材料科學與工程學院本科生課程金屬學與熱處理第5章鐵碳相圖教學要求：1、講述鐵碳合金的分類、鐵碳合金的結晶過程及相對量的計算；2、介紹碳含量對鐵碳合金的組織結構及性能的影響。重點：鐵碳合金的結晶過程及相對量計算。難點：鐵碳合金的結晶過程及相對量計算。

學時：共6學時。一、組元和相1、組元鐵-石墨相圖：Fe，C;鐵-滲碳體相圖：Fe，Fe3C。2、相L,δ,A(γ),F(α),Fe3C(K)。§5.1鐵碳合金的組元和基本相1、重要的點五個重要的點：J、P、S、E、C。2、重要的線一條液相線、一條固相線、一條先共析相析出線、兩條溶解度線、三條水平線、“四條垂直線”。3、重要的區五個單相區：L、δ、α、γ、Fe3C。§5.2鐵碳合金相圖分析J為包晶點:

1495oC時，B點成分的L與H點成分的δ發生包晶反應,生成J點成分的γ，0.17%C。C點為共晶點：1148oC時,C點成分的L發生共晶反應,生成E點成分的γ和Fe3C（萊氏體），4.3%C。S點為共析點：727oC時，S點成分的γ發生共析反應，生成P點成分的α和Fe3C（P），0.77%C。E為碳在γ相中的最大溶解度點，2.11%C。P為碳在α相中的最大溶解度點，0.0218%C。

1、五個重要的點一條液相線一條固相線一條先共析相析出線液相線：ABCD固相線：AHJECF先共析相析出線：GS2、幾條重要的線兩條溶解度線碳在γ相中的固溶度線ES。碳在α中的固溶度線PQ。包晶反應：L+δ＝γ共晶反應：L＝Ld(FeC3+γ

)共析反應：γ＝P(FeC3+α)

三條水平線過共析鋼共析鋼共晶白口鐵亞共晶白口鐵過共晶白口鐵碳素鋼白口鑄鐵亞共析鋼工業純鐵“四條垂直線”液相區L。高溫鐵素體相區δ

，碳在δ-Fe中的間隙固溶體。奧氏體相區A/γ，碳在γ-Fe相中的間隙固溶體。強度和硬度低，易于塑性變形。鐵素體相區F/α，碳在α-Fe相中的間隙固溶體。強度和硬度低，塑性好。滲碳體Fe3C。復雜結構間隙化合物。硬度高，脆性大，塑性和韌性低。3、五個單相區一、鐵碳合金分類1、工業純鐵w(C)≤0.0218%。2、鋼0.0218%<

w(C)≤2.11%；亞共析鋼：0.0218%<

w(C)<0.77%；共析鋼：

w(C)=0.77%；過共析鋼：0.77%<

w(C)≤2.11%。§5.3鐵碳合金的平衡結晶與組織3、白口鑄鐵2.11%<

w(C)<6.69%；

亞共晶白口鐵：2.11%<

w(C)≤4.3%；共晶白口鐵：w(C)=4.3%；過共晶白口鐵：4.3%<

w(C)<6.69%。二、平衡結晶過程及其組織典型合金（7種）的平衡結晶過程、組織變化、室溫組織及其相對量計算。冷卻過程中勻晶反應：L相→δ相→γ相→α相（F）→α相中沿晶界析出片狀Fe3CⅢ1、工業純鐵結晶過程室溫組織F+Fe3CⅢ單相液體的冷卻勻晶反應L相中析出γ相（奧氏體A）γ單相固溶體的冷卻γ相發生共析反應生成珠光體P2、共析鋼結晶過程室溫組織：P（F+Fe3C）共析轉變：由一個固相在恒溫下轉變為另外兩個固相的轉變。組織為F+FeC3兩相交替排列的混合物。兩相的相對質量是多少?？共析反應生成的P在冷卻過程中，F析出Fe3CⅢ，但與共析Fe3C連在一起，難以分辨。共析鋼相組成物相對量計算500×1000×3800×L相冷卻L相→δ相L相+δ相→γ相（A），并且L相有剩余剩余L相→γ相γ單相的冷卻γ相→先共析α相（F），但γ相有剩余剩余γ相→P（α+Fe3C），存在先析α相（F）3、亞共析鋼結晶過程室溫組織：F+P亞共析鋼相組成物與組織組成物相對量先析鐵素體（α相）在隨后的冷卻過程中會析出Fe3CⅢ，但量很少可忽略；亞共析鋼室溫相組成：α+Fe3C；亞共析鋼室溫平衡組織：先析鐵素體F先+珠光體P；以wC=0.4%鋼冷卻到727oC為例：相組成物相對量組織組成物相對量亞共析鋼組織組成物中Fe3CIII最大含量單相液體的冷卻L相→γ相（A）γ單相固溶體的冷卻γ相中析出二次滲碳體（Fe3CⅡ）γ相→P（α+Fe3C），存在Fe3CⅡ4、過共析鋼結晶過程室溫組織P+Fe3CⅡ23/63過共析鋼相組成物與組織組成物相對量從奧氏體中析出的Fe3C稱為Fe3CⅡ，沿奧氏體晶界呈網狀析出，使材料整體脆性加大；過共析鋼室溫平衡相：α+Fe3C；過共析鋼室溫平衡組織：P+Fe3CⅡ。以wC=1.2%鋼冷卻到727oC為例：相組成物相對量組織組成物相對量過共析鋼組織組成物中Fe3CII最大含量單相液體的冷卻共晶反應：L→Ld（γ+Fe3C）共晶中γ相不斷析出Fe3CII發生共析反應，剩余γ轉變為P。共析反應后→Ld’(Fe3C+Fe3CII+P)5、共晶合金結晶過程室溫組織：Ld`(P+Fe3CII+Fe3C)26/63共晶白口鑄鐵的平衡冷卻冷卻過程中萊氏體中的奧氏體相析出Fe3CⅡ，但其依附于萊氏體中的Fe3C長大，不可見；共晶白口鐵室溫相組成：α+Fe3C；共晶白口鐵室溫組織：變態萊氏體Ld’（珠光體呈條狀或粒狀分布在Fe3C基體上）；共晶白口鐵的基體相是Fe3C脆性相，材料整體脆性較大，硬度較高。共晶白口鐵冷卻到1148oC時相組成物相對量單相液體的冷卻共晶反應：剩余L→Ld(γ+Fe3C)先共晶γ相不斷析出Fe3CⅡ，共晶γ相析出Fe3CⅡ共析反應：γ及Ld(γ+Fe3C+Fe3CII)→P+Ld’（P+Fe3C+Fe3CII）勻晶反應：L→γ先共晶室溫組織：P+Ld’(P+Fe3C+Fe3CII)

+Fe3CII6、亞共晶白口鐵結晶過程室溫組織：P+Ld`(P+Fe3CⅡ+Fe3C)+Fe3CⅡ亞共晶白口鐵相組成物與組織組成物相對量1148oC時初晶γ相析出完畢，剩余L發生共晶反應，形成Ld；繼續冷卻時，初晶γ相和共晶γ相中均將析出Fe3CII，冷卻到727oC時剩余初晶γ相轉變為P，Ld轉變為Ld′；室溫相組成：α+Fe3C；室溫組織組成：P+Ld′+Fe3CII以3.0%C的亞共晶白口鐵為例，1148oC時：1148oC冷到727oC時γ初中析出的Fe3CII727oC時P的含量=59%-13.4%=45.6%727oC時的相組成：α+Fe3C1148oC冷到727oC時Fe3CII=(13.4+4.8)%=18.2%1148oC時Ld中的奧氏體含量γ共1148oC冷到727oC時γ共中析出的Fe3CII727oC時的組織組成：P+Ld′+Fe3CII單相液體的冷卻共晶反應：剩余L→Ld(γ+Fe3C)共晶γ相析出Fe3CⅡ共析反應：Ld(γ+Fe3C)→Ld’(P+Fe3C+Fe3CII)

勻晶反應：L→Fe3CI室溫組織：Ld’(P+Fe3C+Fe3CII)

+Fe3CI7、過共晶白口鐵結晶過程室溫組織Fe3CⅠ+Ld`5%C鋼在1148oC時的相組成物是什么？如何計算？5%C鋼在1148oC時的組織組成物是什么？如何計算？計算1148oC時wc=5.0%的過共晶合金初晶滲碳體和萊氏體相對含量？室溫下的相組成相對量？鐵碳合金中的基本組織鋼中組織組分與相組分的計算亞共晶白口鐵中組織組分與相組分的計算鐵碳合金中的滲碳體鐵碳合金的分類三、相圖標注—標注相的Fe-Fe3C相圖三、相圖標注—標注組織的Fe-Fe3C相圖一、碳對平衡組織的影響鐵碳合金的室溫平衡組織均由鐵素體和滲碳體兩相組成，并且隨著含碳量的增加，滲碳體逐慚增加，鐵素體量逐慚減少。§5.4碳對鐵碳合金平衡組織與性能影響鐵碳合金成分與組織之間的關系相組織組成物和組織組成物的相對含量均可由杠桿定律求得。二、碳對鐵碳合金機械性能的影響1、對硬度的影響主要決定于組織中組成相或組織組成物的硬度和質量分數；隨C，硬度高的Fe3C，硬度低的F，硬度呈直線。2、對強度的影響0.0218%<C<0.77%，C，亞共析鋼中P而F。P的強度高。組織越細密,則強度值越高。F的強度較低。所以亞共析鋼的強度隨C而；C>0.77%，脆性Fe3CII斷續沿晶界析出，合金強度的增高變慢，到約0.9%C時,Fe3CII沿晶界形成完整的網，強度迅速降低，隨著C，強度不斷下降，到2.11%C后，合金中出現Ld′時，強度已降到很低的值；C>2.11%后，合金基體都為脆性很高的Fe3C，強度變化不大且值很低，趨于Fe3C的強度(約20MPa～30MPa)。3、對塑性的影響鐵碳合金中Fe3C是極脆的相，沒有塑性。合金的塑性變形全部由F提供。隨C,F量不斷，合金的塑性連續。到合金成為白口鑄鐵時，塑性就降到近于零值了。1、切削加工性能材料的硬度太軟，容易粘刀，切削熱大，切屑不易折斷，影響表面粗糙度；材料的硬度太硬，刀具磨損嚴重；鋼硬度為HB250時，切削加工性最好；粗晶粒鋼的韌性較差，切削易斷，切削性能較好；片狀珠光體的切削加工性能好于二次滲碳體，當二次滲碳體呈粒狀分布時，可改善其切削加工性能；三、碳對鐵碳合金工藝性能的影響導熱性對切削加工意義重大奧氏體鋼，導熱性低，切削熱基本聚集在切削刀附近而很少被工件吸收，使刀具變熱，降低了刀具壽命。因此，盡管奧氏體鋼的硬度不高，但切削加工性能不好。2、可鍛性低碳鋼塑性好，可鍛性好。隨C，可鍛性變差；白口鑄鐵不能鍛造。3、鑄造性C，鋼結晶溫度區間增大，對流動性不利；C液相線溫度降低，當澆注溫度相同時，含C高鋼的液相線與鋼液溫差較大，對流動性有利；綜合考慮，鋼液的流動性隨C而提高；澆注溫度越高，流動性越好，鑄造性越好。鑄鐵的液相線溫度比鋼低，流動性比鋼好。共晶鑄鐵的結晶溫度最低，同時又是恒溫結晶，流動性最好；鋼的分散縮孔多，偏析大，鑄造性越差。而共晶成分鑄鐵的收縮為集中縮孔，偏析小，鑄造性好。1、Mn和Si的影響Mn和Si是有益雜質；作為脫氧劑產物的MnO和SiO2若留在鋼中，成為非金屬夾雜，將使鋼的疲勞強度和塑、韌性下降；Mn在鋼中形成MnS，可消除硫的有害作用；Mn還可溶入Fe3C中形成合金滲碳體；溶解于鐵素體中的Mn可增加P數量并使其細化，提高強度；Mn和Si溶入鐵素體起固溶強化作用，但降低塑性和韌性。§5.5鋼中雜質元素對組織與性能的影響2、S的影響在鋼中一般起有害作用。不能溶于固溶體中，而是以FeS夾雜物的形式存在晶界上（嚴重的偏析）。最大的危害是引起“熱脆”；熱脆的原因：形成（γ-Fe+FeS）共晶，熔點為989oC。當鋼在1150-1250oC進行熱加工時，γ-Fe+FeS共晶熔化，使鋼沿奧氏體晶界開裂而變脆；防止熱脆的方法：加入適當Mn，MnS先于FeS而形成，MnS的熔點(1600oC)，高于熱加工溫度，在高溫下具有一定塑性，可避免熱脆的發生。但MnS在壓力加工后可能對性能產生不利影響。S的有利作用。提高鋼的切削加工性能；在易切削鋼中，含S量一般為0.15-0.3%，同時加入0.6-1.2%Mn。為何可提高切削加工性能？夾雜物是應力集中源，從而成為裂紋源和細碎化切削，但又不致使工件產生裂紋；生成MnS，硬度較低，起斷屑，減少摩擦作用。3、P的影響在鋼中一般起有害作用；可全部溶于鐵素體中，鐵素體的強度和硬度，鋼的室溫塑性和韌性，韌脆轉變溫度，產生冷脆。但可提高切削加工性能。嚴重偏聚于晶界，引起回火脆性。在鋼基體中的擴散速度很小，很難用熱處理消除。與銅共存可顯著提高鋼的耐蝕性能。4、H的影響(1)引起氫脆對于鋼而言，一般認為，在鋼凝固過程中，溶入其中的H沒能及時逸出，向晶格缺陷附近擴散，到室溫時原子H在缺陷處結合成H2并不斷聚集，從而產生巨大的內壓力，使金屬發生裂紋而致脆。(2)產生白點鋼材內部產生的細微裂紋缺陷，在鋼材縱斷面上呈光滑的銀白色白點，在酸洗后的斷面呈發絲狀裂紋。57/635、N的影響引起淬火時效鋼由高溫快冷到室溫，過剩的N來不及析出而過飽和于α-Fe中，在室溫長時間停留或稍加熱時，N將以FeN形式從α-Fe中析出，強度和硬度，塑性和韌性，使鋼變脆。加入Al、Ti形成AlN和TiN，可以消除時效脆性。6、O及其他非金屬夾雜物的影響氧化物及其他非金屬夾雜破壞了鋼基體的連續性，在載荷作用下，往往成為裂紋源；對鋼的塑性、韌性、疲勞強度和耐蝕性危害最大；需要對非金屬夾雜物嚴加控制。根據煉鋼時脫氧程度的不同