铁素体高温相组织的模型计算
高铝铁素体耐热钢的相图计算与相变研究
摘 要由于奥氏体耐热钢的热传导率及成本问题，铁素体耐热钢成为了超超临界发电机组锅炉用钢的首要之选。
传统铁素体耐热钢主要依靠钢中Cr与O2生成的Cr2O3膜来提高其抗高温氧化性及其他性能，但在实际应用过程中发现，钢中添加过量Cr 会影响钢的高温蠕变性。
而在钢中加入Al元素后，所生成化合物作为增强第二相弥散在基体中，有利于高温蠕变性能的进一步提高。
因此，本文就主要以Al及改性添加剂Ni对钢组织及性能产生的具体影响进行了研究。
(1) 利用Thermo-Calc软件在已有T92钢的成分基础上进行成分的微调，微调主要集中在Al的添加及改性添加剂Ni含量的调整，从而设计出四组高铝钢。
通过对不同Al、Ni含量钢热力学平衡过程的模拟，研究了Al、Ni含量对钢平衡析出相及析出相组成的影响。
结果表明，Al、Ni含量变化对钢中M23C6型碳化物、Z相、σ相析出温度及析出量影响较大，对Laves相的析出温度及析出量影响较小；Al、Ni 含量变化对Laves相、M23C6型碳化物、Z相组成及组成含量影响较小，对σ相组成及组成含量具有较大影响。
(2) 利用材料相变分析仪对实验钢进行线膨胀测量，从而得出钢的相变温度，并对四组实验钢进行不同热处理工艺参数的制定，研究其加热过程及冷却、回火过程中的相变。
结果表明，实验钢的平衡相变温度随着Al元素的增加而升高；当钢中添加1w t%的Al元素，Ni含量由3.8w t%降低至1.4w t%后，钢中板条状马氏体组织全部变为针状马氏体组织。
(3) 利用Gleeble-3800热模拟机对实验钢进行等温恒应变速率热压缩实验，研究了Al、Ni含量及变形温度、应变速率对热变形行为、热变形激活能及本构方程的影响，得出四组实验钢的热激活能分别为531.825、458.873、492.812和430.874kJ/mol。
结果表明，同T92钢相比，Al的添加及Al含量的增大明显降低了铁素体耐热钢的加工难度。
什么是475℃脆性和σ相脆性化全解
什么是475℃脆性和σ相脆性化(1)475℃脆性铬含量大于15%的铁素体钢、铁素体含量较高（不小于15%）奥氏体不锈钢和双相不锈钢，在400～500℃较长时间保温会产生强烈脆性化，并使钢的强度、硬度显著提高，因为是在475℃附近最易出现，所以叫475℃脆性。
产生475℃脆性的原因是α’相的析出。
α’相是种富Cr相，含Cr量可高达61%～82%，含铁量为37%～17.5%，尺寸为10～20nm，此相具有体心立方结构且无磁性，晶格常数为0.2877nm，介于铁与铬的晶格常数之间。
图1-9是Fe-Cr合金中α’相存在的相图，从相图中可以看出，α’相的产生是由于520℃以下σ→α+α’反应的结果。
由于α’相析出较为缓慢，因此，从α’相在α相的溶解度线以上加热所得到的单相α，即使在空冷的条件下，也不会有α’相的析出。
只有在520℃以下长时间保温，α’相才会析出，从而导致钢的脆化。
当重新加热到550℃以上时。
由于α’相的溶解，又会使钢的塑性、韧性得到恢复。
由于α’相析出是在铁素体基础上，铁素体含量增加就是增加475℃脆性的敏感性。
(2)σ相脆化铁素体不锈钢或含有铁素体的不锈钢，在500～925℃范围内加热或停留时，就会产生严重的脆化，也就是σ相的析出脆化。
在不锈钢中σ相的名义成分是Fe、Cr，但实际上由于Ni、Mo等原子参与析出，该相的实际成分应为(FeNi)x(CrMo)y, σ相是一种无磁且具有高硬度的脆性相。
σ相析出会引起不锈钢的韧性下降。
由于σ相富Cr，还会富Mo、Si，因而在其周围常常会出现贫Cr（或MO、Si）区，或由于σ相本身的选择性溶解而降低钢的耐蚀性。
实践表明，在常温下使用的不锈钢是会析出σ相的，但在一定温度下，不锈钢中的铁素体会促进σ相析出，一般认为σ相直接产生于铁素体相，即α→σ转变。
因此，铁素体形成元素会促进σ相析出。
在含有铁素体组织的不锈钢（如铁素体不锈钢、双相不锈钢及含有一定铁素体的奥氏体不锈钢）都比较容易产生σ相脆化。
在高温下铁素体的变化
在高温下铁素体的变化在高温下，铁素体的晶体结构和性质会发生明显的变化。
以下是有关高温下铁素体变化的相关内容。
1. 铁素体的相变:在高温下，铁素体会发生几个重要的相变，包括随温度的升高依次出现的α-γ相变，过冷α相产生，α-δ相变等。
- α-γ相变: α-Fe变为γ-Fe相，该相变常在约912℃发生。
α-Fe 为体心立方结构，γ-Fe为面心立方结构。
γ-Fe具有更大的晶格常数和更强的磁性，而且是非磁性的。
- α-δ相变: α-Fe变为δ-Fe相，该相变发生在高温下，约在1392℃左右。
δ-Fe具有体心立方结构，晶格常数更大。
2. 高温下的晶体结构变化:高温下，铁素体的晶体结构会发生变化，从体心立方结构变为面心立方结构。
这导致其晶格常数的增大和晶体的密度降低。
面心立方结构的铁素体相对于体心立方结构的铁素体，具有更高的热膨胀系数。
3. 晶体缺陷的生成:高温下，晶体缺陷的生成会增加。
铁素体中常见的晶体缺陷有点缺陷、间隙和脆裂等。
这些缺陷对铁素体的力学性能、热稳定性和导电性能都有一定的影响。
4. 磁性的变化:在高温下，铁素体的磁性会发生变化。
α-Fe为铁素体的磁性相，在高温下磁性逐渐减弱直至消失。
而γ-Fe相对于α-Fe相有更强的磁性。
5. 热膨胀系数的变化:高温下，铁素体的热膨胀系数会增大。
这是因为高温下晶体结构的变化导致晶格常数的增大，从而使铁素体在加热条件下呈现出更大的膨胀比例。
6. 物理性质的变化:高温下，铁素体的物理性质会发生变化。
热导率、电导率等物理性质会随温度的升高而增加。
此外，高温下铁素体的硬度也会下降，使其变得更易形变。
7. 环境腐蚀性的变化:高温下，铁素体的抗腐蚀性能会降低。
铁素体在高温、湿气和腐蚀介质的作用下容易产生腐蚀，会加速铁素体的氧化和金属离化。
总的来说，高温下铁素体的变化主要包括相变、晶体结构的变化、晶体缺陷的生成、磁性的变化、热膨胀系数的变化、物理性质的变化和环境腐蚀性的变化等方面。
3.铁碳合金和铁碳相图资料
发生共晶反应的成分范围： Wc ：2.11 %—6.69%
(合金成分线与ECF线相交) 产物： γE和Fe3C两相混合物，称为莱氏体。用Le表示。（Fe3C为
基体；γE呈粒状或卵状分布在基体上）
莱氏体是塑性很差也很硬的组织。 共晶点C ：(4.3,1148)
3）共析转变 （水平线PSK,亦称A1线） 727º C gs aP Fe3C +
HV=950~1050
δ=0
二、 Fe-Fe3C相图的相
1.液相 L
2.δ 相（高温铁素体）：碳溶于δ -Fe的间隙固溶体。
在1495℃时的最大溶碳量为0.09%。（bcc） 3.α 相（F，铁素体）：碳溶于α -Fe的间隙固溶体。 在727℃时的最大溶碳量为0.0218%。（bcc） 性能：软而韧
室温组织: 先共析F + P
亚共析钢显微组织示意图
室温组织为珠光体及铁素体,珠光体呈黑色块状, 铁素体呈连续白色网状在珠光体周围
亚共析钢结晶过程:L
L+A
A
F+A
F+P
求室温中相 组织的含量
室温各相的相对量：（在α + Fe3C两相区室温用杠杆定律） Fe3C%≈0.45/6.69=6.7%
温度低于此线时，
碳以Fe3C形式从A中析出，
析出的次生Fe3C 又称二次渗碳体， 记为Fe3CII 。
固溶度线
PQ 碳在铁素体中的最大溶解度随温度的变化线
（温度 ，最大溶解度 ） (0.0008%—0.0218%)
温度低于727℃时，
碳以Fe3C形式从F中析出，
析出的Fe3C 又称三次渗碳体， 记为Fe3CIII 。
4.Fe-Fe3C相图中的转变
材料科学基础43复杂相图分析
二.复杂相图 分析
后退 下页
●铁碳相图
后退 下页
三.Fe-Fe3C相图
●分析思路：
912c
c 1394
Fe r Fe Fe
%C
F Fe3C
%C
A
%C
铁素体
P
Ld
后退 下页
五个基本组织： F, A, Fe3C, P, Ld
三个重要反应：L4.3 1148C r2.11 Fe3C6.69
图5-63 铁碳合金的成分与组织的关系
图5-64 含碳量对平衡状态下弹力学性能的影响
后退
下页
返回
返回 下页
●铁碳相图应用
1.依据 Fe-C相图临界点，确定热处理工艺； 2.依据Fe-C相图，研究新的工艺方法，提高
材料强韧性； (1)深冷处理 (2)确定相变超塑性在焊接工艺上的加热温 度对钢材、上限温度超过相变点(50-100) ℃ (3)提高表面化学热处理效果
激情时刻
返回本章首页
返回目录
莱氏体中的γ相冷至室温过程中又转变为Fe3CⅡ 和P两部分，这两部分相对量也可通过杠杆定 理求得，即
6.69–2.1
P= 6.69–0.77
=77.5%
2.1–0.77
Fe3CⅡ=
6.69–0.77
=22.5%
显示在整个莱氏体中
P=0.775×0.519=40.2% Fe3CⅡ=0.225×0.519=11.7% （3）亚共析钢的凝固过程 含碳量< 0.77%的Fe-C合金为亚共析钢。这种合 金在凝固时，一部分在高温区可能产生包晶转
6.69 – 0.77
P=1 – La´ – Fe3CⅡ=45.8% (6)过共晶铸铁
这种铸铁含碳量在4.3%至6.69%之间，室温 组织为La´ +Fe3CI。
超纯铁素体不锈钢精炼过程数学模型
(8)
式中, 、 ：进、出反应区I元素的百分含量。
模型计算参数确定的基础上，结合温度模型，就能模拟冶炼过程中碳、氮、氧含量的变化，探索每个反应区域及反应类型的反应速率。
以上具体解析过程参阅作者前期研究[7]。
3.3模型相关参数确定
模型几何示意如图2所表示，图中点划线为VOD中心对称轴。据水模型试验观测，可假定吹氧反应区为圆柱体，半径为吹氧凹坑半径的5～7倍，深度为凹坑深度1.2倍。钢渣界面区反应深度由热力学条件确定。
图2各个反应区几何示意图
Fig.2 Schematic diagram of each reaction zone
钢中氧含量对VOD脱碳脱氮有着重要的影响，氧含量与碳含量关系曲线如图5所示。对于碳含量高于临界碳的吹氧脱碳阶段，随着碳含量的降低，氧含量升高；碳含量低于临界碳的自由脱碳阶段，碳氧含量一同降低。本计算确定临界碳为0.02%，此时钢中氧刚好处于饱和状态，熔池内氧已足以在自由脱碳时期脱去钢中的碳。如果钢中氧饱和后还继续吹氧，所吹的氧几乎全部氧化钢中的Cr，造成熔池过氧化，增大了此后的还原剂用量。如果吹氧不充分，自由脱碳所需要的氧和温度可能都得不到保证。所以，控制合理临界碳是保证最终钢水质量的重要措施。结合生产实际，本计算选定的0.02%的临界碳含量是合适的。
1 VOD脱碳脱氮特性
VOD脱碳脱氮反应是典型的气液相界面化学反应，C、O及N通过钢液边界层向气液相界面传递，界面脱碳反应C+O=CO可以达到平衡，而脱氮反应N+N=N2反应则需考虑其化学反应速率对整个脱氮速率的影响。不锈钢中Cr的大量存在降低了C、O及N的活度[2]，需要通过其它气体稀释或降低局部压力来降低CO和N2体分压保证低碳条件下脱碳脱氮的正常进行。对于吹氧脱碳过程优先形成的氧化物Cr2O3在炼钢温度下为固体小颗粒，Cr2O3颗粒需再次将氧释放到金属熔体内才能去脱碳[3,4]，O需要象C、N一样扩散到反应界面。
在高温下铁素体的变化
在高温下，铁素体（Ferrite）会经历以下变化：
反相变：在高温下，铁素体会发生反相变，即由α铁素体转变为γ铁素体。
反相变温度取决于合金元素的组成和含量，一般在约727摄氏度以上发生。
固溶度增加：高温条件下，铁素体的固溶度会增加。
这意味着其他合金元素（如碳、铬、钼等）在铁素体晶格中的溶解量会增加，导致合金的组织和性能发生变化。
晶粒长大：在高温下，铁素体的晶粒会继续长大。
这是由于高温下原子的扩散速率加快，使得晶界迁移和晶粒长大更加容易。
这可能导致铁素体的晶粒尺寸增大，影响材料的织构和力学性能。
磁性变化：高温下，铁素体的磁性会发生变化。
铁素体属于铁磁材料，但在高温下，磁性逐渐减弱，直至失去磁性。
这是由于高温下热激发的热能会破坏铁素体的磁畴结构。
铁素体的变化在不同合金和温度条件下可能会有所不同。
此外，其他合金相和相变也可能与铁素体共存或发生变化，这取决于合金的组成和热处理条件。
因此，在具体的材料和工艺条件下，对于高温下铁素体的变化，需要进行具体的实验和分析研究。
在高温下铁素体的变化
在高温下铁素体的变化在高温下，铁素体会经历一系列的变化，如相变、晶粒长大以及相互作用的变化等。
下面将对这些变化进行详细探讨。
首先，高温会引发铁素体的相变。
铁素体与奥氏体是铁的两种常见晶体结构，高温下铁素体会向奥氏体相变。
这是因为高温下原子的热运动加剧，原子与晶格点之间的相互作用减弱，导致铁素体的原子排列方式发生变化。
奥氏体具有更密排的结构，因此在高温下更稳定。
其次，高温还会导致铁素体晶粒的长大。
晶粒是固体中最小的晶体单元，铁素体的晶粒大小对其物理和力学性能具有重要影响。
在高温下，晶粒内原子的热运动增强，有利于晶粒的蠕变和再结晶。
晶粒的长大是由于晶粒边界的相互扩散和晶粒内的原子重排。
晶粒长大可以改变材料的力学性能，如增加材料的硬度和强度。
此外，高温下铁素体的相互作用也会发生变化。
晶粒边界是不同晶粒之间的分界面，晶体中晶粒边界的性质对材料的性能有重要影响。
在高温下，晶粒内原子的热运动增强，使晶粒内的原子可以通过晶粒边界相互交换和扩散。
这样，不同晶粒之间的原子相互作用会加强，晶粒边界的能量也会降低。
此外，高温还可以使晶粒边界的能量达到最小值，从而提高材料的稳定性。
最后，高温下还会出现其他一些变化，如析出相的形成和原子扩散的增强。
在高温下，原子的热运动加剧，使得在铁素体中析出相更容易形成。
析出相可以改变材料的组织和性能，如增加硬度和强度。
此外，高温还会增加原子的扩散速率，促进原子在晶粒边界的扩散和扩散。
原子扩散是材料相互作用和反应的基础，对材料的性能和稳定性有重要影响。
综上所述，高温下铁素体会经历相变、晶粒长大、相互作用变化等一系列变化。
这些变化是由于高温下原子的热运动增强，导致铁素体的原子排列方式发生变化和晶粒边界的相互作用加强。
理解和掌握高温下铁素体的变化可以为材料的设计和制备提供重要的理论指导。
v(c,N)在V.N微合金钢铁素体中的析出动力学
第４５卷第５期金属学级Ｖ０１．４５Ｎｏ．５２００９年５月第６２５－－－６２９页ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＳＩＮＩＣＡＭａｙ２００９ＰＰ．６２５－６２９ｖ（ｃ，Ｎ）在Ｖ．Ｎ微合金钢铁素体中的析出动力学方芳雍岐龙杨才福张永权（钢铁研究总院结构材料研究所，北京１０００８１）木摘要Ｖ—＿Ｎ微合金钢的Ｃ含量（质量分数）在０．０５％—ｍ．３０％范围内变化时，ｖ（ｃ，Ｎ）在铁索体中析出开始时间随温度降低单调增加．实验得到的开始析出点是在７５０℃时的１０Ｓ左右，含Ｃ量不同的４种钢得到的形核率一温度（ＮｒＴ）曲线和析出一温度一时问（ＰＴＴ）曲线单调变化的趋势相同．热力学与动力学计算得到的不同ｃ含量钢中的ｖ（ｃ，Ｎ）形核驱动力非常接近，其ＮｒＴ和ＰＴＴ曲线随Ｃ含量无明显变化．实验与计算均证实，实验钢的Ｃ含量在ｏ．０５％—＿０．３０％范围内变化时，ｖ（ｃ，Ｎ）在铁索体中的析出动力学无明显差异．关键词Ｖ—Ｎ微合金钢，ｖ（ｃ，Ｎ）析出，ＮｒＴ曲线，ＰＴＴ曲线，Ｃ中图法分类号ＴＧｌ４２．３文献标识码Ａ文章编号０４１２－１９６１（２００９）０５－０６２５—０５ＰＲＥｃＩＰＩＴＡＴＩＮＧＫＩＮＥＴＩＣＳｏＦｖ（ｃ，Ｎ）ＩＮＦＥＲＲＩＴＥ０ＦＶ～ＮＭＩＣＲｏＡＬＬｏＹＩＮＧＳＴＥＥＬＦＡＮＧＦ０伽，ＹＯＮＧＱｉｌｏｎｇ，ＹＡＮＧＣａ咖，ＺＨＡＮＧＹｏｎｇｑｕａｎＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＭａｔｅｒｉａｌ，ＣｅｎｔｒａｌＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８１Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｎｔ：ＹＯＮＧＱｉｌｏｎｇ，ｐｒｏｆｅｓｓｏｒ，Ｔｅｌ：（０１０）６２１８３６１６，Ｅ－ｍａｉｌ：ｙｏｎｇｑｌ＠１２６．ｃｏｍＳｕｐｐｏｒｔｅｄｂｙＮａｔｉｏｎａｌＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅＦｏｕｎｄａｔｉｏｎｏｆＣｈｉｎａ（Ｎｏ．５０４４１０３２）Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ２００８－０５—１６，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ２００８－０９－０２ＡＢＳＴＲＡＣＴＡｍｏｄｅｌｈａｓｂｅｅｎｄｅｖｅｌｏｐｅｄｔｏｐｒｅｄｉｃｔｔｈｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｔｈｅｔｅｒｎａｒｙｖ（ｃ．Ｎ１ｐｈａｓｅｗｉｔｈｉｎｆｅｒｒｉｔｅｉｎｖａｎａｄｉｕｍ—ｎｉｔｒｏｇｅｎｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇｓｔｅｅｌ．Ｔｈｉｓｍｏｄｅｌｉｓｂａｓｅｄｏｎｃｌａｓｓｉｃａｌ１１ｕ－ｃｌｅａｔｉｏｎｔｈｅｏｒｙ，ｅｘｔｅｎｄｅｄｔｏａｃｃｏｕｎｔｆｏｒｈｅｔｅｒｏｇｅｎｅｒｏｎｓｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｏｎｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｃｕｒｖｅｓｏｆｔｅｒｎａｒｙｐｈａｓｅｓｅｘｉｓｔｅｄｉｎｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇｓｔｅｅｌｓ．Ｔｈｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅｍｏｄｅｌｈａｖｅｂｅｅｎｔｅｓｔｅｄａｇａｉｎｓｔｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｄａｔａ，ｂｏｔｈｔｈｅｐｒｅｄｉｃｔｅｄｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｃｕｒｖｅｓｏｆＶ（Ｃ，Ｎ）ａｒｅｉｎｇｏｏｄａｇｒｅｅｍｅｎｔｗｉｔｈｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｄａｔａ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎｌｒａｎｇｅｄｉｎ０．０５％—－０．３０％ｏｎｔｈｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ１Ｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ，ｗｉｔｈｆｏｕｒｔｅｓｔｅｄｓｔｅｅｌｓｗｈｉｃｈａｒｅＲｅ—０．０８Ｖ—０．０２ＮｗｉｔｈｌＯＷａｎｄｍｉｄｄｌｅｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔｓａｓ０．０５％，０．１０％．０．２０％ａｎｄ０．３０％．ＷｈｅｎｍａｋｉｎｇｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌｅｎｅｒｇＹ盯ｌｉｎｅａｒｔｏｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ａｎｄｃｈｏｏｓｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒ１７ｃｏｒｒｅｃｔｌｙ，ｔｈｅｒｍｏ－ｄｙｎａｍｉｃｓａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｓｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓｓｈｏｗｔｈａｔｗｈｅｎｎｉｔｒｏｇｅｎｃｏｎｔｅｎｔｉＳａｓｈｉｇｈａｓ０．０２％．ｔｈｅｄｒｉｖｉｎｇｆｏｒｃｅｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｗｉｔｈｉｎｆｅｒｒｉｔｅｏｆｔｈｅｆｏｕｒｔｅｓｔｅｄｓｔｅｅｌｓａｒｅｖｅｒｙｃｌｏｓｅ；ｔｈｅｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｒａｔｅ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（ＮｒＴ）ａｎｄｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｔｉｍｅ（ＰＴＴ）ｃｕｒｖｅｓｅｘｈｉｂｉｔｍｏｎｏｔｏｎｏｕｓｗｉｔｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ａｎｄｈａｖｅａｌｍｏｓｔｎｏｃｈａｎｇｅｓｗｉｔｈｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔ．Ｔｈｅｍｅａｓｕｒｅｄｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈｅｓａｍｅｔｒｅｎｄｏｆｔｈｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎ：ｔｈｅｓｔａｒｔｔｉｍｅｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｗｉｔｈｉｎｆｅｒｒｉｔｅｉｎｃｒｅａｓｅｓｍｏｎｏｔｏｎｏｕｓｌｙｗｉｔｈｄｅｃｒｅａｓｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ａｎｄｔｈｅｓｈｏｒｔｅｓｔｔｉｍｅｉｓａｂｏｕｔ１０Ｓａｔ７５０℃．Ａｃｃｏｒｄｉｎｇｔｏｔｈｅｍｏｄｅｌａｎｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓ，ｔｈｅｍｏｎｏｔｏｎｉｃａｌｔｅｒａｔｉｏｎｏｆＮｒＴａｎｄＰＴＴｃｕｒｖｅｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｃａｎｗｅｌｌｅｘｐｌａｉｎｔｈｅｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎｏｆｉｎｔｅｒ—ｐｈａｓｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｒｅａｓｏｎｏｆｉｎｓｅｎｓｉｔｉｖｅｔｏｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅａｎｄｃｏｉｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｏｒＶ－Ｎｍｉｃｒｏａｌｌｙｉｎｇｓｔｅｅｌ．ＫＥＹＷｏＲＤＳＶ—Ｎｍｉｃｒｏａｌｌｙｉｎｇｓｔｅｅｌ，ｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ，ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｒａｔｅ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（ＮｒＴ）ｃｕｒｖｅ，ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｔｉｍｅ（ＰＴＴ）ｃｕｒｖｅ，Ｃ许多合金材料在热处理及高温服役条件下表现出复牛国家自然科学基金资助项目５０４４１０３２收到初稿日期：２００８＿旬５～１６，收到修改稿日期：２００８￣０皿旬２作者简介：方芳，女，１９８２年生，博士生杂的析出过程，因此，合理预测合金材料的组织演变，进而预测其性能及使用寿命具有重要意义．基于经典形核理论，目前预测钢中第二相析出动力学有许多方法，如锐界面法［１１、调幅分解理论【２１、Ｊ—Ｍ—Ａ法（耦合Ｊｏｈｎｓｏｎ－Ｍｅｈｌ—Ａｖｒａｍｉ方程法）【引、ＷａｇｎｅｒＫａｍｐｍａｎｎ模型【４１，万方数据６２６金属学报第４５卷多组分和局部平衡法【５Ｊ、ＳＦＦＫ（ＳｖｏｂｏｄａＦｉｓｃｈｅｒＦｒａｔｚｌＫｏｚｅｓｃｈｎｉｋ）模型【６Ｊ等．其中，Ｊ—Ｍ—Ａ法是处理析出动力学问题的一个较为全面的理论，但是由于动力学参量需要与合金及工艺进行匹配，因此，有必要对不同的合金体系及工艺条件下各参数的选取进行深入研究．在Ｖ—Ｎ微合金钢的轧制生产中，ｖ（ｃ，Ｎ）很难在奥氏体中完全析出，轧后冷却过程中，大量剩余的Ｖ原子将在，ｙ／Ｑ相间或位错线上与Ｃ和Ｎ结合，以第二相粒子的形式析出．本文将理论计算与实验相结合，研究了含Ｎ量较高的Ｎ—Ｖ微合金钢中ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的析出过程，以及Ｃ含量对其形核率一温度（ＮｒＴ，ｎｕｃｌｅ－ａｔｉｏｎｒａｔｅ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）和析出一温度一时间（ＰＴＴ，ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｔｉｍｅ）曲线的影响，这将进一步提高析出动力学模型的准确性，并为实际工业生产提供一定的理论指导．１实验方法实验用钢经真空感应炉冶炼后，浇注成４０ｋｇ的钢锭，其化学成分见表１．制备热处理试样的工艺流程如下：（１）将钢锭锻造成４０ｍｉｎｘ１３０ｍｍｘＬ的板坯（其中，三为板坯长度）；（２）将板坯加热到１２００℃保温２ｈ后，分３道次轧制成１２ｍｍ×１３０ｍｍｘＬ的钢板，终轧温度控制在８５０．—８７０℃，轧后空冷；（３）将钢板机加工成边长为８ｎｌｎ的方形试样．将制备好的试样在１２００℃保温５ｍｉｎ后立即盐水淬火，然后加热到不同温度进行时效处理．由热力学软件Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ计算可知（图１），不同温度条件下，Ｃ含量对实验钢ｖ（ｃ，Ｎ）析出量的影响不大．因此４种实验钢选取的时效温度相同，分别为７５０，７００，６７０，６５０，６００和５７０℃；对应的时效时间分别选取１０（１０２／２），３２（１０３／２），１００（１０４／２），３１６（１０５／２），１０００（１０６／２）和３１６２（１０７／２）Ｓ．所得的试样经机械打磨和抛光后，用ＶＮ一５硬度计测量其硬度，根据其硬度值测定实验钢回火组织中第二相粒子的静态析出一温度一时间（ＰＴＴ）曲线．表１实验钢的化学成分Ｔａｂｌｅ１Ｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎ，％）ＡｌｌｏｙＣＭｎｓｉＶＮＳＰＡｌＦｅＮｏ．１０．０５１．２６０．２０．０７２０．０１９０．００５０．００７９＜Ｏ．００５Ｂａｌ．２０．ｉ０１．４５０．２６０．０７２０．０２１０．００４０．００５＜０．００５Ｂａｌ．３０．２０１．５００．２８０．０８２０．０２１０．００４０．００５＜０．００５Ｂａｌ．图１热力学计算的４种实验钢中ｖ（ｃ，Ｎ）析出的体积分数随温度的变化曲线Ｆｉｇ．１Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎ＂ｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｕｒｖｅｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｃａｌｃｕｌａｔｅｄｂｙＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃｆｏｒｔｈｅｆｏｕｒｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓ（ｎｏｏｂｖｉｏｕｓｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅａｍｏｎｇ４ｃｕｒｖｅｓ）圉２４种实验钢中ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的析出温度与开始析出时间（ＰＴＴ）曲线Ｆｉｇ．２Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｓｔａｒｔｔｉｍｅ（ＰＴＴ）ｃｕｒｖｅｓｏｆｔｈｅｆｏｕｒｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｍｅａｓｕｒ－ｉｎｇｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｆｅｒｒｉｔｅ氮化物在奥氏体或铁素体中析出时，其ＰＴＴ曲线一般呈现＊Ｃ＊形［７，８１或“Ｓ”形［９１．图２是根据时效硬度法测得的实验用钢的ＰＴＴ曲线．与传统碳氮化物不同，Ｎ含量较高的Ｎ—Ｖ微合金钢的ＰＴＴ曲线单调变化．由于实验钢中Ｎ含量较高，ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的开始析出时间较短（７５０℃等温１０Ｓ左右就会析出）．从图２还可以看出，４种实验钢的ＰＴＴ曲线非常接近，因此可以认为，Ｃ含量对ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的析出影响较小，几乎可以忽略．３析出动力学模型的建立４０．３０１．５００．２７０．０７８０．０１９０．００４０．００５＜ｏ．００５Ｂａｌ．３．１热力学计算——Ｖ—Ｎ微合金钢中，由于ＶＮ和ＶＣ之间可以完全２实验结果互溶而形成ｖ（ｃ，Ｎ），因此可认为ｖ（ｃ，Ｎ）中无间隙原根据扩散型相变热力学和动力学原理，微合金碳氮化子缺位．若假设Ｃ的占位分数为ｚ，则Ｎ的占位分数为物的析出行为受到形核驱动力和原子扩散的共同影响．碳１一ｚ．。
04答案
1. F 、P 与Fe 3C 相比较，（珠光体）强度最高。
2. 奥氏体的最大溶解度是Ｃ％＝＿2.11%＿，高温铁素体的最大溶解度是Ｃ％＝＿0.09%。
3. 碳在α－Ｆｅ中的间隙固溶体称为 铁素体 ，它具有 体心立方 晶体结构，在 727 ℃时碳的最大溶解度为 0.0218 ％。
4. 在室温下，４５钢的相组分是 F+Fe 3C （或铁素体+渗碳体），组织组分是 F+P （铁素体+珠光体） 。
5. 珠光体本质上是 铁素体（F ） 和 渗碳体（Fe 3C ） 组成的共析机械混合物；而高温莱氏体则是 奥氏体（A ）和 渗碳体（Fe 3C ）组成的共晶机械混合物。
6. 某钢试样在显微镜下观察，其组织为珠光体和铁素体各占５０％，试求该钢的含碳量？是什么钢号？7. 默画出经简化的Fe - Fe 3 C 相图，注明重要点的符号及其成分、温度， 并分别以相组分、组织组分的形式标注相图中各区域。
8. 一退火碳钢的硬度为150HBS ：① 求该钢的含碳量； ② 计算该钢组织中各组织组分的相对百分含量；③ 画出其组织示意图，并于图中标出各组织组分的名称。
（已知珠光体的硬度为200HBS ，铁素体的硬度为80HBS ）。
9.现有Ａ、Ｂ两种铁碳合金。
Ａ的显微组织为珠光体量占７５％，铁素体量占２５％；Ｂ的显微组织为珠光体量占９２％，二次渗碳体量占８％。
请计算并回答：(1) 这两种铁碳合金按显微组织的不同分属于哪一类钢？(2) 这两种钢铁合金的含碳量各为多少？(3) 画出这两种材料在室温下平衡状态时的显微组织示意图，并标出各组织组成物的名称。
解：(1) Ａ：亚共析钢； Ｂ：过共析钢。
(2)：① 设Ａ钢的含碳量为ｘ1 ：Ｐ％ ＝0008.077.00008.01--x ＝７５％ , ｘ1≈０．７７％×７５％≈０．５８％或: Ｆ％＝ ＝２５％ , Ｘ1＝０．７７－０．７７％×２５％≈０．５８％答：Ａ钢的含碳量为０．５８％。
铁素体82%,合金的含碳量计算
铁素体是一种组织，由α-Fe的晶体构成，也是铁碳合金的主要组织相之一。
合金的含碳量计算是确定铁素体含量的重要方法之一。
在这篇文章中，我们将探讨铁素体含量的计算方法以及合金含碳量的影响因素。
一、铁素体含量计算方法铁素体含量的计算方法一般有差减法、显微硬度法和磁计量法等。
其中，差减法是目前应用最广泛的一种方法。
其计算公式如下：\[ \text{F} = \frac{\text{C}-\text{Fc}}{\text{Fe}-\text{Fc}}\times100\\]其中，F为铁素体含量，C为含碳量，Fc为闪光点碳当量值，Fe为闪光点个数。
二、合金的含碳量计算合金的含碳量对铁素体含量有着重要的影响。
碳的含量越高，铁素体含量越低。
合金的含碳量计算方法一般采用化学分析法和光谱分析法。
化学分析法是指用化学方法测定合金中碳的含量，而光谱分析法则是利用光谱仪器对合金进行碳含量的分析。
三、影响合金含碳量的因素合金的含碳量受到许多因素的影响，其中最主要的因素包括原料成分、生产工艺和加工工艺等。
原料成分决定了合金的基本成分，而生产工艺和加工工艺则直接影响了合金的最终含碳量。
四、合金含碳量管理的重要性合金的含碳量对其性能有着重要的影响。
合金含碳量过高或过低都会导致合金性能的下降，因此合金含碳量的管理显得至关重要。
合金生产企业应该建立完善的管理体系，严格控制合金的含碳量，以确保产品质量。
五、合金含碳量管理的现状与发展方向当前，国内外对于合金含碳量管理越来越重视。
许多企业在生产过程中引入先进的监测设备和技术手段，以实时监测合金的含碳量变化，保证产品质量。
未来，随着科学技术的不断发展，合金含碳量管理将更加精准、智能化。
铁素体含量计算及合金含碳量计算是决定合金性能的重要因素，而合金的含碳量又受到多种因素的影响。
合理计算和管理合金含碳量，对于提高产品质量、降低生产成本具有重要意义。
希望本文能够对相关领域的专业人士提供一定的参考和帮助。
工程材料与热处理第5章作业题参考答案
1.奥氏体晶粒大小与哪些因素有关？为什么说奥氏体晶粒大小直接影响冷却后钢的组织和性能？奥氏体晶粒大小是影响使用性能的重要指标，主要有下列因素影响奥氏体晶粒大小。
（1）加热温度和保温时间。
加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒越粗大。
（2）加热速度。
加热速度越快，过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率和长大速度的比值增大，则奥氏体的起始晶粒越细小，但快速加热时，保温时间不能过长，否则晶粒反而更加粗大。
（3）钢的化学成分。
在一定含碳量范围内，随着奥氏体中含碳量的增加，碳在奥氏体中的扩散速度及铁的自扩散速度增大，晶粒长大倾向增加，但当含碳量超过一定限度后，碳能以未溶碳化物的形式存在，阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒长大倾向减小。
（4）钢的原始组织。
钢的原始组织越细，碳化物弥散速度越大，奥氏体的起始晶粒越细小，相同的加热条件下奥氏体晶粒越细小。
传统多晶金属材料的强度与晶粒尺寸的关系符合Hall-Petch关系，即σs=σ0+kd-1/2，其中σ0和k是细晶强化常数，σs是屈服强度，d是平均晶粒直径。
显然，晶粒尺寸与强度成反比关系，晶粒越细小，强度越高。
然而常温下金属材料的晶粒是和奥氏体晶粒度相关的，通俗地说常温下的晶粒度遗传了奥氏体晶粒度。
所以奥氏体晶粒度大小对钢冷却后的组织和性能有很大影响。
奥氏体晶粒度越细小，冷却后的组织转变产物的也越细小，其强度也越高，此外塑性，韧性也较好。
2．过冷奥氏体在不同的温度等温转变时，可得到哪些转变产物？试列表比较它们的组织和性能。
3.共析钢过冷奥氏体在不同温度的等温过程中，为什么550℃的孕育期最短，转变速度最快？因为过冷奥氏体的稳定性同时由两个因素控制：一个是旧与新相之间的自由能差ΔG；另一个是原子的扩散系数D。
等温温度越低，过冷度越大，自由能差ΔG也越大，则加快过冷奥氏体的转变速度；但原子扩散系数却随等温温度降低而减小，从而减慢过冷奥氏体的转变速度。
高温时，自由能差ΔG起主导作用；低温时，原子扩散系数起主导作用。
铁素体不锈钢410S与430高温相组织的Thermo-calc计算与试验研究
２ １０ ２ 不 锈 钢 分 公 司 ， 海 ０ ９ ０； ． 上
摘 要 ： 过 金 相观 察 与 Ｄ Ｃ试 验 ， ４ ０ 通 Ｓ 对 １ Ｓ和 ４ ０两 种铁 素 体 不 锈 钢 的 高 温 组 织 进 行 了研 究 ， 通 过 定 量 ３ 并 分 析 。 别 获得 了高 温 相 组 织 的 体 积 分 数 及 与 温 度 的 变化 关 系。 利 用 Ｔ ｅ —ａ 分 ｈｒ ｃｌ 力 学软 件 ， 算 了两 钢 种 ｍｏ ｃ热 计 的 高温 相 图 ， 算 结 果 和 试 验 结 果 吻 合 较 好 。 由 于 高 温 下铁 素 体 不锈 钢 存 在 两相 组 织 ， 的 热 塑 性 会 降低 ， 计 钢 导 致 轧 制 时产 生边 裂 ， 故探 讨 了通 过 热 加 工 工 艺优 化 来避 免 边 裂 的 问 题 。 关 键 词 ：ｈｒ —ａ ； 素 体 不 锈 钢 ； 相 组 织 ； 塑性 Ｔ ｅ ｃｌ 铁 ｍｏ ｃ 金 热 中图 分 类 号 ：Ｇ１２７ 文 献 标 识 码 ： 文 章 编 号 ：０ ８— ７ ６ ２０ ）４— ０ ０— Ｔ ４ ．１ Ｂ １０ ０ １ （０ ７ ０ ０ ２ ０ ４
Ｋｅ ｗｏ ｄ Ｔ ｅ ｏ ｃ ｌ ｙ ｒ ｓ： ｈ ｒ — ａｃ；ｆｒｉ ｃ ｓａｎ ｅ ｓ ｓ ｅ ；ｍｉｒ ｓｒ ｃｕ ｅ ｏ ｕ ｔ ｉ ｍ ｅｒｔ ｔｉ ｌ ｓ ｔ ｌ ｉ ｅ ｃ ｏ ｔｕ ｔｒ ；ｈ ｔｄ ｃｉ ｔ ｌｙ
０ 前 言
均为 单相 铁 素体 ， 是 已有 研究 表 明 ， 高温 状态 但 在 下， 两种 钢均存 在铁 素体 与 奥 氏体 的两相 区 ， 两 而
维普资讯
２ ０
宝
钢
技
术
２００ ７年第 ４期
加热温度对P92钢中δ铁素体含量的影响
P92耐热钢δ-铁素体含量的热力学计算与分析摘要:采用Thermo-Calc热力学计算软件与试验手段，研究了加热温度对P92钢中δ-铁素体含量的影响规律。
结果表明，在900℃-1200℃温度范围内，随着加热温度的升高，δ-铁素体含量先降低后升高，呈U 型变化规律，在1050℃附近δ-铁素体含量最低，计算结果与试验数据基本吻合。
利用Thermo-Calc软件中的数据库TCFE6计算的准平衡态相图，能够较好的解释了上述规律性。
关键词: P92；δ铁素体；Thermo-Calc；相图中图分类号：TG 14文献标志码：文章编号：Thermodynamic Calculation and Analysis on the content of δ-Ferrite in Heat-Resistant Steel P92Abstract:The content of δ-Ferrite in Heat-Resistant Steel P92 in different temperature was obtained by experiment and calculated by Thermo-Calc software. Results show that , with the temperature increasing within 900℃ to 1200℃, the content of δ-Ferrite decreased at first and then increased later, and reached minimum around 1050℃.The calculated data is in good agreement with the experimental data. The pseudo-equilibrium phase diagram of P92 calculated by the Thermo-Calc software can reasonably explain the experimental results.Key words:P92; δ-Ferrite; Thermo-Calc; phase diagram超临界和超超临界发电机组能够有效提高煤电机组效率、减少污染物排放，在国内外得到了迅速发展，已经成为国际上今后火力发电机组发展的重要方向，也是中国以煤为主的能源结构中的首选发电设备。
Fe-C 相组织及相关热处理介绍
液态铁
高温铁素体 奥氏体A
铁素体α-Fe +渗碳体 Fe3C 机械混合物 含C0.77% 353℃ 333℃ 230℃ 350℃ 550℃
固溶体含C 727 ℃ 0.77%；1148 ℃ 2.11%
共晶奧氏體中含C Max 0.77%
600℃ 680℃ A1
鋼
分類
內容說明
从反映钢的组织结构与钢的含碳量和钢的温度之间关系的铁碳平衡状态 图上可见，当碳的含量正好等于0.77%时，即相当于合金中渗碳体(碳化 片狀珠光體 铁)约占12%，铁素体约占88%时，该合金的相变是在恒温下实现的。即 在这种特定比例下的渗碳体和铁素体，在发生相变时，如果消失两者同 时消失(加热时)，如果出现则两者又同时出现，在这一点上这种组织与 纯金属的相变类似。基于这个原因，人们就把这种由特定比例构成的两 相组织当作一种组织来看待，并且命名为珠光体，这种钢就叫做共析钢。 即含碳量正好是0.77%的钢就叫做共析钢，它的组织是珠光体。 常用的结构钢含碳量大都在0.5%以下，由于含碳量低于0.77%，所以组 织中的渗碳体量也少于12%，于是铁素体除去一部分要与渗碳体形成珠 光体外，还会有多余的出现，所以这种钢的组织是铁素体+珠光体。碳 含量越少，钢组织中珠光体比例也越小，钢的强度也越低，但塑性越好， 这类钢统称为亚共析钢。
组 织
2
莱氏体
Ld
由P与Fe3C组成的共晶体.
3 4
低温莱氏体
Le’
在室温下是渗碳体和珠光体的机械混合物Fe3C+[α-Fe(C)+Fe3C]。 室温下莱氏体保留了高温下共晶转变产物的形态特征，称为低温莱氏体 (Ld)，但组成相奥氏体已经发生了改变。
在高温下铁素体的变化
在高温下铁素体的变化铁素体是一种晶体结构，具有良好的延展性和塑性。
在高温下，铁素体的晶体结构会发生一系列的变化。
本文将详细解释在高温下铁素体的变化过程。
1. 高温下的晶体结构变化在常温下，铁素体的晶体结构为体心立方结构。
然而，当温度升高到一定程度时，铁素体晶体结构会发生转变。
在约910摄氏度的高温下，铁素体开始转变为奥氏体。
奥氏体是一种面心立方结构，相比于铁素体的体心立方结构，奥氏体具有更密集的晶体结构。
这种晶体结构转变能提高铁的硬度和强度，因此在高温下铁的力学性能更为优越。
2. 高温下的晶界行为在高温下，铁素体的晶界行为也会发生变化。
晶界是铁素体中晶粒之间的界面区域，晶界对材料的力学性能和热稳定性有着重要影响。
在高温下，晶界的迁移速率增加，这意味着晶粒的长大速率加快。
随着晶界的迁移，晶粒尺寸逐渐增大，从而影响材料的宏观性能。
晶界的迁移还能消除晶界附近的位错，从而提高材料的塑性变形能力。
3. 高温下的结构相变除了晶体结构的变化，铁素体在高温下还会发生结构相变。
最常见的结构相变是铁素体转变为奥氏体。
在温度超过奥氏体转变点时，铁素体晶体中的碳原子会扩散到晶界附近，从而形成奥氏体。
这个过程称为铁素体与奥氏体的共析转变。
这种共析转变对铁合金的组织和性能有重要影响，因为奥氏体的力学性能和耐热性更好。
4. 高温下的热处理高温下的热处理是利用铁素体在高温下的变化来改善材料的性能。
一个常见的高温热处理方法是退火。
退火可以通过加热铁素体至临界温度，然后缓慢冷却来改善材料的塑性和韧性。
退火过程中，晶格内的位错会重新排列，晶体结构得以恢复，从而消除了应力和弹性变形。
另一个高温热处理方法是淬火。
淬火是将铁素体快速冷却，使其转变为马氏体。
马氏体具有良好的硬度和强度，但脆性高。
为了提高材料的韧性，还需要进行回火处理。
总结：在高温下，铁素体的晶体结构发生变化，从体心立方结构转变为面心立方结构的奥氏体。
晶界的行为也发生变化，晶界迁移速率加快。
铁碳相图组织含量计算
2
组织ห้องสมุดไป่ตู้相组成计算
3
含碳量不同的液相的析晶过程 —— C%很低
4
含碳量不同的液相的析晶过程 —— 亚共析
5
含碳量不同的液相的析晶过程 —— 共析
6
含碳量不同的液相的析晶过程 —— 过共析
7
含碳量不同的液相的析晶过程 —— 亚共晶
8
含碳量不同的液相的析晶过程 —— 共晶
9
含碳量不同的液相的析晶过程 —— 过共晶
10
由于fe是高温相因此碳溶解于fe中形成的固溶体也称为高温铁素体用表示奥氏体
铁碳相图可视篇
铁碳相图中的相有： 铁素体：碳溶解于α-Fe中形成的固溶体，用α 或 F 表示； 高温铁素体（δ-铁素体） ：由于δ-Fe是高温相，因此碳溶解于 δ-Fe中形成的固溶体也称为高温铁素体，用δ 表示 奥氏体：碳溶解于g－Fe中形成的固溶体，用g 或A 表示 渗碳体：铁和碳形成的化合物，含碳量为6.69%，用Fe3C或Cm 表示 铁碳相图中的组织： 珠光体：共析转变的产物，是a 与Fe3C的机械混合物，用P表 示。 莱氏体：共晶转变的产物是奥氏体与渗碳体的机械混合物，用 符号Ld 表示。 低温莱氏体：这种由P与Fe3C组成的共晶体称，用Le’表示 此外还有Fe3CⅠ、Fe3C Ⅱ、Fe3CⅢ以及Fe3C（共析渗碳体） 是不是已经凌乱了，不要急，看了图就不乱了
组织组成及相组成的计算
从铁碳相图看，Wc=1.20%的铁碳合金是过共析钢，其组织组成物是珠光体+二次渗碳体，即P+Fe3Cii，相组成物是铁素体+渗碳体，即F+Fe3C。
一、组织组成物计算：按照杠杆定律，列式子如下WP=（6.69-1.2）/(6.69-0.77)=5.49/5.92=0.92736486≈0.927=92.7%WFe3Cii=1-WP=0.073=7.3%即含碳量为1.2%的铁碳合金，其组织组成物是由92.7%的珠光体+7.3%的二次渗碳体组成。
二、相组成物计算：按照杠杆定律，列式子如下WF=(6.69-1.2)/(6.69-0.0218)=5.49/6.6682=0.8233106385531327≈0.823=82.3% WFe3C=1-WF=0.177=17.7%即含碳量为1.2%的铁碳合金，其相组成物是由是82.3%的铁素体+17.7%的渗碳体两相组成。
1）含碳量0.4%的铁碳合金常温下组织组成物与相组成物分别是什么？含碳量0.4%的铁碳合金是亚共析钢，你不是有铁碳相图吗？从铁碳相图可以看出，常温下组织组成物是P+F，即铁素体+珠光体，相组成物是a-Fe+Fe3C，即铁素体+渗碳体。
2）各组织组成物的质量含量是多少？组织杠杆总长用共析线根据杠杆定律可知：WF=（0.77-0.4）/(0.77-0.0218)=0.37/0.7482≈0.495=49.5%WP=1-WF=1-0.495=50.5%即两组织为：铁素体占49.5%，珠光体占50.5%。
3）各相组成物的质量含量是多少？相杠杆总长用底线根据杠杆定律可知WF=（6.69-0.4）/(6.69-0.0218)=6.29/6.6682≈0.943=94.3%WFe3C=1-WF=1-0.943=0.057=5.7%即两相为：铁素体相（a-Fe）占94.3%，渗碳体相占5.7%。