共析點和共析等溫線-
包晶反應（peritectic reaction）也是另一種在平衡時，包含三- 種不同相的相變態反應。此種反應是-
加熱或凝固過程，一個固相轉換成一- 相和另一種固相。銅－鋅合金系統包- 晶反應是在598℃（1108℉）的溫度和78.6-
wt%鋅－21wt%銅成份的合金，此反應如下- ：
δ相＋L相→ε相（五）具有中間相或化合物的平衡圖
前面所探討的相圖是較簡單的，對於- 多二元合金系統而言常含有更多固溶- 及金屬間化合物，使得相圖格外的複-
雜許多。共晶銅－銀相圖和鉛－錫相- 均有兩個固溶相，即α相和β相，這些- 相亦稱為終端固溶體，因為它們係存-
於整個成分範圍靠近相圖濃度較高兩- 點。對其它合金系統，中間固溶體可- 發現在除兩成分端點的其它區域。就-
銅－鋅合金系統。其相圖（圖5.3）首- 看起來似乎是很龐大困難，因為圖中- 有一些類似於共晶反應的變態點和反-
而尚未被探討過。此外，它有六種不- 固溶體，包括－兩個終端固溶體（α- 和η相）和四個中間固溶體（β相、β-
’相、γ相及ε相），靠近圖5.3底端的- 些相界以虛線表示，此乃因為它們的- 相界位置還沒有正確地被確定。
對某些系統而言，在相圖中可發現不- 續的中間化合物，這些化合物具有固- 化學式而不是固溶體，這些化合物稱- 為金屬間化合物（intermetallic compound）。在相圖中常以一垂直線代表- 這些金屬間化合物，而不是以一有限- 度相區表示。
一、鐵碳合金相圖分析
（一）共析合金
鋼鐵具有複雜的相圖，其一端為α相固- 溶體，另一端為Fe3C之金屬間化合物，- 圖5.4所示。在通過γ區進入α+Fe3C雙相-
區，所產生的相變化是相當複雜的首- 考慮共析成分（含0.76wt%C）的合金，- 共析鋼慢慢冷卻通過共析溫度所產生-
顯微結構，會產生，交錯的層狀物或- 兩相（α相和+Fe3C碳化物）的層狀組織- 在此種情況下，相對層狀物厚度比例-
大約是8比1（α肥力相：Fe3C碳化物）。- 此種顯微結構稱為波來鐵（pearlite），- 因為在低倍率顯微鏡下觀察時，其具-
如渦流源頭的外觀圖。
波來鐵中α向和Fe3C碳化物交錯層形成- 原因和共晶結構形成的原因是一樣的- 因為母相成分不同於各產物相的成分-
，因此相變態需藉由擴散使碳重新分- 。此種共析反應的顯微結構之變化，- 要靠碳原子的擴散，以共析合金而言-
，碳原子濃度分別由0.76wt％擴散到0.022- wt%肥粒鐵區及碳含量6.7wt%雪明碳鐵層- 且波來鐵由晶界延伸進入未反應的沃-
田鐵晶粒內。層狀波來鐵的形成原因- 主要是因為形成此種結構時，其碳原- 只需擴散一個最小距離，因而最符合- 金熱力學反應原理。
（二）亞共析合金
接下來解說共析成分以外的其它鐵－- 化鐵合金的顯微結構考慮共析點左邊- 成分，即介於0.022wt%和0.76wt%碳之間的-
相區，此稱為亞共析（少於共析）合- （hypoeutectoid alloy）以碳含量0.25wt%的碳為例。在大-
850℃的溫度，顯微結構整體為一單一- 相的晶粒，當溫度徐徐冷卻至約820℃- 此時開始進入α＋α雙相區，此時會-
顆粒狀的α相從γ相中析出，此α相稱- 初析α相。其顯微結構係二相共存的- 許多小的α相顆粒將沿著原來γ相晶-
形成。當溫度冷卻至723℃以上時，剛- 在共析溫度之上方，因此但仍然位於- α+γ區內，初析α相的分率將增加而顯-
結構顯示α顆粒將成長變得較大。當- 度下降到剛好低於共析點723℃以下，- 所有在共析溫度出現的γ相（此γ相具-
共析成分，即含0.76wt%的碳）將根據- 述共析反應轉換為波來鐵。出現在波- 鐵中的肥粒鐵稱為共析肥粒鐵，而較-
早形成的肥粒鐵稱為初析（意指在共- 之前）肥粒鐵。
（三）過共析合金
含C量介於0.7 wt%6和2.14wt%的碳鋼稱為過共析合金（hyp- ereutectoid
alloy）。由γ相區範圍的溫度冷卻下來- 得初析雪明碳鐵及波來鐵的顯微結構- 。以含碳量1.1wt％碳鋼為例，在約900℃-
時，其顯微結構只有γ晶粒單相出現。- 徐徐冷卻進入γ+ Fe3C相區（例如830℃左右），雪明碳鐵- 著最初γ相晶界開始形成，此雪明碳-
稱為初析雪明碳鐵。當溫度持續下降- 到通過共析點723℃以下時，所有剩下- 共析成分的沃斯田鐵轉換成波來鐵，-
此最後的顯微結構包括波來鐵和網狀- 初析雪明碳鐵為其機械性質因網狀雪- 碳鐵硬脆的緣故而較少使用。。
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