材料科學(xué)基礎(chǔ)鐵碳相圖

材料科學(xué)基礎(chǔ)FundamentalsofMaterialsScience賈涓

,6359,31888184金屬材料工程內(nèi)容學(xué)時(shí)1.金屬的晶體結(jié)構(gòu)162.金屬的結(jié)晶83.合金相結(jié)構(gòu)與二元合金相圖124.鐵碳合金相圖85.三元合金相圖126.金屬的塑性變形107.回復(fù)與再結(jié)晶108.金屬的固態(tài)擴(kuò)散610.金屬材料的強(qiáng)化機(jī)制8總學(xué)時(shí)90材料科學(xué)基礎(chǔ)FundamentalsofMaterialsScience第一章金屬的晶體結(jié)構(gòu)CrystalstructureoftheMetals1.1金屬鍵離子鍵共價(jià)鍵分子鍵——范德華力氫鍵原子間的鍵合方式：失去電子的金屬離子浸在自由電子的海洋中晶體結(jié)構(gòu)空間點(diǎn)陣與晶格晶胞晶格常數(shù)抽象成純粹的幾何點(diǎn)選取幾何單元CrystalstructureSpacelatticeCrystallatticeUnitcellSpaceunitLatticeconstantLatticeparameter晶體學(xué)基礎(chǔ)Fundamentalsofcrystallography1.2英國(guó)礦物學(xué)家及晶體學(xué)家William.Hollowes.Miller(1801.4.6-1880.5.20)一種礦石名為“針鎳礦”是以他的名字命名的（millerite）。在WilliamWhewell

辭職后，他在1832年接替得到了這個(gè)礦物學(xué)家教授的職位直到1870年。他的主要作品《晶體學(xué)》在1838年發(fā)表，同年他被選舉為英國(guó)皇家學(xué)會(huì)會(huì)員，米勒指數(shù)就是以他的名字命名的，他的方法早在1839年就已經(jīng)在他關(guān)于晶體學(xué)的文章中表述過了.晶向指數(shù)和晶面指數(shù)(Millerindices)

——材料名人與故事體心立方(body-centeredcubic)面心立方(face-centeredcubic)密排六方(close-packedhexagonal)參考球與球面投影補(bǔ)充：晶體的極射赤面投影晶向和參考球相交的點(diǎn)稱跡點(diǎn)。

晶面的法線和球面的交點(diǎn)稱為極點(diǎn)，用來(lái)表示該晶面。晶體學(xué)基礎(chǔ)晶體非晶體(原子規(guī)則排列)(原子不規(guī)則排列)晶體結(jié)構(gòu)空間點(diǎn)陣、晶胞7/14極射赤面投影(二維)（晶向、晶面）指數(shù)、族、晶帶、間距、夾角FCCBCCHCP幾個(gè)參數(shù)堆垛方式間隙多晶型晶體缺陷與晶體強(qiáng)度點(diǎn)缺陷

(PointDefect)晶體中的點(diǎn)缺陷包括空位、間隙原子、雜質(zhì)或溶質(zhì)原子以及它們組成的復(fù)雜缺陷。1-空位；2-自間隙原子；3-間隙原子；4，5-置換原子一些金屬的理論強(qiáng)度與實(shí)驗(yàn)強(qiáng)度比較晶體理論強(qiáng)度(G/30)GPa實(shí)際強(qiáng)度/MPa理論強(qiáng)度/實(shí)際強(qiáng)度Ag2.640.37~7×103Al2.370.78~3×103Cu4.100.49~8×103Ni6.703.2-7.35~2×103Fe7.1027.5~3×102Mo11.3371.6~2×102Nb3.4833.3~1×102Cd2.070.57~4×103Mg（柱面滑移）1.4739.2~4×10Ti（柱面滑移）3.5413.7~3×102Be（基面滑移）10.321.37~8×103Be（柱面滑移）10.3252~2×102柏氏矢量示意圖----螺型位錯(cuò)位錯(cuò)的滑移位錯(cuò)的滑移面缺陷

晶體中的面缺陷包括表面、相界、晶界（大角、小角、孿晶界、亞晶界）。low-anglehigh-angleGrainIGrain2Grain3原子規(guī)則排列點(diǎn)陣、結(jié)構(gòu)晶系/布拉菲點(diǎn)陣三維描述7/14，兩者差異？金屬單質(zhì)fcc，bcc，hcp結(jié)構(gòu)參數(shù)原子個(gè)數(shù)配位數(shù)密排面……影響因素本章小結(jié)原子偏離規(guī)則排列位置點(diǎn)缺陷線缺陷面缺陷類型平衡濃度本質(zhì)、特征、類型、組織形貌柏氏矢量、位錯(cuò)密度滑移、攀移表面晶界（大角、小角）相界CrystallizationofMetals第二章金屬的結(jié)晶晶體液體結(jié)晶結(jié)晶：液體-->晶體凝固：液體-->固體（晶體或非晶體）freezing2.1結(jié)晶的基本概念純晶體的結(jié)晶過程形核+長(zhǎng)大Nucleation+Growth

具體過程：不同地點(diǎn)同時(shí)、不斷形核→核長(zhǎng)大→相遇→多晶體。結(jié)晶速度：取決于形核率N和長(zhǎng)大速度G,一般△T↑，結(jié)晶速度↑。2.2.1均勻形核

homogeneousnucleation由均勻母相中形成新相結(jié)晶核心的過程，是一種無(wú)擇優(yōu)位置的形核。△G有一最大值，對(duì)應(yīng)于rk稱rk為：臨界晶核b.均勻形核的形核功△Gk為形核功均勻形核的條件必須過冷，過冷度越大，結(jié)晶的趨勢(shì)也越大。同時(shí)具備與過冷度相適應(yīng)的r≥rc晶核和形成晶核的能量。2.2.2非均勻形核

non-homogeneousnucleation實(shí)際生產(chǎn)時(shí)，金屬液體中難免含有少量雜質(zhì)，而且總是在一定容器中凝固，為液體原子在固態(tài)雜質(zhì)顆粒表面及容器表面形核創(chuàng)造了條件。擇優(yōu)位置形核的過程就是非均勻形核。非均勻形核比均勻形核過冷度小得多。2.3.1液-固界面的微觀結(jié)構(gòu)a.平滑界面(smoothinterface)b.粗糙界面(roughinterface)1.連續(xù)長(zhǎng)大：液固界面微觀粗糙，通過液相原子向所有位置普遍添加的方式進(jìn)行，使整個(gè)界面沿法線方向向液相中移動(dòng)。2.3.2晶核長(zhǎng)大機(jī)制2.二維晶核長(zhǎng)大機(jī)制微觀光滑界面，依靠能量起伏，長(zhǎng)大速率緩慢。3.螺型位錯(cuò)長(zhǎng)大機(jī)制：若界面上存在著螺型位錯(cuò)，使界面出現(xiàn)臺(tái)階，液相中原子便可不斷地添加到這些臺(tái)階上面使晶體長(zhǎng)大。2.3.3純金屬的生長(zhǎng)形態(tài)TmTX負(fù)溫度梯度TTmX正溫度梯度(在固液界面上實(shí)際上存在著兩種溫度梯度)2.3.5晶粒大小的控制晶粒大小稱為晶粒度，通常用晶粒的平均面積或平均直徑表示。研究凝固過程的主要目的之一是探索控制鑄造金屬組織，首先是晶粒大小，晶粒大小對(duì)金屬材料的力學(xué)性能具有重要影響。伸長(zhǎng)率%平均直徑mmσb(MPa)9.77.02.516418621028.830.639.5晶粒的大小取決于晶核的形成速度N和長(zhǎng)大速度G。N/G比值越大，晶粒越細(xì)小。因此，凡是促進(jìn)形核、抑制長(zhǎng)大的因素，都能細(xì)化晶粒.2.4.1金屬鑄錠組織外層是隨機(jī)取向的等軸細(xì)晶的細(xì)晶區(qū)，又稱激冷區(qū)。ChillZone平行于熱流方向排列的柱狀晶晶區(qū)。ColumnarZone在鑄錠中心的較粗大的隨機(jī)取向等軸晶粒的等軸晶區(qū)。EquiaxedZone2.4金屬鑄錠的組織與缺陷2.4.2鑄錠組織的控制澆鑄溫度冷卻速度化學(xué)成分變質(zhì)處理機(jī)械振動(dòng)與攪拌等等物理不均性：縮孔、疏松、氣泡、裂紋結(jié)晶不均性：晶粒大小、形狀、位向和分布化學(xué)不均性：宏觀偏析、顯微偏析鑄件內(nèi)部的宏觀組織及宏觀缺陷2.4.3金屬鑄錠中的缺陷成型的第一個(gè)環(huán)節(jié)回答：1.結(jié)晶的熱力學(xué)條件

2.結(jié)晶過程遵循的基本規(guī)律

3.如何控制晶粒使性能最佳基本規(guī)律結(jié)晶前的液體/晶胚形核長(zhǎng)大本質(zhì)原子跨過界面；方式？界面/擴(kuò)散控制？本章小結(jié)類別熱力學(xué)條件（臨界半徑/形核功）影響因素及控制材料科學(xué)基礎(chǔ)FundamentalsofMaterialsScience第三章合金相結(jié)構(gòu)及二元相圖合金相結(jié)構(gòu)總結(jié)合金相固溶體中間相/金屬間化合物置換固溶體間隙固溶體正常價(jià)化合物電子化合物間隙相與間隙化合物拓?fù)涿芏严郚i-Cu合金相圖，是最簡(jiǎn)單的相圖之一42wt%Ni20120013003040501100L(liquid)a

(solid)L

+aL

+aT(°C)A35C0L:35wt%NiCu-Nisystem?Phasediagram:Cu-Nisystem.?ConsidermicrostucturalchangesthatpanythecoolingofaC0=35wt%Nialloy46354332a:43wt%NiL:32wt%NiBa:46wt%NiL:35wt%NiCEL:24wt%Nia:36wt%Ni2436D3.4.2勻晶系合金的平衡凝固c10f05Developmentofmicrostructureduringthenon-equilibriumsolidificationofa35wt%Ni-65wt%Cualloye:Segregation-nonuniformdistributionofelementswithingrains.Weakergrainboundariesifalloyisreheated.3.4.3勻晶系合金的非平衡凝固偏析：實(shí)際鑄造生產(chǎn)中，合金在鑄型中的冷卻速度比較快，是非平衡態(tài)。☆晶體內(nèi)部化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象稱晶內(nèi)偏析☆晶內(nèi)偏析決定于冷卻速度，偏析元素的擴(kuò)散能力以及液固相線之間距離枝晶偏析：樹枝晶的枝干和枝間化學(xué)成分不均勻的現(xiàn)象。a.平衡凝固，b.熔液中溶質(zhì)完全混合c.熔液中溶質(zhì)完全不混合d.熔液中溶質(zhì)部分混合濃度C010C0k0cdbac3.2.2成分過冷TAT0LTA-mC0/K0B%C0A溫度(a)純金屬有其固定的理論凝固溫度Tm,當(dāng)液態(tài)金屬中實(shí)際溫度低于Tm時(shí)引起的過冷－－熱學(xué)過冷。SLZ溫度界面T0GRTT1溫度溫度溫度界面C0界面距離ZZZT0(b)(c)(d)(e)482componentshasaspecialcompositionwithamin.meltingT.Binary-EutecticSystems?3singlephaseregions

(L,a,b)

?Limitedsolubility:a:mostlyCub:mostlyAg

?TE:NoliquidbelowTE:CompositionattemperatureTE

?CE

Cu-Agsystem

L(liquid)aL

+aL+b

ba+b

C,wt%Ag2040608010002001200T(°C)

400600800

1000CETE8.071.991.2779°C

coolingheating?Eutecticreaction

L(CE)

(CE)+(CE)?Foralloyswhere

C0<2wt%Sn?ResultatroomtemperatureisapolycrystallinewithgrainsofaphasehavingcompositionC0MicrostructuralDevelopments

inEutecticSystems-I0L+a200T(°C)

C,wt%Sn10220C0300100La

30a+b400(roomTsolubilitylimit)TEaLL:C0wt%Sna:C0wt%SnPb-Snsystem3.5.2合金的平衡結(jié)晶及其組織（以Pb-Sn相圖為例）2wt%Sn<C0<18.3wt%Sn?Resultsinpolycrystallinemicrostructurewitha

grainsandsmallb-phaseparticlesatlowertemperatures.MicrostructuralDevelopments

inEutecticSystems-IIL

+

a200T(°C)

C,wt%Sn1018.3200C0300100La30

a+b400(sol.limitatTE)TE2(sol.limitatTroom)LaL:C0wt%Snaba:C0wt%SnPb-Snsystemc10f13MicrostructuresinEutecticSystems-IIIPb-Snsystem?Co=CE

?Resultsinaeutecticmicrostructurewithalternatinglayersofa

and

b

crystals.coolingheatingPb-SnMicrostructuresThedarklayersarePb-richαphase,thelightlayersaretheSn-richβphase.54?Foralloyswith18.3wt%Sn<C0<61.9wt%Sn?Result:

aphaseparticlesandaeutecticmicroconstituentMicrostructuresinEutecticSystems-IV18.361.997.8eutecticaeutecticbWL=(1-Wa)

=0.50Ca

=18.3wt%Sn

CL

=61.9wt%SnWa

==0.50?JustaboveTE:?JustbelowTE:C

=18.3wt%SnC

=97.8wt%Sn

W

=

=0.727W

=0.273wt%SnPb-SnsystemL+

200

T(°C)C,wt%Sn2060801000300

100

LabL+

40

+

TEL:C0wt%SnL

L

CL-C0CL-C

Cβ-C0Cβ-C

Primaryα

①偽共晶：在非平衡凝固的條件下，成分在共晶點(diǎn)附近的合金也能獲得100%的共晶組織。稱為偽共晶組織。②形成原因：不平衡結(jié)晶；合金成分位于共晶點(diǎn)附近。③不平衡組織由非共晶成分的合金得到的完全共晶組織。

共晶成分的合金得到的亞、過共晶組織。（偽共晶區(qū)偏移）1.偽共晶3.5.3非平衡結(jié)晶2.不平衡共晶①

不平衡共晶：位于共晶線以外成分的合金發(fā)生共晶反應(yīng)而形成的組織。②原因：不平衡結(jié)晶。成分位于共晶線以外端點(diǎn)附近。有些非發(fā)生共晶反應(yīng)的合金，非平衡凝固(快速)，冷到共晶線以下，有少量液相殘留下來(lái)，這些液相部分可能發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成不平衡共晶組織。這種組織很粗大，在冶金工廠的低倍檢驗(yàn)中稱為液析。Ⅱ溫度成分Lαβα＋βL+αL+β3.離異共晶①

離異共晶：兩相分離的共晶組織。②

形成原因平衡條件下，成分位于共晶線上兩端點(diǎn)附近。不平衡條件下，成分位于共晶線外兩端點(diǎn)附。③

消除：擴(kuò)散退火。

包晶偏析：因包晶轉(zhuǎn)變不能充分進(jìn)行而導(dǎo)致的成分不均勻現(xiàn)象。異常β相由不平衡包晶轉(zhuǎn)變引起。成分在靠近固相、包晶線以外端點(diǎn)附近。SmithWF.FoundationsofMaterialsScienceandEngineering.McGRAW.HILL.3/E3.6.3不平衡結(jié)晶3.8相圖與性能的關(guān)系本章小結(jié)二元相圖包晶相圖共晶相圖勻晶相圖平衡凝固非平衡凝固晶內(nèi)偏析、枝晶偏析、成分過冷、偽共晶、離異共晶、包晶偏析相圖與性能：力學(xué)性能、加工性能、鑄造性能、熱處理可能性合金相結(jié)構(gòu)一、名詞解釋致密度，大角度晶界，位錯(cuò)密度，形核功，過冷度，枝晶偏析，成分過冷二、針對(duì)金屬與合金的理想晶體結(jié)構(gòu)，回答以下問題：（1）寫出FCC和HCP結(jié)構(gòu)中的最密排面及它們的堆垛方式。（2）寫出立方晶體中{110}晶面族所包含的晶面。（3）畫出立方晶體中的晶向和晶面指數(shù)：(101)、、[112]。（4）計(jì)算體心立方的四面體間隙和八面體間隙大小，以rB/rA形式給出。三、針對(duì)實(shí)際金屬晶體結(jié)構(gòu)，回答以下問題：（1）點(diǎn)缺陷主要影響材料的什么性能？線缺陷呢？（2）某立方晶體沿（111）面的方向滑移，如果滑移由刃型位錯(cuò)產(chǎn)生，則位錯(cuò)線方向和柏氏矢量方向分別是什么？（3）實(shí)際晶體中的面缺陷有哪些？

1.點(diǎn)缺陷主要影響材料的物理性能，比如電阻率、比熱容、密度等。線缺陷主要影響材料的力學(xué)性能，比如強(qiáng)度和塑韌性。2.柏氏矢量的方向與晶體滑移方向一致，為（1-10），而位錯(cuò)線首先處于滑移面中，其次與柏氏矢量方向垂直，為（11-2）3.實(shí)際晶體中的面缺陷有：相界，表面，晶界，孿晶界等。四、（1）指出以下幾個(gè)說(shuō)法中的錯(cuò)誤：a.臨界晶核，就是體系自由能的減少完全補(bǔ)償表面自由能的增加時(shí)的晶胚大小。b.無(wú)論溫度分布如何，常用純金屬生長(zhǎng)都是呈樹枝狀界面。（2）為什么非均勻形核比均勻形核容易？（3）鑄態(tài)金屬的晶粒大小受哪些因素影響？如何控制晶粒大?。课?、（1）置換固溶體與間隙固溶體有什么不同？哪種可以形成無(wú)限固溶體？固溶體凝固過程與純金屬凝固過程有什么異同點(diǎn)？1.按溶質(zhì)原子所處的位置可以將固溶體分為置換固溶體和間隙固溶體，溶質(zhì)原子取代溶劑原子位置的固溶體稱為置換固溶體，而溶質(zhì)原子處于溶劑原子間隙中的固溶體為間隙固溶體。置換固溶體在條件滿足的情況下，可以形成無(wú)限固溶體。相同點(diǎn)：都是形核+長(zhǎng)大的過程，都需要過冷度，都需要能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏。不同點(diǎn)：合金在一個(gè)溫度范圍內(nèi)結(jié)晶；合金結(jié)晶是選分結(jié)晶：需成分起伏。（2）如圖為Pb-Sn共晶相圖，根據(jù)相圖寫出合金I、II、III、IV的凝固過程（合金I、II、III、IV的含Sn量依次為：10%、61.9%、25%、90%）。寫出四種合金平衡凝固后室溫下的組織組成和相組成。I：L→L+α→α→α+βII；相：α，β；組織：α，βIIII：L→(α+β)；相：α，β；組織：（α+β）III：L→L+α→α+(α+β)→(α+β)+α+βII；相：α，β；組織：(α+β)，α，βIIIV：L→L+β→β+(α+β)→(α+β)+β+αII；相：α，β；組織：(α+β)，αII，β計(jì)算合金III的相組成百分含量，合金I、II的組織組成百分含量，其中α相和β相在室溫下的最大固溶度分別為2%和99.2%合金III中的相為α，β，W(α)=(99.2-25)/(99.2-2)=76.3%，W(β)=1-76.3%=23.7%合金I中的組織為α，β，W(α)=(99.2-10)/(99.2-2)=91.8%，W(β)=1-91.8%=8.2%合金II中的組織為（α+β），含量為100%。材料科學(xué)基礎(chǔ)FundamentalsofMaterialsScience第四章Fe-Fe3C相圖Fe-Fe3Cphasediagram4.1鐵碳合金組元性質(zhì)4.2Fe-Fe3C相圖分析★★★★4.3鐵碳合金平衡結(jié)晶過程★★

★★4.4Fe-Fe3C相圖的應(yīng)用★★4.5碳鋼★Fe3CFe2CFeC溫度FeC(6.69%C)滲碳體是個(gè)亞穩(wěn)定的相，石墨才是穩(wěn)定的相。但石墨的表面能很大，只有在極緩慢冷卻或加入某些合金元素使石墨的表面能降低，碳才能以石墨的形式存在。因此，鐵碳相圖有兩類：

Ⅰ

液體、固溶體和滲碳體之間亞穩(wěn)平衡，是緊靠鐵端部分，其中C含量的范圍是0～6.69％

Ⅱ

液體、固溶體和石墨之間的穩(wěn)定平衡，其中C含量的范圍是0～100％。

123456ABCDEFGHNJPMOSKQ1538℃1394℃1154℃1148℃910℃770℃738℃727℃230℃1493℃Lγαγ＋CmL+Cmα＋CmFeFe3Cγ+L4.1鐵碳合金中的組元及相

純鐵（iron）1394℃1538℃10006008001200溫度時(shí)間16001500500700900110013001400912℃δ-Fe

α-Feγ-Fe力學(xué)性能：σb＝176～274MPaσ0.2＝98～166MPaδ＝30～50％，ψ＝70～80％

HB＝50～80aK＝1.5～2MNm/m2應(yīng)用：主要應(yīng)用于電子材料，作為鐵芯。碳在α-Fe中的間隙固溶體稱為α鐵素體，簡(jiǎn)稱為鐵素體(Ｆ)；最大溶碳量為727℃時(shí)的wc=0.0218%，最小為室溫時(shí)的wc=0.0008%；性能為：σb180~280MPa、σ0.2100~170MPa、δ30%~50%，αk160~200J/㎝2、硬度~80HB。碳在δ-Fe中形成的間隙固溶體稱為δ鐵素體，(δ)，最大溶碳量為1495℃時(shí)的0.09％。鐵素體（Ferrite）碳在γ-Fe中形成的間隙固溶體稱為奧氏體(A)，最高溶碳量為1148℃時(shí)的wc=2.11％；奧氏體具有高塑性、低硬度和強(qiáng)度，其力學(xué)性能為：σb400MPa、δ40%~50%、170~220HB。奧氏體主要存在于727℃以上的高溫范圍內(nèi)，利用這一特性，工程上常將鋼加熱到高溫奧氏體狀態(tài)下進(jìn)行塑性成形。奧氏體（Austenite）滲碳體（Cementite）滲碳體是指晶體點(diǎn)陣為復(fù)雜正交點(diǎn)陣，化學(xué)式近似于Fe3C的一種間隙式化合物，用符號(hào)Fe3C表示，其含碳量為wc=6.69%，滲碳體具有很高的硬度和耐磨性、脆性很大，其力學(xué)性能指標(biāo)大致為：硬度800HB、抗拉強(qiáng)度(σb)30MPa、伸長(zhǎng)率(δ)~0、沖擊韌度(αk)~0。珠光體（Pearlite）F＋Fe3C的一種機(jī)械

混合物，用符號(hào)P表

示，其組織為層片狀

結(jié)構(gòu)，綜合了鐵素體

和滲碳體優(yōu)點(diǎn)，其綜

合力學(xué)性能好。萊氏體（Ledeburite）萊氏體是由A＋Fe3C組成的一種機(jī)械混合物，用符號(hào)Ld表示，其組織結(jié)構(gòu)為滲碳體基體上分布的奧氏體，主要體現(xiàn)了滲碳體特點(diǎn)，硬而脆。4.2Fe-Fe3C

相圖分析FeT°Fe3C符號(hào)溫度/℃

ω（C）/%說(shuō)明A1538℃0純鐵的熔點(diǎn)B1495℃0.53包晶轉(zhuǎn)變時(shí)液態(tài)合金的成分C1148℃4.30共晶點(diǎn)D1227℃6.69滲碳體的熔點(diǎn)E1148℃2.11碳在γ-Fe中的最大溶解度F1148℃6.69共晶反應(yīng)生成的滲碳體G912℃0α-Fe向γ-Fe轉(zhuǎn)變溫度（A3）H1495℃0.09碳在δ-Fe中的最大溶解度J1495℃0.17包晶點(diǎn)K727℃6.69共析反應(yīng)生成的滲碳體M770℃0純鐵的磁性轉(zhuǎn)變點(diǎn)N1394℃0γ-Fe向δ-Fe的轉(zhuǎn)變溫度（A4）O770℃～0.5ω（C）≈0.5％合金的磁性轉(zhuǎn)變溫度P727℃0.0218碳在α-Fe中的最大溶解度S727℃0.77共析點(diǎn)（A1）Q600℃0.0057600℃時(shí)碳在α-Fe中的溶解度液相線：ABCD固相線：AHJECF五個(gè)單相區(qū)：L，δ，γ，α和Fe3C七個(gè)兩相區(qū)：L＋δ，L＋γ，L＋Fe3C，δ＋γ

，

α＋γ，α＋Fe3C，γ＋Fe3C兩條磁性轉(zhuǎn)變線：MO（鐵素體的）及過230℃的虛線（滲碳體的）三條水平相變線：HJB——包晶轉(zhuǎn)變線

ECF——共晶轉(zhuǎn)變線

PSK——共析轉(zhuǎn)變線1.包晶轉(zhuǎn)變反應(yīng)式:LB

+

H

AJ1495℃3.共析轉(zhuǎn)變反應(yīng)式:AS

(

FP

+Fe3C)P

727℃2.共晶轉(zhuǎn)變反應(yīng)式:LC

(

AE

+Fe3C)Ld

1148℃4.2.5三條重要的特性曲線GS線：A3線——冷卻過程中奧氏體析出鐵素體的開始線。ES線：Acm線——C在奧氏體中的溶解度曲線。PQ線——C在鐵素體中的溶解度曲線。共晶反應(yīng)析出的Fe3C為一次滲碳體。奧氏體中析出的Fe3C為二次滲碳體。鐵素體中析出的Fe3C為三次滲碳體。4.3典型鐵碳合金的平衡凝固工業(yè)純鐵(iron)：C%<0.0218%鋼(steel)：C%：0.0218～2.11%，又分為：共析鋼(eutectoidsteel)：C%：0.77%亞共析鋼(hypeutectoidsteel)：C%：0.0218～0.77%過共析鋼(hypereutectoidsteel)：C%：0.77～2.11%鑄鐵(castiron)：

C%：2.11～6.69%，有較好的鑄造性能、質(zhì)脆，不能鍛造。又分為：共晶鑄鐵(eutecticcastiron)：

C%：4.30%亞共晶鑄鐵(hypoeutecticcastiron)：

C%：2.11～4.30%過共晶鑄鐵(hypereutecticcastiron)：

C%：4.30～6.69%1.工業(yè)純鐵(Wc<0.0218%)純鐵組織金相圖2.共析鋼

(Wc=0.77%)共析鋼組織金相圖相組成：α+Fe3C組織組成：P

共析鋼

(Wc=0.77%)3.亞共析鋼(Wc=0.45%)亞共析鋼組織金相圖組織組成：α

+P亞共析鋼(Wc=0.45%)相組成：α

+Fe3C

a)含碳量0.20％b)含碳量0.40％c)含碳量0.60％abc4.過共析鋼(Wc=1.2%)過共析鋼組織金相圖組織組成：Fe3C+P過共析鋼(Wc=1.2%)相組成：α

+Fe3Ca)硝酸酒精浸蝕b)苦味酸鈉的浸蝕白色網(wǎng)狀相為二次滲碳體黑色網(wǎng)狀為二次滲碳體暗黑色為珠光體淺白色為殊光體5.共晶白口鑄鐵(Wc=4.3%)共晶白口鑄鐵組織金相圖組織組成：Fe3C+P——Ld‘共晶白口鑄鐵(Wc=4.3%)相組成：α

+Fe3C6.亞共晶白口鑄鐵(Wc=3.0%)亞共晶白口鑄鐵組織金相圖組織組成：Fe3C+P+Ld’——？亞共晶白口鑄鐵(Wc=3.0%)相組成：α

+Fe3C7.過共晶白口鑄鐵(Wc=5.0%)過共晶白口鑄鐵組織金相圖組織組成：Fe3C+Ld‘過共晶白口鑄鐵(Wc=5.0%)相組成：α

+Fe3C工業(yè)純鐵(iron)：C%<0.0218%鋼(steel)：C%：0.0218～2.11%，又分為：共析鋼(eutectoidsteel)：C%：0.77%亞共析鋼(hypeutectoidsteel)：C%：0.0218～0.77%過共析鋼(hypereutectoidsteel)：C%：0.77～2.11%鑄鐵(castiron)：

C%：2.11～6.69%，有較好的鑄造性能、質(zhì)脆，不能鍛造。又分為：共晶鑄鐵(eutecticcastiron)：

C%：4.30%亞共晶鑄鐵(hypoeutecticcastiron)：

C%：2.11～4.30%過共晶鑄鐵(hypereutecticcastiron)：

C%：4.30～6.69%碳含量相組成組織組成工業(yè)純鐵<0.0218%F+Fe3CF亞共析鋼0.0218-0.77%F+Fe3CF+P共析鋼0.77%F+Fe3CP過共析鋼0.77-2.11%F+Fe3CFe3C+P亞共晶鑄鐵2.11-4.30%F+Fe3CFe3C+P+Ld’共晶鑄鐵4.30%F+Fe3CLd’過共晶鑄鐵4.30-6.69%F+Fe3CFe3C+Ld’

總結(jié)：從Fe-Fe3C相圖可知，鐵碳合金室溫下的相組成物都是鐵素體和滲碳體，并且隨含碳量的增加，滲碳量不斷增多。而室溫組織組成物卻有α、Fe3CⅢ、P、Fe3CⅡ、Fe3CⅠ

和Ld’。補(bǔ)充：Fe-石墨相圖與鑄鐵AGNQαG

123456BCDEFHJPMOSK1538℃1394℃1154℃1148℃910℃770℃738℃727℃230℃1493℃Lγγ＋G

α＋G02510152025與Fe-Fe3C相圖的不同之處：1）液相線：ABCD’

固相線：AHJE’C’F’2）在Fe-Fe3C相圖中所有析出滲碳體的線、點(diǎn)，在Fe-石墨相圖中除位置除有所改變外，都是析出石墨：

C’D’線析出初次石墨

E’S’線析出二次石墨

E’C’F’線通過共晶轉(zhuǎn)變形成的共晶體是奧氏體與片狀石墨組成的團(tuán)狀組織。含碳量小于2.11％的合金在一般情況下都是按照亞穩(wěn)系統(tǒng)轉(zhuǎn)變的。含碳量高于2.11％的合金，在實(shí)際生產(chǎn)中是把成分控制在共晶或亞共晶范圍內(nèi)，在高溫區(qū)，按穩(wěn)定系統(tǒng)凝固與轉(zhuǎn)變，得到共晶與二次石墨；在低溫區(qū)，按亞穩(wěn)系統(tǒng)轉(zhuǎn)變得到珠光體。

L2.08A4.250.68A0.0218Fα－FeG共晶G二次G共析G三次第一階段第二階段第三階段鑄鐵經(jīng)不同程度石墨化后所得的組織名稱程度第一階段第二階段第三階段顯微組織灰口鑄鐵充分進(jìn)行充分進(jìn)行充分進(jìn)行F＋G充分進(jìn)行充分進(jìn)行部分進(jìn)行F＋P＋G充分進(jìn)行充分進(jìn)行不進(jìn)行P＋G麻口鑄鐵部分進(jìn)行部分進(jìn)行不進(jìn)行Ld’＋P＋G白口鑄鐵不進(jìn)行不進(jìn)行不進(jìn)行

Ld’＋P＋Fe3C國(guó)際標(biāo)準(zhǔn)鑄鐵石墨分類

×100(ISO945-1975)

鑄鐵中的石墨按形貌特征可分為四類：片狀石墨、蠕蟲狀石墨、球狀石墨、絮狀石墨，但各類石墨之間存在許多過渡和異形石墨，國(guó)際標(biāo)準(zhǔn)中把石墨形態(tài)分為六類。

Ⅰ

Ⅱ

Ⅲ

Ⅳ

Ⅴ

Ⅵ工業(yè)上的鑄鐵是一種以鐵、碳、硅、為基礎(chǔ)的復(fù)雜的多元合金，其含碳量一般在2.0%～4.0%的范圍內(nèi)變動(dòng)。除碳、硅以外，鑄鐵中還存在錳、磷、硫等元素。類別組織特征斷口特征成分特征性能特征工程結(jié)構(gòu)件鑄鐵灰鑄鐵基體+片狀石墨灰口只含C、Si、Mn、P、S及少量合金元素150-400MPa，基本上無(wú)塑性球墨鑄鐵基體+球狀石墨灰口（銀白色斷口）普通五元素或外加元素400-900MPa，2%-20%，15-120J/cm3蠕墨鑄鐵基體+蠕蟲狀石墨灰口（斑點(diǎn)狀斷口）同球墨鑄鐵比球墨鑄鐵低，但高于灰鑄鐵可斷鑄鐵（黑心）基體+團(tuán)絮狀石墨灰口（黑色線狀斷口）低碳、低硅、鉻<0.06%300-700MPa2-12%特殊用途鑄鐵抗磨鑄鐵基體+不同類型Fe3C白口可加入低、中、高量合金元素高的抗腐蝕性，但韌度較低耐熱鑄鐵基體+片狀或球狀石墨灰口有Si、Al、Cr系高的耐熱性及抗氧化性，強(qiáng)度低、脆耐腐蝕鑄鐵基體+片狀或球狀石墨灰口合金元素Si、Ni含量高主要有高的耐腐蝕性灰鑄鐵：一種斷口呈灰色，碳以片狀石墨形式出現(xiàn)的鑄鐵?；诣T鐵的金相組織：片狀石墨、金屬基體和晶界共晶物組成。A型

片狀

片狀石墨均勻分布

B型

菊花狀

片狀與點(diǎn)狀石墨聚集成菊花狀分布C型

塊片狀

部分帶尖角塊狀、粗大片狀初生石墨及小片狀石墨D型

枝晶點(diǎn)狀

點(diǎn)、片狀枝晶間石墨呈無(wú)向分布E型

枝晶片狀

短小片狀枝晶石墨呈方向分布F型

星狀

星狀（或蜘蛛狀）與短片狀石墨混合均勻分布

1級(jí)(＞100mm)

2級(jí)(50～100mm)

3級(jí)(25～50mm)

4級(jí)(12～25mm)

5級(jí)(6～12mm)

6級(jí)(3～6mm)

7級(jí)(1.5～3mm)

8級(jí)(≤1.5mm)

灰鑄鐵的石墨長(zhǎng)度等級(jí)(×100)金屬基體按組織特征,鑄態(tài)或經(jīng)熱處理后的灰鑄鐵基體可以是鐵素體、片狀珠光體、粒狀珠光體、托氏體、粒狀貝氏體、針狀貝氏體、馬氏體（×500）鐵素體

片狀珠光體

粒狀珠光體托氏體

馬氏體針狀貝氏體

粒狀貝氏體球墨鑄鐵

球墨鑄鐵是指鐵液經(jīng)球化處理后，使石墨大部或全部呈球狀形態(tài)的鑄鐵。球墨鑄鐵可以通過合金化和熱處理，進(jìn)一步提高性能。級(jí)別球化率1>=95%石墨呈球狀，少量團(tuán)狀，允許及少量團(tuán)絮狀290-95%石墨大部分呈球狀，余為團(tuán)狀和極少量團(tuán)絮狀380-90%石墨大部分呈團(tuán)狀和球狀，余為團(tuán)絮狀，允許少量蠕蟲狀470-80%石墨大部分呈團(tuán)絮狀和團(tuán)狀，余為球狀和少量蠕蟲狀560-70%石墨呈分散分布的蠕蟲狀和球狀、團(tuán)狀、團(tuán)絮狀6不規(guī)定石墨呈聚集分布的蠕蟲狀和片狀及球狀、團(tuán)狀、團(tuán)絮狀

4級(jí)

5級(jí)

6級(jí)

1級(jí)

2級(jí)

3級(jí)

1.共析組織是由鐵素體和石墨組成的，石墨呈點(diǎn)狀分布在鐵素體基體上。各類鐵碳合金中的石墨形態(tài)

2.碳含量大于2.08%的合金中，二次石墨和共析石墨一般都依附在共晶石墨上生長(zhǎng)。最終得到片狀石墨加鐵素體組織。石墨可有兩種形態(tài)：

A型石墨無(wú)方向性均勻分布

B型石墨呈片狀與點(diǎn)狀聚集成的菊花狀分布A型B型a.共晶成分鐵-石墨相圖凝固如果碳含量偏低，則在共晶轉(zhuǎn)變之前有較多的先共晶奧氏體呈樹枝狀析出，此時(shí)奧氏體—石墨共晶只能在枝晶間生長(zhǎng)。此時(shí)石墨呈D型分布。b.亞共晶成分鐵-石墨相圖凝固D型石墨在枝晶間呈點(diǎn)片狀分布過共晶成分的鐵碳合金凝固后組織中含有初次石墨

C型：初次石墨呈粗大的片狀

F型：初次石墨呈星狀分布C型F型c.過共晶成分鐵-石墨相圖凝固澆鑄前在液體里加入鎂或稀土元素并加入少量硅：石墨呈球狀——球墨鑄鐵d.進(jìn)行變質(zhì)處理回顧：Fe-石墨相圖與鑄鐵AGNQαG

123456BCDEFHJPMOSK1538℃1394℃1154℃1148℃910℃770℃738℃727℃230℃1493℃Lγγ＋G

α＋G02510152025灰鑄鐵：一種斷口呈灰色，碳以片狀石墨形式出現(xiàn)的鑄鐵。灰鑄鐵的金相組織：片狀石墨、金屬基體和晶界共晶物組成。A型

片狀

片狀石墨均勻分布

B型

菊花狀

片狀與點(diǎn)狀石墨聚集成菊花狀分布C型

塊片狀

部分帶尖角塊狀、粗大片狀初生石墨及小片狀石墨D型

枝晶點(diǎn)狀

點(diǎn)、片狀枝晶間石墨呈無(wú)向分布E型

枝晶片狀

短小片狀枝晶石墨呈方向分布F型

星狀

星狀（或蜘蛛狀）與短片狀石墨混合均勻分布4.4Fe-Fe3C相圖的應(yīng)用1.碳對(duì)平衡組織的影響00.02180.772.114.350%100%FCmⅡCmⅠC%P室溫組織組成相對(duì)量圖表0.02180.772.114.3050%100%FCmC%相組成相對(duì)量圖表2.碳對(duì)力學(xué)性能的影響純鐵與珠光體性能對(duì)比純鐵σb＝176～274MPaσ0.2＝98～166MPaδ＝30～50％，ψ＝70～80％HB＝50～80珠光體σb＝1000MPaσ0.2＝600MPaδ＝10％，ψ＝12～15％HB＝2413.碳對(duì)可鍛性能的影響鋼的可鍛性首先與含碳量有關(guān)。低碳鋼的可鍛性較好，隨著含碳量的增加，可鍛性逐漸變差。奧氏體具有良好的可鍛性，易于塑性變形。因此鋼材的始鍛或始軋溫度一般選在單相奧氏體區(qū)。終鍛溫度不能過低，以免塑性變差。包括金屬的流動(dòng)性、收縮性和偏析傾向。（1）流動(dòng)性：化學(xué)成分和澆鑄溫度C量增加，結(jié)晶溫度間隔增大，流動(dòng)性應(yīng)該變差。但是，隨C量增加，液相線溫度降低。因此，同樣澆鑄溫度下，含C量高的鋼過熱度大，對(duì)鋼液的流動(dòng)性有利。鑄鐵液相線較低，流動(dòng)性比鋼好。共晶成分鑄鐵流動(dòng)性最好。4.碳對(duì)鑄造性的影響（2）收縮性：兩個(gè)主要影響因素：化學(xué)成分和澆注溫度化學(xué)成分一定，澆注溫度越高，液態(tài)收縮越大；澆注溫度一定，碳含量增加，體積收縮增大；固態(tài)收縮減小。（3）偏析傾向：固液相線的水平距離和垂直距離越大，偏析越嚴(yán)重。鑄鐵成分越靠近共晶點(diǎn)，偏析越小。5.碳對(duì)切削加工性能的影響煉鋼脫氧時(shí)，Mn可把FeO還原成鐵，并形成MnO。降低鋼種脆性，提高強(qiáng)度和硬度。Mn還可與鋼液中的S形成MnS（熔點(diǎn)：1600oC），一定程度上消除S的影響。這些反應(yīng)產(chǎn)物大部分進(jìn)入爐渣，小部分殘留在鋼中成為非金屬夾雜物。1.Mn的影響4.5碳鋼4.5.1鋼中常見雜質(zhì)元素殘余的Mn，凝固后溶于奧氏體或鐵素體中，起固溶強(qiáng)化作用。還可溶于滲碳體，形成合金滲碳體（Fe，Mn）3C。是鋼中的有益元素。鋼中Si含量通常小于0.5%，脫氧時(shí)進(jìn)入，形成SiO2進(jìn)入爐渣或者成為非金屬夾雜物。Si同樣可以溶于奧氏體或鐵素體中，起固溶強(qiáng)化作用。含量不超過1％時(shí)，不降低鋼的塑性和韌性。所以，認(rèn)為Si是鋼中的有益元素。2.Si的影響冷鐓件和冷沖壓件的鋼材，因Si對(duì)鐵素體的強(qiáng)化作用，使鋼的彈性極限升高，以至在加工過程中造成模具的磨損過大，動(dòng)力消耗過大，因此冷鐓件和冷沖壓件常常采用含Si很低，不脫氧的沸騰鋼。硅鋼中的Si提高鐵的電阻率和最大磁導(dǎo)率，降低矯頑力、鐵芯損耗和磁時(shí)效。S可溶于液態(tài)鐵中，但在固態(tài)鐵中的溶解度極小，并可與鐵形成FeS。FeS與γ鐵形成熔點(diǎn)為989℃的（Fe＋FeS）的共晶體，這種共晶體將在鋼液凝固后期凝固，并存在于奧氏體枝晶間。（Fe＋FeS）共晶體的量很少，幾乎都是離異共晶。網(wǎng)狀FeS對(duì)鋼的力學(xué)性能損害極大。3.S的影響如果鋼中存在（Fe＋FeS）共晶體，在加熱到1150～1200℃之間時(shí)，會(huì)成為液體。變形過程中會(huì)開裂，稱這種現(xiàn)象為熱脆或紅脆。如果鋼液脫氧不良，含較多FeO，還會(huì)形成熔點(diǎn)更低的（Fe＋FeO＋FeS)三相共晶體，其危害更大。所以，S是一種有害元素。普通質(zhì)量鋼中其含量≤0.055％；優(yōu)質(zhì)鋼中其含量在0.040％以下；高級(jí)優(yōu)質(zhì)鋼則≤0.030％；要求更高時(shí)，甚至限制其含量≤0.020％。

高硫鋼具有耐高溫、自潤(rùn)滑、耐磨損、抗粘結(jié)（咬和）的優(yōu)良性能，它可以廣泛應(yīng)用于鋼鐵、機(jī)械、礦山、油田、港口、汽車、農(nóng)用車、結(jié)構(gòu)件，高硫合金鋼取代低硫合金鋼，并具有長(zhǎng)的使用壽命。4.P的影響由于Fe-P相圖中液相線和固相線距離很大，因此P在Fe中具有很強(qiáng)的偏析傾向。在鐵基合金中，P對(duì)鐵素體較之其它元素具有更強(qiáng)的固溶強(qiáng)化能力，但在P含量較高時(shí)，它會(huì)劇烈地降低鋼的塑性和韌性。P會(huì)降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的韌脆轉(zhuǎn)化溫度，提高鋼的冷脆。P還會(huì)使鋼發(fā)生藍(lán)脆現(xiàn)象。藍(lán)脆就是指鋼在加熱到150～300℃時(shí)，產(chǎn)生硬度升高，塑性、韌性下降的現(xiàn)象。這是因?yàn)樵诳諝庵屑訜岬?50～300℃時(shí)，由于氧化作用，鋼的表面呈現(xiàn)藍(lán)色。藍(lán)脆一般是有害的。因此，在含量較高時(shí)，P是一種有害元素。一般情況下，普通鋼的P含量限制在0.045％以下；優(yōu)質(zhì)鋼在0.04％以下；高級(jí)優(yōu)質(zhì)鋼在0.035％以下。高P鋼也可被利用：

1）在炮彈鋼中加入較多的P，可使炮彈在爆炸時(shí)產(chǎn)生更多的彈片，殺傷更多的敵人；

2）在易削鋼中使鐵素體適當(dāng)脆化，提高切削加工零件的表面光潔度；

3）P和Cu一起加入鋼中，可以提高鋼在大氣中的抗蝕性。2023/9/21/09:56:40高強(qiáng)深沖鋼及P的作用

隨著汽車工業(yè)的快速發(fā)展和節(jié)約能源、減輕汽車自重的需要，高強(qiáng)度深沖鋼成為研發(fā)熱點(diǎn)。

目前日本開發(fā)的含P深沖鋼：屈服強(qiáng)度：235MPa抗拉強(qiáng)度：390MPa高強(qiáng)度鋼板在不同強(qiáng)化機(jī)制下抗拉強(qiáng)度和延伸率的關(guān)系2023/9/21/09:56:40固溶強(qiáng)化元素對(duì)鋼屈服強(qiáng)度影響2023/9/21/09:56:40研究表明，要獲得綜合性能優(yōu)良的含P高強(qiáng)IF鋼，需要從微合金化、超低碳、鋼質(zhì)純凈及熱軋、冷軋和退火工藝等方面控制，以獲得強(qiáng)的｛111}//ND有利織構(gòu)及較均勻的鐵素體晶粒。含P高強(qiáng)度鋼有：低碳含P鋼板和超低碳含P鋼板（含P高強(qiáng)度IF鋼）平爐鋼：0.001～0.008％純氧頂吹轉(zhuǎn)爐鋼：0.003～0.006％電爐鋼：0.008～0.03％。5.N的影響

含有N的低碳鋼在冷塑性變形后，性能將隨時(shí)間變化，即強(qiáng)度、硬度增高，塑性