铁碳合金相图分析

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1、单击此处编辑母版标题样式,,单击此处编辑母版文本样式,,第二级,,第三级,,第四级,,第五级,,,*,第七章 铁 碳 合 金,7.1,概 述,,7.2,纯 铁,,7.3,碳与铁碳合金中的相,,7.4 Fe-Fe,3,C,相图,,7.5 Fe-C,相图,,7.6,铁碳合金成分、组织与性能间的关系,,7.7,钢中的杂质,,,7.1,概 述,,钢铁是铁与碳的合金，各种合金钢也是在铁与碳的基础上，为了具有某种特殊的性能而添加一些合金元素。钢铁是目前人类社会中最重要的金属材料。因此，铁与碳的合金是最重要的合金。,,铁碳元素在地壳中占,41.2,％，储量集中，易于开

2、采，而且易于从矿石中还原成金属；,,铁碳合金的强韧性配合得好；,,铁碳合金可形成两个同素异构体，多种组织，性能变化范围宽；,,,776℃,以下，具有铁磁性；,,熔点为,1538 ℃,，热激活过程可以在不太高的温度下进行。,,可以有意无意地加入其它元素，得到各种各样的性能。,,,7.2,纯 铁,1.,铁元素的化学特性,,化学元素铁的原子序数是,26,，在第四周期，属于过渡族，原子量是,55.85,，原子轨道是－,3d,6,4s,2,。,,,铁的熔点是,1538℃,，汽化温度是,2738℃,，密度为,7.87g/cm,3,。,,2.,纯铁的多形性,,从高温到低温，纯铁由液相依次发生了三种多形性

3、变化：,,,液相（,L,）,δ-Fe γ-Fe α-Fe,,其中：,δ-Fe,为体心立方晶体结构。,,,γ-Fe,为面心立方晶体结构，此时发生第一次同素异形,,转变；,,,γ-Fe,面心立方的边长为,0.36563nm,，,最近原子间距为,,,0.25850nm,，,原子半径,0.12925nm,，,四面体间隙的边,,长为,0.02908nm,，,八面体间隙边长为,0.05350nm,。,,,α-Fe,为体心立方晶体结构，此时发生第二次同素异形,,转变；,,,α,-Fe,体心立方的边长为,0.28663nm,，,最近原子间距为,,,0.248

4、21nm,，,原子半径,0.12410nm,，,四面体间隙的边,,长为,0.03596nm,，,八面体间隙边长为,0.01862mm,。,,,1538℃,1394℃,912℃,,纯铁的性能与应用,,力学性能：,σ,b,＝,176,～,274MPa,,σ,0.2,＝,98,～,166MPa,,δ,＝,30,～,50,％，,ψ,＝,70,～,80,％,,,HB,＝,50,～,80,,a,K,＝,1.5,～,2MNm/m,2,,,,应 用：,主要应用于电子材料，作为铁芯。,,7.3,碳与铁碳合金中的相,碳的物理化学特性,,碳的原子序数是,6,，原子量是,12.01,，密度是,2.25g/

5、cm,3,。,,,碳的原子半径为,0.34nm,。,碳有两种存在形式：石墨和金刚石，石墨较为广泛。,,石墨是由碳原子层组成，层内原子呈正六边形。层内原子由共价键结合，原子间距为,0.142nm,。,层间原子由弱金属键结合，间距为,0.34nm,。,,,石墨的晶体结构属于六方晶系，其中,a,＝,0.46nm,，,c,＝,0.670nm,，,每个晶胞含有四个原子。,,,碳在铁中的固溶体,,,碳与铁通过相互作用可形成,铁素体,和,奥氏体,两种间隙固溶体以及化合物,渗碳体,。,,,铁素体,是碳原子作为间隙式溶质溶入到体心立方晶体铁,α-Fe,的间隙中形成的间隙式固溶体。,C,在,α-Fe,的溶解度是：

6、,G(wt,%),＝,2.55exp,（－,9700/RT,），碳在体心立方中的溶解度十分有限，,727℃,时，,C,在,α-Fe,中的溶解度是,0.022,％。,,铁素体有与纯铁相同的性能，居里点是,770℃,。常用符号：,F,或,α,,,奥氏体,是碳原子作为间隙式溶质溶入到,γ-Fe,中的间隙形成的间隙式固溶体。,,由于面心立方的八面体间隙较大，因此,γ-Fe,的溶碳能力较高，,1147℃,时碳在,γ-Fe,中有最大溶解度，,2.14,％。,,奥氏体有较好的塑性，具有顺磁性。常用,A,或,γ,表示。,,,渗碳体,是铁与碳组成的化合物,Fe,3,C,。,,,渗碳体具有复杂的斜方晶格，其中,a

7、,＝,0.4524nm,，,b,＝,0.5089nm,，,c,＝,0.6743nm,。,单胞中有,12,个,Fe,原子，,4,个碳原子，,Fe,：,C,＝,3,：,1,。,晶胞中每个碳原子周围有,6,个铁原子，组成一个三角棱柱，碳原子位于三角棱柱的中心。含碳为,6.69,％。,,渗碳体具有很高的硬度，,HV,＝,950,～,1050,，,而塑性几乎为零，常温下具有铁磁性，居里点是,230℃,，熔点计算值为,1227℃,。,,铁碳合金相图,,渗碳体在热力学中上是个亚稳定的相，石墨才是稳定的相。但在实际中，石墨的表面能很大，形核需要很高的能垒，一般条件下，碳大多和铁结合成渗碳体，只有在极缓慢冷却或

8、加入某些合金元素使石墨的表面能降低，碳才能以石墨的形式存在。,,因此，铁碳相图有两类：,,,Ⅰ,液体、固溶体和渗碳体之间亚稳平衡，是紧靠铁端部分，其中,C,含量的范围是,0,～,6.69,％,,,Ⅱ,液体、固溶体和石墨之间的稳定平衡，其中,C,含量的范围是,0,～,100,％。,,通常，相图中有虚实两线，实线表示,Ⅰ,类，虚线表示,Ⅱ,类，无虚线部分表示两者共有，此称为双线铁碳相图。,,,,7.4 Fe-Fe,3,C,相图,1. Fe-Fe,3,C,相图,1,2,3,4,5,6,A,B,C,D,E,F,G,H,N,J,P,M,O,S,K,Q,1538℃,1394℃,1154℃,1148℃,

9、910℃,770℃,738℃,727℃,230℃,1493℃,L,γ,α,γ,＋,C,m,L+C,m,,α,＋,C,m,Fe,Fe,3,C,γ+ L,,符 号,温 度,/℃,ω（C）/%,说 明,A,1538℃,0,纯铁的熔点,B,1493℃,0.53,包晶转变时液态合金的成分,C,1147℃,4.30,共晶点,D,1227℃,6.69,渗碳体的熔点,E,1147℃,2.14,碳在,γ-Fe,中的最大溶解度,F,1147℃,6.69,共晶反应生成的渗碳体,G,912℃,0,α-Fe,向,γ-Fe,转变温度（,A,3,）,H,1493℃,0.09,碳在,δ-Fe,中的最大溶解度,,

10、J,1493℃,0.16,包晶点,K,727℃,6.69,共析反应生成的渗碳体,M,770℃,0,纯铁的磁性转变点,N,1394℃,0,γ-Fe,向,δ-Fe,的转变温度（,A,4,）,O,770℃,～,0.5,ω,（,C,）,≈0.5,％,合金的磁性转变温度,P,727℃,0.022,碳在,α-Fe,中的最大溶解度,S,727℃,0.76,共析点（,A,1,）,Q,600℃,0.0057,600℃,时碳在,α-Fe,中的溶解度,,由上可知，,Fe-Fe,3,C,相图中有以下组成部分：,,液相线：,ABCD,,固相线：,AHJECF,,五个单相区：,L,，,δ,，,γ,，,α,和,Fe,3,C

11、,,七个两相区：,L,＋,δ,，,L,＋,γ,，,L,＋,Fe,3,C,，,δ,＋,γ,,，,,,α,＋,γ,，,α,＋,Fe,3,C,，,γ,＋,Fe,3,C,,两条磁性转变线：,MO,（铁素体的）,及,过,230℃,的虚线（渗碳体,,的）,,三条水平相变线：,HJB——,包晶转变线,,,ECF——,共晶转变线,,,PSK——,共析转变线,,,三个相变,,,包晶转变,：,,1493℃,时，,B,点成分的液相和,H,点成分的,δ,铁素体进行包晶反应生成,J,点成分的奥氏体，即,L,B,+δ,H,=γ,J,,,共晶转变,：,,1147℃,时，,C,点成分的液相通过共晶转变生成,E,点成分的奥氏体

12、和渗碳体，即,L,C,＝,γ,E,＋,Fe,3,C,。,,,反应得到的共晶体,γ,E,＋,Fe,3,C,称为莱氏体，用字母,Ld,表示。莱氏体继续冷却至,727℃,时，莱氏体中的奥氏体要发生相变，相变后的莱氏体用 表示。,,,共析反应：,,727℃,时，,S,点成分的奥氏体共析分解成,P,点成分的铁素体和渗碳体，即,γ,S,＝,α,P,＋,Fe,3,C,。,,,所得到的共析体,α,P,＋,Fe,3,C,称为珠光体，用,P,表示。,,3.,铁碳合金的平衡结晶和组织转变,,1,）铁碳合金的分类,,,工业纯铁：,碳含量小于,0.022,％的铁碳合金称为工业纯铁，其特点是在冷却过程中不发生共析

13、反应。,,,钢：,碳含量在,0.022,～,2.14,％之间的铁碳合金称为钢，其特点是结晶过程不发生共晶反应。根据室温组织的不同，钢又分为：,,,共析钢：,碳含量为,0.76,％,,,亚共析钢：,碳含量在,0.022,～,0.76,％之间,,,过共析钢：,碳含量在,0.76,～,2.14,％之间,,,铸铁：,碳含量在,2.14,～,6.69,％之间的铁碳合金称为铸铁，又称白口铁。,,白口铁的特点是结晶过程发生共晶转变，因而有较好的铸造性能。但渗碳体量很多，质脆，不能锻造。根据室温组织的不同，白口铁又分为：,,,共晶白口铁：,碳含量为,4.30,％,,,亚共晶白口铁：,碳含量在,2.11,～,4

14、.30,％之间,,,过共晶白口铁：,碳含量在,4.30,～,6.69,％之间,,,2,）各类铁碳合金的组织转变,,工业纯铁,,,a1,a2,a3,a4,a5,a6,a7,高温液相开始冷却：,,在,a1,点温度开始从液相中结晶出,δ,铁素体 结晶完毕后在,a2,点温度开始形成单相,δ,,冷却至,a3,点温度时开始从,δ,相的晶界上中析出,γ,相，直至,a4,点温度 冷却至,a5,点温度时，在,γ,相晶界上,,,,,析出,α,铁素体，至,a6,点温度时,γ,相全部转变为,α,相 在,a7,点温度时，,α,铁素体中的碳达到饱和，继续冷却将从,α,铁素

15、体中析出,Fe,3,C,Ⅲ,，,分布在,α,铁素体的晶界上。,,室温下的平衡组织：,α,铁素体＋,Fe,3,C,Ⅲ,,,,,共析钢,高温钢液开始冷却：,,b1,温度时从液相中结晶析出,γ,相，直至,b2,点温度时完毕 单相,γ,一直保存至,b3,点温度 在,b3,点温度发生共析反应，得到珠光体,,利用杠杆定律，可计算珠光体中,α,铁素体和渗碳体的相对量：,b1,b2,b3,P,S,,在珠光体团中，珠光体中,α,铁素体和渗碳体是有一定位向关系的：,,,,,珠光体是由交替排列的片层铁素体和渗碳体构成的。,,,亚共析钢,当合金自液相冷却时：,,在,c1,点温度开始结晶

16、析出,δ,铁素体 在,c2,点温度时，发生包晶转换，即液相成分变到,B,点，,δ,相成分变到,H,点，转变生成,J,点成分的,γ,相。此时,δ,相,消失，但仍留有过剩的,L,相 剩余液相在继续冷却过程中，结晶生成,γ,相，至,c3,点温度结束，得到单相的,γ,相，直至,c4,点,,在,c4,点温度时，开始在晶界位置处有,α,相析出，继续降低温度，,α,相,不断增多 在,c5,点温度，,γ,相成分变到,S,点，共析反应生成成分为,P,点的,α,相，形成珠光体。,,c1,c2,c4,c3,c5,H,B,J,P,S,,通常将共析反应前从奥氏体中析出的铁素

17、体称为先共析铁素体。,,利用杠杆定律，设碳含量是,0.3,％的亚共析钢，则共析反应后组织中的先共析铁素体和珠光体的相对量为：,,,此时，合金中,α,与,Fe,3,C,两相的相对量为：,,亚共析钢的室温平衡组织是先共析铁素体和珠光体。,,亚共析钢中的先共析铁素体可能呈现不同的形态：先共析铁素体在奥氏体晶界上形核后，可形成沿原奥氏体晶界的网状先共析铁素体；也可沿奥氏体晶内某特定晶面生长成相互平行的片状，即魏氏组织。,,,过共析钢,d1,d2,d3,P,S,d4,当合金从液相开始冷却：,,在,d1,点温度开始结晶出,γ,相，直至,d2,点温度时结束，得到单相,γ,,在,d3,点温度时，奥氏体中的碳得

18、到饱和，继续冷却时，奥氏体中析出二次渗碳体,Fe,3,C,Ⅱ,,，,呈网状沿奥氏体晶界析出 在,d4,点温度时，发生共析转变，,s,点成分的奥氏体共析分解，形成珠光体。,,共析反应后，过共析钢的室温组织是,Fe,3,C,Ⅱ,和珠光体。,,设有一碳含量为,1.0,％的过共析钢，则应用杠杆定律，可知二者在组织中的相对量为：,,,,,过共析钢的网状碳化物随钢中含碳量的增多而增多，网状碳化物对钢的性能有极恶劣的影响，特别是造成钢的塑性和冲击韧性的大幅降低，因此在实际生产中一定要避免或消除这种网状碳化物。,,E,C,S,当合金自液相冷却时：,,达到共晶温度，发生共晶反应，形成莱氏体，即

19、奥氏体和渗碳体的两相混合物 继续冷却，莱氏体中的渗碳体不变，其中的奥氏体成分沿,ES,线变化，从奥氏体中析出,Fe,3,C,Ⅱ,，,附着在共晶体的渗碳体上，难以观察 冷却到共析温度时，奥氏体成分变到,S,点，莱氏体中的奥氏体发生共析分解形成珠光体（这种经共析反应的莱氏体称为低温莱氏体） 珠光体在低温时继续析出三次渗碳体。,,共晶白口铁,,,共晶反应后莱氏体中两相的相对量是：,,,,,,亚共晶白口铁,,,,E,C,S,f1,f2,f3,当合金自液相冷却时：,,在,f1,点温度时开始结晶出奥氏体，之后液相成分沿,BC,线变化，,γ,相成分沿,JE,

20、线变化 冷却到,f2,时，液相成分变化到,C,点，,γ,相成分变化到,E,点，此时液相发生共晶转变，形成莱氏体 继续冷却，奥氏体成分沿,ES,线变化，达到,f3,点时，,S,点成分的奥氏体（包,,,括先共晶的奥氏体和莱氏体中的奥氏体）发生共析转变，形成珠光体，珠光体转变后的莱氏体称为低温莱氏体 继续冷却，从珠光体和低温莱氏体中的铁素体中都有三次渗碳体析出。,,,过共晶白口铁,,,E,C,S,g1,g2,g3,当合金自液相冷却时：,,在,g1,点温度，从液相中开始结晶出渗碳体（这种从液相中直接析出的渗碳体为一次渗碳体） 冷却到,g2

21、,点温度时，剩余液相成分变到,C,点，发生共晶反应，得到莱氏体 继续冷却，奥氏体成分沿,ES,线变化，达到,g3,点时，,S,点成分的奥氏体发生共析转变，,,,,,形成珠光体，共析转变后的莱氏体称为低温莱氏体 继续冷却，从珠光体和低温莱氏体中的铁素体中析出三次渗碳体。,,,总结,：从,Fe-Fe,3,C,相图可知，铁碳合金室温下的,相组成物,都是铁素体和渗碳体，并且随含碳量的增加，渗碳量不断增多。而相比之下，室温,组织组成物,却有,α,、,Fe,3,C,Ⅲ,、,P,、,Fe,3,C,Ⅱ,、,Fe,3,C,Ⅰ,,和 。,,,7.5 Fe-C,相图

22、,1. Fe-C,相图,A,G,N,Q,α,G,,1,2,3,4,5,6,B,C,D,E,F,H,J,P,M,O,S,K,1538℃,1394℃,1154℃,1148℃,910℃,770℃,738℃,727℃,230℃,1493℃,L,γ,γ,＋,G,,α,＋,G,0,2,5,10,15,20,25,,与,Fe-Fe,3,C,相图的不同之处：,,1,）液相线：,ABC,,,固相线：,AHJ,,2,）在,Fe-Fe,3,C,相图中所有析出渗碳体的线、点，在,Fe-C,相图中除位置除有所改变外，都是析出石墨：,,线析出初次石墨,,线析出二次石墨,,线通过共晶转变形成的共晶体是奥氏体与片状石墨组成的

23、团状组织，即一个共晶领域是一个,奥氏体－石墨共晶团,。,,用扫描电镜可以观察到石墨的空间形态，由此可以证明，在一个共晶领域内石墨是相互连接成多枝状的。光学显微镜下观察到的条状石墨乃是这些多枝状石墨片的截面。,,线上发生共析转变，得到的共析组织是,铁素体与石墨,组成。,,石墨呈点状分布在铁素体基体上，但在含碳量大于,2.08,％的合金中，二次石墨和共析石墨一般都依附在共晶石墨上生长。,,2.,各类铁碳合金中的石墨形态,,接近共晶成分,的铁碳合金：,,,A,型,石墨无方向性均匀分布,,,B,型,石墨呈片状与点状聚集成的菊花状分布,,,,,,亚共晶成分,的铁碳合金：,,亚共晶合金如果碳含量偏低，则在

24、共晶转变之前有较多的先共晶奥氏体呈树枝状析出，此时奥氏体,—,石墨共晶只能在枝晶间生长。此时石墨呈,D,型,分布。,,A,型,B,型,,D,型,石墨在枝晶间呈点片状分布,过共晶成分,的铁碳合金：,,过共析成分的铁碳合金凝固后组织中含有初次石墨,,,C,型：,初次石墨呈粗大的片状,,,F,型：,初次石墨呈星状分布,C,型,,F,型,,如果在亚共晶、过共晶或共晶合金浇注前，向液体中加入少量的镁或稀土元素，并加入硅进行变质处理，则合金凝固后的石墨呈,球状,。,,碳含量大于,2.08,％并按稳定系统发生共晶转变的合金，由于其断口呈灰色，叫做,灰口铸铁,，当石墨呈球状时，称为,球墨铸铁,。,,7.6,含

25、碳量低于,2.11,％并按亚稳系统转变的合金,,含碳量低于,2.11,％的铁碳合金是纯铁和钢。而钢按碳含量的多少又分为亚共析钢、共析钢和过共析钢。其室温组织分别为：,,纯 铁,——,铁素体和沿晶界分布的三次渗碳体，三次渗,,碳体的含量随碳含量的增加而增加。,,亚共析钢,——,铁素体和珠光体，珠光体的含量随碳含量的,,增加而直线增加。,,,铁碳合金的成分、组织,,和性能之间的关系,,,过共析钢,——,珠光体和二次渗碳体。随着碳含量的增加，二,,次渗碳体的含量增多。二次渗碳体沿奥氏体晶,,界析出，当数量足够多时，便会形成连续的网,,络。,,纯铁和各类钢室温下的相组成都是铁素体和渗碳体。

26、随着碳含量的增加，渗碳体量逐渐增多。,,根据合金的性能大体上是组成相性能的平均值这一规律，铁碳合金的各项性能与碳含量之间大致具有直线关系。如图所示为碳含量对缓冷钢力学性能与某些物理性能的影响：,,,,0,0.0218,0.77,2.11,4.3,50%,100%,F,Cm,Ⅱ,Cm,Ⅰ,C%,P,室温组织组成相对,,量图表,,由图可知，抗拉强度,σ,b,在碳含量接近,1.0,％是出现峰值，这是因为由于脆性的二次渗碳体在碳含量高于,1.0,％时会形成连续的网络，使钢的脆性大增，因而会使脆性的二次渗碳体处出现早期的裂纹并发展成断裂，使抗拉强度随之降低。,,在拉伸实验中，拉伸曲线具有明显的上、下屈服

27、点。（如图曲线,a,）,同时还观察到,应变时效现象,。,,,应变时效：,如果在超过下屈服点以后卸载并立即重新加载进行试验，试样将发生弹性变形直到第一次的卸载点为止，,,0.0218,0.77,2.11,4.3,0,50%,100%,F,Cm,C%,0.0218,0.77,2.11,4.3,性能,Cm,F,HB,C%,相组成相对量图表,组织与性能图表,,在其后发生塑性变形时，不出现屈服点（如图曲线,b,）。,如果在卸载后放置一段时间或在,200℃,左右短时间加热后再试验，则屈服点将重新出现，并伴有屈服应力提高（如图曲线,c,） 。,上屈服点,下屈服点,a,b,c,应 变,应 力,,含碳量

28、在,2.11,～,6.69,％并按亚稳系统转变的,,合金,,1,）,组织特性,,这类合金的组织中至少含有总量为,31.5,％的渗碳体，并以含有莱氏体为其特征。,,亚共晶铸铁：随着碳含量的增加，莱氏体含量由,0,％增至,,,100,％。,,过共晶铸铁：随着碳含量的增加，莱氏体含量由,100,％减,,至,0,％，但初次渗碳体的含量却由,0,％增至,,,100,％。,,2,）性能特性,,渗碳体很,脆,，莱氏体又是以渗碳体为基体的共晶体，因此这类合金都具有很大的脆性，但同时，,硬度和耐磨性都很高,，在某些条件下可用于表面要求很高硬度和耐磨性的零件。,,按稳定系统转变的合金,,1,）,组织特性,,按稳定

29、系统转变后，所有合金在室温下均由铁素体和石墨组成。,,2,）性能特性,,这类合金的强度和塑性都很差，这是因为：,,铁素体本来是个强度很低而塑性很高的相，而石墨本来几乎没有机械强度。由这样两种相组成混合物时，石墨的存在一方面减少了铁素体承受机械载荷的有效断面积，另一方面又由于石墨呈片状，具有的尖端效应造成应力集中，几乎使合金的塑性丧失殆尽。,,实际生产中的合金转变,,实际上，含碳量小于,2.11,％的合金在一般情况下都是按照亚稳系统转变的。,,含碳量高于,2.08,％的合金，在实际生产中是把成分控制在共晶或亚共晶范围内，在高温区，按稳定系统凝固与转变，得到共晶与二次石墨；在低温区，按亚稳系统转变

30、得到珠光体。,L,2.08A,4.3 Ld,0.68A,0.0218F,α－Fe,G,共晶,G,二次,G,共析,G,三次,第一阶段,第二阶段,第三阶段,,如图，铸铁经不同程度石墨化后所得的组织,名 称,程 度,,,,,第一阶段,第二阶段,第三阶段,显微组织,灰口铸铁,充分进行,充分进行,充分进行,F＋G,,充分进行,充分进行,部分进行,F＋P＋G,,充分进行,充分进行,不进行,P＋G,麻口铸铁,部分进行,部分进行,不进行,＋P＋G,白口铁,不进行,不进行,不进行,＋P＋Fe,3,C,,5.,石墨化的一些规律,,,1,）合金元素,,促进石墨化的合金元素：,C,、,Si

31、,、,Al,、,Ni,、,Co,,,阻碍石墨化的合金元素：,Cr,、,W,、,Mo,、,Y,、,Mn,、,S,,,2,）,高温下长时间保温，可促进石墨化。,,,3,）可锻铸铁和球墨铸铁的吸振性、铸造性、切削加工性较好。变质处理的球墨铸铁，其力学性能近于钢的水平。,,7.7,钢中的杂质,钢中杂质的来源,,由于原料和冶炼工艺的限制，实际使用的钢中都含有,≤0.4,％,Si,、,≤0.8,％,Mn,、,≤0.07,％,S,、,≤0.09,％,P,以及微量的气体元素,O,、,H,、,N,等。,,其中，,Si,和,Mn,是在钢的冶炼过程中必须加入的脱氧剂，而,S,、,P,、,O,、,N,、,H,等则是从

32、原料或大气中带来而在冶炼使不能去净的杂质。,,2.,杂质元素对钢组织性能的影响,,Si,和,Mn,,,,在钢,脱氧时，,Si,和,Mn,可把,FeO,还原成铁，并形成,SiO,2,和,,,MnO,。,Mn,还可与钢液中的,S,形成,MnS,。,这些反应产物大部分进入炉渣，小部分残留在钢中成为 非金属夹杂物。,,,Si,和,Mn,，,凝固后溶于奥氏体或铁素体中，,Mn,还可溶于渗碳体，形成合金渗碳体（,Fe,，,Mn,）,3,C,。,,,溶于铁素体中的,Si,和,Mn,可提高铁素体的强度，因而也提高钢的强度。当它们的含量大约不超过,1,％时，不降低钢的塑性和韧性。所以，,认为,Si,和,Mn,是

33、钢中的有益元素。,,值得注意的是：冷镦件和冷冲压件的钢材，因,Si,对铁素体的强化作用，使钢的弹性极限升高，以至在加工过程中造成模具的磨损过大，动力消耗过大，因此冷镦件和冷冲压件常常采用含,Si,很低，不脱氧的沸腾钢。,,,S,,S,可溶于液态铁中，但在固态铁中的溶解度极小，并可与铁形成,FeS,。,FeS,又可与,γ,铁形成熔点为,989℃,的（,Fe,＋,FeS,）,的共晶体，这种共晶体将在钢液凝固后期凝固，并存在于奥氏体枝晶间。由于,S,含量一般不超过,0.1%,,故（,Fe,＋,FeS,）,共晶体的量也很少，几乎都是离异共晶。,,如果钢中存在（,Fe,＋,FeS,）,共晶体，在加热到,

34、1150,～,1200℃,之间时，它们就会成为液体 ，一经锻打，钢就会沿晶界开裂。这种现象叫做,热脆或红脆,。即使不经压力加工，网状,FeS,的存在对钢的力学性能也是损害极大的。如果钢液脱氧不良，含较多,FeO,，,还会形成熔点更低的（,Fe,＋,FeO,＋,FeS),三相共晶体，其危害更大。,,钢中的,Mn,可以减弱,S,对钢的有害作用。由于,Mn,和,S,化学亲和力大于,Fe,和,S,的化学亲和力，所以在含,Mn,的钢中，,S,和,Mn,形成,MnS,，,从而避免了,FeS,的形成。,MnS,的熔点在,1600℃,，高于热加工温度，并在高温下具有一定的塑性，故不会使钢发生热脆。但,MnS,

35、毕竟是一种非金属夹杂物，起着割断钢的基体连续性的作用，会降低钢的疲劳强度、塑性和韧性。,,此外，,S,含量过高，会使钢铸件在铸造应力的作用下发生热裂，对焊接件而言易于在焊缝处发生热裂，同时还易于在焊接过程中生成,SO,2,气体，使焊缝产生气孔和疏松。,,所以，,S,是一种有害元素,。普通质量钢中其含量,≤0.055,％；优质钢中其含量在,0.040,％以下；高级优质钢则,≤0.030,％；要求更高时，甚至限制其含量,≤0.020,％。,,但,S,在个别情况下表现出对钢性能的有利作用。如在易削钢中同时提高,Mn,和,S,的含量，使钢中含有较多的,MnS,。,MnS,可降低钢的塑性，使切削易于断裂

36、。,MnS,还在切削过程中起到一定的润滑作用，减小刀具与工件之间的摩擦，延长刀具的寿命。,,,P,,P,在,α,－,Fe,中有最大溶解度，,1049℃,可达,2.55,％。虽然随着温度的降低，溶解度将不断下降，但在室温仍达,1,％左右，远大于钢中的一般,P,含量。因此在一般情况下，钢中的,P,全部存在于固溶体中。,,由于,Fe-P,相图中液相线和固相线距离很大，因此,P,在,Fe,中具有很强的偏析倾向。,,,在铁基合金中，,P,对铁素体较之其它元素具有更强的固溶强化能力，但在,P,含量较高时，它会剧烈地降低钢的塑性和韧性。,,,P,在低温下会变脆，这种现象叫做,冷脆,，开始变脆的温度叫做韧脆转

37、化温度，它与钢的成分和组织状态有关。,P,会降低钢的冲击韧性，提高钢的韧脆转化温度。,,因此，,在含量较高时，,P,是一种有害元素,。一般情况下，普通钢的,P,含量限制在,0.045,％以下；优质钢在,0.04,％以下；高级优质钢在,0.035,％以下。,,高,P,钢也可被利用：,,,1,）在炮弹钢中加入较多的,P,，,可使炮弹在爆炸时产生更多的弹片，杀伤更多的敌人；,,,,2,）在易削钢中使铁素体适当脆化，提高切削加工零件的表面光洁度；,,,3,）,P,和,Cu,一起加入钢中，可以提高钢在大气中的抗蚀性。,,,N,,N,是在冶炼时由炉料以及炉气进入钢中的。在平炉钢中，,N,含量为,0.001

38、,～,0.008,％，纯氧顶吹转炉中，约为,0.003,～,0.006,％，电炉中约为,0.008,～,0.03,％。,,,N,在,γ,铁中的溶解度较大，在,α,铁中的溶解度较小。由于,N,在,α,铁中的溶解度与室温下的溶解度差别较大，因此将含,N,较高的钢从高温淬冷时，铁素体中的,N,含量将达到过饱和，钢材长时间放置或稍行加热时，,N,将逐渐以氮化铁的形,,式从铁素体中弥散析出。这会使低碳钢的强度、硬度上升，塑性、韧性下降，这种现象叫做,时效硬化,，是,有害的,。,,含有,N,的低碳钢在冷塑性变形后，性能将随时间变化，即强度、硬度增高，塑性、韧性降低。这种现象叫做,应变时效,。,,,P,还会

39、使钢发生,蓝脆现象,。蓝脆就是指钢在加热到,150,～,300℃,时，产生硬度升高，塑性、韧性下降的现象。这是因为在空气中加热到,150,～,300℃,时，由于氧化作用，钢的表面呈现蓝色，故这种现象称为蓝脆。,蓝脆一般是有害的,。,,,H,,H,是在冶炼过程中，由含水的炉料及潮湿的大气带入钢中的。,,,,,H,在铁中的溶解度很小，在钢中的含量一般很少，但对钢的危害却很大。这主要是由于,H,溶解于固态钢中时，对钢的屈服点和抗拉度没有明显的影响，但却剧烈的降低钢的韧性。若钢快冷，则过饱和的氢就会析出形成高压氢气使钢产生裂纹，即形成白点。,,,O,,,炼钢是靠氧化除去原料中的杂质的。尽管最后经过脱氧

40、，但总有一定数量的氧残留在钢中。对低碳钢来说，平炉钢约为,0.02,～,0.03,％，电炉钢约为,0.01,～,0.02,％，而侧吹碱性转炉钢约为,0.04,～,0.07,％。,,,O,在钢中的溶解度很小，在,700℃,时，,α,铁能溶氧,0.008,％，而在,500 ℃,以下降至小于,0.001,％。常见的氧化物有,Al,2,O,3,、,MnO,、,SiO,2,、,FeO,等，它们往往还会形成复合氧化,,,物或硅酸盐。,,,O,含量对钢的性能的影响主要决定于氧化物的数量、大小、形状和分布，而这些又与氧化物的种类及钢的凝固、加工过程有关。总体来说，钢中,O,含量的增高，钢的塑性、韧性下降，韧脆转化温度升高，疲劳强度下降。在轧压温度下塑性较好的夹杂物，特别是硅酸盐，轧压时将沿压延方向伸长，且两端比较尖锐，对横向力学性能影响尤大。此外，这些夹杂物还是冷冲压性能及切削加工性变坏。,,