《元相图分析》PPT课件

7.3二元相图分析主要讨论匀晶相图及固溶体凝固共晶相图及其合金凝固包晶相图及其合金凝固其他类型的二元相图复杂二元相图的分析方法根据相图推测合金的性能二元合金相图分析实例Fe—C合金的组织和性能Al2O3—SiO2系的组织性能Cu—Zn合金Cu—Sn合金7.3.1匀晶相图和固溶体凝固由液相直接结晶出单相固溶体（solidsolution），的过程称为匀晶相变。匀晶相图：匀晶相图的特点：两组元在液态和固态都能无限相互溶解。当两个金属组元之间形成无限固溶体时，其条件为：两者的晶体结构相同，原子尺寸接近，△r<15%，两者具有相同的原子价的电负性。1.匀晶相图的分析两点：端点分别为纯Cu、Ni的熔点。两线：相图由一条液相线和一条固相线组成。三区：液相区(用L表示)、固溶体区(用α表示)、结晶区间(用L+α表示)。当系统处于两相平衡时f=1。有些合金的匀晶相图还有极点：在Au-Cu、Fe-Co、Ti-Zr合金的相图上有极小点；在Pb-Tl、Al-Mn合金的相图上有极大点。在分析此类匀晶相图时，把极小点和极大点的合金看作一个组元，该点的合金结晶是在恒温下进行的。2.固溶体的平衡凝固平衡凝固（equilibriumsolidification）：平衡组织（equilibriummicrostructure）：Cu—Ni合金冷却曲线（coolingcurve）：温度－时间曲线结晶过程：L→L+α→αCu—Ni合金平衡结晶时的组织变化示意图：成分均匀化：每时刻结晶出的固溶体的成分不同。©2003Brooks/Cole,adivisionofThomsonLearning,Inc.ThomsonLearning™isatrademarkusedhereinunderlicense.⑴.固溶体合金凝固时结晶出来的固相成分与原液相成分不同。固溶体凝固为异分结晶(选择结晶)；纯金属凝固结晶为同分结晶⑵.固溶体凝固需要一定的温度范围，即为一个变温结晶过程。固溶体结晶过程中的自由度数为1，在此温度范围内，只能结晶出一定数量的固相。固溶体平衡凝固过程分为三个过程：①液相内的扩散过程。②固相的继续长大。③固相内的扩散过程。固溶体的凝固过程也是一个形核和长大的过程。固溶体的凝固与纯金属的凝固相比有两个显著特点：3.固溶体的不平衡结晶(链接)对非平衡凝固结论如下：(1) 固相、液相的平均成分分别与固相线、液相线不同，有一定的偏离，其偏离程度与冷却速度有关。冷却速度越大，其偏离程度越严重；冷却速度越小，偏离程度越小，越接近于平衡条件。液相线的偏离程度较固相线小。(2) 先结晶部分含有较多的高熔点组元(Ni)，后结晶部分含有较多的低熔点组元(Cu)。(3) 非平衡结晶条件下，凝固的终结温度低于平衡结晶时的终止温度。结晶的温度范围增大。非平衡凝固(结晶)（non-equilibriumsolidification）:不平衡组织（non－equilibriummicrostructure）:原因:冷速快(假设液相成分均匀、固相成分不均匀)。固溶体非平衡结晶时，一个晶粒内部化学成分不均匀，称为晶内偏析。先结晶的晶粒与后结晶晶粒的成分是不同的，这种成分的不均匀称为晶间偏析。由于固溶体一般都以枝晶状方式结晶，先结晶的枝晶轴（干）含有高熔点组元多，而后结晶的分枝枝晶间含有低熔点的组元多，导致先结晶的枝干和后结晶的枝间成分不同。在一个枝晶范围内成分不均匀的现象称为枝晶偏析（dendriticsegregation）。枝晶偏析对合金的力学性能影响较大。枝晶偏析程度大小与铸造时冷却条件、原子的扩散能力，相图形状有密切关系:(1)冷却速度：在其它条件不变时，V冷越大，晶内偏析程度严重，但得到枝晶较小。如果冷速极大，致使偏析来不及发生，反而又能够得到成分均匀的铸态组织。(2)合金的结晶范围：偏析元素在固溶体中扩散能力越小，相图上液、固相线间距离的间隔愈大，形成树枝晶状偏析的倾向愈大。要消除枝晶偏析采用均匀化退火(扩散退火diffusionannealing)7.3.2共晶相图及合金凝固组成共晶相图（theeutecticphasediagram）的两组元的相互作用的特点是:液态下两组元能无限互溶，固态下只能部分互溶(形成有限固溶体或化合物)，甚至有时完全不溶，并具有共晶转变(theeutecticreaction)。共晶转变是在一定条件下(温度、成分不变)，由均匀液体中同时结晶出两种不同固相的转变。即：L→α+β具有共晶转变的相图称为共晶相图。所得到两固相的混合物称为共晶组织(eutecticstructure)，其特点是两相交替细弥混合，其形态与合金的特性及冷却速度有关，通常呈片层状。共晶体的结构共晶相图的建立1.共晶相图分析相图中的三个基本相：液相（L）、固相α和β点：纯组元熔点；最大溶解度点；共晶点(eutecticpoint)相图中有相线：液相线（AEB）、固相线（AMNB）和共晶转变线（MEN）。MF和NG则代表两固溶体α和β的溶解度曲线。共晶转变线是一条水平线，是L、α和β三相共存的温度和各相的成分。成分为E的液相在该温度下发生共晶反应(eutecticreaction)：LE→αM+βN根据相律，三相平衡时有f=0。因此三个平衡相的成分及反应温度都是确定的，在冷却曲线中出现一个平台。共晶温度：共晶点或共晶成分(eutecticcomposition)：相图中相区：3个单相区为L相区、α相区和β相区；3个双相区为L+α相区、L+β相区、α+β相区；1个三相共存区，MEN线，为L+α+β2.共晶系合金的平衡凝固根据相变特点和组织特征将共晶系合金分为了四类：端部固溶体合金、亚共晶合金（hypoeutecticalloys）、过共晶合金（hypereutecticalloys）、共晶合金（eutecticalloy）。(1) 端部固溶体合金（WSn<19%)冷却曲线：结晶和组织转变过程：L→L+αⅠ→αⅠ→αⅠ+βⅡ匀晶反应＋脱溶转变端部固溶体合金室温组织：α+βⅡα、β相对量都可通过杠杆法则求出：Wα=(1.0-0.1)/(1.0-0.02)=91.8%Wβ=(0.1-0.02)/(1.0-0.02)=8.2%含10%Sn量合金的平衡结晶的显微组织500×(2)  共晶合金的平衡结晶该合金发生共晶反应：LE→αM+βN,恒温进行，形成共晶体(α+β)。两个相的相对量：αM=EN/MNβN=ME/MN冷却曲线：结晶和组织转变过程：L→L+(α+β)→(α+β)共共晶反应＋脱溶转变室温组织：(α+β)共。组织特征:片层交替分布，共晶(α+β)共中α、β相对量都可通过杠杆法则求出。共晶反应完了时：Wα=EN/MNWβ=ME/MN室温时：Wα=(1.0-0.619)/(1.0-0.02)Wβ=(0.619-0.02)/(1.0-0.02)Pb－Sn共晶合金（Ⅱ）的平衡结晶的显微组织（3）亚共晶合金的平衡结晶冷却曲线：其组织变化示意图：结晶和组织转变过程：L→L+α→L+α+(α+β)共→α+(α+β)共→α+βⅡ+(α+β)共匀晶反应＋共晶反应＋脱溶转变室温组织：α+βⅡ+(α+β)共在共晶转变之前，从液态中先结晶出α相。先结晶出的相叫先共晶相（pro-eutecticphase）。先共晶相和液相比例可用杠杆法则求出室温组织中α、β的相对量，先共晶α相和共晶(α+β)共的相对量都可通过杠杆法则求出。组织组成和相组成的计算:共晶反应结束时,组织组成:Wα1=(61.9-50)/(61.9-19)W(α+β)共=(50-19)/(61.9-19)共晶反应结束时,α、β的相对量：Wα2=(97.5-50)/(97.5-19)Wβ=(50-19)/(97.5-19)室温时,组织组成:Wα3=(100-19)/(100-2)×Wα1WβⅡ=(50-19)/(100-2)×Wα1W(α+β)共=(50-19)/(61.9-19)室温时,α、β的相对量：Wα4=(100-50)/(100-2)Wβ=(50-2)/(100-2)亚共晶合金的平衡结晶的显微组织室温组织：α+βⅡ+(α+β)共(4) 过共晶合金的平衡凝固过共晶合金的凝固过程和组织特征与亚共晶合金相类似，只是初生相(先共晶相)为β固溶体而不是α固溶体。类合金的冷却曲线类似于亚共晶合金其结晶过程组织变化类似于亚共晶合金.结晶过程：L→L+β→L+β+(α+β)共→β+(α+β)共→β+αⅡ+(α+β)共匀晶反应＋共晶反应＋脱溶转变室温组织：β+αⅡ+(α+β)共过共晶合金的平衡结晶的显微组织共晶系合金的平衡凝固小结共晶系合金的平衡凝固分为两类：固溶体合金和共晶型合金。前者的结晶的组织为初生固溶体和次生组织；后者的结晶的组织为初生固溶体、共晶体和次生组织。在室温时合金是由α和β两个基本相构成。组织组成物是在结晶过程中形成的，有清晰轮廓的独立组成部分，如上述组织中α、αⅡ、β、βⅡ、(α+β)都是组织组成物。相组成物是指组成显微组织的基本相，它有确定的成分及结构但没有形态上的概念，上述各类合金在室温的相组成物都是α相和β相。不同成分范围的合金，室温的相组成除固溶体区外其余都是α+β，而组织组成不相同。图中6个组织区分别为：Ⅰ区：α单相组织；Ⅱ区：α+βⅡ；Ⅲ区：α+βⅡ+(α+β)共；Ⅳ区：(α+β)共；Ⅴ区：β+αⅡ+(α+β)共；Ⅵ区：β+αⅡ3.共晶系合金的非平衡凝固(1)伪共晶(链接)伪共晶(pseudo-eutectic)：由于快速冷却，非共晶成分合金所得到的共晶组织。原因：不平衡结晶；合金成分位于共晶点附近。不平衡组织：由非共晶成分的合金得到的完全共晶组织；共晶成分的合金得到的亚、过共晶组织。(伪共晶区偏移)几种伪共晶区的形式（2）不平衡共晶① 不平衡共晶：位于共晶线以外成分的合金发生共晶反应而形成的组织。②原因：不平衡结晶。成分位于共晶线以外端点附近。（3）离异共晶① 离异共晶：由于非平衡共晶体数量较少，通常共晶体中α相依附于初生α相生长，将共晶体中另一相β推到最后凝固的晶界处从而使共晶体两组成相间的组织特征消失，这种两相分离的共晶体称为离异共晶（divorcedeutectic）。② 形成原因：不平衡条件下，成分位于共晶线上两端点附近。平衡条件下，成分位于共晶线上两端点附近。③ 消除：扩散退火。7.3.3包晶相图及其合金凝固有些合金当凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的固相与剩余液相(有确定成分)发生反应生成另一种固相的恒温转变过程称为包晶转变（peritecticreaction）。两组元在液态下无限互溶，固态下只能部分互溶并具有包晶转变的相图称为二元包晶相图(peritecticphasediagram)。1.包晶相图分析线：APDB固相线、ACB液相线、水平线(PDC)为包晶转变线，包晶线上仅有PD为固相线，PE、DF固溶度曲线。包晶转变线上的合金在该温度发生包晶转变：Lc+αP=βD相区：三个单相区为L、α和β；三个双相区为L+α、L+β、α+β；三相共存于PDC线，为L+α+β包晶线与共晶线不同之处在于：共晶线为固相线，线上的合金在共晶温度全部凝固完毕，其组织为两相混合物。包晶线仅有DP为固相线，而DC为液相线。2.包晶系合金的平衡凝固①包晶点合金（42.4%)的平衡凝固冷却曲线：结晶和组织转变过程：L→L+α→L+α+β→β→αⅡ+β发生包晶反应：LC+αP=βD为恒温反应匀晶反应＋包晶反应＋脱溶转变室温组织：αⅡ+β,αⅡ、β的相对量可通过杠杆法则求出。开始包晶反应时:Wα=DC/PC＝57.2％WL=PD/PC＝42.8％室温时:WαⅡ=FD/EFWβ=ED/EF②包晶点以右合金的平衡凝固冷却曲线：结晶和组织转变过程：L→L+α→L+α+β→L+β→β→αⅡ+β碰到PC发生包晶反应：LC+αD=βP为恒温反应匀晶反应＋包晶反应＋匀晶反应＋脱溶转变室温组织：αⅡ+β，αⅡ、β的相对量可通过杠杆法则求出。开始包晶反应时:Wα=GC/PC>57.2%WL=PG/PC<42.8%室温时:WαⅡ=FG/EFWβ=EG/EF③包晶点以左合金的平衡凝固冷却曲线:结晶和组织转变过程：L→L+α→L+α+β→α+β→α+β+αⅡ+βⅡ碰到DP发生包晶反应：LC+αP=βD为恒温反应匀晶反应＋包晶反应＋脱溶转变室温组织：α+β+αⅡ+βⅡ，α、β的相对量可通过杠杆法则求出。开始包晶反应时:WL=HC/PC<57.2%Wα=PH/PC>42.8%包晶反应完了时:Wα=FH/EFWβ=HD/PD室温时:Wα=PH/PDWβ=EH/EF3.包晶系合金的非平衡凝固包晶转变一般不易进行完全，即最终组织不易达到平衡状态，且包晶反应速度较慢，易形成非平衡组织。包晶转变形成的非平衡组织可采用延长时间，使合金元素进行充分的扩散退火的方法来减少和消除。4.包晶转变的特点和应用包晶转变有两个显著特点：一是包晶转变的形成相依附在初晶相上形成；二是包晶转变的不完全性。根据这两个特点，在工业上可有下述应用。（1）在轴承合金中的应用滑动轴承使用时，轴和轴承之间必然有强烈的磨擦和磨损。为此，希望轴承材料的组织由具有足够塑性和韧性的基体及均匀分布的硬质点所组成。这些硬质点一般是金属化合物，所占的重量为5%～50%。软的基体使轴承具有良好的磨合性，不会因受冲击而开裂。硬的质点使轴承具有小的摩擦系数和抗咬合性能。可选用Sn-Sb系轴承合金就属此例。（2）包晶转变的细化晶粒作用利用包晶转变可以细化晶粒。例如在铝及铝合金中添加少量的钛，可获得显著的细化晶粒效果。根据Al-Ti相图，当含钛量超过0.15%以后，合金首先从液体中结晶出初晶TiAl3，然后在665℃发生包晶转变：L+TiAl3→α。TiAl3对α相起非均匀形核作用，α相依附于TiAl3上形核并长大。由于从液体中结晶出的TiAl3细小而弥散，其非均匀形核作用的效果很好，细化晶粒作用显著。同样，在铜及铜合金中加入少量的铁与镁，在镁合金中加入少量的锆或锆的盐类，均因在包晶转变前形成大量细小的化合物，起非均匀形核作用，从而具有良好的细化晶粒效果。7.3.4溶混间隙相图与调幅分解溶混间隙（miscibilitygap）是两种液相或两种固溶体不相混溶的现象。它可以出现在单相的液相中，也可以出现在单一固溶体区内。即：L→L1+L2或α→α1+α2转变方式有二种：(1)形核长大方式，需要克服形核能垒，(2)没有形核阶段的不稳定分解，称为调幅分解（spinodaldecompotion）。7.3.5.其他类型的二元相图1.具有化合物的二元相图2.具有偏晶转变的相图3.具有合晶转变的相图4.具有熔晶转变的相图5.具有固态转变的二元相图1.具有化合物的二元相图在某些二元系中，可形成一个或多个化合物，化合物一般处于相图的中间位置，又称为中间相（intermediatephase）。根据两组元间形成化合物的稳定性，可分为：稳定化合物、形成稳定化合物的相图不稳定化合物、不形成稳定化合物的相图(1).形成稳定化合物的相图稳定化合物是指具有固定的熔点，且在熔点以下保持固有结构而不发生分解的化合物。相图特征：形成的没有溶解度的化合物在相图上表现为一条垂线。可以把它作为一个独立的组元而把相图分为两部分。该类化合物成分是固定的，或在一定范围内但有确定的熔点。Mg-Si合金,就能形成稳定化合物Mg2Si。Mg-Si合金相图属于含有稳定化合物的相图。在分析将整个Mg-Si相图可分为Mg-Mg2Si和Mg2Si-Si两个相图来进行分析。(2)形成不稳定化合物的相图不稳定化合物是指在加热到一定温度时会发生分解的化合物相图特征：化合物线在加热到一定温度化合物会分解。包晶反应所形成的中间相均属于不稳定化合物。它们不能视为独立组元而把相图划分为简单相图。固相中有化合物分解和生成的二元系统相图2.具有偏晶转变的二元相图偏晶转变（monotecticreaction）相图特点：在一定的成分和温度范围内，两组元在液态下也只能有限溶解，存在两种不同浓度的液相L1和L2。其转变特征：是在一定温度下从一个液相中同时分解出一个固相和另一成分的液相的过程，且固相的相对量总是偏多。即：L1→A+L23.具有合晶转变的相图合晶转变（syntecticreaction）相图(图7.41)特点：二元组在液态下有限溶解，存在不熔合线，不熔合线以下的两液相L1和L2。转变特征：在恒定温度下，两个成分不同的液相相互作用形成一个固相的转变称为合金转变。即L1+L2→β具有偏晶转变的二元系如：Na-Zn4.具有熔晶转变的相图在某些合金结晶过程中，当达到一定温度会从一个固相分解为一个液相和另一个固相，即发生了固相的再熔现象，这种转变称为熔晶转变（metatecticreaction）。即：δ→L+γ5.具有固态转变的二元相图当合金中组元具有同素(分)异构变时，则其固溶体会出现三种情况：固溶体的多晶型转变，共析转变、包析转变、偏析转变.(1)具有固溶体多晶型转变的相图固溶体的多晶型转变又称为多形性转变。(2)具有共析转变的相图共析转变(eutectoidreaction)是在一定温度下一个固相转变为另两个固相的过程，即：γ→(α+β)。共析反应是由一种固相转变成完全不同的两种相互关联的固相,此两相混合物称为共析体。如:γ→α+Fe3C共析转变与共晶转变相似，区别在于它是由一个固相在恒温下转变为另外两个固相。共析转变对热处理强化意义很大。钢的热处理是以共析转变为基础的。共析合金（eutectoidalloy）、亚共析合金（hypoeutectoidalloy）、过共析合金（hypereutectoidalloy）(3)具有包析转变的相图包析转变（peritectoidreaction）类似于包晶转变，区别在于包析转变是由两个固相反应生成另外一个固相。如：γ+ε→ζ(4)具有脱溶沉淀过程的相图随着温度降低固溶体中溶解度下降，析出第二相的过程，称为脱溶过程。(5) 具有有序—无序转变的相图(6) 具有固溶体形成中间相转变的相图(7) 具有磁性转变的相图7.3.6．复杂二元相图的分析方法分析复杂二元相图的步骤和方法如下：(1)首先看相图中是否存在化合物，如有稳定化合物，则以这些稳定化合物为界(把化合物视为组元)，把相图分成几个区域(基本相图)进行分析。(2)根据相区接触法则，认清各相区的组成相。组成二元相图的基本单元有单相区、两相区和三相水平线。这些单元根据相区接触法则组合在一起。单相区：代表一种具有独特结构和性质的相的成分和温度范围，若单相为一根垂线，则表示该相成分不变。双相区：邻区原则是含有P个相的相区的邻区，只能含有P±1个相。违背了这条原则，无法满足相律的 要求 对教师党员的评价套管和固井爆破片与爆破装置仓库管理基本要求三甲医院都需要复审吗 。两相区中平衡相之间都有互溶度，只是互溶度大小不同而已。三相区：三相共存水平线(3)找出所有的三相共存水平线，分析这些恒温转变的类型，写出转变式。下表列出了二元系各类三相恒温反应(转变)的类型，可借助于分析。(4) 应用相图分析典型合金的组晶过程和组织变化规律。单相区；相成分、质量与原合金相同。双相区；在不同温度下两相成分沿相界线变化，各相的相对量可由杠杆法则求得。三相共存(平衡)时，三个相的成分固定不变，可用杠杆法则求出恒温转变前、后相组成的相对量。二元相图恒温转变类型恒温转变类型反应式相图特征分解型（共晶型）共晶转变Lα+β共析转变γα+β偏晶转变L1L2+α熔晶转变δγ+L合成型（包晶型）包晶转变L+βα包析转变γ+βα合晶转变L1+L2α(5) 在应用相图分析实际情况时，切记相图只给出体系在平衡条件下存在的相和相对量，并不能表达出相的形状、大小和分布（这些只取决于相的本性及形成条件）；相图只表示平衡状态的情况，而实际生产条件下很难达到平衡状态，因此要特别重视它们的非平衡条件下可能出现的相和组织。(6) 相图的正确与否可用相律来判断。在分析和认识了相图中的相、相区及相变线的特点之后，就可分析具体合金随温度改变而发生的相变及组织变化。注意事项：相图是在平衡条件下测定的，而实际中的很少能达到平衡状态。相图不能给出相的形状、大小和分布。相图可能存在误差和错误。7.3.7根据相图推测合金的性能合金的性能取决于合金的组织，而合金组织与相图有关，所以可根据相图预测合金平衡状态下的一些性能。包括：使用性能（力学性能、物理性能等）工艺性能（合金的铸造、压力加工、切削加工、热处理强化性能）1.使用性能一般形成两相机械混合物的合金的性能是各相性能的平均值，即性能与成分呈线性关系；形成固溶体合金时性能与成分呈曲线关系；形成稳定化合物时，其性能在曲线上出现奇点。固溶强化是提高合金强度的方法之一。固溶体的性能与溶质元素的溶入量有关。2.工艺性能(1)合金铸造性能铸造合金宜选择在接近共晶成分的合金。纯组元和共晶成分的合金的流动性最好，凝固后容易形成集中缩孔，合金较为致密，且共晶合金熔点低且是恒温转变，铸造性能好。相图中液相线和固相线之间距离越小，液体合金结晶的温度范围越窄，对浇注和铸造质量越有利。合金的液、固相线温度间隔大时，形成枝晶偏析的倾向性大；同时先结晶出的树枝晶阻碍未结晶液体的流动，而降低其流动性，增多分散缩孔。所以，铸造合金常选共晶或接近共晶的成分。(2)合金压力加工性能合金的压力加工性能与合金的组织有关。单相固溶体由于其强度低，塑性好，变形均匀，压力加工性能较好。所以需压力加工的合金通常选择单相固溶体或接近单相固溶体(含第二相应尽量少)成分的合金。单相合金的锻造性能好。合金为单相组织时变形抗力小，变形均匀，不易开裂，因而变形能力大。双相组织的合金变形能力差些，特别是组织中存在有较多的化合物相时，因为它们都很脆。(3)合金切削加工性能合金切削加工性能与合金的组织有关。塑性好的材料进行切削加工时，切削不易断开且缠绕在刀具上，增加零件表面粗糙度，不易进行高速切削，因此单相固溶体型合金切削加工性能不够好。而具有两相组织的合金的切削加工性一般比较好。(4)热处理工艺性能可借助于相图判断合金能否通过热处理强化，并能为热处理提供数据。相图中无固态相变的合金不能进行热处理强化，但能进行消除枝晶偏析的扩散退火。具有多晶型转变的合金，可通过再结晶退火和正火处理使合金晶粒细化，以提高强度、硬度，称为细晶强化。具有溶解度(固溶度)变化的合金，可通过固溶处理以及后来进行的时效处理来提高合金的硬度、强度。具有共析转变的合金，原则上可进行淬火处理。合金进行化学热处理时，渗入元素必须在被渗金属中具有一定的溶解度或者能形成化合物。Fe-C合金的组织和性能Al2O3-SiO2系的组织和性能Cu-Zn合金相图Cu-Sn合金其他例子7.3.8二元合金相图分析实例一.铁碳合金相图(Iron–CarbonPhaseDiagram)钢(Steels)和铸铁(Castirons)是应用最广的金属材料，它们的基本组成都是铁(Fe)和碳(C)两种元素，故统称为铁碳合金（alloysoftheiron－carbonsystem）。Fe3CFe2CFeC温度FeC(6.69%C)铁碳相图概括了钢铁材料的成分、温度与组织之间的关系。在铁碳合金中，Fe与C可以形成一系列化合物：Fe3C、Fe2C、FeC。所以，Fe-C相图可以划分成Fe-Fe3C,Fe3C-Fe2C,Fe2C-FeC和FeC-C四个部分。化合物是硬脆相，工业上使用的铁碳合金含碳量不超过5％，通常所说的铁碳相图就是Fe-Fe3C部分。(一)Fe—Fe3C相图中的组元铁碳合金中组元铁(Fe)和碳(C)，而Fe—Fe3C合金相图的组元：纯铁和渗碳体（Fe3C）1.纯铁（Fe）纯铁固态下具有同素异构转变（allotropictransformation）：912℃和1394℃纯铁具有磁性转变（768℃磁性转变、magnetictransformation）。纯铁的强度低，塑性好(软)，很少用于结构材料。主要利用铁磁性（ferromagnetism）。纯铁的显微组织纯铁的冷却曲线及晶体结构变化2.渗碳体(Fe3C)渗碳体（cementite）是Fe—C合金中碳以化合物(Fe3C)形式出现的。它具有复杂的晶格，其晶体结构如图。Fe3C是由C原子构成的一个斜方晶格，原子周围有六个Fe原子，构成一个八面体，而每个Fe原子属于两个八面体共有，Fe:C=3:1。渗碳体的晶格Fe3C熔点为1227℃，Fe3c是一种亚稳化合物，在一定条件下，渗碳体可以分解而形成石墨状的自由碳：Fe3C→3Fe+C(石墨)。这一过程对于铸铁和石墨钢具有重要意义。Fe—Fe3C相图为介稳定系相图，Fe－C相图为稳定系相图，二者的Fe－C合金双重相图。Fe3C在230℃以下具有铁磁性，A0表示。Fe3C在钢和铸铁中呈现片状，粒状，网状和板条状。渗碳体硬而脆(HB800)，塑性极低，延伸率接近于0。它是钢铁材料中的主要强化相。Fe3C中碳和Fe可以被其它元素替代形成以Fe3C为基的固溶体。Fe被Cr、Mn等原子金属置换，形成以Fe3C为基的固溶体，称为合金渗碳体。(二)Fe—C合金中的基本相在Fe—Fe3C相图中，Fe—C合金在不同条件(成分，温度)下，可有六个基本相：L相、δ相、γ相、α相、Fe3C相、石墨（C）1.液相(L):Fe与C在高温下形成的液体溶液。(ABCD线以上)2.高温铁素体(δ相):C在δ－Fe的间隙固溶体。在1459℃时最大溶解量可达0.09%，为bcc结构，也称高温铁素体（hightemperatureferrite）。3.奥氏体（austenite）奥氏体(γ或A)是C溶解于γ—Fe形成的间隙固溶体称为奥氏体。γ具有fcc结构。具有面心立方晶体结构的奥氏体可以溶解较多的碳，1148℃时最多可以溶解2.11%的碳，到727℃时含碳量降到0.8%。碳原子存在于面心立方晶格中正八面体的中心，单相γ区存在于NJBESGN区域内(727~1459℃)。奥氏体的硬度(HB170~220)较低，塑性(延伸率δ为40%~50%)高。奥氏体的显微组织见下图。γ是顺磁性(paramagnetism)，具有fcc结构。晶粒呈平直多边形。4.渗碳体（cementite）5.铁素体（ferrite）铁素体(α或F)是C溶于α-Fe形成的间隙固溶体称为铁素体。C原子溶于八面体间隙。单相α相在GPQ以左部分。铁素体的含碳量非常低，在727℃时C在α-Fe中最大溶解量为0.0218%，室温下含碳仅为0.005%，所以其性能与纯铁相似：硬度(HB50~80)低，塑性(延伸率δ为30%-50%)高。铁素体的晶粒常呈多边形。是铁磁性，具有bcc结构。6.石墨(C)：在一些条件下，碳可以以游离态石墨(graphite)稳定相存在。所以石墨是铸铁的一个基本相。(三)Fe—Fe3C相图分析Fe—Fe3C相图的分析围绕三条水平线可把Fe—Fe3C相图分解为三个部分考虑：左上角的包晶部分，右边的共晶部分，左下角的共析部分。分析点、线、区特别是重要的点、三条水平恒温转变线、重要的相界线五个重要的成份点:P、S、E、C、K。四条重要的线:EF、ES、GS、FK。三个重要转变:包晶转变、共晶转变、共析转变。二个重要温度:1148℃、727℃。1.Fe—Fe3C相图的点Fe—Fe3C相图相图中的各特性点所对应的温度、成分和意义如下表：A、B、C、D、E、F、G、H、J、K、N、P、S、Q各点。①J为包晶点合金在平衡结晶过程中冷却到1495℃时，点成分的L与H点成分的δ发生包晶反应，生成J点成分的A。②C点为共晶点合金在平衡结晶过程中冷却到1148℃时，C点成分的L发生共晶反应，生成E点成分的A和Fe3C。产物是奥氏体与渗碳体的共晶混合物，称莱氏体(Ledeburite)，以符号Ld表示。在显微镜下莱氏体的形态是：块状或粒状A（室温时转变成珠光体）分布在渗碳体基体上。Fe—Fe3C相图五个个的点③S点为共析点合金在平衡结晶过程中冷却到727℃时，S点成分的A发生共析反应，生成P点成分的F和Fe3C。产物是铁素体与渗碳体的共析混合物，称珠光体（Pearlite），以符号P表示。在显微镜下珠光体的形态呈片状。在放大倍数很高时，可清楚看到相间分布的渗碳体片与铁素体。珠光体的强度很高，塑性、韧性和硬度介于渗碳体和铁素体之间，其力学性能如下：抗拉强度σb=770、伸长率δ=20%～30%、冲击韧度αk=3×105～4×105J/m2、硬度180HB。④E点为钢和铸铁的分界点：2.11％C⑤P点为钢和工业纯铁的分界点：0.0218％C