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碳钢和铸铁是现代机械制造工业中应用最广泛的金属材料，它们是由铁和碳为主构成的铁碳合金。合金钢和合金铸铁实际上是有目的地加入一些合金元素的铁碳合金。为了合理地选用钢铁材料，必须掌握铁碳合金的成分、组织结构与性能之间的关系。
工业生产中广泛应用合金材料。合金优异的性能与合金的成分、晶体结构、组织形态密切相关。我们需要了解合金性能与这些因素之间的变化规律。相图是研究这些规律的重要工具。工业生产中研究元素对某种金属材料的影响，确定熔炼、铸造、锻造、热处理工艺参数，往往都是以相应的合金相图为依据的。相图中，有二元合金相图、三元合金相图和多元合金相图，作为相图基础和应用最广的是二元合金相图。
纯金属具有较好的导电、导热等性能，但其力学性能一般较差，且价格较高，故除了作为要求导电性高的电气材料外，在工业上很少将其作为结构材料应用，大量使用的是合金。
合金在结晶之后既可获得单相的固溶体组织，也可得到单相的化合物组织（这种情况少见），但更为常见的是得到由固溶体和化合物或几种固溶体组成的多相组织（图3-1）。那么，一定成分的合金在一定温度下将形成什么组织呢？利用合金相图可以回答这一问题。
图3-1 多相固态合金显微组织（25％Pb＋15％Sn＋60％Bi）
在深入叙述相图之前，先介绍几个名词术语的含义。
1）合金
合金是指通过熔化或其他方法使两种或两种以上的金属或非金属元素结合在一起所形成的具有金属特性的物质，如碳素钢就是铁与碳组成的合金。
2）组元
通常把组成合金的最简单、最基本、能够独立存在的物质称为组元。组元大多数情况下是元素，如铁碳合金的组元就是铁和碳元素。既不分解也不发生任何化学反应的稳定化合物也可称为组元，如Fe 3 C就可视为一组元。
3）合金系
由两个或两个以上组元按不同比例配制成的一系列不同成分的合金，称为合金系，或简称为系，如Pb-Sn系、Fe-Fe 3 C系等。
4）相
合金中结构相同、成分和性能均一的组成部分称为相。合金中的相，按结构可分为固溶体和金属化合物。
5）组织
组织是指用肉眼或显微镜所观察到的不同相或相的形状、分布及各相之间的组合状态。它是决定合金性能的基本因素。组织可分为宏观组织与显微组织。尤其是显微组织，由于不同合金形成条件不同，各种相将以不同的数量、形状、大小互相结合。在显微镜下可观察到不同组织特征的形貌。在工业生产中，可通过控制和改变合金相的种类、大小、形态、分布及合金相的不同组合，来改变组织，从而调整合金的性能。
6）相图
用来表示合金系中各个合金的结晶过程的简明图解称为相图。相图上所表示的组织都是在十分缓慢冷却的条件下获得的，都是接近平衡状态的组织。相平衡是指在合金系中，参与结晶或相变过程的各相之间的相对质量和相的浓度不再改变时所达到的一种平衡状态。
根据合金相图，不仅可以看到不同成分的合金在室温下的平衡组织，而且还可以了解它从高温液态以极缓慢冷却速度冷却到室温所经历的各种相变过程，同时相图还能预测其性能的变化规律。所以相图已成为研究合金中各种组织形成和变化规律的重要工具。由图3-2 可以看出：Pb-Sn二元合金相图中，含 40％（质量分数）Sn、60％（质量分数）Pb的合金，在室温下的平衡组织为α固溶体和β固溶体。此合金系所有成分的合金在各种温度下的存在状态及在加热和冷却过程中的组织变化，都可通过此相图表示出来。
图3-2 Pb-Sn二元合金相图
根据构成合金的各组元之间相互作用的不同，固态合金的相结构可分为固溶体和金属化合物两大类。
1）固溶体
合金在固态下，组元间仍能互相溶解而形成的均匀相称为固溶体，其可分为有限固溶体和无限固溶体两类。形成固溶体后，晶格保持不变的组元称为溶剂，晶格消失的组元称为溶质。固溶体的晶格类型与溶剂组元相同。
根据溶质原子在溶剂晶格中所占据位置的不同，可将固溶体分为置换固溶体和间隙固溶体两种。
（1）间隙固溶体。
溶质原子位于溶剂晶格的间隙处形成的固溶体称为间隙固溶体，如图3-3（a）所示。由于晶格间隙通常都很小，所以都是原子半径较小的非金属元素（如碳、氮、氢、硼、氧等）溶入过渡族金属中，形成间隙固溶体。间隙固溶体对溶质溶解都是有限的，所以都是有限固溶体。
（2）置换固溶体。
溶质原子代替溶剂原子占据溶剂晶格中的某些节点位置而形成的固溶体，称为置换固溶体，如图3-3（b）所示。形成置换固溶体时，溶质原子在溶剂晶格中的溶解度主要取决于两者晶格类型、原子直径的差别和它们在周期表中的相互位置。
（3）固溶体的性能。
由于溶质原子的溶入造成固溶体晶格产生畸变，使合金的强度与硬度提高，而塑性和韧性略有下降。这种通过溶入原子，使合金强度和硬度提高的方法称为固溶强化。在工业生产上，固溶强化是提高材料力学性能的重要途径之一。
图3-3 固溶体的两种类型
2）金属化合物
金属化合物（又称中间相）是指合金组元之间相互作用形成具有金属特征的物质。金属化合物的晶格类型和性能不同于组元，具有熔点高、硬度高、脆性大的特点。它在合金中能提高其强度、硬度，但降低其塑性、韧性。因此，通常将金属化合物作为重要的强化相来使用。
常见的金属化合物有正常价化合物、电子化合物、间隙化合物三大类。前两种是非铁合金（非铁金属）中重要的强化相，而后者是钢中的重要强化相。
间隙化合物是由原子直径较大的过渡族金属元素为溶剂与原子直径较小的非金属元素（C、N、B……）为溶质相互作用形成的。按间隙化合物的晶体结构复杂程度不同，可将它划分为两类，一类是具有简单晶体结构的间隙化合物，也称为间隙相，如VC、WC、TiC等；另一类是具有复杂晶体结构的间隙化合物，如Fe 3 C，它具有由许多八面体及每个八面体中心的一个碳原子共同构成的复杂晶体结构（如图3-4 所示）。从表3-1 可以看出，间隙相与具有复杂晶体结构的间隙化合物相比，具有更高的熔点、硬度，而且非常稳定。
表3-1 各种碳化物性能比较
图3-4 金属化合物的晶体结构示意
如果金属化合物呈细小颗粒均匀分布在固溶体的基体相上，则将使合金的强度、硬度、耐磨性明显提高，这一现象称为弥散强化。
3）机械混合物
由两种以上组元、固溶体或金属化合物机械混合在一起形成的多相组织称为机械混合物，其性能取决于各组元、各相的数量、形态、大小和分布状况。
合金的组织是由合金相组成的，既可以是固溶体，也可以是金属化合物，但绝大多数合金的组织是由固溶体与金属化合物组成的复合组织。通过调整固溶体中溶质含量和金属化合物的数量、大小、形态、分布及调整固溶体与金属化合物的比例，就可以改变其组织，从而改变合金的性能以满足工业生产的实际需要。
与纯金属相比，合金的结晶过程比较复杂。和纯金属的结晶过程相同，合金的结晶过程也是在过冷条件下进行的，结晶过程也遵循形核与晶核长大的基本规律。但由于合金成分包含的组元多，因此其结晶过程比纯金属的结晶过程复杂得多，两者有很多不同之处。例如，纯金属的结晶过程是在一定的温度下恒温进行的，而合金是在一定的温度范围降温进行的；纯金属的结晶过程是由一个液相转变成一个固相的过程，而合金的结晶过程是由一个液相转变成一个或几个固相的过程；纯金属在结晶过程中液相和固相没有成分变化，而合金在结晶过程中液相和固相（固溶体）的成分是在一定范围内变化的。
由于在结晶过程中，随着温度的变化，合金的相结构和成分不断发生着变化，因此合金的结晶过程常用合金相图来表达。
合金相图又称为合金状态图，它表明了在平衡状态下（即在极缓慢的加热或冷却的条件下），合金的相结构随温度、成分发生变化的情况，故也称为合金平衡相图。合金相图对于研究合金成分和组织性能之间的关系，以及生产上的合理选材起着重要作用，是制订合金冶炼、锻造、锻压、焊接和热处理等工艺的重要依据。
从理论上讲，利用热力学定律及其参数便可以计算出合金的性能与成分、温度之间的关系，从而建立合金的相图，但是到目前为止还做不到。现有的相图都是根据成分、温度、结构等参数的不同造成其物理化学性能不同的原理，利用实验方法得到的。常用的实验方法有磁性分析法、电阻分析法、X射线分析法、热分析法和热膨胀法，每种方法都有其特点和适用的场合，在实际工程和研究中往往将它们配合使用，并且往往以合金所表现出来的最显著的宏观性能来决定使用哪种方法。
二元合金相图是以温度为纵坐标、材料成分为横坐标绘制的平面图形。截至目前，绝大多数二元合金相图不是直接计算得到的，而是统计多个实验结果的数据，然后将它们绘制在二维坐标系中并连接成光滑的曲线得到的，常用的试验方法是热力分析法。下面以Cu-Ni合金为例来说明二元合金相图的建立过程。
（1）选择元素含量不同的Cu-Ni合金，见表3-2。
表3-2 Cu-Ni合金元素含量表
（2）利用热力分析法测出 6 种合金的结晶开始温度和终了温度，将它们绘制在温度时间坐标系中，如图3-5（a）所示。
（3）绘制温度成分坐标系，使其与温度时间坐标系对齐，如图3-5（b）所示，将Ni的成分标注在横坐标轴上（图中为 20、40、60、80），并过这些点作向上的竖直线。
（4）通过温度时间坐标系中的结晶开始温度点和终了温度点向右作水平线，每条水平线都与温度成分坐标系中竖直成分线有两个交点。
（5）将竖直成分线上意义相同的交点连接起来，最终结果如图3-5 所示。图3-5（b）中结晶开始温度点连接而成的曲线称为液相线，结晶终了温度点连接而成的曲线称为固相线。
图3-5 Cu-Ni二元合金相图的建立过程
相，即在金属或合金中成分相同、结构相同并与其他部位有明显界限区分的均匀组成部分。在图3-5 所示的二元合金相图中，共有两个单相区（L和 α ）和一个双相区（L＋α），以及两条相线（AB上弧线和AB下弧线）。
（1）L相：液相，由铜和镍组成的液体，在高温下才能存在。
（2）α相：固相，由铜和镍互相溶解而组成的固溶体。
（3）L＋α相：固液共存相，既有固相的物质，又有液相的物质。
（4）AB上弧线：液相线，表示合金结晶的开始温度，在它之上的合金的状态为液相。
（5）AB下弧线：固相线，表示合金结晶的终了温度，在它之下的合金的状态为固相。
在相图中，可以清晰地看出不同成分的合金在不同温度下所处的状态，以及改变合金温度对其状态的影响。处在单相区内的合金，其成分和数量相对来说比较容易确定，而在双相区内两项的成分和相对数量就比较难以确定，只有充分了解了合金在两相区中的成分和数量，以及温度改变时合金状态的变化规律，才能更好地掌握合金的性能，杠杆定理便是用来解决这个问题的。
合金在缓慢冷却的过程中，其固相和液相的成分及其含量一直在不断变化，杠杆定理能够表示出在某一温度时合金中的成分及各成分的含量。
固溶体合金的结晶以含Ni为X％（质量分数）的合金为例，从高温液态缓慢地冷却到室温的结晶过程如图3-6 所示。
图3-6 杠杆定律示意
通过X％成分作垂线，与液相线、固相线的交点分别为代a 1 、b 3 。当X％成分的液态合金缓冷到t 1 温度时，开始从液相L结晶出固相α。随着温度的降低，剩余液相L不断减少，结晶出的固相不断增多。当温度一直降到t 3 时，所有液相均转变成为α单相固溶体合金直到室温。
实践证明，在两相区（L＋α）内结晶过程中，剩余液相L的成分与结晶出的固相α的成分是不断变化的。在某一温度下，液相与固相成分的确定方法：在相图中，首先画出在某一温度下的水平线段，分别与液相线、固相线交点的横坐标投影，就是在该温度下平衡的两个相的成分。显然，当温度变化时（t 1 →t 3 ），它们的成分也在变化。剩余液相L的成分沿液相线变化（a 1 →a 3 ），结晶出固相a的成分沿固相线变化（b 1 →b 3 ）。当温度降到X％温度以下时，形成具有X％成分的单相固溶体α的合金。
在双相区内，在某一温度下平衡的两个相（液相L＋固相α），它们的相对量可由杠杆定律求出，如图3-6（a）所示。设合金总质量为m、液相质量为m L 、固相质量为m α ，则有
由上两式可求得
因为
所以，可得液相和固相在合金中所占的相对质量分数分别为
由上式看出，求出的两相相对量关系与杠杆定律很相似，故称为杠杆定律，它只适用于两个平衡相的相对量的计算。
从合金结晶过程可以看出，固溶体合金的结晶与纯金属的结晶是不同的：
（1）固溶体合金的结晶不是在恒温下进行的，而是在一个温度范围内进行；
（2）在结晶过程中，随着温度的降低，剩余液相不断减少，结晶出的固相不断增多，最后结晶出一个以任何比例互溶的无限固溶体合金；
（3）结晶过程中平衡的两个相的成分是不断变化的，液相成分沿液相线变化，固相成分沿固相线变化；
（4）结晶过程中，在某一温度下平衡的两个相的相对量可由杠杆定律求出。
二元合金相图有多种不同的基本类型。实用的二元合金相图大都比较复杂，复杂的相图总是可以看作是由若干基本类型的相图组合而成的。常见的相图有匀晶相图、共晶相图和包晶相图，图3-7 所示为常见的二元合金相图。
图3-7 所示为常见的二元合金相图
匀晶相图，即组成二元合金的组元在固态和液态时均能无限互溶的合金的相图。常见的Cu-Ni、Ag-Au、Fe-Cr、Fe-Ni、Cr-Mo、Mo-W等合金的相图都是二元匀晶相图。
1）相图分析
以Cu-Ni合金的相图为例来分析匀晶相图。在图3-8（a）中，左、右两条竖直线为温度轴线，A、B两点分别为纯铜和纯镍的熔点，最底部的横线为铜和镍的含量线，中间两条线AI 1 B（固相线）和Aα 4 B（液相线）将相图分为三个区域：L相区（液相线以上）内合金中各种成分均为液态；α相区（固相线以下）内合金中各种成分均为单相α固溶体；液相线以下、固相线以上为L＋α相共存区（L＋α区），处于此区域内的合金正在进行结晶过程，既有液相又有α固溶体。
相图中液相线表示的是合金在缓慢加热时熔化的终了温度，也是合金在缓慢冷却时结晶的开始温度；固相线表示的是合金在加热时开始熔化的温度，也是合金缓慢冷却时结晶的终了温度。
2）结晶过程分析
以镍的含量为I％的合金为例来分析合金的匀晶反应的结晶过程，如图3-8所示。
图3-8 Cu-Ni合金的匀晶相图
当合金的温度在t 1 点以上时，合金为单一的液相L，降低合金温度至t 1 点时，由于此时的温度达到了合金液相结晶温度，此时便会开始从液相中产生 α 相；继续冷却，当合金的温度处在t 1 ～ t 2 （液相线与固相线之间）时，便会在合金内部发生匀晶转变现象，不断地从液相中析出固相α，合金处于固液共存区，即L十α相区。在这个时间段内，合金中液相成分的数量沿液相线变化不断减少，α固相成分的数量沿固相线变化不断增多。继续冷却合金至t 2 点温度，此时合金中的液相全部转化为α相，匀晶转变结束。合金最终的组元为均匀的单相α固溶体。
3）晶内偏析
固溶体合金在结晶过程中，只有在冷却极其缓慢、使原子能进行充分扩散的条件下，固相的成分才能沿着固相线均匀地变化，最终获得与原合金成分相同的均匀α固溶体。
但在实际生产过程中，液态金属往往以较大的冷却速度进行结晶，而在固态时原子的扩散又很困难，使固溶体内部的原子扩散来不及充分进行，因此合金的结晶过程并非均匀进行，而是按照树枝的方式进行的。即温度较高时合金中先结晶出枝干，α相中Ni的含量较高；温度降低后结晶出枝间，α相中Ni的含量较低。先结晶出固溶体的成分（含高熔点组元Ni）与后结晶出的固溶体成分是不同的。结晶后这种在一个晶粒内部化学成分不均匀的现象称为晶内偏析。由于这种晶内偏析呈树枝状分布，故又称为枝晶偏析。枝晶偏析示意图与所形成的偏析组织分别如图3-9（a）和图3-9（b）所示。枝晶偏析会造成材料的塑性和韧性下降，且容易引起晶内腐蚀，以及给热加工带来不便。
图3-9 枝晶偏析示意和偏析组织
消除晶内偏析的有效方法是均匀化退火，即将合金的温度加热到固相线以下100 ～ 200℃并且保温较长时间，促使金属原子能够进行充分的扩散，从而达到使成分较均匀的目的。
共晶反应即在一定温度下，一定成分的液相同时结晶出两个成分和结构都不相同的新固相的转变过程。
1）相图分析
共晶相图如图3-10 所示，A点为Pb的熔点（327℃），B点为Sn的熔点（232℃），AEB线为液相线，ACEDB为固相线。相图中共有L、α、β三种相：L相在液相之上为液相区；α相位于靠近纯组元Pb的封闭区域内，是Sn溶解在Pb中所形成的固溶体；β相位于靠近纯组元Sn的封闭区域内，是Pb溶解在Sn中所形成的固溶体。每两个单相区之间的部位为两相区，分别是L＋α、L＋β和 α＋β 。CF线和DG线分别是Sn在Pb中和Pb在Sn中的溶解度曲线（即饱和浓度线），称为固溶线。从相图中可以看出，温度越低，固溶体的溶解度也越低。
图3-10 共晶相图
水平线CED称为相图中的共晶线。从图中可以看出，共晶线所对应的温度是 183℃，位于点E的成分能够同时结晶出点C和点D的两种固溶体，分别是α固溶体和β固溶体，即
L
E
α
C
＋ β
D
此时便产生了共晶反应（也称共晶转变）。
共晶反应所形成的两相混合物称为共晶体或共晶组织。合金发生共晶反应时的温度称为共晶温度，共晶温度和共晶成分所处的点称为共晶点，能够产生共晶成分的合金称为共晶合金。
在研究中，将成分位于共晶点以左的合金称为亚共晶合金，位于共晶点以右的合金称为过共晶合金。凡具有共晶成分的合金液体在冷却到共晶温度时都将发生共晶反应。发生共晶反应时，L、α、β三个相平衡共存，它们的成分固定，但各自的重量不断变化。因此，水平线CED是一个三相区。
2）结晶过程分析（Crystallizing Process）
（1）合金Ⅰ成分。
从图3-11 中可以看出，液态合金冷却时，在 2 点所对应的温度前所发生的为匀晶反应，结晶产物为单相α固溶体，将其称为一次相（或初生相）；温度继续降低到 2 点所对应的温度时，β固溶体被Sn过饱和，由于晶体的晶格不稳定，此时便会出现第二相β相，将这种由固相析出新固相称为二次相（或次生相）。二次相的产生过程称为二次析出，产物二次β为细粒状物质，用β Ⅱ 表示。温度继续下降，α相和β Ⅱ 的成分分别沿CF线与DG线变化，并且β Ⅱ 的相对重量增加，室温下β Ⅱ 的相对重量的百分比可以表示为
图3-11 合金Ⅰ的冷却曲线和组织转变示意
合金Ⅰ的室温组织为α＋β Ⅱ ，图3-11 所示为其冷却曲线和组织转变示意图。
对于成分Sn含量大于D点的合金，其结晶过程与上述合金Ⅰ相似，室温组织为β＋α Ⅱ 。
（2）共晶合金的结晶过程（合金Ⅱ成分）。
当合金冷却到点E时，发生共晶反应
L
E
α
C
＋ β
D
此时析出的产物为α C 和β D ，反应终了后所获得的产物为α＋β的共晶组织。
在上述过程中，伴随着元素的扩散现象，成分均匀的液态合金同时结晶析出两种固相成分，且两种成分的差异很大。现假设最先析出的固相物质为Pb含量较多的α相晶核，在它不断长大的过程中，其周围的液体必定会出现Pb多Zn少的现象，促使β相晶核的形成，而Zn的不断消耗，又促使周围液体中α相晶核的形成和长大，两者相互促进，所得到的共晶组织呈片、针、棒或点球等形状，且晶粒较细。研究中将共晶组织中的相称为共晶相，如共晶α、共晶β。利用杠杆定理可以求出共晶反应刚结束时刻两相的相对重量百分比：
需要说明的是，此时用的是α＋β两相区的上沿，而不是三相区。
在共晶转变结束后，如果温度继续下降，两共晶相的成分分别沿CF和DG线变化，分别从共晶α和共晶β中析出β Ⅱ 和 α Ⅱ，α Ⅱ 与共晶α结合，β Ⅱ 与共晶β结合，共晶组织细，使得二次相较难分辨，所以最终的室温组织仍为α＋β共晶体。共晶合金的冷却曲线和组织转变过程如图3-12 所示。
图3-12 共晶合金的冷却曲线和组织转变示意
（3）亚共晶和过共晶合金的结晶过程（合金Ⅲ成分和合金Ⅳ成分）。
液态合金在 1 到 2 点时发生匀晶转变，产物为一次α相。此时，随着合金的不断冷却，一次α相的成分沿AC线变化到C点，液相的成分沿AE线变化到E点，当温度刚到达 2 点时，利用杠杆定理可以求得两相的相对重量百分比为
在 2 点时，剩余液态合金中具有E点成分的合金转变为共晶组织，发生的共晶反应为
L
E
α
C
＋ β
D
并且共晶体的总重量与共晶反应前液态合金的重量相等，也就是说
在共晶反应结束时刻，α、β两相的相对重量百分比为
在共晶转变结束后，如果温度继续下降，那么将从一次α相和共晶β相中析出β Ⅱ， 从共晶β中析出α Ⅱ 。共晶组织中的二次相同样也不能作为独立组织看待，但是一次α相晶粒较粗大，所以析出的β Ⅱ 分布于一次α相上时不能将其忽略，所以亚共晶合金的室温组织为α＋（α＋β）＋β Ⅱ 。图3-13 示为亚共晶合金的冷却曲线及组织转变示意图。
图3-13 亚共晶合金的冷却曲线和组织转变示意
过共晶合金的冷却曲线及结晶过程，其分析方法和步骤与上述亚共晶合金基本相图，只是先共晶为β固溶体，所以合金Ⅳ的最终组织为α＋（α＋β）＋α Ⅱ 。
3）比重偏析
亚共晶或过共晶合金结晶时，若初晶 的比重与剩余液相的比重相差很大，则比重小的初晶将上浮，比重大的初晶将下沉。这种由于比重不同而引起的偏析，称为比重偏析或区域偏析。
比重偏析的存在，也会降低合金的力学性能和加工工艺性能。为了减少或避免比重偏析的出现，在生产上常用的方法有：①加快铸件的冷却速度，使偏析相来不及上浮或下沉；②对于初晶与液相比重差不太严重的合金，可在浇注时加以搅拌；③在合金中加入某些元素，使其形成与液相比重相近的化合物，并首先结晶成树枝状的骨架悬浮于液相中，从而阻止随后结晶的偏析相的上浮或下沉。例如：在锡基滑动轴承合金中加入铜，使其形成Cu 6 Sn 5 的骨架，就可以消除该合金的比重偏析。
包晶反应，即当合金凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的（旧）固相与剩余液相（有确定成分）发生反应生成另一种（新）固相的恒温转变过程。
1）相图分析
发生包晶反应所产生的相图称为包晶相图，Pt-Ag、Ag-Sn等合金具有包晶相图，现以Pt Ag合金相图为例来介绍包晶相图。
如图3-14（a）所示，相图中的水平线PDC称为包晶线，D点为包晶体，相图上共有L、α、β三个单相区和L＋α、L＋β和a＋β三个两相区，与包晶线成分所对应的合金在包晶线温度下发生包晶反应：
L
C
＋ α
P
β
D
上述反应的过程如下：液相L包含着固相α，新相β在L与α的界面上形成新的晶核，在原子扩散的作用下相L和 α 两侧长大。
图3-14 包晶相图及组织转变过程
2）结晶过程分析
Ⅰ合金成分处于点D时，其结晶过程如图3-14（b）所示。在液态合金由 1点冷却到 2 点的过程中，结晶出α固溶体，到达 2 点时，α相的成分沿AP线变化到P点，液相成分沿AC线变化到C点，此时C点成分的液相L包着先析出的P点成分的α相发生包晶反应，生成D点成分β相，这个过程一直在消耗着α相，直至将其全部消耗完。如果继续冷却，那么将从β相中析出α Ⅱ， 最终室温下的组织为β＋α Ⅱ 。
Ⅱ合金成分处于P、D点之间，其在 2 点之前结晶出α相，降低合金的温度至2 点时，发生包晶反应，待反应结束液相L被消耗完时还有α相剩余，继续冷却α相和β相都会发生二次析出产物，分别为α Ⅱ 和β Ⅱ， 最终的室温组织为α＋β＋α Ⅱ ＋β Ⅱ 。
Ⅱ合金成分位于C、D点之间，其也是在 2 点发生包晶反应，反应结束后α相被消耗完，而L相还有剩余，此时若继续冷却，液相L便会向β相转变，当温度达到 3 点以下时，便会从β相中析出α Ⅱ 相，所以最终的室温组织为β＋α Ⅱ 。
除了常见的匀晶相图、共晶相图和包晶相图外，还有共析相图。
共析反应，即自某一种均匀一致的固相中同时析出两种化学成分和晶格结构完全不同的新固相的转变过程。
共析反应也称为共析转变，其方程式为
图3-15 共析反应的二元合金相图
固相
固相＋固相
共析反应的产物为共析组织，具有共析反应的相图称为共析相图。共析反应与共晶反应极为相似，唯一不同的是其反应产物只能是固相而不能是液相或固液混合物，它属于二次结晶。
共析反应的二元合金相图如图3-15所示，相图的形状与共晶反应完全相同，共析组织也是两相混合物，组织更加均匀。图中水平线cde称为共析线，点d为共析点，当固溶体冷却到共析线上d点成分时，合金发生共析反应
固相
固相＋固相
γd
α
c
＋ β
e
在共析线上，γ、α、β三相共存。
合金的成分、组织、结晶等因素决定了合金的性能；另一方面，这些参数与二元合金相图有十分紧密的关系。由此可知，合金的相图与合金的性能也有着必然的关系。
如果合金的组织为两相机械混合物，那么其性能与合金成分呈正（或反）比例关系，并且数值为两相性能的算术平均值。各参数满足关系式：
式中，Q α 和Q β 是两相的相对质量百分比。
如果合金的组织为固溶体，那么随着溶质元素含量的增加，发生固溶强化现象，合金的强度和硬度也增大。如果是无限互溶的合金，那么当溶质含量为 50％左右时，合金的强度和硬度最高，此时合金的性能与成分之间的关系如图3-16（a）曲线所示。如果合金有稳定的化合物，那么在其成分曲线上必定会出现拐点，如图3-16（b）所示的拐点。图中出现拐点的原因如下：共晶合金和共析合金晶粒较细，造成了合金的性能在共晶和共析成分附近偏离比例指向位置。合金的电导率变化与上述力学性能相反。
图3-17 所示为合金铸造性能与相图的关系，从图中可以看出，合金的液相线和固相线间的距离（水平距离和竖直距离）越大，合金的流动性能越差，偏析现象越严重，合金的铸造性能就比较差。另外，在所有合金中共晶合金的铸造性能是最好的，如果条件允许，一般的铸造合金要尽量选取共晶合金。
图3-16 合金的机械性能与相图的关系
图3-17 合金的铸造性能与相图的关系
钢铁是现代机械制造工业中重要的物质基础，是国民经济中重要的金属材料。常见的碳钢和铸铁等材料的基本组元都是铁与碳，所以将它们统称为铁碳合金。只有充分了解铁碳合金的成分、组织、温度之间的关系，才能选择合适的材料并确定其加工工艺。铁碳合金相图便是研究这些关系的理论基础和重要工具。
铁碳合金在液态时，铁和碳可以无限互溶；在固态时根据碳的质量分数不同，碳可以溶解在铁中形成固溶体，也可以与铁形成化合物，或者形成固溶体与化合物组成的机械混合物。因此，铁碳合金在固态下有以下几种基本相（铁素体、奥氏体和渗碳体）与组织（珠光体和莱氏体）。
1）铁素体
铁素体即碳溶于α-Fe中所形成的间隙固溶体。
铁素体的符号为F或α，其晶格类型为体心立方晶格，原子间隙小，溶碳能力很差，碳的最大质量分数约为 0.021 8％（727℃时），碳容量随着温度的下降而逐渐减小，在 600℃时碳的质量分数仅约为 0.005 7％；当温度下降到室温时，碳的质量分数仅为铁素体总质量的 0.000 8％。也就是说，在室温时铁素体的性能几乎与纯铁相同，强度高、硬度低，但与纯铁所不同的是其塑性和韧性较好。其各项力学性能指标见表3-3。
表3-3 铁素体各项力学性能指标
铁素体具有铁磁性转变的性能，当温度低于 700℃时，其具有铁磁性；当温度高于 700℃时，铁磁性消失。
铁素体的显微组织为明亮多边的晶粒，与纯铁相似，如图3-18 所示。
2）奥氏体
奥氏体即碳溶解在 γ -Fe中所形成的间隙固溶体。
奥氏体的符号为A或 γ 。与铁素体相比，奥氏体的溶碳能力稍大一些，在1 148℃时，碳在 γ -Fe中的最大溶解度达到最大值，为 2.11％，随着温度的下降，其溶解度也逐渐减小，在 727℃时仅为 0.77％。奥氏体性能数值如下：抗拉强度R m ＝ 400 MPa，断后伸长率A ＝40％～ 50％，硬度＝ 160 ～ 200 HBW。
奥氏体的塑性、韧性、强度、硬度都较高，当铁碳合金处于平衡状态时，高温下存在的基本相便是奥氏体。奥氏体同样也是大多数钢在进行锻压和轧制等工艺时所要求的组织。
奥氏体为面心立方结构，显微组织为层片状组织，如图3-19 所示。
3）渗碳体
渗碳体是铁与碳形成的具有复杂晶体结构的间隙化合物，可用Fe 3 C化学式表示。Fe 3 C中的碳含量为 6.69％，熔点很高，约 1 227℃，硬度可高达800 HBW，塑性与韧性几乎为零，脆性大。Fe 3 C是钢中的强化相，它的形态、大小、数量与分布对铁碳合金性能有很大影响。
如果铁碳合金中的碳原子含量超过碳元素在铁元素中的溶解度，那么此时多余的碳原子在Fe Fe 3 C二元合金系中将会以Fe 3 C的形式存在，即以渗碳体的形式存在，所以渗碳体既是铁碳合金中的组元，又是其基本相和基本组织。渗碳体的显微组织如图3-20 所示。
图3-18 铁素体的显微组织
图3-19 奥氏体的显微组织
图3-20 渗碳体的显微组织
4）珠光体
珠光体即由铁素体和渗碳体组成的机械混合物。
珠光体的符号为P，其平均含碳量为 0.77％。因为珠光体是由铁素体和渗碳体混合而成的，所以其各项性能介于硬的渗碳体和软的铁素体之间，强度较好，硬度适中，脆性小，抗拉强度R m ＝ 750 MPa，硬度约为 18 HBS，伸长率A ＝ 20％～ 25％，冲击韧性a K ＝ 30 ～ 40 J／ cm 2 。
珠光体的显微组织如图3-21 所示。
图3-21 珠光体的显微组织
5）莱氏体
在温度高于 727℃时，莱氏体为由奥氏体和渗碳体组成的机械混合物，用符号Ld表示，其含碳量为 4.3％。
含碳量为 4.3％的金属液体在1 148℃发生共晶反应所生成的便是莱氏体。在温度低于 727℃时，莱氏体由珠光体和渗碳体组成，称其为变态莱氏体，用符号L′d表示。莱氏体的塑性差，硬度高，其显微组织如图3-22 所示。
图3-22 莱氏体的显微组织
在铁碳合金中，铁与碳可形成一系列的化合物，如Fe 3 C、Fe 2 C等。其中Fe 3 C中碳的质量分数为 6.69％。当碳的质量分数超此数值时铁碳合金脆性太大，而没有实用价值。因此，铁碳合金相图实质上仅研究Fe-Fe 3 C相图这一部分。经简化后Fe-Fe 3 C相图如图3-23 所示。
图3-23 简化后Fe-Fe 3 C相图
1）相图中的特性点
相图中各特性点的含义见表3-4。
表3-4 铁碳合金相图中的特性点
续表
2）相图中的特性线
相图中各特性线的意义见表3-5。
表3-5 铁碳合金相图中的特性线
（1）ACD线——液相线，表示铁碳合金开始结晶时的温度或者完全熔化时的温度，位于该线以上的合金呈液态。
（2）AECF线——固相线，表示铁碳合金开始熔化时的温度或者完全结晶时的温度，位于该线以下的合金为固相。
（3）GS线——合金在缓慢冷却过程中从奥氏体中开始析出铁素体的临界温度线，通常称为A 3 线。
（4）ES线——碳在奥氏体中的溶解度线。碳在奥氏体中的最大溶解度位于点E处，其所对应的温度和碳含量分别为 1 148℃与 2.11％，而位于S点成分的合金在 727℃时，碳含量为 0.77％，所以如果合金的碳含量大于 0.77％，那么其在从1 148℃缓慢冷却至 727℃的过程中均将从奥氏体中析出渗碳体。为了和前述的渗碳体区别开来，将此处所生成的渗碳体表示为Fe 3 C Ⅱ， 称为二次渗碳体。ES线又称为A cm 线，表示从奥氏体中开始析出Fe 3 C Ⅱ 的临界温度线。
（5）PQ线——碳在铁素体中的溶解度曲线。碳在铁素体中的最大溶解度位于点P处，其所对应的温度和碳含量分别为 727℃与 0.021 8％，而在室温时仅为0.000 8％，所以如果合金的含碳量大于 0.000 8％，那么其在从 727℃缓慢冷却至室温的过程中均将从铁素体中析出渗碳体。为了和前述的渗碳体区别开，将此处所生成的渗碳体表示为Fe 3 C Ⅲ ，称为三次渗碳体。Fe 3 C Ⅲ 的含量一般较少，往往予以忽略。
Fe 3 C Ⅰ 、Fe 3 C Ⅱ 和Fe 3 C Ⅲ 没有本质区别，其含碳量、晶体结构和性质完全相同，仅仅是来源、形态和分布位置不同而已。
（6）ECF线——共晶线，其所对应的温度为 1 148℃，所有碳含量位于此线范围内的铁碳合金（ω C ＝ 2.11％～ 6.69％），当温度缓慢冷却到 1 148℃时均会发生共晶反应L↔A＋Fe 3 C，反应产物是由奥氏体和渗碳体组成的莱氏体。
（7）PSK线——共析转变线，其所对应的温度为 727℃，所有碳含量超过0.021 8％的铁碳合金在温度缓慢冷却到 727℃时均会发生共析反应A↔F＋Fe 3 C，反应产物是铁素体和渗碳体组成的珠光体。PSK线又称为A 1 线。
ECF线和PSK线为两条恒温转变曲线，是构成铁碳合金相图的重要组成部分。
3）相图中的相区
铁碳合金相图中共有以下相区。
（1）四个单相区：ACD线以上的液相区L，AESGA线围绕而成的奥氏体相区，GPQG线围绕而成的铁素体相区，DFK垂直线所代表的渗碳体相区。
（2）五个双相区：ACEA线围绕而成的L＋A相区，DCFD线围绕而成的L＋Fe 3 C Ⅰ 相区，EFKSE线围绕而成的A＋Fe 3 C相区，GSPG线围绕而成的A＋F相区，QPSKQ线围绕而成的F＋Fe 3 C相区。
（3）两个三相区：ECF线为L、A、Fe 3 C三相区，PSK线为A、F、Fe 3 C三相区。
1）合金的分类
根据含碳量和组织的不同，可以将铁碳合金分为三类，见表3-6。
2）典型铁碳合金的结晶过程分析
为了认识钢和白口铸铁组织的形成规律，以下选择几种典型的合金，分析其平衡结晶过程及组织变化。图3-24 为 6 种典型的铁碳合金结晶过程分析图，图中Ⅰ～ Ⅵ分别是钢和白口铸铁的典型合金所在位置。
表3-6 铁碳合金的分类
图3-24 6 种典型的铁碳合金结晶过程分析
（1）共析钢的结晶过程分析。
图3-24 中，合金Ⅰ是共析钢，其冷却曲线和结晶过程如图3-25 所示。S点成分的液态钢合金缓慢冷却至 1 点温度时，其成分垂线与液相线相交，于是从液相中开始结晶出奥氏体。在 1 ～ 2 点温度之间时，随着温度的下降，奥氏体量不断增加，其成分沿AE线变化，而液相的量不断减少，其成分沿AC线变化。当温度降至 2 点时，合金的成分垂线与固相线相交，此时合金全部结晶成奥氏体，在 2、3 点之间是奥氏体的简单冷却过程，合金的成分、组织不发生变化。当温度降至 3 点（727℃）时，将发生共析反应。
图3-25 钢部分的典型铁碳合金的冷却曲线和结晶过程示意
随着温度继续下降，铁素体的成分将沿溶解度曲线PQ变化，并析出三次渗碳体（数量极少，可忽略不计，对此问题，后面各合金的分析处理皆相同）。因此，共析钢的室温平衡组织全部为珠光体（P），其显微组织如 3.5.1 节中图3-21 所示。
（2）亚共析钢的结晶过程分析。
图3-24 中，合金Ⅱ是亚共析钢，其冷却曲线和结晶过程如图3-25 所示。亚共析钢在 3 点温度以上的结晶过程与共析钢相似。当缓慢冷却到 3 点温度时，合金的成分垂线与GS线相交，此时由奥氏体析出铁素体。随着温度的下降，奥氏体和铁素体的成分分别沿GS和GP线变化。当温度降至 4 点（727℃）时，铁素体的成分变为P点成分（ω C ＝ 0.021 8％），奥氏体的成分变为S点成分（ω C ＝0.77％），此时，剩余奥氏体发生共析反应转变成珠光体，而铁素体不发生变化。从 4 点温度继续冷却至室温，可以认为合金的组织不再发生变化。因此，亚共析钢的室温组织为铁素体和珠光体（F ＋ P）。
图3-26 是ω C ＝ 0.4％的亚共析钢的室温平衡组织，其中白色块状为F，暗色的片层状为P。
图3-26 ωC ＝ 0.4 ％的亚共析钢的室温平衡组织（500 倍放大）
（3）过共析钢的结晶过程分析。
图3-24 中，合金Ⅲ是过共析钢，其冷却曲线和结晶过程如图3-25 所示。过共析钢在 1 ～ 3 点温度间的结晶过程与共析钢相似。当缓慢冷却至 3 点温度时，合金的成分垂线与ES线相交，此时由奥氏体开始析出二次渗碳体。随着温度的下降，奥氏体成分沿ES线变化，且奥氏体的数量越来越少，二次渗碳体的相对数量不断增加。当温度降至 4 点（727℃）时，奥氏体的成分变为S点成分（ω C ＝ 0.77％），此时，剩余奥氏体发生共析反应转变成珠光体，而二次渗碳体不发生变化。从 4 点温度继续冷却至室温，合金的组织不发生再发生变化。因此，过共析钢的室温组织为二次渗碳体和珠光体（Fe 3 C Ⅱ ＋P）。
图3-27 ωC ＝ 1.2 ％的过共析钢的室温平衡组织（500 倍放大）
图3-27 是ω C ＝ 1.2％的过共析钢的室温平衡组织，其中Fe 3 C Ⅱ 呈白色的细网状，它分布在片层状P的周围。
（4）共晶白口铸铁的结晶过程分析。
图3-24 中，合金Ⅳ是共晶白口铸铁，其冷却曲线和结晶过程如图3-28 所示。共晶铁碳合金冷却至 1 点共晶温度（1 148℃）时，将发生共晶反应，生成莱氏体（Ld），在 1 ～ 2 点温度间，随着温度降低，莱氏体中奥氏体的成分沿ES线变化，并析出二次渗碳体（它与共晶渗碳体连在一起，在金相显微镜下难以分辨）。随着二次渗碳体的析出，奥氏体的含碳量不断下降，当温度降至 2 点（727℃）时，莱氏体中的奥氏体的ω C ＝ 0.77％，此时，奥氏体发生析反应转变为珠光体，于是莱氏体也相应转变为低温莱氏体Ld′（P ＋Fe 3 C Ⅱ ＋Fe 3 C）。因此，共晶白口铸铁的室温组织为低温莱氏体（Ld′）。
图3-28 白口铸铁部分的典型铁碳合金的冷却曲线和结晶过程示意
图3-29 共晶白口铸铁的室温平衡组织（500 倍放大）
图3-29 为共晶白口铸铁的室温平衡组织，其中珠光体呈黑色的斑点状或条状，渗碳体为白色的基体。
（5）亚共晶白口铸铁的结晶过程分析。
图3-24 中，合金Ⅴ是亚共晶白口铸铁，其冷却曲线和结晶过程如图3-28所示。1 点温度以上为液相，当合金冷却至 1 点温度时，从液体中开始结晶出初生奥氏体。在 1、2 点温度间，随着温度的下降，奥氏体不断增加，液体的量不断减少，液相的成分沿AC线变化。奥氏体的成分沿AE线变化。当温度至 2 点（1 148℃）时，剩余液体发生共晶反应，生成Ld（A＋Fe 3 C），而初生奥氏体不发生变化。在 2、3 点温度间，随着温度降低，奥氏体的含碳量沿ES线变化，并析出二次渗碳体。当温度降至 3 点（727℃）时，奥氏体发生共析反应，转变为珠光体（P），从 3 点温度冷却至室温，合金的组织不再发生变化。因此，亚共晶白口铸铁室温组织为P ＋ Fe 3 C Ⅱ ＋Ld′。
图3-30 ωC ＝ 3.0％的亚共晶白口铸铁的室温平衡组织（100 倍放大）
图3-30 是ω C ＝ 3.0％的亚共晶白口铸铁的室温平衡组织，其中黑色带树枝状特征的是P，分布在P周围的白色网状的是Fe 3 C Ⅱ， 具有黑色斑点状特征的是Ld′。
（6）过共晶白口铸铁的结晶过程分析。
图3-24 中，合金Ⅵ是亚共晶白口铸铁，其冷却曲线和结晶过程如图3-28 所示。1 点温度以上为液相，当合金冷却至 1 点温度时，从液体中开始结晶出一次渗碳体。在 1、2 点温度间，随着温度的下降，一次渗碳体不断增加，液体的量不断减少，当温度至 2 点（1 148℃）时，剩余液体的成分变为C点成分（ω C ＝ 4.3％），发生共晶反应，生成Ld（A＋Fe 3 C），而一次渗碳体不发生变化。从 2、3 点温度间，莱氏体中的奥氏体的含碳量沿ES线变化，并析出二次渗碳体。当温度降至 3 点（727℃）时，奥氏体的奥氏体的ω C ＝0.77％，此时，奥氏体发生共析反应转变为珠光体，从 3 点温度冷却至室温，合金的组织不再发生变化。因此，过共晶白口铸铁的室温组织为Fe 3 C Ⅰ ＋Ld′。
图3-31 ω C ＝ 3.0％的亚共晶白口铸铁的室温平衡组织（400 倍放大）
图3-31 是ω C ＝ 5.0％的过共晶白口铸铁的室温平衡组织，图中白色带状的是Fe 3 C Ⅰ ，具有黑色斑点状特征的是Ld′。
1）含碳量对铁碳合金平衡组织的影响
利用杠杆定理可以求出铁碳合金的含碳量与缓慢冷却至室温后的相和组织物之间具有定量的关系，结果如图3-32 所示。铁碳合金在室温下只有铁素体和渗碳体两个相，并且渗碳体的含量随着含碳量的增加而呈线性增加趋势；另外，从组织和组织组成物的角度考虑，随着含碳量的增加，在组织中的渗碳体数量增多的同时，其形态也在不断发生变化，分布在铁素体基体内的片状共析渗碳体变为分布在奥氏体晶界上的过共析钢的二次渗碳体，所以在最终形成莱氏体时，渗碳体是合金的基体。
2）含碳量对铁碳合金力学性能的影响
随着含碳量的增加，亚共析钢中的珠光体的含量也增加，因为珠光体具有强化合金的作用，所以亚共析钢的强度和硬度增大，但是塑性和韧性下降。当含碳量达到 0.77％时，铁碳合金中的组织组成物全部为珠光体，因此铁碳合金的性能在宏观上表现为珠光体的性能；当铁碳合金的含碳量超过 0.9％时，在奥氏体的晶界上形成了由过共析钢中的二次渗碳体组成的连续网状形状，由此带来的结果是钢的强度下降，硬度仍然呈直线上升；当铁碳合金的含碳量大于 2.11％时，便会生成以渗碳体为基体的莱氏体，使铁碳合金的性能表现为硬而脆。含碳量对铁碳合金力学性能的影响如图3-33 所示。
图3-32 铁碳合金的含碳量与缓慢冷却至室温后的相和组织物之间的关系
图3-33 含碳量对铁碳合金力学性能的影响
3）含碳量对铁碳合金工艺性能的影响
（1）切削加工性能。合金的切削加工性能是指其经切削加工成工件的难易程度。低碳钢中F较多，塑性好，切削加工时产生切削热大，易黏刀，不易断屑，表面粗糙，故切削加工性能差。高碳钢中Fe 3 C多，刀具磨损严重，故切削加工性能也差。中碳钢中F和Fe 3 C的比例适当，切削加工性能较好。在高碳钢中Fe 3 C呈球状时，可改善切削加工性能。
（2）可锻性。合金可锻性是指金属压力加工时，能改变形状而不产生裂纹的性能。当钢加热到高温得到单相A组织时，可锻性好。低碳钢中铁素体多可锻性好，随着碳的质量分数增加合金可锻性下降。白口铸铁无论在高温或低温，因组织是硬而脆的Fe 3 C基体，所以不能锻造。
（3）铸造性能。合金的铸造性能取决于相图中液相线与固相线的水平距离和垂直距离。距离越大，合金的铸造性能越差。低碳钢的液相线与固相线距离很小，则有较好的铸造性能，但其液相线温度较高，使钢液过热度较小，流动性较差。随着碳的质量分数增加，钢的结晶温度间隔增大，铸造性能变差。共晶成分附近的铸铁，不仅液相线与固相线的距离最小，而且液相线温度也最低，其流动性好，铸造性能好。
（4）焊接性。随着钢中碳的质量分数增加，钢的塑性下降，焊接性下降。所以，为了保证获得优质焊接接头，应优先选用低碳钢（碳的质量分数小于0.25％）。
铁碳合金相图是研究钢和铸铁的基础，在实际应用中对于钢铁材料的应用及热加工和热处理工艺的制定也具有重要的指导意义。
1）在材料选用方面的应用
铁碳合金相图所表明的是成分、组织、性能之间的规律，为钢铁材料的选用提供了依据。
一般工业纯铁的质地特别软，韧性特别大，力学性能不受热处理的影响，可用于建筑工程，制造防锈材料、镀锌板、镀锡板、电磁铁芯等；另外，根据其电磁性好的性能，工业纯铁还经常作为电磁材料来使用，有高的感磁性和低的抗磁性。
低碳钢强度和硬度低，塑性和韧性较好，常用来制造机械设备零部件和建筑结构，如卡车车厢地板、汽车门窗、家用电器等。
中碳钢热加工及切削性能良好，常用来制造较高强度的运动零件，如空气压缩机，泵的活塞，蒸汽透平机的叶轮，重型机械的轴、蜗杆、齿轮等，以及表面耐磨的零件，如曲轴、机床主轴、滚筒、钳工工具等。
高碳钢常用来制造各种工具、器具。如果需要有足够的硬度和一定的耐磨性，那么可以选取ω C ＝ 0.7％～ 0.9％的钢来制造；如果需要有很高的硬度和耐磨性，那么可以选取ω C ＝ 1.0％～ 1.3％的钢来制造。
白口铸铁的力学性能在宏观上表现为硬且脆，给切削加工和锻造加工带了困难，所以白口铸铁的应用受到了一定的限制。但是白口铸铁的抗磨损能力很强，可以用来制造不受冲击载荷的需要耐磨的零部件，如球磨机的铁球、拔丝模等，也可以作为可锻铸铁的毛坯。
2）在热处理工艺方面的应用
钢铁的正火、回火、淬火和退火等热处理的加热温度都是根据铁碳合金相图确定的。铁碳合金相图对于制定热处理工艺有着特别重要的意义，这将在本书第4 章中详细阐述。
3）在铸造工艺方面的应用
根据铁碳合金相图可以确定合金的浇注温度。浇注温度一般在液相线以上50 ～ 100℃。从相图上可看出，纯铁和共晶白口铸铁的铸造性能最好。因为它们的凝固温度区间很小，所以其流动性好，分散缩孔少，可以获得致密的铸件，因此铸铁在生产上总是选在共晶成分附近。在铸钢生产中，碳含量规定为 0.15％～0.6％，因为这个范围内钢的结晶温度区间较小，铸造性能较好。
4）在锻造工艺方面的应用
因为钢加热成单相奥氏体状态时塑性好，强度低，便于塑性变形，所以一般锻造加工都是在奥氏体状态下进行的。锻造时必须根据铁碳合金相图确定合适的温度，始轧和始锻温度不能过高，以免产生过烧；也不能过低，以免产生裂纹。
5）在焊接工艺方面的应用
在对零部件进行焊接时，焊缝的温度一般要高于零件其他部位的温度。从铁碳合金相图可知，不同加热温度所获得的高温组织不同，随后缓冷所获得的室温组织也不同，从而使零件的不同部位表现出不同的性能，这就要求在焊接后采用热处理的方法来消除这种差异。
需要说明的是，在利用铁碳合金相图解决实际工业生产中的问题时应注意以下两点：
（1）铁碳合金相图的前提条件是理想状况，即合金以十分缓慢的速度冷却到室温，但是实际工业生产中的冷却速度不可能如此缓慢，当其冷却速度较快时，可能会造成合金的临界点及其冷却后的室温组织与铁碳合金相图中有所不同。
（2）铁碳合金相图中的合金只有铁和碳两种元素，但实际的合金中除了含有铁和碳外还有其他金属元素或者少量的非金属元素，这些元素对相图都有影响。
一、简答题
1.什么是固溶体？固溶体有何晶格特性和性能特点？何为固溶强化？
2.固溶体与溶液有何异同？
3.什么是金属化合物？金属化合物有何晶格特征和性能特点？何为弥散强化？
4.液态金属发生结晶的必要条件是什么？
5.什么是共晶转变、共析转变？
6.已知A（熔点 600℃）与B（熔点 500℃）在液态无限互溶；在固态 300℃时A溶于B的最大溶解度为 30％，室温时为 10％，但B不溶于A。在 300℃时，含40％B的液态合金发生共晶反应，求：
（1）作出A-B合金相图；
（2）分析 20％A、45％A和 80％A等合金的结晶过程，并确定室温下的组织组成物和相组成物的相对量。
7.莱氏体和变态莱氏体有什么区别？
8.根据Fe-Fe 3 C相图，分析碳的质量分数分别为 0.4％、0.77％、1.2％的钢的结晶过程。指出这三种钢在 1 400℃、1 100℃、800℃时奥氏体中碳的质量分数。
9.根据铁碳相图解释下列现象：
（1）在室温下，ω C ＝ 0.8％的碳钢比 ω C ＝ 0.4％的碳钢硬度高，比 ω C ＝ 1.2％的碳钢强度高；
（2）钢铆钉一般用低碳钢制作；
（3）绑扎物件一般用铁丝（镀锌低碳钢丝），而起重机吊重物时的钢丝绳用ω C 分别为 0.60％、0.65％、0.70％的钢制成；
（4）在 1 000℃时，ω C ＝ 0.4％的碳钢能进行锻造，而 ω C ＝ 4.0％的铸铁不能进行锻造；
（5）钳工锯削T8、T10 等退火钢料比锯削 10 钢、20 钢费力，且锯条易磨钝；
（6）钢适用于压力加工成型，而铸铁适于铸造成型。
10.某锅炉钢板，图纸要求用 20 钢制作。显微组织观察发现，组织中珠光体占 30％，问钢板是否符合图纸要求？（20 钢的含碳量范围为 0.17％～ 0.23％）
11.根据铁碳相图，对 6 种铁碳合金：Ⅰ共析钢（ω C ＝ 0.77％）、Ⅱ亚共析钢（ω C ＝ 0.45％）、Ⅲ过共析钢（ω C ＝ 1.2％）、Ⅳ共晶白口铸铁（ω C ＝ 4.3％）、Ⅴ亚共晶白口铸铁（ω C ＝ 3.0％）、Ⅵ过共晶白口铸铁（ω C ＝ 5.0％），在温度时间（T t）图中画出 6 种铁碳合金从液态缓冷至室温时的结晶过程，并标注出各温度段的组织。
12.依据铁碳相图计算：
（1）室温下，含碳 0.6％的钢中珠光体和铁素体各占多少？
（2）室温下，含碳 1.2％的钢中珠光体和二次渗碳体各占多少？
（3）铁碳合金中，二次渗碳体和三次渗碳体的最大百分含量？
（4）用杠杆定理计算珠光体、莱氏体在其共析温度、共晶温度时相组成物的相对量。
二、作图题
在图中标出液相线、固相线、共晶线、共析线、固溶体的同素异构转变线、溶解度曲线，并逐个解释其含义；在图中标出纯铁的熔点、共晶点、共析点。
第 3 章作图题图