第五章 二元相图
?相图知识
?二元匀晶相图与固溶体的凝固
?二元共晶相图
?二元包晶相图
?复杂二元相图的分析方法
?铁碳平衡相图
第一节 相图知识
一、相与相图
相,凡成分相同、结构相同并与其它部分有界面分开的物质均匀
组成部分，称之为相。
相图,相图又称为状态图，它是表示体系的成分、外界环境和组
成相与相之间的平衡关系的几何图形。它是研究材料组织变
化规律的重要参考工具。外界环境主要是温度和压力，例如
物理学中已经介绍的纯水和纯铁的相图。
一、相与相图
第一节 相图知识
二元相图,当存在两个组元时，成分也是变量，但一种组元的含
量为独立，另一组元则为余下部分。为在二维平面上表示，
通常只考虑在常压下，取两个变量温度和成分。横座标用线
段表示成分，纵座标表示温度。平面上以按这时平衡状态下
存在的相来分隔。 (如图 )
相图用途,
1,由材料的成分和温度预知平衡相；
2,材料的成分一定而温度发生变化
时其他平衡相变化的规律；
3,估算平衡相的数量。
预测材料的组织和性能
二、相图与冷却曲线的关系,
第一节 相图知识
成分一定，在冷却过程中，不同的相热容量不相同，如果
系统散热能力一样，温度随时间的变化 (冷却 )曲线上的斜率将
不同，曲线的转折点对应温度就是某些相开始出现或完全小时
的温度，利用这一特点，由实测的冷却曲线可以作出相图。
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
一、相图形式
两组元在液态和固态都能无限互溶。如 Cu— Ni,Ag— Au形
成二元合金对应的相图就是二元匀晶相图。
相图的构成,由两条曲线将
相图分为三个区。左右两端
点分别为组元的熔点。上面
的一条曲线称为液相线，液
相线之上为液相的单相区，
常用 L表示；下面的一条曲
线称为固相线，固相线之下
为固溶体的单相区，常用 α
表示；两条曲线之间是双相
区，标记 L+α 表示。
二、两相平衡时的数量分配规律－－杠杆定律
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
如图，合金 x在温度 T1将由两相长期并存，这时两相的成分
和数量保持不变。过 x点作水平线交液相线和固相线于 a,c点，
经热力学证明 a,c点的成分分别为平衡的液体和固体的成分,
设 mL和 m?分别为两相的数量，
由物质不灭可推导出,
一般用占总体数量的百分
比的相对值来表示。如果
把线段 axc当成一杠杆，则
他们满足杠杆力的平衡原
理，所以称之为 杠杆定律 。
用杠杆定律来分析在理解和使用都有好的直观性和方便。适用所有两相平衡。
三、固溶体材料冷却时组织转变
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
1点以上液体冷却
1点开始凝固，固体成
分在对应固相线处
1－ 2之间，温度下降，
液体数量减少，固体数
量增加，成分沿液相线
和固相线变化,
到 2点，液体数量为 0，
固体成分回到合金原始
成分，凝固完成
2点以下固体冷却，无
组织变化
过程,
三、固溶体材料冷却时组织转变
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
1.与纯金属凝固一样由
形核和长大来完成结晶
过程，实际进行在一定
的过冷度下。
2.凝固在一温度范围内
进行。只有在温度不断
下将时固体量才增加，
温度不变，液固数量维
持平衡不变。
3.凝固过程中液体和固
体的成分在不断变化。
特点,
四、固溶体材料非平衡冷却
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
从固溶体的凝固特征可知，在晶体长
大过程中，组元元素在析出的固相中不断
的发生迁移。但原子在固体中的迁移相对
结晶过程是较慢的 (原子的迁移是扩散过
程，以后专门讨论 )，可见完全达到平衡
凝固是较困难的，需要相当长的时间，一
般的冷却凝固达不到平衡状态。
过程,
在冷却速度较快时的凝固是非平衡凝固，从相图中可见，在略低于开始
凝固温度 t 1下开始析出的固体的成分为 α 1，到 t 2温度晶体表面生长的成分
可为 α 2，由于扩散速度跟不上来，心部的成分来不及达到和表面一样就冷却
到下一温度 t 3，因此析出的固体的成分表里不一，平均成分也偏离了固相线。
到达平衡和固相线交点的温度 t f时还有液相存在，继续冷却到一更低的温度，
固体的平均成分回到合金成分时液体消失，凝固过程才结束。
四、固溶体材料非平衡冷却
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
非平衡凝固的特点有,①凝固过程中，液、固两相的成分偏离液、固相线；
②凝固过程进行到一更低的温度才能完成；③生成固体的成分是不均匀的。
随着冷却速度的加大，这些差别特点表现的愈明显。
结果,生成固体的成分不均匀较偏析，快速冷却时在一个晶粒内部先后结晶
的成分有差别，所以称为晶内偏析，金属的晶体往往以树枝晶方式生长，偏
析的分布表现为不同层次的枝晶成分有差别，因此这种偏析又称枝晶偏析。
晶内偏析的程度决定于,相图中液 — 固相线相距愈远，组元元素原子的迁移
能力愈低 (扩散系数小 )，冷却速度愈大，造成的晶内偏析将愈严重。
消除偏析的方法,前两条原因是不可 更改 的，但并不是采用慢速冷却，因为
慢速冷却会使晶粒变大，最高和最低成分之间的距离加大消除更困难，而是
快速冷却，细化晶粒，会带来晶内的偏析，即宏观均匀 而 微观有大的差别，
凝固后重新加热到略低于熔点温度，进行一段时间的保温，让原子在这时进
行扩散迁移，达到均匀，这 种 方法称为均匀化退火。
五、固溶体中溶质的分布
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
由于固溶体凝固中，析出固体的成分与液体不相同，并
且在凝固时达不到平衡，所以凝固后溶质的分布是不均匀的，
当然这种不均匀有时也可带来有利的利用。下面仅就几种特
例讨论。
如图所示相图的一部分，在温度 t时，平衡
的液 — 固相成分的比，称为平衡分配系数。
LS CCk /0 ?
实际凝固时原子的迁移需要一过程，液体
和固体的成分达不到相图所示的平衡状态，
这时分析采用, 有效分配系数,,它定义为,
BL
iS
e C
Ck
)(
)(
浓度边界层以外的液体平均
相的浓度凝固时固－液界面处固?
有效分配系数不是一常数，而是随凝固过程有所变化。
五、固溶体中溶质的分布
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
如果有一长度为 L的杆形凝固体，假设凝固过程为一端散热，并且
液体中原子扩散和对流可达到成分均匀，而固体中迁移慢设为凝固后基
本不能变。当合金的成分为 C0，开始析出的固体成分为 k0C0，变化趋势
如图。已经凝固距离 X后，在凝固 dx时，按溶质的变化有,
00
0
)0(
)0(C0
kCC
Cx
L
S
?
?? 时，当
例一：定向凝固时溶质分布规律
五、固溶体中溶质的分布
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
例二：关于区域熔炼
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
在正温度梯度下，纯金属的生长方式为平面推进，而固
溶体凝固时，却有树枝状生长和胞状生长存在，这是由于凝
固过程中，成分是在不断变化，液体和固体的成分均不能达
到平衡状态，产生了成分过冷现象。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷现象,
在相图中，成分为 C0的合金凝
固时，开始析出的固相为 k0C0，多
余的 B组元排放到液体中，在界面
处 B组元的浓度高于平均值，逐渐
向液体中扩散。在液体未达到均匀
时，结晶继续进行，新析出的固体
成分中 B的量也随着上升，同时液
体中界面处 B浓度上升到更高的水
平，扩散的速度因浓度差的提高而
加快。远处液体的成分依然为 C0，
到 B组元的扩散量和固体排放平衡
时，析出固体的成分也为 C0，这时
的成分分布如图 b所示。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷现象,
对照相图，液体的开始凝固温度
随着液体的成分变化而变化，图 c给
出其分布曲线 TL(x)，如果 G2为实际
温度，对比可以看出在界面前沿的液
体中的一小区域内，尽管温度比界面
处高，却存在一定的过冷度，这种由
成分的不均匀而产生的过冷度称为
‘ 成分过冷 ’ 。
固溶体凝固过程中，由于析出的
固体的成分和原液体有一定的差别，
排放到液体中的某些组元来不及均匀，
这种因成分偏差对应的凝固温度也不
同而造成的附加过冷度称为成分过冷。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷对凝固过程的影响
由于不同的固溶体对应的相图形
式不同，不同组元的扩散能力各自不
同，加上凝固过程的实际温度分布也
不相同，成分过冷的影响也必然存在
差别，凝固后的组织也各不相同。
1,实际温度梯度较大，在凝固过程
中 不出现 成分过冷现象。
2,成分 过冷区较小,界面处的不平衡生长的凸起始终处在领先
的状态，但这个凸起既不会消失，也不能发展到成分过冷区
外，凸起和底部的微小成分有一定差别而发展成胞状组织。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷对凝固过程的影响
3,中区域的成分过冷可能生成胞
状到树枝晶的各种过渡组织。
5,如果成分过冷区域特别大，得到的成分过冷度也十分大，若
达到形核要求的过冷度时，在成分过冷区可能形成新的晶核，
新晶核的生长阻碍原晶粒生长，对柱状晶的发展产生隔断作
用。
4,成分过冷区较大，凸起发展较
长，在凸起上再生新的凸起，
就可生成树枝晶。
第三节 二元共晶相图
一、相图形式
两组元在液态下无限互溶，固态下有限溶解，一组元溶入
另一组元中时 都 使凝固温度下降，并发生共晶转变。如 Pb— Sn、
Ag— Cu等形成二元合金对应的相图就是二元匀晶相图。
相图的构成, tAE和 tBE为两液相线，
与其对应的 tAC和 tBD为两固相线；
CG和 DH固溶体 α, β 的溶解度随温
度变化线； CED为 水平 共晶线。将
相图分成 三个单相区 L,α, β ；
三个双相区 L＋ α, L＋ β, α ＋ β
和 一个三相区 L＋ α ＋ β,即 CED
为共晶线。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
过程
在 TE温度以上仅是液体的冷却
到达略低于 TE的温度，按 L＋ α 相区分析应为从液体中析出 C成分的 α 相，而
按 L＋ β 相区分析应从液体中析出 D成分的 β 相。如果 α 和 β 按一定的比例析
出，最终液体的成分不变，两固相不断同时析出，即共同结晶，故称为共晶
转变，直到液体完全消失，结晶过程 完成,得到的是两固相的混合物，称为
共晶体。
在 TE温度以下仅是固体的冷却
成分为 E点合金的凝固
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
形核特点
交替形核 在一定的过冷度下，尽管两固相都可能从液体中
形核，由于两固溶体的成分结构的差别，总有一个固相先形核，
它称为领先相，设领先相为 α,由于 α 富 A组元，其生长时附
近液体则富 B组元,α 的存在和液体中 B的富集,β 相将附着在
α 上形核并长大，同理在 β 相外将附着 α 的形核长大。这种方
式就是交替形核。此外也有人认为交替形核是以边缘桥接生长
方式来实现的。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
生长特点
共同生长 两个相长大时都要
排放相应的溶质组元，排出的溶
质将阻碍自身的生长，但两相同
时生长时，一相排出的组元正是
另一相生长所需要的，所以两相
的生长过程将互相促进，最后是
两相共同携手长大。由于两固相
的成分是固定的，综合成分应和
液体的成分相同，它们的数量反
映在二者的厚度相对比例上。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
组织特点
当两个固相都是金属性较
强相时，共晶体一般生长成层
片状。当两相的相对数量比相
差悬殊时，在界面能的作用下，
数量较小的相将收缩为条、棒
状，更少时为纤维状，甚至为
点 (球 )状。
当有一相或两相都具有较强的非金属性时，它们表现出较
强的各向异性，不同方向的生长速度不同，并且有特定的角度
关系，同时生长过程要求的动态过冷度也有差异，往往有一个
相在生长中起主导作用，决定了两相的分布，共晶体的形态也
具有独特性，这时常见的形态有针状、骨肋状、蜘蛛网状、螺
旋状等。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
三、典型合金的凝固
第三节 二元共晶相图
1,合金 IV(成分在 E点附近 ) 特点
1) 在液体中 α 和 β 同时具有析
出条件，都可以析出。
2) 由于 α 和 β 析出过程在成分
上可以互相补充和促进，共
同析出。
3) 凝固过程可以在恒温下进行
到结束。
4) 最终得到两相交替的混合组
织。
结论, 合金 Ⅳ( 成分在 E点附近 ) L → α +β 转变发生在 TE温度，
得到 的两项交替分布的组织称为 共晶体 。
三、典型合金的凝固 第三节 二元共晶相图
2,合金 Ⅰ( 成分在 AG之间 ) L → L+α → α 转变过程完全同固溶体，最
后组织为单相固溶体。
3,合金 Ⅱ( 成分在 GC之间 ) L → L+α → α → α +β II 在到 CG线之前同
固溶体，到 CG线之下,α 相中溶剂 B组元的量为过饱和，从中将有 β 相析出。
一般从固态 α 析出的 β 相在的内部成点状分布。值得指出的是 β 量少时往往
先在 α 的晶界处，此外，固态析出转变原子迁移和 β 形核较困难，当过饱和
度不大时，这个析出往往不发生。
三、典型合金的凝固
第三节 二元共晶相图
4.合金 Ⅲ( 成分在 CE之间 )L → L+α → α 初 +(L+α +β )→ ( α 初 +
β II)+(α +β )共
在到达 TE温度前转变同固溶体的转变,在 TE温度 下剩余的液体 转变同 共晶成
分 E(合金 Ⅳ) 的转变。
三、典型合金的凝固
第三节 二元共晶相图
室温下的平衡相
室温下的组织组成物
四、共晶合金非平衡凝固
第三节 二元共晶相图
1、冷却速度较快,共晶体的形成转变进行较快，共晶体中两
相的层片间距变小 (相对的比例仍旧不变 )；非共晶部分的转变
同固溶体的非平衡转变。
2、伪共晶 在共晶点附近非共
晶成分的合金在快速冷却时，少
量初生相的析出未进行就被冷却
到共晶温度以下，直接发生共晶
转变，可以得到全部的共晶体组
织，这种组织称为伪共晶。它们
的形貌和共晶体没有明显的差别，
仅内部两相的数量比有觉察不到
差别。
四、共晶合金非平衡凝固
第三节 二元共晶相图
3、亚 (过 )共晶 成分的合金在快
速冷却时，由固溶体析出和伪共
晶转变综合可知,① 初晶的晶粒
细化； ② 初生相内有晶内偏析
(可能为枝晶偏析 )； ③ 共晶体细
化且多为伪共晶； ④ 共晶体的数
量多于平衡态。
4、出现非平衡共晶 C点附近未到共晶平衡的合金，在冷却到
共晶温度以下时，固溶体凝固未完成，余下的液体成分也到共
晶成分附近，发生共晶转变。这种本不应该有共晶体的材料因
冷却速度过快，发生非平衡转变而生成的共晶体称为非平衡共
晶。非平衡共晶的数量随冷却速度的加快而增加，但总量较少，
一般出现在几个晶粒的交界处。
四、共晶合金非平衡凝固
第三节 二元共晶相图
5、离异共晶 在 C点附近凝固形成的共晶体数量较少时，有时
共晶体中的同初生相相同的一相依附在初生相上，另一相挤到
初生相的晶界单独存在，这种见不到共晶形貌的共晶体称为离
异共晶。它可发生在平衡凝固时，而非平衡共晶有时也以离异
共晶的形式出现。
第四节 二元包晶相图
一、相图形式
两组元在液态下无限互溶，固态下有限溶解，并且发生包
晶转变。
相图的构成, ac和 bc为两液相线，
与其对应的 ad和 bp为两固相线； df
和 pg固溶体 α, β 的溶解度随温度
变化线； dpc为包晶转变线。
它们分隔相图为三个单相区 L,α,
β ；三个双相区 L＋ α, L＋ β, α
＋ β ； 一个三相区 L＋ α ＋ β,
即 水平线 dpc为包晶线。
包晶转变 L+α → β
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
在液相区为液体的冷却，进入
两相区，发生与固溶体凝固相同的
凝固转变，到达 P点，液体的成分为
C，固体的成分为 D。
从 L+β 相区可知也满足液体和 β
相的平衡,与 C成分 液体 平衡还有 P
成分的固体 β 相。
成分为 P点合金的凝固
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
β 相的形核在 α 相晶体和液体
的边界处，由于 β 相的成分介于
液体和 α 相之间，所以它是靠消
耗部分已有的 α 相和部分液体来
实现。
成分为 P点合金的凝固
β 相的生长在液体和 α 相的交
界面处最有利，沿边界同时消耗
液体和 α 相来长大，形成的 β 相
包围在 α 相外围，将 α 相与液体
分隔开，所以把这种转变称为包
晶转变。
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
在略低于 TP的温度下，进一步
的生长过程，伴随 A组元从 α 相穿过
β 相到达液体界面，液体转变为 β
相，同时多余的 B组元穿过 β 相到达
α 相界面,α 相中 B组元的减少使部
分 α 相转变为 β 相以保证 α 相要求
的成分。即 β 相长大的过程是 A组元
穿过 β 相向液体处扩散,B组元穿过
β 相向 α 相处扩散，同时消耗液相
和 α 相。
成分为 P点合金的凝固
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
开始发生包晶转变时 α 相的数量为,
成分为 P点合金的凝固
PC
dP
W
W L ?
?
β 相的成分在 P点，液体和 α 相的成
分分别在 C,D，所以它们消耗的比
例,
PC
dP
W
W L ?
?
这 两 个比例恰好 相等，理论上讲 液
体和 α 相同时消耗完毕，得到单一
的 β 相晶体。
三、典型合金的冷却转变
第四节 二元包晶相图
1,B组元的含量在 DP之间 到达包晶转变温度时，发生包晶转
变，比较可知，固相将有剩余，残余的 α 相在 β 相的晶粒内部。
2,B组元的含量在 PC之间 同理
到达包晶转变温度时，发生包晶
转变,包晶转变以 α 相消耗完而
结束。再剩余的液体进入 L＋ β 两
相平衡相区，按固溶体的凝固方
式转变，成分分别沿 CB和 PB曲线
变化，直到液体全部消耗为止。
最终的组织为单一的 β 相。
其他成分不发生包晶转变，不再重复分析。
四、非平衡转变组织
第四节 二元包晶相图
包晶转变过程伴随组元在 β 相的固体中扩散迁移，因此包
晶转变进行的非常缓慢，达到上述情况是理想的平衡分析，实
际冷却很难实现。
在一般的冷却条件下，包晶转变未
结束，系统已经到 TP以下的温度，液体
将 将 按 L＋ β 两相平衡规律直接凝固结
晶。 P点成分的合金一方面会有部分 α
相残留，另一方面 β 相的成分偏离 P点，
以这种不平衡的组织保留下来。
成分在 DP之间的合金，由于包晶转变的不充分，在 α 相
的晶界处会有液体直接凝固生成的 β 相存在。
成分在 PC之间的合金，本来不应该有剩余的 α 相,由于包
晶转变的不充分，在 β 相的晶体内部将会有残留的 α 相存在。
第五节 复杂二元相图分析方法
一、相图形式
1、形成稳定化合物的相图
一、相图形式
第五节 复杂二元相图分析方法
2、固态转变的相图
二、分析方法
第五节 复杂二元相图分析方法
1,二元相图中可能发生的转变
两个组元构成的相图，尽管最多只能出现三相平衡，但实际材料中由
于两组元往往能生成不同的化合物，实际的二元相图有一些就相当复杂。
二、分析方法
第五节 复杂二元相图分析方法
2,复杂相图分析方法
① 高温下大多为均匀的液相，组元在两边线，附近有组元为溶
剂的固溶体 (端际固溶体 )，可能有的溶解度非常小，固溶体
区域缩小近似为直线。
② 在相图的中部所有找到生成的化合物 (中间相 )，这些中间相
为溶剂，溶入组元形成单相区。非常稳定的化合物，特别是
正常价化合物，溶解组元的能力非常低，退化为直线。
③ 以中间的单相区为界将相图分割成若干区域，则每个区域为
已经讨论过的简单相图，按简单相图的规律来分析。
④ 也可以用水平线为中心，即三相平衡为基础来划分区间，分
解复杂相图为基本类型。
以中间的单相区为界将相图分割成若干区域，则每个区
域为已经讨论过的简单相图，按简单相图的规律来分析。
三、相图与材料性能的联系
1,力学、物理性能
第五节 复杂二元相图分析方法
三、相图与材料性能的联系
第六节 相图与材料性能的联系
2.加工的工艺性能
第六节 铁碳合金系相图
1、组元的特性
1）纯铁 纯铁的同素异晶转变
铁素体的磁性转变温度为 770℃ (居
里点 )，曾经把 770－ 912℃ 无磁性
(顺磁性 )的铁称为 β － Fe。
工业纯铁的力学性能特点是强度、硬度
低，塑性、韧性好。
抗拉强度 σ b＝ 180－ 230Mpa
延伸率 δ ＝ 30－ 50％
断面收缩率 ψ ＝ 70－ 80％
冲击韧性 ak＝ 160－ 200J/cm2
硬度 50－ 60HB
一、相图分析
一、相图分析
第一节 铁碳合金系相图
1、组元的特性
游离的碳有石墨和金刚石两
种晶体结构，在铁碳合金中的游
离态是石墨。石墨 (Graphite)具
有简单六方晶格。同一晶面上碳
原子以共价键结合,间距 0.142nm
结合力较强，两层晶面的间距为
0.34nm，结合力弱。
石墨晶体长大时，沿层面的长大速度较快，即层面的扩大
快而层的加厚慢，导致其结晶形态通常发展成片状。
石墨的性能特点为耐高温，可导电，有一定的润滑性，但
其强度、硬度、塑性和韧性都极低。
2）碳
2、铁碳合金中的基本相
第一节 铁碳合金系相图
α 相 C在 α -Fe中的间隙固溶体，晶体结构为 bcc，仅由 α 相
形成的组织称为 铁素体,记为 F(Ferrite)。
γ 相 C在 γ -Fe中的间隙固溶体，晶体结构为 fcc，仅由 γ 相
形成的组织称为 奥氏体,记为 A(Austenite)。
δ 相 C在 δ -Fe中的间隙固溶体，晶体结构也为 bcc,δ 相出
现的温度较高，组织形貌一般不观察，也有称高温铁素体。
Fe3C相 铁和碳生成的间隙化合物，其中碳的重量百分比为
6.69%，晶体结构是复杂正交晶系，仅由 Fe3C相构成的组织称
为 渗碳体,依然记为 Fe3C，也有写为 Cm(Cementite)。
石墨 在铁碳合金中的游离状态下存在的碳为石墨，组织记
G(Graphite)。
L相 碳在高温下熔入液体，相图中标记 L(Liquid)。
一、相图分析
3、铁碳合金三相平衡转变
第一节 铁碳合金系相图 一、相图分析
这是一包晶反应，发生在高温，
并且在随后的冷却过程中组织还
会发生变化，不作讨论。
共晶反应，产物共晶体组织称为
莱氏体,记录 Ld(Ledeburite)
共析反应，产物为两相层片交替
分布的共析体组织称为 珠光体,
记录 P(Pearlite)
4,Fe－ Fe3C
合金相图
第一节 铁碳合金系相图
图
1）相图形式
一、相图分析
4,Fe－ Fe3C合金相图
第一节 铁碳合金系相图
2）相图中各点的参数及含义
一、相图分析
4,Fe－ Fe3C合金相图
第一节 铁碳合金系相图
3）相图中相区
五个单相区：液相区 L 高温固溶体 ?
奥氏体 ? (A) 铁素体 ? (F)
渗碳体 Fe3C
七个双相区,L＋ ? L＋ ? L＋ Fe3C
?＋ ? ?＋ Fe3C
?＋ ? ? ＋ Fe3C
三个三相区,HJB线 L＋ ?＋ ?
ECK线 L ＋ ?＋ Fe3C
PSK线 ? ＋ ? ＋ Fe3C
一、相图分析
二,铁碳合金平衡冷却分析
铁碳合金按组织、性能、应用特点分为以下类型,
工业纯铁 (C%<0.02%)
钢 (C%<2.11%) 亚共析钢 共析钢 过共析钢
白口铸铁 (C%>2.11%) 亚共晶、共晶、过共晶白口铸铁
灰口铸铁 亚共晶、共晶、过共晶灰口铸铁
1、工业纯铁 (C%<0.02%)
含碳量大于 Q点 (0.008%)时，理论上将从 α － Fe中析出的
Fe3C称为三次渗碳体，但这个转变大多被抑制，形成微量的过
饱和状态。 通常的组织为单一铁素体。
第七节 铁碳合金系相图
2、共析钢 (C%≈ 0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
相转变过程
组织转变过程 L L+A P
2、共析钢 (C%≈ 0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
共析转变全部生成共析组织，两相一般为层片状分布，组
织为单一的珠光体。两相的重量比 ≈ 两相的厚度比 ≈ 8:1
3、亚共析钢 (C%=0.02~0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变 L－ …… － A F+A F+P
3、亚共析钢 (C%=0.02~0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织相对数量计算,
4、过共析钢 (C%=0.77~2.11%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变,L L＋ A A A＋ Fe3CII P＋ Fe3CII
4、过共析钢 (C%=0.77~2.11%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
说明：脆性的渗碳体以网分隔了材料，所以材料的性能特点很
脆，工程中使用并不希望出现这种组织。
5、共晶白口铁 (C%≈4,3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变 L (L＋ Ld) Ld L’d
5、共晶白口铁 (C%≈4,3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
6、亚共晶白口铁 (C%=2.11~4.3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变
L L＋ A A＋ Ld A＋ Fe3CII＋ Ld P＋ A＋ Fe3CII＋ L’d
6、亚共晶白口铁 (C%=2.11~4.3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
7、过共晶白口铁 (C%=4.3~6.69%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变 L L+Fe3CI Fe3CI+Ld Fe3CI+L’d
7、过共晶白口铁 (C%=4.3~6.69%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
Fe3C的形式 一次渗碳体 Fe3CI 二次渗碳体 Fe3CII
三次渗碳体 Fe3CIII
(共析 )珠光体中 (共晶 )莱氏体中
三、碳对铁碳合金的影响
1、碳对室温平衡组织的影响
第七节 铁碳合金系相图
1、碳对室温平衡组织的影响
第七节 铁碳合金系相图 之
1、碳对室温平衡组织的影响
第七节 铁碳合金系相图
三、碳对铁碳合金的影响
第七节 铁碳合金系相图
2、碳对力学性能的影响
四、碳钢
1、碳钢中的常存元素
碳钢中的常存元素是指除 Fe,C外，因冶金必然带来的材料中
存在，且对性能有一定影响其他元素，在碳钢中一般指,
Si,Mn 冶金时自然存在对性能无不利影响而保留
S,P 冶金时难以彻底清除而存在于钢中
一般钢中大致含量,
Si 0.25~0.30%
Mn 0.25~0.50%
S <0.05%
P <=0.045
2、钢的冶炼过程对性能的影响
第四节 碳钢
1.钢锭中的组织缺陷
缩孔,大多材料凝固后体积收缩留下的
空腔。力图让缩孔集中在冒口，可切去。
疏松,微小分散的收缩孔，树枝间或晶粒
间凝固的封闭而得不到液体补充而留下得
缺陷。轧制可减小或消除其部分不利的影
响。
气孔,凝固中未排出在凝固体而形成的
缺陷。气体的来源析出和反应型。
夹杂物,与基体要求成分和组织都不相同多余颗粒，外来夹杂
物有浇铸中冲入的其它固体物，如耐火材料、破碎铸模物等。
成分偏析,成分不均匀叫做偏析。有宏观偏析和微观偏析
2、钢的冶炼过程对性能的影响
第四节 碳钢
2.常存元素对性能的影响
磷, P可溶入铁素体，提高强度和硬度，但显著降低了塑性和韧
性，特别是低温下会使性能恶化－－冷脆性。
硫, S在钢中生成的 FeS和 Fe的共晶熔点仅 988℃,在此温度以上
工作和锻造时因晶界熔化而开列－－热脆。适量的 S可概述钢的
切削性能。
硅, Si溶入铁素体，可提高强度和硬度。
锰, Mn与 S,C的结合力比 Fe强，可生成 MnS，塑性和熔点比 FeS
高，消除 S的不利影响，但 MnS会降低疲劳强度和断裂韧性，所
以依然要控制含硫量。
Si,Mn含量以自然出现为原则，人为专门加入组成合金钢。
3、碳钢的分类
第四节 碳钢
按含碳量分：低碳钢 WC ? 0.25％
中碳钢 0.25％ < WC ? 0.6％
高碳钢 WC>0.6％
按质量用途分：普碳钢 普通碳素结构钢
碳结钢 优质 碳素结构钢
碳工钢 碳素工具钢
按质量分：普通碳素钢 WP ? 0.045％ WS ? 0.055％
优质碳素钢 WP ? 0.040％ WS ? 0.040％
高级优质碳素钢 WP ? 0.035％ WS ? 0.030％
冶炼方法：沸腾钢 半镇定钢 镇定钢
4、普通碳素结构钢
第四节 碳钢
牌号
早期牌号,A1,A2,A3,…… A7
数字越大，强度越高，相应塑性就低一些。
近代推荐,Q195,Q215,Q235,Q255,Q275
Q的含义为, 屈,,数字为钢的屈服强度
MPa。 特点,检查标准为仅检查材料的力学性能，不考察其成分，
大多为轧制的型材 (钢板、圆、扁、管、角 ……) 。钢厂
出厂状态为热轧制后在空气中自然冷却 (正火 )。
性能标准参阅 GB700－ 88 教材有择录
用途,合适的强度，一定的塑性和韧性，价格较低，大量用
于普通简单结构零件。
5、优质碳素结构钢
第四节 碳钢
牌号
08,08F,10,15,20,…… 45,50,…… 65
数字为钢中 C的含量 (万分之几 )基本范围,0.05％一档。对
其中含 S,P较低的优质钢后加字母 A，如 45A。
特点, 出厂检验要求保证化学成分为主，力学性能为辅助检
验项目。 钢厂出厂时保证碳的含量，为达到相应的力学性
能指标，其他元素各厂有少量的差异 。
性能标准参阅 GB699－ 88 教材有择录
用途,优质碳素结构钢主要用来制造机器零件，一般都要热处
理以提高其力学性能。随着 C含量的增加，材料的强度和硬
度愈高，塑性相应会降低。而以 45钢附近的韧性较好。
此外，铸钢的成分参照相同标准，牌号 ZGxxx－ xxx，性能
一般比钢厂标准略低，用于形状复杂性能要求较高的零件。
6、碳素工具钢
第四节 碳钢
牌号
T8,(T9),T10,T10A,(T11),T12,T12A,T13
T的表示为, 碳工钢,,数字为钢的含碳量 (千分之几 )。
后缀 A为低杂质的优质钢
特点,钢厂出厂状态为热轧制后进行球化退火，组织为颗粒
状的碳化物＋球化珠光体，可以直接进行机械加工。
性能标准参阅 GB1298－ 86
用途,碳素工具钢经过热处理 (淬火＋低温回火 )后具有高的
硬度，用来制造尺寸较小、简单量具，低速加工用的刃
具和模具，如具锯、手工工具、木工工具、简单的冲压
模具等。
五、铸铁
引子
从铁碳平衡相图已知，含
碳量大于 2.11％的铁碳合金称
为铸铁。工业上常用的铸铁成
分范围通常为,C:2.5~4.0%
Si:1.0~3.0% Mn:0.5~1.4%
S:0.02~0.20% P:0.01~0.50%。
有时为了改善其性能，加入一
定量的合金元素 Cr,Mo,V、
Cu,Al等，总的来说与钢相比，
含碳和硅的量较大，杂质元素
比钢也多。
碳以石墨 G的形式存在，可
以与 Fe构成平衡状态。
1,铁碳合金的石墨化
第五节 铸铁
1）热力学原理
从热力学可知，碳以石墨状存在比在渗碳体中处在更低
的能量状态。 Fe3C Fe(C)＋ G 转变是自发过程，尽管在
许多情况下，铁碳合金中的碳以渗碳体出现，这仅仅是动力
学原因导致，在条件适合时生成渗碳体的转变过程中碳将析
出生成石墨，有时已经生成的渗碳体会分解而生成石墨。
石墨化 是指铸铁在冷却的过程中，当碳处于过饱和时，
碳原子析出形成石墨的过程。
2）石墨化过程
在共晶温度 1154℃ 以上温度发生的石墨化。仅在过共晶材
料中，从液体相中过饱和碳析出的石墨将漂浮在液体之上，不
会进入铸铁材料的组织中。并且工程中不应用过共晶铸铁，所
以通常讨论的石墨化有以下三各阶段。
一,铁碳合金的石墨化 第五节 铸铁
第一阶段 高温石墨化，发生在 1154℃
共晶转变时石墨的形成,LC AE’＋ G。 得到的组织为
(奥氏体＋石墨 )的共晶体，这个石墨也称为共晶石墨。
第二阶段 中间石墨化，发生在 1154～ 738℃ 之间
奥氏体随温度在下降，对碳的溶解度也下降，这时过饱
和的碳以石墨的方式析出，奥氏体的成分沿 E’S’变化，析出
的石墨也称为二次石墨 GII。
第三阶段 低温石墨化，发生在 738℃
共 析 转变时石墨的形成,AS Pp＋ G。 得到的组织为
(铁素体 ＋石墨 )，这时析出石墨难以形核，往往在前两阶段
出现的石墨基础上长大 。
工程实际中这三个阶段有时可能发生，有时只能发生
部分转变。
2）石墨化过程
一,铁碳合金的石墨化 第五节 铸铁
3）影响石墨化的主要因素
石墨化程度
1) 冷却速度越缓慢，石墨化的效果越强。而快速冷却时,难聚集 100%形
成 石墨,聚集到 6.69%以 Fe3C方式析出。
2) 在高温下，渗碳体易发生石墨化分解。温度越高，保温时间越长，转
变就越强烈。 低于 550℃ 难以生成 石墨 。
3) 合金元素的作用,C,Si,Al,Cu,Ni,Co将促进石墨的形成,Cr,W、
Mo,V,Mn能 和碳 形成碳化物，阻碍石墨化 。
对形成石墨形状的影响
1) 在一般的冷却条件下，从液体中析出长大的石墨为片状。冷却速度越
大，石墨片越细小。
2) 变质处理，在浇铸前向铸铁中加少量的孕育剂，可以促进石墨的形核，
对渗碳体的析出有阻碍作用，析出的石墨可细化。
3) 加入表面活性合金元素，如 Mg,Re元素可以改变 石墨在液体中 表面张
力,的方向性,促进石墨从片状而转成球状。
4) 石墨化方式不同，析出的石墨的形态也有区别，从液体中析出的石墨
易成片状，而从固体下渗碳体分解产生的石墨为团絮状。
1,铁碳合金的石墨化
第五节 铸铁
4） 铸铁的组织
铸铁的组织依石墨化的程度不同而呈现不同的状态。
石墨的形状有片状、细片状、蠕虫状、絮状、球状之分。
2,灰口铸铁
第五节 铸铁
1.牌号,HT10－ 26 HT15－ 33 HT21－ 42 其中 HT表示灰口铸
铁，第一部分数字为抗拉强度，第二部分数字为抗弯强度。
2.成分, C:2.5~4.0% Si:1.0~3.0%
一般 C％＋ 1／ 3Si％＝ 4％ （碳当量）
3.组织,片状石墨＋铁素体和珠光体的混合组织。减少碳的含
量、提高冷却速度、变质处理可以提高其牌号。
4.用途, HT10－ 26 对力学性能无明显要求的构件；
HT15－ 33 HT21－ 42 大型复杂的机体；
HT21－ 42 高性能要求的重要床身，如压力机等。
5.热处理, 铸铁的热处理不能改变石墨的形状，只能改变基
体的组织，而许多性能是由石墨决定的，因此热处理的应
用有一定的限制。
2,灰口铸铁
第五节 铸铁
3.组织,片状石墨＋铁素体和珠光体的混合组织。
3,球墨铸铁
第五节 铸铁
1.牌号,QT40－ 17 QT60－ 2 QT70－ 2 其中 QT表示球墨铸铁，
第一部分数字为抗拉强度，第二部分数字为延伸率。
2.成分, C:3.6~3.8% Si:2.0~2.8% Mn:0.6~0.8% 浇铸
时加入 0.03－ 0.05%Mg或 0.02－ 0.04%Re，进行球化处理。
3.组织,片状石墨＋铁素体和珠光体的混合组织。减少碳的含
量、提高冷却速度、变质处理可以提高其牌号。
4.性能, 石墨 球的球化形状和大小，球化越完整，球的尺寸越
细小，性能越优越；由于石墨是球形，对性能的影响较小，
相应 基体 的作用明显提高，所以对球墨铸铁可以进行与钢类
似的各种热处理（以后介绍），得到不同的基体组织，对应
不同性能要求。
5.用途,代替铸钢、锻钢来制造重要的、形状复杂的机械零件，
如曲轴、连杆、涡轮、齿轮、水压机缸套、汽车后桥壳等。
3,球墨铸铁 第五节 铸铁
组织
F＋ G
F＋ P＋ g
P＋ G
G ＋热处理
组织
4,可锻铸铁
第五节 铸铁
1）牌号,KT35－ 10 KTZ45－ 5 其中 KT表示可锻铸铁，第一
部分数字为抗拉强度，第二部分数字为延伸率。这里的字母
Z表示为珠光体兴铸铁。
2）成分, C:2.5~2.8% Si:1.2~2.0% Mn:0.4~1.2% 由
于硅的含量 (碳当量 )小，加上 Mn的作用，浇铸冷却时碳
不以石墨形式析出，得到的是白口铸件，这是的组织为
珠光体＋莱氏体。
3）生成过程,进行石墨化退火。
将 白口铸铁加热到 900－ 980℃,经过 15hr左右的保温，这
是让渗碳体进行充分的分解，形成的石墨在长大过程中并不是
致密的，和部分基体组合为团絮状，缓慢冷却到 750－ 720℃,
让第二阶段的石墨化充分进行。 控制冷却到 600℃ 的速度来调整
P和 F的比例，达到控制 材料的强度, 塑性和韧性 。
4,可锻铸铁 第五节 铸铁
4）组织,絮状石墨＋（ F＋ P）混合基体
用途, 有一定的塑性，但并不能锻压成形。 塑性和韧性比灰
口铁高得多，用来制作齿轮、曲轴、凸轮轴、活塞环,农
机构件 等
5,其他铸铁
第五节 铸铁
1）蠕墨铸铁
石墨形状为蠕虫状，比灰口铁胖，两端圆滑，但未形成
球状。性能介如灰铁和球铁之间。
2）合金铸铁
利用合金化原理，在铸铁熔炼中加入合金元素，得到基体
同合金钢相似，经过适当的热处理，满足某些专用特殊性能，
价格比合金钢便宜，可铸造出各种较复杂形状。这些种类的铸
铁随目的和合金元素类型的不同而各有特色，铸铁按用途的要
求主要有：高耐磨性铸铁，成分一般为高的 Mn,P，制作球磨机
的磨球等；耐热铸铁，一般含有较高的 Cr，制作锅炉的炉条等；
耐腐蚀铸铁，一般含 Cr,Cu，用于一些防腐环境。
由于铸铁的成分是在熔炼时各生产厂家自己控制，所以在
成分和牌号上没有统一的规格，仅仅是考核要求的关键性能。
小结
名词概念
合金 组元 相、组织、组织组成物 固溶体与化合物
匀晶、共晶、包晶、共析转变 杠杆定律 枝晶偏析
成分过冷 铁素体、奥氏体、渗碳体、珠光体、莱氏体
碳钢与白口铸铁
内容要求
1,阅读二元相图, 已知部分相区确定相邻相区, 确定双相区和
三相区的冷却转变类型和反应式, 分析合金冷却时的相变过程
及对应的冷却曲线 。
2,分析单一类型 (匀晶, 共晶, 包晶 )相图和铁碳相图中相和组
织转变过程, 用杠杆定律定律计算平衡转变时相组成和组织组
成物的相对含量 。
3．快速冷却对不同类型转变将会带来那些影响。
?相图知识
?二元匀晶相图与固溶体的凝固
?二元共晶相图
?二元包晶相图
?复杂二元相图的分析方法
?铁碳平衡相图
第一节 相图知识
一、相与相图
相,凡成分相同、结构相同并与其它部分有界面分开的物质均匀
组成部分，称之为相。
相图,相图又称为状态图，它是表示体系的成分、外界环境和组
成相与相之间的平衡关系的几何图形。它是研究材料组织变
化规律的重要参考工具。外界环境主要是温度和压力，例如
物理学中已经介绍的纯水和纯铁的相图。
一、相与相图
第一节 相图知识
二元相图,当存在两个组元时，成分也是变量，但一种组元的含
量为独立，另一组元则为余下部分。为在二维平面上表示，
通常只考虑在常压下，取两个变量温度和成分。横座标用线
段表示成分，纵座标表示温度。平面上以按这时平衡状态下
存在的相来分隔。 (如图 )
相图用途,
1,由材料的成分和温度预知平衡相；
2,材料的成分一定而温度发生变化
时其他平衡相变化的规律；
3,估算平衡相的数量。
预测材料的组织和性能
二、相图与冷却曲线的关系,
第一节 相图知识
成分一定，在冷却过程中，不同的相热容量不相同，如果
系统散热能力一样，温度随时间的变化 (冷却 )曲线上的斜率将
不同，曲线的转折点对应温度就是某些相开始出现或完全小时
的温度，利用这一特点，由实测的冷却曲线可以作出相图。
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
一、相图形式
两组元在液态和固态都能无限互溶。如 Cu— Ni,Ag— Au形
成二元合金对应的相图就是二元匀晶相图。
相图的构成,由两条曲线将
相图分为三个区。左右两端
点分别为组元的熔点。上面
的一条曲线称为液相线，液
相线之上为液相的单相区，
常用 L表示；下面的一条曲
线称为固相线，固相线之下
为固溶体的单相区，常用 α
表示；两条曲线之间是双相
区，标记 L+α 表示。
二、两相平衡时的数量分配规律－－杠杆定律
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
如图，合金 x在温度 T1将由两相长期并存，这时两相的成分
和数量保持不变。过 x点作水平线交液相线和固相线于 a,c点，
经热力学证明 a,c点的成分分别为平衡的液体和固体的成分,
设 mL和 m?分别为两相的数量，
由物质不灭可推导出,
一般用占总体数量的百分
比的相对值来表示。如果
把线段 axc当成一杠杆，则
他们满足杠杆力的平衡原
理，所以称之为 杠杆定律 。
用杠杆定律来分析在理解和使用都有好的直观性和方便。适用所有两相平衡。
三、固溶体材料冷却时组织转变
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
1点以上液体冷却
1点开始凝固，固体成
分在对应固相线处
1－ 2之间，温度下降，
液体数量减少，固体数
量增加，成分沿液相线
和固相线变化,
到 2点，液体数量为 0，
固体成分回到合金原始
成分，凝固完成
2点以下固体冷却，无
组织变化
过程,
三、固溶体材料冷却时组织转变
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
1.与纯金属凝固一样由
形核和长大来完成结晶
过程，实际进行在一定
的过冷度下。
2.凝固在一温度范围内
进行。只有在温度不断
下将时固体量才增加，
温度不变，液固数量维
持平衡不变。
3.凝固过程中液体和固
体的成分在不断变化。
特点,
四、固溶体材料非平衡冷却
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
从固溶体的凝固特征可知，在晶体长
大过程中，组元元素在析出的固相中不断
的发生迁移。但原子在固体中的迁移相对
结晶过程是较慢的 (原子的迁移是扩散过
程，以后专门讨论 )，可见完全达到平衡
凝固是较困难的，需要相当长的时间，一
般的冷却凝固达不到平衡状态。
过程,
在冷却速度较快时的凝固是非平衡凝固，从相图中可见，在略低于开始
凝固温度 t 1下开始析出的固体的成分为 α 1，到 t 2温度晶体表面生长的成分
可为 α 2，由于扩散速度跟不上来，心部的成分来不及达到和表面一样就冷却
到下一温度 t 3，因此析出的固体的成分表里不一，平均成分也偏离了固相线。
到达平衡和固相线交点的温度 t f时还有液相存在，继续冷却到一更低的温度，
固体的平均成分回到合金成分时液体消失，凝固过程才结束。
四、固溶体材料非平衡冷却
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
非平衡凝固的特点有,①凝固过程中，液、固两相的成分偏离液、固相线；
②凝固过程进行到一更低的温度才能完成；③生成固体的成分是不均匀的。
随着冷却速度的加大，这些差别特点表现的愈明显。
结果,生成固体的成分不均匀较偏析，快速冷却时在一个晶粒内部先后结晶
的成分有差别，所以称为晶内偏析，金属的晶体往往以树枝晶方式生长，偏
析的分布表现为不同层次的枝晶成分有差别，因此这种偏析又称枝晶偏析。
晶内偏析的程度决定于,相图中液 — 固相线相距愈远，组元元素原子的迁移
能力愈低 (扩散系数小 )，冷却速度愈大，造成的晶内偏析将愈严重。
消除偏析的方法,前两条原因是不可 更改 的，但并不是采用慢速冷却，因为
慢速冷却会使晶粒变大，最高和最低成分之间的距离加大消除更困难，而是
快速冷却，细化晶粒，会带来晶内的偏析，即宏观均匀 而 微观有大的差别，
凝固后重新加热到略低于熔点温度，进行一段时间的保温，让原子在这时进
行扩散迁移，达到均匀，这 种 方法称为均匀化退火。
五、固溶体中溶质的分布
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
由于固溶体凝固中，析出固体的成分与液体不相同，并
且在凝固时达不到平衡，所以凝固后溶质的分布是不均匀的，
当然这种不均匀有时也可带来有利的利用。下面仅就几种特
例讨论。
如图所示相图的一部分，在温度 t时，平衡
的液 — 固相成分的比，称为平衡分配系数。
LS CCk /0 ?
实际凝固时原子的迁移需要一过程，液体
和固体的成分达不到相图所示的平衡状态，
这时分析采用, 有效分配系数,,它定义为,
BL
iS
e C
Ck
)(
)(
浓度边界层以外的液体平均
相的浓度凝固时固－液界面处固?
有效分配系数不是一常数，而是随凝固过程有所变化。
五、固溶体中溶质的分布
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
如果有一长度为 L的杆形凝固体，假设凝固过程为一端散热，并且
液体中原子扩散和对流可达到成分均匀，而固体中迁移慢设为凝固后基
本不能变。当合金的成分为 C0，开始析出的固体成分为 k0C0，变化趋势
如图。已经凝固距离 X后，在凝固 dx时，按溶质的变化有,
00
0
)0(
)0(C0
kCC
Cx
L
S
?
?? 时，当
例一：定向凝固时溶质分布规律
五、固溶体中溶质的分布
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
例二：关于区域熔炼
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
在正温度梯度下，纯金属的生长方式为平面推进，而固
溶体凝固时，却有树枝状生长和胞状生长存在，这是由于凝
固过程中，成分是在不断变化，液体和固体的成分均不能达
到平衡状态，产生了成分过冷现象。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷现象,
在相图中，成分为 C0的合金凝
固时，开始析出的固相为 k0C0，多
余的 B组元排放到液体中，在界面
处 B组元的浓度高于平均值，逐渐
向液体中扩散。在液体未达到均匀
时，结晶继续进行，新析出的固体
成分中 B的量也随着上升，同时液
体中界面处 B浓度上升到更高的水
平，扩散的速度因浓度差的提高而
加快。远处液体的成分依然为 C0，
到 B组元的扩散量和固体排放平衡
时，析出固体的成分也为 C0，这时
的成分分布如图 b所示。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷现象,
对照相图，液体的开始凝固温度
随着液体的成分变化而变化，图 c给
出其分布曲线 TL(x)，如果 G2为实际
温度，对比可以看出在界面前沿的液
体中的一小区域内，尽管温度比界面
处高，却存在一定的过冷度，这种由
成分的不均匀而产生的过冷度称为
‘ 成分过冷 ’ 。
固溶体凝固过程中，由于析出的
固体的成分和原液体有一定的差别，
排放到液体中的某些组元来不及均匀，
这种因成分偏差对应的凝固温度也不
同而造成的附加过冷度称为成分过冷。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷对凝固过程的影响
由于不同的固溶体对应的相图形
式不同，不同组元的扩散能力各自不
同，加上凝固过程的实际温度分布也
不相同，成分过冷的影响也必然存在
差别，凝固后的组织也各不相同。
1,实际温度梯度较大，在凝固过程
中 不出现 成分过冷现象。
2,成分 过冷区较小,界面处的不平衡生长的凸起始终处在领先
的状态，但这个凸起既不会消失，也不能发展到成分过冷区
外，凸起和底部的微小成分有一定差别而发展成胞状组织。
六、成分过冷
第二节 二元匀晶相图与固溶体的凝固
成分过冷对凝固过程的影响
3,中区域的成分过冷可能生成胞
状到树枝晶的各种过渡组织。
5,如果成分过冷区域特别大，得到的成分过冷度也十分大，若
达到形核要求的过冷度时，在成分过冷区可能形成新的晶核，
新晶核的生长阻碍原晶粒生长，对柱状晶的发展产生隔断作
用。
4,成分过冷区较大，凸起发展较
长，在凸起上再生新的凸起，
就可生成树枝晶。
第三节 二元共晶相图
一、相图形式
两组元在液态下无限互溶，固态下有限溶解，一组元溶入
另一组元中时 都 使凝固温度下降，并发生共晶转变。如 Pb— Sn、
Ag— Cu等形成二元合金对应的相图就是二元匀晶相图。
相图的构成, tAE和 tBE为两液相线，
与其对应的 tAC和 tBD为两固相线；
CG和 DH固溶体 α, β 的溶解度随温
度变化线； CED为 水平 共晶线。将
相图分成 三个单相区 L,α, β ；
三个双相区 L＋ α, L＋ β, α ＋ β
和 一个三相区 L＋ α ＋ β,即 CED
为共晶线。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
过程
在 TE温度以上仅是液体的冷却
到达略低于 TE的温度，按 L＋ α 相区分析应为从液体中析出 C成分的 α 相，而
按 L＋ β 相区分析应从液体中析出 D成分的 β 相。如果 α 和 β 按一定的比例析
出，最终液体的成分不变，两固相不断同时析出，即共同结晶，故称为共晶
转变，直到液体完全消失，结晶过程 完成,得到的是两固相的混合物，称为
共晶体。
在 TE温度以下仅是固体的冷却
成分为 E点合金的凝固
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
形核特点
交替形核 在一定的过冷度下，尽管两固相都可能从液体中
形核，由于两固溶体的成分结构的差别，总有一个固相先形核，
它称为领先相，设领先相为 α,由于 α 富 A组元，其生长时附
近液体则富 B组元,α 的存在和液体中 B的富集,β 相将附着在
α 上形核并长大，同理在 β 相外将附着 α 的形核长大。这种方
式就是交替形核。此外也有人认为交替形核是以边缘桥接生长
方式来实现的。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
生长特点
共同生长 两个相长大时都要
排放相应的溶质组元，排出的溶
质将阻碍自身的生长，但两相同
时生长时，一相排出的组元正是
另一相生长所需要的，所以两相
的生长过程将互相促进，最后是
两相共同携手长大。由于两固相
的成分是固定的，综合成分应和
液体的成分相同，它们的数量反
映在二者的厚度相对比例上。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
组织特点
当两个固相都是金属性较
强相时，共晶体一般生长成层
片状。当两相的相对数量比相
差悬殊时，在界面能的作用下，
数量较小的相将收缩为条、棒
状，更少时为纤维状，甚至为
点 (球 )状。
当有一相或两相都具有较强的非金属性时，它们表现出较
强的各向异性，不同方向的生长速度不同，并且有特定的角度
关系，同时生长过程要求的动态过冷度也有差异，往往有一个
相在生长中起主导作用，决定了两相的分布，共晶体的形态也
具有独特性，这时常见的形态有针状、骨肋状、蜘蛛网状、螺
旋状等。
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
二、共晶体的形成
第三节 二元共晶相图
三、典型合金的凝固
第三节 二元共晶相图
1,合金 IV(成分在 E点附近 ) 特点
1) 在液体中 α 和 β 同时具有析
出条件，都可以析出。
2) 由于 α 和 β 析出过程在成分
上可以互相补充和促进，共
同析出。
3) 凝固过程可以在恒温下进行
到结束。
4) 最终得到两相交替的混合组
织。
结论, 合金 Ⅳ( 成分在 E点附近 ) L → α +β 转变发生在 TE温度，
得到 的两项交替分布的组织称为 共晶体 。
三、典型合金的凝固 第三节 二元共晶相图
2,合金 Ⅰ( 成分在 AG之间 ) L → L+α → α 转变过程完全同固溶体，最
后组织为单相固溶体。
3,合金 Ⅱ( 成分在 GC之间 ) L → L+α → α → α +β II 在到 CG线之前同
固溶体，到 CG线之下,α 相中溶剂 B组元的量为过饱和，从中将有 β 相析出。
一般从固态 α 析出的 β 相在的内部成点状分布。值得指出的是 β 量少时往往
先在 α 的晶界处，此外，固态析出转变原子迁移和 β 形核较困难，当过饱和
度不大时，这个析出往往不发生。
三、典型合金的凝固
第三节 二元共晶相图
4.合金 Ⅲ( 成分在 CE之间 )L → L+α → α 初 +(L+α +β )→ ( α 初 +
β II)+(α +β )共
在到达 TE温度前转变同固溶体的转变,在 TE温度 下剩余的液体 转变同 共晶成
分 E(合金 Ⅳ) 的转变。
三、典型合金的凝固
第三节 二元共晶相图
室温下的平衡相
室温下的组织组成物
四、共晶合金非平衡凝固
第三节 二元共晶相图
1、冷却速度较快,共晶体的形成转变进行较快，共晶体中两
相的层片间距变小 (相对的比例仍旧不变 )；非共晶部分的转变
同固溶体的非平衡转变。
2、伪共晶 在共晶点附近非共
晶成分的合金在快速冷却时，少
量初生相的析出未进行就被冷却
到共晶温度以下，直接发生共晶
转变，可以得到全部的共晶体组
织，这种组织称为伪共晶。它们
的形貌和共晶体没有明显的差别，
仅内部两相的数量比有觉察不到
差别。
四、共晶合金非平衡凝固
第三节 二元共晶相图
3、亚 (过 )共晶 成分的合金在快
速冷却时，由固溶体析出和伪共
晶转变综合可知,① 初晶的晶粒
细化； ② 初生相内有晶内偏析
(可能为枝晶偏析 )； ③ 共晶体细
化且多为伪共晶； ④ 共晶体的数
量多于平衡态。
4、出现非平衡共晶 C点附近未到共晶平衡的合金，在冷却到
共晶温度以下时，固溶体凝固未完成，余下的液体成分也到共
晶成分附近，发生共晶转变。这种本不应该有共晶体的材料因
冷却速度过快，发生非平衡转变而生成的共晶体称为非平衡共
晶。非平衡共晶的数量随冷却速度的加快而增加，但总量较少，
一般出现在几个晶粒的交界处。
四、共晶合金非平衡凝固
第三节 二元共晶相图
5、离异共晶 在 C点附近凝固形成的共晶体数量较少时，有时
共晶体中的同初生相相同的一相依附在初生相上，另一相挤到
初生相的晶界单独存在，这种见不到共晶形貌的共晶体称为离
异共晶。它可发生在平衡凝固时，而非平衡共晶有时也以离异
共晶的形式出现。
第四节 二元包晶相图
一、相图形式
两组元在液态下无限互溶，固态下有限溶解，并且发生包
晶转变。
相图的构成, ac和 bc为两液相线，
与其对应的 ad和 bp为两固相线； df
和 pg固溶体 α, β 的溶解度随温度
变化线； dpc为包晶转变线。
它们分隔相图为三个单相区 L,α,
β ；三个双相区 L＋ α, L＋ β, α
＋ β ； 一个三相区 L＋ α ＋ β,
即 水平线 dpc为包晶线。
包晶转变 L+α → β
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
在液相区为液体的冷却，进入
两相区，发生与固溶体凝固相同的
凝固转变，到达 P点，液体的成分为
C，固体的成分为 D。
从 L+β 相区可知也满足液体和 β
相的平衡,与 C成分 液体 平衡还有 P
成分的固体 β 相。
成分为 P点合金的凝固
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
β 相的形核在 α 相晶体和液体
的边界处，由于 β 相的成分介于
液体和 α 相之间，所以它是靠消
耗部分已有的 α 相和部分液体来
实现。
成分为 P点合金的凝固
β 相的生长在液体和 α 相的交
界面处最有利，沿边界同时消耗
液体和 α 相来长大，形成的 β 相
包围在 α 相外围，将 α 相与液体
分隔开，所以把这种转变称为包
晶转变。
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
在略低于 TP的温度下，进一步
的生长过程，伴随 A组元从 α 相穿过
β 相到达液体界面，液体转变为 β
相，同时多余的 B组元穿过 β 相到达
α 相界面,α 相中 B组元的减少使部
分 α 相转变为 β 相以保证 α 相要求
的成分。即 β 相长大的过程是 A组元
穿过 β 相向液体处扩散,B组元穿过
β 相向 α 相处扩散，同时消耗液相
和 α 相。
成分为 P点合金的凝固
二、包晶体转变
第四节 二元包晶相图
过程
开始发生包晶转变时 α 相的数量为,
成分为 P点合金的凝固
PC
dP
W
W L ?
?
β 相的成分在 P点，液体和 α 相的成
分分别在 C,D，所以它们消耗的比
例,
PC
dP
W
W L ?
?
这 两 个比例恰好 相等，理论上讲 液
体和 α 相同时消耗完毕，得到单一
的 β 相晶体。
三、典型合金的冷却转变
第四节 二元包晶相图
1,B组元的含量在 DP之间 到达包晶转变温度时，发生包晶转
变，比较可知，固相将有剩余，残余的 α 相在 β 相的晶粒内部。
2,B组元的含量在 PC之间 同理
到达包晶转变温度时，发生包晶
转变,包晶转变以 α 相消耗完而
结束。再剩余的液体进入 L＋ β 两
相平衡相区，按固溶体的凝固方
式转变，成分分别沿 CB和 PB曲线
变化，直到液体全部消耗为止。
最终的组织为单一的 β 相。
其他成分不发生包晶转变，不再重复分析。
四、非平衡转变组织
第四节 二元包晶相图
包晶转变过程伴随组元在 β 相的固体中扩散迁移，因此包
晶转变进行的非常缓慢，达到上述情况是理想的平衡分析，实
际冷却很难实现。
在一般的冷却条件下，包晶转变未
结束，系统已经到 TP以下的温度，液体
将 将 按 L＋ β 两相平衡规律直接凝固结
晶。 P点成分的合金一方面会有部分 α
相残留，另一方面 β 相的成分偏离 P点，
以这种不平衡的组织保留下来。
成分在 DP之间的合金，由于包晶转变的不充分，在 α 相
的晶界处会有液体直接凝固生成的 β 相存在。
成分在 PC之间的合金，本来不应该有剩余的 α 相,由于包
晶转变的不充分，在 β 相的晶体内部将会有残留的 α 相存在。
第五节 复杂二元相图分析方法
一、相图形式
1、形成稳定化合物的相图
一、相图形式
第五节 复杂二元相图分析方法
2、固态转变的相图
二、分析方法
第五节 复杂二元相图分析方法
1,二元相图中可能发生的转变
两个组元构成的相图，尽管最多只能出现三相平衡，但实际材料中由
于两组元往往能生成不同的化合物，实际的二元相图有一些就相当复杂。
二、分析方法
第五节 复杂二元相图分析方法
2,复杂相图分析方法
① 高温下大多为均匀的液相，组元在两边线，附近有组元为溶
剂的固溶体 (端际固溶体 )，可能有的溶解度非常小，固溶体
区域缩小近似为直线。
② 在相图的中部所有找到生成的化合物 (中间相 )，这些中间相
为溶剂，溶入组元形成单相区。非常稳定的化合物，特别是
正常价化合物，溶解组元的能力非常低，退化为直线。
③ 以中间的单相区为界将相图分割成若干区域，则每个区域为
已经讨论过的简单相图，按简单相图的规律来分析。
④ 也可以用水平线为中心，即三相平衡为基础来划分区间，分
解复杂相图为基本类型。
以中间的单相区为界将相图分割成若干区域，则每个区
域为已经讨论过的简单相图，按简单相图的规律来分析。
三、相图与材料性能的联系
1,力学、物理性能
第五节 复杂二元相图分析方法
三、相图与材料性能的联系
第六节 相图与材料性能的联系
2.加工的工艺性能
第六节 铁碳合金系相图
1、组元的特性
1）纯铁 纯铁的同素异晶转变
铁素体的磁性转变温度为 770℃ (居
里点 )，曾经把 770－ 912℃ 无磁性
(顺磁性 )的铁称为 β － Fe。
工业纯铁的力学性能特点是强度、硬度
低，塑性、韧性好。
抗拉强度 σ b＝ 180－ 230Mpa
延伸率 δ ＝ 30－ 50％
断面收缩率 ψ ＝ 70－ 80％
冲击韧性 ak＝ 160－ 200J/cm2
硬度 50－ 60HB
一、相图分析
一、相图分析
第一节 铁碳合金系相图
1、组元的特性
游离的碳有石墨和金刚石两
种晶体结构，在铁碳合金中的游
离态是石墨。石墨 (Graphite)具
有简单六方晶格。同一晶面上碳
原子以共价键结合,间距 0.142nm
结合力较强，两层晶面的间距为
0.34nm，结合力弱。
石墨晶体长大时，沿层面的长大速度较快，即层面的扩大
快而层的加厚慢，导致其结晶形态通常发展成片状。
石墨的性能特点为耐高温，可导电，有一定的润滑性，但
其强度、硬度、塑性和韧性都极低。
2）碳
2、铁碳合金中的基本相
第一节 铁碳合金系相图
α 相 C在 α -Fe中的间隙固溶体，晶体结构为 bcc，仅由 α 相
形成的组织称为 铁素体,记为 F(Ferrite)。
γ 相 C在 γ -Fe中的间隙固溶体，晶体结构为 fcc，仅由 γ 相
形成的组织称为 奥氏体,记为 A(Austenite)。
δ 相 C在 δ -Fe中的间隙固溶体，晶体结构也为 bcc,δ 相出
现的温度较高，组织形貌一般不观察，也有称高温铁素体。
Fe3C相 铁和碳生成的间隙化合物，其中碳的重量百分比为
6.69%，晶体结构是复杂正交晶系，仅由 Fe3C相构成的组织称
为 渗碳体,依然记为 Fe3C，也有写为 Cm(Cementite)。
石墨 在铁碳合金中的游离状态下存在的碳为石墨，组织记
G(Graphite)。
L相 碳在高温下熔入液体，相图中标记 L(Liquid)。
一、相图分析
3、铁碳合金三相平衡转变
第一节 铁碳合金系相图 一、相图分析
这是一包晶反应，发生在高温，
并且在随后的冷却过程中组织还
会发生变化，不作讨论。
共晶反应，产物共晶体组织称为
莱氏体,记录 Ld(Ledeburite)
共析反应，产物为两相层片交替
分布的共析体组织称为 珠光体,
记录 P(Pearlite)
4,Fe－ Fe3C
合金相图
第一节 铁碳合金系相图
图
1）相图形式
一、相图分析
4,Fe－ Fe3C合金相图
第一节 铁碳合金系相图
2）相图中各点的参数及含义
一、相图分析
4,Fe－ Fe3C合金相图
第一节 铁碳合金系相图
3）相图中相区
五个单相区：液相区 L 高温固溶体 ?
奥氏体 ? (A) 铁素体 ? (F)
渗碳体 Fe3C
七个双相区,L＋ ? L＋ ? L＋ Fe3C
?＋ ? ?＋ Fe3C
?＋ ? ? ＋ Fe3C
三个三相区,HJB线 L＋ ?＋ ?
ECK线 L ＋ ?＋ Fe3C
PSK线 ? ＋ ? ＋ Fe3C
一、相图分析
二,铁碳合金平衡冷却分析
铁碳合金按组织、性能、应用特点分为以下类型,
工业纯铁 (C%<0.02%)
钢 (C%<2.11%) 亚共析钢 共析钢 过共析钢
白口铸铁 (C%>2.11%) 亚共晶、共晶、过共晶白口铸铁
灰口铸铁 亚共晶、共晶、过共晶灰口铸铁
1、工业纯铁 (C%<0.02%)
含碳量大于 Q点 (0.008%)时，理论上将从 α － Fe中析出的
Fe3C称为三次渗碳体，但这个转变大多被抑制，形成微量的过
饱和状态。 通常的组织为单一铁素体。
第七节 铁碳合金系相图
2、共析钢 (C%≈ 0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
相转变过程
组织转变过程 L L+A P
2、共析钢 (C%≈ 0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
共析转变全部生成共析组织，两相一般为层片状分布，组
织为单一的珠光体。两相的重量比 ≈ 两相的厚度比 ≈ 8:1
3、亚共析钢 (C%=0.02~0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变 L－ …… － A F+A F+P
3、亚共析钢 (C%=0.02~0.77%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织相对数量计算,
4、过共析钢 (C%=0.77~2.11%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变,L L＋ A A A＋ Fe3CII P＋ Fe3CII
4、过共析钢 (C%=0.77~2.11%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
说明：脆性的渗碳体以网分隔了材料，所以材料的性能特点很
脆，工程中使用并不希望出现这种组织。
5、共晶白口铁 (C%≈4,3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变 L (L＋ Ld) Ld L’d
5、共晶白口铁 (C%≈4,3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
6、亚共晶白口铁 (C%=2.11~4.3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变
L L＋ A A＋ Ld A＋ Fe3CII＋ Ld P＋ A＋ Fe3CII＋ L’d
6、亚共晶白口铁 (C%=2.11~4.3%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
7、过共晶白口铁 (C%=4.3~6.69%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
组织转变 L L+Fe3CI Fe3CI+Ld Fe3CI+L’d
7、过共晶白口铁 (C%=4.3~6.69%)
第七节 铁碳合金系相图 之平衡冷却分析
Fe3C的形式 一次渗碳体 Fe3CI 二次渗碳体 Fe3CII
三次渗碳体 Fe3CIII
(共析 )珠光体中 (共晶 )莱氏体中
三、碳对铁碳合金的影响
1、碳对室温平衡组织的影响
第七节 铁碳合金系相图
1、碳对室温平衡组织的影响
第七节 铁碳合金系相图 之
1、碳对室温平衡组织的影响
第七节 铁碳合金系相图
三、碳对铁碳合金的影响
第七节 铁碳合金系相图
2、碳对力学性能的影响
四、碳钢
1、碳钢中的常存元素
碳钢中的常存元素是指除 Fe,C外，因冶金必然带来的材料中
存在，且对性能有一定影响其他元素，在碳钢中一般指,
Si,Mn 冶金时自然存在对性能无不利影响而保留
S,P 冶金时难以彻底清除而存在于钢中
一般钢中大致含量,
Si 0.25~0.30%
Mn 0.25~0.50%
S <0.05%
P <=0.045
2、钢的冶炼过程对性能的影响
第四节 碳钢
1.钢锭中的组织缺陷
缩孔,大多材料凝固后体积收缩留下的
空腔。力图让缩孔集中在冒口，可切去。
疏松,微小分散的收缩孔，树枝间或晶粒
间凝固的封闭而得不到液体补充而留下得
缺陷。轧制可减小或消除其部分不利的影
响。
气孔,凝固中未排出在凝固体而形成的
缺陷。气体的来源析出和反应型。
夹杂物,与基体要求成分和组织都不相同多余颗粒，外来夹杂
物有浇铸中冲入的其它固体物，如耐火材料、破碎铸模物等。
成分偏析,成分不均匀叫做偏析。有宏观偏析和微观偏析
2、钢的冶炼过程对性能的影响
第四节 碳钢
2.常存元素对性能的影响
磷, P可溶入铁素体，提高强度和硬度，但显著降低了塑性和韧
性，特别是低温下会使性能恶化－－冷脆性。
硫, S在钢中生成的 FeS和 Fe的共晶熔点仅 988℃,在此温度以上
工作和锻造时因晶界熔化而开列－－热脆。适量的 S可概述钢的
切削性能。
硅, Si溶入铁素体，可提高强度和硬度。
锰, Mn与 S,C的结合力比 Fe强，可生成 MnS，塑性和熔点比 FeS
高，消除 S的不利影响，但 MnS会降低疲劳强度和断裂韧性，所
以依然要控制含硫量。
Si,Mn含量以自然出现为原则，人为专门加入组成合金钢。
3、碳钢的分类
第四节 碳钢
按含碳量分：低碳钢 WC ? 0.25％
中碳钢 0.25％ < WC ? 0.6％
高碳钢 WC>0.6％
按质量用途分：普碳钢 普通碳素结构钢
碳结钢 优质 碳素结构钢
碳工钢 碳素工具钢
按质量分：普通碳素钢 WP ? 0.045％ WS ? 0.055％
优质碳素钢 WP ? 0.040％ WS ? 0.040％
高级优质碳素钢 WP ? 0.035％ WS ? 0.030％
冶炼方法：沸腾钢 半镇定钢 镇定钢
4、普通碳素结构钢
第四节 碳钢
牌号
早期牌号,A1,A2,A3,…… A7
数字越大，强度越高，相应塑性就低一些。
近代推荐,Q195,Q215,Q235,Q255,Q275
Q的含义为, 屈,,数字为钢的屈服强度
MPa。 特点,检查标准为仅检查材料的力学性能，不考察其成分，
大多为轧制的型材 (钢板、圆、扁、管、角 ……) 。钢厂
出厂状态为热轧制后在空气中自然冷却 (正火 )。
性能标准参阅 GB700－ 88 教材有择录
用途,合适的强度，一定的塑性和韧性，价格较低，大量用
于普通简单结构零件。
5、优质碳素结构钢
第四节 碳钢
牌号
08,08F,10,15,20,…… 45,50,…… 65
数字为钢中 C的含量 (万分之几 )基本范围,0.05％一档。对
其中含 S,P较低的优质钢后加字母 A，如 45A。
特点, 出厂检验要求保证化学成分为主，力学性能为辅助检
验项目。 钢厂出厂时保证碳的含量，为达到相应的力学性
能指标，其他元素各厂有少量的差异 。
性能标准参阅 GB699－ 88 教材有择录
用途,优质碳素结构钢主要用来制造机器零件，一般都要热处
理以提高其力学性能。随着 C含量的增加，材料的强度和硬
度愈高，塑性相应会降低。而以 45钢附近的韧性较好。
此外，铸钢的成分参照相同标准，牌号 ZGxxx－ xxx，性能
一般比钢厂标准略低，用于形状复杂性能要求较高的零件。
6、碳素工具钢
第四节 碳钢
牌号
T8,(T9),T10,T10A,(T11),T12,T12A,T13
T的表示为, 碳工钢,,数字为钢的含碳量 (千分之几 )。
后缀 A为低杂质的优质钢
特点,钢厂出厂状态为热轧制后进行球化退火，组织为颗粒
状的碳化物＋球化珠光体，可以直接进行机械加工。
性能标准参阅 GB1298－ 86
用途,碳素工具钢经过热处理 (淬火＋低温回火 )后具有高的
硬度，用来制造尺寸较小、简单量具，低速加工用的刃
具和模具，如具锯、手工工具、木工工具、简单的冲压
模具等。
五、铸铁
引子
从铁碳平衡相图已知，含
碳量大于 2.11％的铁碳合金称
为铸铁。工业上常用的铸铁成
分范围通常为,C:2.5~4.0%
Si:1.0~3.0% Mn:0.5~1.4%
S:0.02~0.20% P:0.01~0.50%。
有时为了改善其性能，加入一
定量的合金元素 Cr,Mo,V、
Cu,Al等，总的来说与钢相比，
含碳和硅的量较大，杂质元素
比钢也多。
碳以石墨 G的形式存在，可
以与 Fe构成平衡状态。
1,铁碳合金的石墨化
第五节 铸铁
1）热力学原理
从热力学可知，碳以石墨状存在比在渗碳体中处在更低
的能量状态。 Fe3C Fe(C)＋ G 转变是自发过程，尽管在
许多情况下，铁碳合金中的碳以渗碳体出现，这仅仅是动力
学原因导致，在条件适合时生成渗碳体的转变过程中碳将析
出生成石墨，有时已经生成的渗碳体会分解而生成石墨。
石墨化 是指铸铁在冷却的过程中，当碳处于过饱和时，
碳原子析出形成石墨的过程。
2）石墨化过程
在共晶温度 1154℃ 以上温度发生的石墨化。仅在过共晶材
料中，从液体相中过饱和碳析出的石墨将漂浮在液体之上，不
会进入铸铁材料的组织中。并且工程中不应用过共晶铸铁，所
以通常讨论的石墨化有以下三各阶段。
一,铁碳合金的石墨化 第五节 铸铁
第一阶段 高温石墨化，发生在 1154℃
共晶转变时石墨的形成,LC AE’＋ G。 得到的组织为
(奥氏体＋石墨 )的共晶体，这个石墨也称为共晶石墨。
第二阶段 中间石墨化，发生在 1154～ 738℃ 之间
奥氏体随温度在下降，对碳的溶解度也下降，这时过饱
和的碳以石墨的方式析出，奥氏体的成分沿 E’S’变化，析出
的石墨也称为二次石墨 GII。
第三阶段 低温石墨化，发生在 738℃
共 析 转变时石墨的形成,AS Pp＋ G。 得到的组织为
(铁素体 ＋石墨 )，这时析出石墨难以形核，往往在前两阶段
出现的石墨基础上长大 。
工程实际中这三个阶段有时可能发生，有时只能发生
部分转变。
2）石墨化过程
一,铁碳合金的石墨化 第五节 铸铁
3）影响石墨化的主要因素
石墨化程度
1) 冷却速度越缓慢，石墨化的效果越强。而快速冷却时,难聚集 100%形
成 石墨,聚集到 6.69%以 Fe3C方式析出。
2) 在高温下，渗碳体易发生石墨化分解。温度越高，保温时间越长，转
变就越强烈。 低于 550℃ 难以生成 石墨 。
3) 合金元素的作用,C,Si,Al,Cu,Ni,Co将促进石墨的形成,Cr,W、
Mo,V,Mn能 和碳 形成碳化物，阻碍石墨化 。
对形成石墨形状的影响
1) 在一般的冷却条件下，从液体中析出长大的石墨为片状。冷却速度越
大，石墨片越细小。
2) 变质处理，在浇铸前向铸铁中加少量的孕育剂，可以促进石墨的形核，
对渗碳体的析出有阻碍作用，析出的石墨可细化。
3) 加入表面活性合金元素，如 Mg,Re元素可以改变 石墨在液体中 表面张
力,的方向性,促进石墨从片状而转成球状。
4) 石墨化方式不同，析出的石墨的形态也有区别，从液体中析出的石墨
易成片状，而从固体下渗碳体分解产生的石墨为团絮状。
1,铁碳合金的石墨化
第五节 铸铁
4） 铸铁的组织
铸铁的组织依石墨化的程度不同而呈现不同的状态。
石墨的形状有片状、细片状、蠕虫状、絮状、球状之分。
2,灰口铸铁
第五节 铸铁
1.牌号,HT10－ 26 HT15－ 33 HT21－ 42 其中 HT表示灰口铸
铁，第一部分数字为抗拉强度，第二部分数字为抗弯强度。
2.成分, C:2.5~4.0% Si:1.0~3.0%
一般 C％＋ 1／ 3Si％＝ 4％ （碳当量）
3.组织,片状石墨＋铁素体和珠光体的混合组织。减少碳的含
量、提高冷却速度、变质处理可以提高其牌号。
4.用途, HT10－ 26 对力学性能无明显要求的构件；
HT15－ 33 HT21－ 42 大型复杂的机体；
HT21－ 42 高性能要求的重要床身，如压力机等。
5.热处理, 铸铁的热处理不能改变石墨的形状，只能改变基
体的组织，而许多性能是由石墨决定的，因此热处理的应
用有一定的限制。
2,灰口铸铁
第五节 铸铁
3.组织,片状石墨＋铁素体和珠光体的混合组织。
3,球墨铸铁
第五节 铸铁
1.牌号,QT40－ 17 QT60－ 2 QT70－ 2 其中 QT表示球墨铸铁，
第一部分数字为抗拉强度，第二部分数字为延伸率。
2.成分, C:3.6~3.8% Si:2.0~2.8% Mn:0.6~0.8% 浇铸
时加入 0.03－ 0.05%Mg或 0.02－ 0.04%Re，进行球化处理。
3.组织,片状石墨＋铁素体和珠光体的混合组织。减少碳的含
量、提高冷却速度、变质处理可以提高其牌号。
4.性能, 石墨 球的球化形状和大小，球化越完整，球的尺寸越
细小，性能越优越；由于石墨是球形，对性能的影响较小，
相应 基体 的作用明显提高，所以对球墨铸铁可以进行与钢类
似的各种热处理（以后介绍），得到不同的基体组织，对应
不同性能要求。
5.用途,代替铸钢、锻钢来制造重要的、形状复杂的机械零件，
如曲轴、连杆、涡轮、齿轮、水压机缸套、汽车后桥壳等。
3,球墨铸铁 第五节 铸铁
组织
F＋ G
F＋ P＋ g
P＋ G
G ＋热处理
组织
4,可锻铸铁
第五节 铸铁
1）牌号,KT35－ 10 KTZ45－ 5 其中 KT表示可锻铸铁，第一
部分数字为抗拉强度，第二部分数字为延伸率。这里的字母
Z表示为珠光体兴铸铁。
2）成分, C:2.5~2.8% Si:1.2~2.0% Mn:0.4~1.2% 由
于硅的含量 (碳当量 )小，加上 Mn的作用，浇铸冷却时碳
不以石墨形式析出，得到的是白口铸件，这是的组织为
珠光体＋莱氏体。
3）生成过程,进行石墨化退火。
将 白口铸铁加热到 900－ 980℃,经过 15hr左右的保温，这
是让渗碳体进行充分的分解，形成的石墨在长大过程中并不是
致密的，和部分基体组合为团絮状，缓慢冷却到 750－ 720℃,
让第二阶段的石墨化充分进行。 控制冷却到 600℃ 的速度来调整
P和 F的比例，达到控制 材料的强度, 塑性和韧性 。
4,可锻铸铁 第五节 铸铁
4）组织,絮状石墨＋（ F＋ P）混合基体
用途, 有一定的塑性，但并不能锻压成形。 塑性和韧性比灰
口铁高得多，用来制作齿轮、曲轴、凸轮轴、活塞环,农
机构件 等
5,其他铸铁
第五节 铸铁
1）蠕墨铸铁
石墨形状为蠕虫状，比灰口铁胖，两端圆滑，但未形成
球状。性能介如灰铁和球铁之间。
2）合金铸铁
利用合金化原理，在铸铁熔炼中加入合金元素，得到基体
同合金钢相似，经过适当的热处理，满足某些专用特殊性能，
价格比合金钢便宜，可铸造出各种较复杂形状。这些种类的铸
铁随目的和合金元素类型的不同而各有特色，铸铁按用途的要
求主要有：高耐磨性铸铁，成分一般为高的 Mn,P，制作球磨机
的磨球等；耐热铸铁，一般含有较高的 Cr，制作锅炉的炉条等；
耐腐蚀铸铁，一般含 Cr,Cu，用于一些防腐环境。
由于铸铁的成分是在熔炼时各生产厂家自己控制，所以在
成分和牌号上没有统一的规格，仅仅是考核要求的关键性能。
小结
名词概念
合金 组元 相、组织、组织组成物 固溶体与化合物
匀晶、共晶、包晶、共析转变 杠杆定律 枝晶偏析
成分过冷 铁素体、奥氏体、渗碳体、珠光体、莱氏体
碳钢与白口铸铁
内容要求
1,阅读二元相图, 已知部分相区确定相邻相区, 确定双相区和
三相区的冷却转变类型和反应式, 分析合金冷却时的相变过程
及对应的冷却曲线 。
2,分析单一类型 (匀晶, 共晶, 包晶 )相图和铁碳相图中相和组
织转变过程, 用杠杆定律定律计算平衡转变时相组成和组织组
成物的相对含量 。
3．快速冷却对不同类型转变将会带来那些影响。
