第一章金属材料的力学性能--机械制造基础P123.doc

第1章 工程材料
各类机电产品，大多是由种类繁多、性能各异的工程材料通过加工制成的零件构成的。
工程材料分金属材料和非金属材料，其中金属材料是工程中应用最广泛的。本章主要介绍金属材料的力学性能、组织、热处理工艺等基本知识，以及常用金属材料和非金属材料的应用知识。
1．1金属材料的力学性能
金属材料的性能包括使用性能和工艺性能。使用性能是指金属材料在使用过程中应具备的性能，它包括力学性能（强度、塑性、硬度、冲击韧性、疲劳强度等）、物理性能（密度、熔点、热膨胀性、导热性、导电性等）和化学性能（耐蚀性、抗氧化性等）。工艺性能是金属材料从冶炼到成品的生产过程中，适应各种加工工艺（如：冶炼、铸造、冷热压力加工、焊接、切削加工、热处理等）应具备的性能。
金属材料的力学性能是指金属材料在载荷作用时所表现的性能。这些性能是机械设计、材料选择、工艺评定及材料检验的主要依据。
1．1．1 强度
金属材料的强度、塑性一般可以通过金属拉伸试验来测定。
1．拉伸试样
拉伸试样的形状通常有圆柱形和板状两类。图1.1.1（a）所示为圆柱形拉伸试样。在圆柱形拉伸试样中d0为试样直径，ℓ0为试样的标距长度，根据标距长度和
直径之间的关系，试样可分为长试样（ℓ0=10d0）和短试样（ℓ0=5d0）。
2．拉伸曲线
试验时,将试样两端夹装在试验机的上下夹头上,随后缓慢地增加载荷,随着载荷的增加,试样逐步变形而伸长,直到被拉断为止。在试验过程中，试验机自动记录了每一瞬间负荷F和变形量Δℓ，并给出了它们之间的关系曲线，故称为拉伸曲线（或拉伸图）。拉伸曲线反映了材料在拉伸过程中的弹性变形、塑性变形和直到拉断时的力学特性。
图1.1.1(b)为低碳钢的拉伸曲线。由图可见，低碳钢试样在拉伸过程中，可分为弹性变形、塑性变形和断裂三个阶段。

图1.1.1拉伸试样与拉伸曲线
a)拉伸试样 b) 拉伸曲线
当载荷不超过Fp时，拉伸曲线OP为一直线，即试样的伸长量与载荷成正比地增加，如果卸除载荷，试样立即恢复到原来的尺寸，即试样处于弹性变形阶段。载荷在Fp-Fe间，试样的伸长量与载荷已不再成正比关系，但若卸除载荷，试样仍然恢复到原来的尺寸，故仍处于弹性变形阶段。
当载荷超过Fe后，试样将进一步伸长，但此时若卸除载荷，弹性变形消失，而有一部分变形却不能消失，即试样不能恢复到原来的长度，称为塑性变形或永久变形。
当载荷增加到Fs时，试样开始明显的塑性变形，在拉伸曲线上出现了水平的或锯齿形的线段，这种现象称为屈服。
当载荷继续增加到某一最大值Fb时，试样的局部截面缩小，产生了颈缩现象。由于试样局部截面的逐渐减少，故载荷也逐渐降低，当达到拉伸曲线上的k点时，试样就被拉断。
3．强度
强度是指金属材料在载荷作用下,抵抗塑性变形和断裂的能力。
（1）弹性极限 金属材料在载荷作用下产生弹性变形时所能承受的最大应力称为弹性极限，用符号σe表示：
Fe
σe = ————
Ao
式中 Fe ——试样产生弹性变形时所承受的最大载荷；
Ao ——试样原始横截面积。
（2）屈服强度 金属材料开始明显塑性变形时的最低应力称为屈服强度，用符号σs表示：
Fs
σs = ————
Ao
式中 Fs ——试样屈服时的载荷；
Ao ——试样原始横截面积。
生产中使用的某些金属材料，在拉 图1.1.2屈服强度测定
伸试验中不出现明显的屈服现象，无法确定其屈服点σs。所以国标中规定，以试样塑性变形量为试样标距长度的0.2%时,材料承受的应力称为“条件屈服强度”,并以符号σ0.2表示。σ0.2的确定方法如图1.1.2所示：在拉伸曲线横坐标上截取C点，使OC=0.2%ℓ0，过C点作OP斜线的平行线，交曲线于S点，则可找出相应的载荷F0.2,从而计算出σ0.2。
（3）抗拉强度（又称强度极限）
金属材料在断裂前所能承受的最大应力称为抗拉强度，用符号σb表示：
Fb
σb= ————
Ao
式中 Fb ——试样在断裂前的最大载荷；
Ao ——试样原始横截面积。
脆性材料没有屈服现象，则用σb作为设计依据。
1．1．2塑性
金属材料在载荷作用下，产生塑性变形而不破坏的能力称为塑性。常用的塑性指标有伸长率（δ）和断面收缩率（y）。
1．伸长率
试样拉断后，标距长度的增加量与原标距长度的百分比称为伸长率，用d表示：

ℓ1 ­ℓ0
δ= ————— ×100%
ℓ0
式中 ℓ0——试样原标距长度(mm)；
ℓl——试样拉断后标距长度(mm)。
材料的伸长率随标距长度增加而减少。所以，同一材料短试样的伸长率d5大于长试样的伸长率d10。
2．断面收缩率
试样拉断后，标距横截面积的缩减量与原横截面积的百分比称为断面收缩率，用y表示：
A0 ­ A1
y = ——————×100%
A0
式中 A0——试样原横截面积(mm)；
A1——试样拉断后最小横截面积(mm )；
d、y是衡量材料塑性变形能力大小的指标，d、y大，表示材料塑性好，既保证压力加工的顺利进行，又保证机件工作时的安全可靠。
金属材料的塑性好坏，对零件的加工和使用都具有重要的实际意义。塑性好的材料不仅能顺利地进行锻压、轧制等成型工艺，而且在使用时万一超载，由于塑性变形，能避免突然断裂。
1.1.3 硬度
硬度是衡量金属材料软硬程度的指标。它是指金属表面抵抗局部塑性变形或破坏的能力，是检验毛坯或成品件、热处理件的重要性能指标。目前生产上应用最广的静负荷压入法硬度试验有布氏硬度、洛氏硬度和维氏硬度。
1．布氏硬度
布氏硬度试验原理如图1.1.3所示。它是用一定直径的钢球或硬质合金球，以相应的实验力压入试样表面，经规定的保持时间后，卸除试验力，用读数显微镜测量试样表面的压痕直径。布氏硬度值HBS或HBW是试验力F除以压痕球形表面积所得的商，即：

式中 F——压入载荷(N)；
A——压痕表面积(mm2)；
d——压痕直径(mm)；
D——淬火钢球(或硬质合金球)直径(mm)；
布氏硬度值的单位为MPa,一般情况下可不标出；
压头为淬火钢球时，布氏硬度用符号HBS表示，适用于布氏硬度值在450以下的材料；压头为硬质合金球时，用HBW表示，适用于布氏硬度值在650以下的材料。符号HBS或HBW之前为硬度值，符号后面按以下顺序用数值表示试验条件：
(1)球体直径；
(2)试验力；
(3)试验力保持时间(10～15s不标注)。
例如：125HBSl0/1000/30表示用直径10mm淬火钢球在1000×9.8N试验力作用下保持30s测得的布氏硬度值为125；500HBW5／750表示用直径5mm硬质合金球在750×9.8N试验力作用下保持10～15s测得的布氏硬度值为500。
布氏硬度试验是在布氏硬度试验机上进行。当F／D2的比值保持一定时，能使同一材料所得的布氏硬度值相同，不同材料的硬度值可以比较。试验后用读数显微镜在两个垂直方向测出压痕直径，根据测得的d值查表求出布氏硬度值。
布氏硬度试验的优点是测出的硬度值准确可靠，因压痕面积大，能消除因组织不均匀引起的测量误差；布氏硬度值与抗拉强度之间有近似的正比关系：sb＝K·HBS(或HBW)（低碳钢K＝0.36，合金调质钢K＝0.325；灰铸铁K＝0.1)。
布氏硬度试验的缺点是：当用淬火钢球时不能用来测量大于450HBS的材料；用硬质合金球时，亦不宜超过650HBW；压痕大，不适宜测量成品件硬度，也不宜测量薄件硬度；测量速度慢，测得压痕直径后还需计算或查表。

图1.1.3布氏硬度实验原理图 图1.1.4洛氏硬度实验原理图
2．洛氏硬度
以顶角为120°的金刚石圆锥体或一定直径的淬火钢球作压头,以规定的试验力使其压入试样表面，根据压痕的深度确定被测金属的硬度值。如图1.1.4所示当载荷和压头一定时，所测得的压痕深度h(h3-h1)愈大，表示材料硬度愈低，一般来说人们习惯数值越大硬度越高。为此，用一个常数K(对HRC,K为0.2；HRB，K为0.26)减去h，并规定每0.002mm深为一个硬度单位，因此，洛氏硬度计算公式是：

根据所加的载荷和压头不同，洛氏硬度值有三种标度：HRA、HRB、HRC，常用HRC，其有效值范围是20-67HRC。
洛氏硬度是在洛氏硬度试验机上进行，其硬度值可直接从表盘上读出。根据国标GB230-83和ISO推荐标准R80规定，洛氏硬度符号HR前面的数字为硬度值，后面的字母表示级数。如60HRC表示C标尺测定的洛氏硬度值为60。
洛氏硬度试验操作简便、迅速，效率高，可以测定软、硬金属的硬度；压痕小，可用于成品检验。但压痕小，测量组织不均匀的金属硬度时，重复性差，而且不同的硬度级别测得硬度值无法比较。
3．维氏硬度
维氏硬度试验原理与布氏硬度相同，同样是根据压痕单位面积上所受的平均载荷计量硬度值，不同的是维氏硬度的压头采用金刚石制成的锥面夹角a为136°的正四棱锥体，如图1.1.5所示。
维氏硬度试验是在维氏硬度试验机上进行。试验时，根据试样大小、厚薄选用(5～120)×9.8N载荷压入试样表面，保持一定时间后去除载荷，用附在试验机上测微计测量压痕对角线长度d,然后通过查表或根据下式计算维氏硬度值：
HV=F/A=(1.8544×0.102×F/d2)MPa
式中 A——压痕的面积(mm)
d——压痕对角线的长度(mm);
F——试验载荷(N)。
根据国标(GB4340-84)和ISO推荐
标准R81规定,维氏硬度符号HV前
是硬度值，符号HV后附以试验载荷。
如640HV30/20表示在30×9.8N作用
下保持20s后测得的维氏硬度值为640。 图1.1.5维氏硬度实验原理图
维氏硬度的优点是试验时加载小，压痕深度浅，可测量零件表面淬硬层，测量对角线长度d误差小，其缺点是生产率比洛氏硬度试验低，不宜于成批生产检验。
1．1．4 冲击韧性
生产中许多机器零件，都是在冲击载荷(载荷以很快的速度作用于机件)下工作。试验表明，载荷速度增加，材料的塑性、韧性下降，脆性增加，易发生突然性破断。因此，使用的材料就不能用静载荷下的性能来衡量，而必须用抵抗冲击载荷的作用而不破坏的能力，即冲击韧性来衡量。
目前应用最普遍的是一次摆锤弯曲冲击试验。将标准试样放在冲击试验机的两支座上，使试样缺口背向摆锤冲击方向(图1.1.6)，然后把质量为m的摆锤提升到h1高度，摆锤由此高度下落时将试样冲断,并升到h2高度。因此冲断试样所消耗的功为Ak=mg(h1-h2)。金属的冲击韧性ak就是冲断试样时在缺口处单位面积所消耗的功即：
ak =Ak/A(J/cm2)
式中 ak——冲击韧性(J/cm2)；
A——试样缺口处原始截面积(cm2)；
Ak——冲断试样所消耗的功(J)。

图1.1.6冲击试验原理
1-支座 2-试样 3-指针 4-摆锤
冲击吸收功Ak值可从试验机的刻度盘上直接读出。Ak值的大小，代表了材料的冲击韧性高低。材料的冲击韧性值除了取决于材料本身之外，还与环境温度及缺口的状况密切相关。所以，冲击韧性除了用来表征材料的韧性大小外，还用来测量金属材料随环境温度下降由塑性状态变为脆性状态的冷脆转变温度，也用来考查材料对于缺口的敏感性。
1.1.5 疲劳强度
许多机械零件是在交变应力作用下工作的，如轴类、弹簧、齿轮、滚动轴承等。虽然零件所承受的交变应力数值小于材料的屈服强度,但在长时间运转后也会发生断裂,这种现象叫疲劳断裂。它与静载荷下的断裂不同，断裂前无明显塑性变形,因此,具有更大的危险性。
交变应力大小和断裂循环周次之间的关
系通常用疲劳曲线来描述（图1.1.7）。疲劳
曲线表明，当应力低于某一值时，即使循环
次数无穷多也不发生断裂，此应力值称为疲
劳强度或疲劳极限。光滑试样的对称弯曲疲
劳极限用σ-1表示。在疲劳强度的测定中， 图1.1.7钢的疲劳曲线
不可能把循环次数作到无穷大，而是规定一定的循环次数作为基数，超过这个基数就认为不再发生疲劳破坏。常用钢材的循环基数为107，有色金属和某些超高强度钢的循环基数为108。
疲劳破断常发生金属材料最薄弱的部位，如热处理产生的氧化、脱碳、过热、裂纹；钢中的非金属夹杂物、试样表面有气孔、划痕等缺陷均会产生应力集中，使疲劳强度下降。为了提高疲劳强度加工时要降低零件的表面粗糙度和进行表面强化处理，如表面淬火、渗碳、氮化、喷丸等，使零件表层产生残余的压应力，以抵消零件工作时的一部分拉应力，从而使零件的疲劳强度提高。
1．2 铁碳合金
1．2．1 金属的晶体结构与结晶
1．晶体的基本概念
（1）晶体
自然界中的固态物质，虽然外形各异、种类繁多，但都是由原子或分子堆积而成的。根据内部原子堆积的情况，通常可以分为晶体和非晶体两大类。晶体中的原子或分子，在三维空间中是按照一定的几何规则作周期性的重复排列；非晶体中的这些质点，则是杂乱无章的堆积在一起无规则可循。这就是晶体和非晶体的根本区别。
晶体有一定的熔点且性能呈各向异性，而非晶体与此相反。
在自然界中，除普通玻璃、松香、石蜡等少数物质以外，包括金属和合金在内的绝大多数固体都是晶体。
（2）晶格、晶胞、晶格常数

图1．2．1晶体结构示意图
为了清楚地表明原子在空间的排列规则，可以把原子看成是一个几何质点，把原子之间的相互联系与作用假想为几何直线，这样一来晶体结构就可以直接用几何学来讨论了。这种用于描述原子在晶体中排列规则的三维空间几何点阵称为晶格。图1．2．1b是简单立方晶格的示意图。晶体中原子排列规律是具有明显的周期性变化。因此在晶格中就存在一个能够代表晶格特征的最小几何单元，称之为晶胞。图1．2．1c是一个简单立方晶格的晶胞示意图。晶胞在空间的重复排列就构成整个晶格。因此，晶胞的特征就可以反映出晶格和晶体的特征。在晶体学中，用来描述晶胞大小与形状的几何参数称为晶格常数。包括晶胞的三个棱边a、b、c和三个棱边夹角α、β、γ共六个参数。
2．常见金属的晶体结构
（1）体心立方晶格
体心立方晶胞如图1．2．2（a）（b）所示。在晶胞的八个角上各有一个金属原子，构成立方体。在立方体的中心还有一个原子，所以叫作体心立方晶格。属于这类晶格的金属有铬、钒、钨、钼和α-铁等。

图1．2．2体心立方晶格 图1．2．3面心立方晶格

（2）面心立方晶格
面心立方晶格如图1．2．3（a）（b）所示。
在晶胞的八个角上各有一个原子，构成立方体。在立方体的六个面的中心各有一个原子，所以叫做面心立方晶格。属于这类晶格的金属有铝、铜、镍、铅和r-铁等。
（3）密排六方晶格 图1．2．4密排六方晶格
密排六方晶格如图1．2．4（a）（b）所示。在晶胞的十二个角上各有一个原子，构成六方柱体。上下底面中心各有一个原子。晶胞内部还有三个原子，所以叫做密排六方晶格。属于这类晶格的金属有铍、、锌、α-钛和β-铬等。
3．金属的实际晶体结构
（1）单晶体与多晶体的概念
把晶体看成有原子按一定几何规律作周期性排列而成，即晶体内部的晶格位向是完全一致的，这种晶体称为单晶体，如图1．2．5a所示。在工业生产中，只有经过特殊制作才能获得单晶体，如半导体元件、磁性材料、高温合金材料等。而一般的金属材料，即使一块很小的金属中也含有许多颗粒状小晶体，每个小晶体内部的晶格位向是一致的，而每个
小晶体彼此间位向却不同，这种外形
不规则的颗粒状小晶体通常称为晶粒。
晶粒与晶粒之间的界面称为晶界。显
然晶界处的原子排列为适应两晶粒间
不同晶格位向的过渡，总是不规则的。 图1．2．5单晶体与多晶体示意图
这种实际上由多晶粒组成的晶体结构称为多晶体。如图1．2．5b所示。
单晶体在不同方向上的物理、化学和力学性能不相同，即为各向异性。而实际金属是多晶体结构，故宏观上看就显示出各向同性的性能。
（2）晶体中的缺陷
晶体中原子完全为规则排列时，称为理想晶体。实际上金属由于多种原因的影响，内部存在着大量的缺陷。晶体缺陷的存在对金属的性能有着很大的影响。这些晶体缺陷分为点缺陷、线缺陷和面缺陷三大类。
1）点缺陷
最常见的点缺陷是空位和间隙原子，如图1．2．6所示。因为这些点缺陷的存在，会使其周围的晶格发生畸变，引起性能的变化。
晶体中晶格空位和间隙原子都处在不断地运动和变化之中，晶格空位和间隙原
子的运动是金属中原子扩散的主要方式之一，这对热处理过程起着重要的作用。
2）线缺陷
晶体中的线缺陷通常是各种类型的位错。所谓位错就是在晶体中某处有一列或若干列原子发生了某种有规律的错排现象。这种错排有许多类型，其中比较简单的一种形式就是刃型位错。如图1．2．7所示。
位错密度愈大，塑性变形抗力愈大。因此，目前通过塑性变形，提高位错密度，是强化金属的有效途径之一。

图1．2．6空位和间隙原子示意图 图1．2．7刃型位错立体模型
3）面缺陷
面缺陷即晶界和亚晶界。晶界实际上是不同位向晶粒之间原子无规则排列的过渡层，如图1．2．8所示。实验证明，晶粒内部的晶格位向也不是完全一致的，每个晶粒皆是有许多位向差很小的小晶块互相镶嵌而成的，这些小晶块称为亚组织。亚组织之间的边界称为亚晶界。亚晶界实际上是由一系列刃型位错所形成的小角度晶界，如图1．2．9所示。晶界和亚晶界处表现出有较高的强度和硬度。晶粒越细小晶界和亚晶界越多，它对塑性变形的阻碍作用就越大，金属的强度、硬度越高。晶界还有耐蚀性低、熔点低，原子扩散速度较快的特点。

图1．2．8晶界的过渡结构示意图 图1．2．9亚晶界结构示意图
4．纯金属的结晶
（1）纯金属的冷却曲线和冷却现象
金属由液态转变为固态晶体的过程叫做结晶。了解金属由液态转变为固态晶体的过程是十分必要的。现以纯金属为例说明如下：
纯金属由液态向固态的冷却过程，可用冷却过程中所测得的温度与时间的关系曲线—冷却转变曲线来表示，这种
方法称热分析法。
所测得的结晶温度称为理论结晶
温度（T0）。在实际生产中，纯金属自
液态冷却时，是有一定冷却速度，有
时甚至很大，在这种情况下，纯金属
的结晶过程是在T1温度进行的，如图 图1．2．10纯金属冷却曲线
1．2．10所示。T1低于T0，这种现象称为“过冷”。理论结晶温度T0与实际结
晶温度T1之差△T（T0 - T1）称为“过冷度”。过冷度并不是一个恒定值，液体金属的冷却速度越大，实际结晶温度T1就越低，即过冷度△T就越大。
实际金属总是在过冷情况下进行结晶的，所以过冷是金属结晶的一个必要条件。
（2）金属的结晶过程
液态纯金属在冷却到结晶温度时，其结晶过程是：先在液体中产生一批晶核，已形成的晶核不断长大，并继续产生新的晶核，直到全部液体转变成固体为止。最后形成由外形不规则的许多小晶体所组成的多晶体（如图1．2．11所示）。

图1．2．11金属的结晶过程示意图
在晶核开始长大的初期，因其内部原子规则排列的特点，其外形也是比较规则的。随着晶核长大和晶体棱角的形成，棱角处散热条件优于其它部位，因此优先长大，如图1．2．12所示。其生长方式，象树枝状一样，先长出枝干，然后再长出分枝，最后把晶间填满，得到的晶体称为树枝状晶体，简称为枝晶。

图1．2．12晶核长大示意图
（3）晶粒大小与金属力学性能的关系
在常温下的细晶粒金属比粗晶粒金属具有较高的强度、硬度、塑性和韧性。
生产中，细化晶粒的方法如下：
1）增加过冷度
结晶时增加过冷度ΔT会使结晶后晶粒变细。
增加过冷度，就是要提高金属凝固的冷却转变速度。实际生产中常常是采用降低铸型温度和采用导热系数较大的金属铸型来提高冷却速度。但是，对大型铸件，很难获得大的过冷度，而且太大的冷却速度，又增加了铸件变形与开裂的倾向。因此工业生产中多用变质处理方法细化晶粒。
2）变质处理
变质处理是在浇注前向液态金属中加入一些细小的难熔的物质（变质剂），在液相中起附加晶核的作用，使形核率增加，晶粒显著细化。如往钢液中加入钛、锆、铝等。
3）附加振动
金属结晶时，利用机械振动、超声波振动，电磁振动等方法，既可使正在生长的枝晶熔断成碎晶而细化，又可使破碎的枝晶尖端起晶核作用，以增大形核率。
1．2．2 合金的晶体结构
合金是由两种或两种以上的金属元素或金属与非金属组成的具有金属特性的物质。例如碳钢是铁和碳组成的合金。
组成合金的最基本的、独立的物质称为组元，简称为元。一般的说，组元就是组成合金的元素。例如铜和锌就是黄铜的组元。有时稳定的化合物也可以看作组元，例如铁碳合金中的Fe3C就可以看作组元。通常，由两个组元组成的合金称为二元合金，由三个组元组成的合金称为三元合金。
相是指合金中成分、结构均相同的组成部分，相与相之间具有明显的界面。
通常把合金中相的晶体结构称为相结构，而把在金相显微镜下观察到的具有某种形态或形貌特征的组成部分总称为组织。所以合金中的各种相是组成合金的基本单元，而合金组织则是合金中各种相的综和体。
一种合金的力学性能不仅取决于它的化学成分，更取决于它的显微组织。通过对金属的热处理可以在不改变其化学成分的前提下而改变其显微组织，从而达到调整金属材料力学性能的目的。
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。形成固溶体后，晶格保持不变的组元称溶剂，晶格消失的组元称溶质。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）置换固溶体
溶质原子代替溶剂原子占据溶剂晶
格中的某些结点位置而形成的固溶体，
称为置换固溶体，如图1．2．13a所示。
置换固溶体可分为有限固溶体和 图1．2．13固溶体的两种类型
无限固溶体两类。
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。
（2）间隙固溶体
溶质原子分布于溶剂的晶格间隙中所形成的固溶体称为间隙固溶体，如图1．2．13b所示。
由于晶格间隙通常都很小，所以都是有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。
（3）固溶体的性能
由于溶质原子的溶入，固溶体发生晶格畸变，变形抗力增大，使金属的强度、硬度升高的现象称为固溶强化。它是强化金属材料的重要途径之一。
2．金属化合物
金属化合物是合金组元间发生相互作用而生成的一种新相，其晶格类型和性能不同于其中任一组元，又因它具有一定的金属性质，故称金属化合物。如碳钢中的Fe3C、黄铜中的CuZn等。
金属化合物大致可分为正常价化合物、电子化合物及间隙化合物。
金属化合物具有复杂的晶体结构，熔点较高，硬度高，而脆性大。当它呈细小颗粒均匀分布在固溶体基体上时，将使合金的强度、硬度及耐磨性明显提高，这一现象称为弥散强化。因此金属化合物在合金中常作为强化相存在。它是许多合金钢、有色金属和硬质合金的重要组成相。
1．2．3 铁碳合金相图
1．纯铁
纯铁的熔点为1538℃。纯铁的冷却转变曲线如图1．2．14所示。液态纯铁在1538℃时结晶为具有体心立方晶格的d-Fe，继续冷却到1394℃由体心立方晶格的d-Fe转变为面心立方晶格的γ-Fe,再冷却到912℃又由面心立方晶格的γ-Fe转变为体心立方晶格的a-Fe，先后发生两次晶格类型的转变。金属在固态下由于温度的改变而发生晶格类型转变的现象，称为同素异构转变。同素异构转变有热效应产生，故在冷却曲线上，可看到在1394℃和912℃处出现平台。

纯铁在770℃时发生磁性转变。在
770℃以下的a-Fe呈铁磁性，在770℃
以上a-Fe的磁性消失。770℃称为居里
点，用A2表示。
工业纯铁虽然塑性好，但强度低，
所以很少用它制造机械零件。在工业上
应用最广的是铁碳合金。
2．铁碳合金基本相
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， 图1．2．14纯铁的冷却曲线
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。
（1）铁素体
碳溶于a-Fe中形成的间隙固溶体称为铁素体，常用符号F表示。铁素体仍保持a-Fe的体心立方晶格，碳溶于a-Fe的晶格间隙中。由于体心立方晶格原子间的空隙较小，碳在a-Fe中的溶解度也较小，在727℃时，溶碳能力为最大wc＝0.0218％，随着温度降低，a-Fe中的碳的质量分数逐渐减少，在室温时降到0.0008% 。
铁素体的力学性能与工业纯铁相似，即塑性、韧性较好，强度、硬度较低。图1．2．15为铁素体的显微组织。
（2）奥氏体
碳溶于γ-Fe中形成的间隙固溶体称为奥氏体，用符号A表示。
奥氏体仍保持γ-Fe的面心立方晶格。由于面心立方晶格间隙较大，故奥氏体的溶碳能力较强。在1148℃时溶碳能力为最大wc＝2.11％，随着温度下降，γ-Fe中的碳的质量分数逐渐减少，在727℃时
碳的质量分数为0.77％。奥氏体是一个硬
度较低塑性较高的相，适用于锻造。是绝
大多数钢热成形所要求加热到奥氏体状态。
（3）渗碳体
铁与碳形成的金属化合物Fe3C称为
渗碳体，用Fe3C表示。渗碳体中的wc=
6.69％，熔点为1227℃，是一种具有复
杂晶体结构的间隙化合物。渗碳体的硬 图1．2．15铁素体的显微组织
度很高，但塑性和韧性几乎等于零。渗碳体是钢中主要强化相，在铁碳合金中存在形式有：粒状、球状、网状和细片状。其形状、数量、大小及分布对钢的性能

图1．2．16 Fe-Fe3C相图
有很大的影响。
渗碳体是一种亚稳定相，在一定的条件下会分解，形成石墨状的自由碳和铁：Fe3C→3Fe十C(石墨)，这一过程对铸铁具有重要的意义。
3．铁碳合金相图分析
碳的质量分数＞6.69％的铁碳合金脆性极大，没有使用价值。另外，Fe3C中的碳的质量分数为6.69％，是个稳定的金属化合物，可以作为一个组元，因此,研究的铁碳合金相图实际上是Fe-Fe3C相图，如图1．2．16所示。
（1）铁碳合金相图分析
相图中的AC和CD线为液相线，AE和ECF线为固相线。相图中有四个单相区：液相区(L)、奥氏体区(A)、铁素体区(F)、渗碳体区(Fe3C)。
Fe-Fe3C相图主要特征点及含义见表1．2．1所示。
表1．2．1 Fe-Fe3C相图中特征点
符号
温度/℃
碳的含量wc100
说明
A
1538
0
纯铁的熔点
C
1148
4.3
共晶点
D
1227
6.69
渗碳体熔点
E
1148
2.11
碳在γ-Fe中的最大溶解度
F
1148
6.69
渗碳体的成分
G
912
0
a-Fe、γ-Fe同素异构转变点
K
727
6.69
渗碳体的成分
P
727
0.0218
碳在a-Fe中的最大溶解度
S
727
0.77
共析点
Q
室温
0.0008
碳在a-Fe中的溶解度
相图由共晶、共析转变组成：
1）wc=(2.11～6.69)％的铁碳合金，缓冷至1148℃(ECF共晶线)都发生共晶转变：
Lc→AE十Fe3C
转变的产物是奥氏体和渗碳体的机械混合物，称为莱氏体(Ld)。
2）wc＞0.0218％的铁碳合金，缓冷至727℃(PSK共析线)都发生共析转变：
As→Fp十Fe3C
转变的产物是铁素体和渗碳体的机械混合物，称为珠光体(P)。共析温度以A1表示。
铁碳合金中还有三条重要的特性线：
1）ES线 它是碳在奥氏体中溶解度曲线。在1148℃时，奥氏体中碳的质量分数为2.11％，而在727℃时，奥氏体中碳的质量分数为0.77％。故凡是碳的质量分数 ＞0.77%的铁碳合金自1148℃冷至727℃时，都会从奥氏体中沿晶界析出渗碳体，称为二次渗碳体(Fe3CII)。ES线又称Acm线。
2）PQ线 它是碳在铁素体中的溶解度曲线。在727℃时，铁素体中的碳的质量分数为0.0218％，而在室温时，铁素体中碳的质量分数为0.0008％。故一般铁碳合金由727℃冷至室温时，将由铁素体中析出渗碳体，称为三次渗碳体(Fe3CIII)。在碳的质量分数较高的合金中，因其数量极少可忽略不计。
3）GS线 它是合金冷却时自奥氏体中开始析出铁素体的析出线，通常称为A3线。
（2）铁碳合金的分类
按其碳的质量分数和显微组织的不同，铁碳合金相图中的合金可分成工业纯铁、钢和白口铸铁三大类。
1)工业纯铁：wc＜0.0218％。
2)钢：0.0218％＜wc＜2.11％。钢又分为:
①亚共析钢：0.0218％＜wc＜0.77％；
②共析钢：wc＝0.77％；
③过共析钢：0.77％＜wc＜2.11％。
3)白口铸铁：2.11％＜wc＜6.69％。白口铸铁又分为：
①亚共晶白口铸铁：2.11％＜wc＜4.3％；
②共晶白口铸铁: wc＝4.3％；
③过共晶白口铸铁: 4.3％＜wc＜6.69％。
4．典型铁碳合金的结晶过程及其组织
下面以图1．2．17、图1．2．21所示的几种典型的铁碳合金为例，分析其平衡结晶过程。
（1）共析钢(wc＝0.77％)

图1．2．17 钢部分的典型铁碳合金的结晶过程分析示意图
图1．2．17中合金Ⅰ，1点温度以上为L，在1～2点温度之间从L中不断结晶出A，缓冷至2点以下全部为A，2～3点之间为A冷却，缓冷至3点时A发生共析转变（As→P）生成P。该合金的室温组织为P，其冷却曲线和平衡结晶过程如图1．2．17所示，显微组织如图1．2．18所示。
（2）亚共析钢（0.0218％＜wc＜0.77％）
图1．2．17中合金Ⅱ，1点温度以上为L，在1～2点温度之间从L中不断结晶出A，冷至2点以下全部为A，2～3点之间为A冷却，3～4点之间A不断转变成F，缓冷至4点时，剩余的A成分为wc＝0.77％，发生共析反应（As→P）生成P。该合金的室温平衡组织为F十P，其冷却曲线和平衡结晶过程如图1．2．17所示，显微组织如图1．2．19所示。
（3）过共析钢(0.77％＜wc＜2.11％）
图1．2．17中合金Ⅲ，1点温度以上为L，在1～2点温度间从L中不断结晶出A，2～3点为A冷却，3～4点间从A中不断析出沿Ａ晶界分布，呈网状的Fe3CII，缓冷至4时，剩余的A成分为wc＝0.77％，发生共析转变（As→P）生成P。该合

图1．2．18共析钢的显微组织 图1．2．19亚共析钢的显微组织

图1．2．20过共析钢的显微组织
金室温平衡组织为P十Fe3CII，其冷却曲线及平衡结晶过程如图1．2．17所示，显微组织如图1．2．20所示。
(4)共晶白口铸铁(wc＝4.3％)
图1．2．21中合金Ⅳ，1点温度以上为L，缓冷至1点温度（1148℃）时，L发生共晶转变(Lc→AE十Fe3C)生成莱氏体(Ld)，在1～2点之间时，Ld中A的碳的质量分数沿ES线逐渐减少而不断析出Fe3CII。当缓冷至2点时，共晶A成分降
图1．2．22 白口铸铁部分的典型铁碳合金的结晶过程分析示意图

图1．2．22共晶白口铸铁显微组织 图1．2．23亚共晶白口铸铁显微组织
为wc＝0.77％，发生共析转变（As→P）生成P。该合金的室温平衡组织是由P和Fe3C组成的共晶体，加少量Fe3CII称为低温莱氏体或变态莱氏体(L′d)。其冷却曲线及平衡结晶过如图1．2．21所示，显微组织如图1．2．22所示。
(5)亚共晶白口铸铁(2.11％＜wc＜4.3％＝
图1．2．21中合金Ⅴ，1点温度以上为L，在1～2点间不断自L中结晶出A，温度降至2点时，剩余L相的成分达到共晶成分，发生共晶转变(Lc→AE十Fe3C)形成莱氏体，冷却2点以下，自初晶A和共晶A中析出Fe3CII， 所以A中的碳