1、1 第七章第七章 鐵鐵 碳碳 合合 金金 7.1 概概 述述 7.2 純純 鐵鐵 7.3 碳與鐵碳合金中的相碳與鐵碳合金中的相 7.4 Fe-Fe3C相圖相圖 7.5 Fe-C相圖相圖 7.6 鐵碳合金成分、組織與性能間的關系鐵碳合金成分、組織與性能間的關系 7.7 鋼中的雜質鋼中的雜質 2 7.1 概概 述述 鋼鐵是鐵與碳的合金，各種合金鋼也是 在鐵與碳的基礎上，為了具有某種特殊的性能 而添加一些合金元素。鋼鐵是目前人類社會中 最重要的金屬材料。因此，鐵與碳的合金是最 重要的合金。 T 鐵碳元素在地殼中占41.2，儲量集中， 易于開采，而且易于從礦石中還原成金屬； T 鐵碳合金的強韌性配合得

2、好； 3 T 鐵碳合金可形成兩個同素異構體，多種組織， 性能變化范圍寬； T 776以下，具有鐵磁性； T 熔點為1538 ，熱激活過程可以在不太高的溫 度下進行。 T 可以有意無意地加入其它元素，得到各種各樣 的性能。 4 7.2 純純 鐵鐵 1. 鐵元素的化學特性鐵元素的化學特性 化學元素鐵的原子序數是26，在第四周期， 屬于過渡族，原子量是55.85，原子軌道是 3d64s2。 鐵的熔點是1538，汽化溫度是2738， 密度為7.87g/cm3。 2. 純鐵的多形性純鐵的多形性 從高溫到低溫，純鐵由液相依次發生了三種 多形性變化： 5 液相（L） -Fe -Fe -Fe 其中： -Fe為

3、體心立方晶體結構。 -Fe為面心立方晶體結構，此時發生第一次同素異形 轉變； -Fe面心立方的邊長為0.36563nm，最近原子間距為 0.25850nm，原子半徑 0.12925nm，四面體間隙的邊 長為0.02908nm，八面體間隙邊長為 0.05350nm。 -Fe為體心立方晶體結構，此時發生第二次同素異形 轉變； -Fe體心立方的邊長為0.28663nm，最近原子間距為 0.24821nm，原子半徑 0.12410nm，四面體間隙的邊 長為0.03596nm，八面體間隙邊長為 0.01862mm。6 純鐵的性能與應用純鐵的性能與應用 力學性能：力學性能：b17

4、6274MPa 0.298166MPa 3050，7080 HB5080 aK1.52MNm/m2 應應 用：用：主要應用于電子材料，作為鐵芯。 7 7.3 碳與鐵碳合金中的相碳與鐵碳合金中的相 碳的物理化學特性碳的物理化學特性 碳的原子序數是6，原子量是12.01，密度 是2.25g/cm3。 碳的原子半徑為0.34nm。碳有兩種存在 形式：石墨和金剛石，石墨較為廣泛。 石墨是由碳原子層組成，層內原子呈正六 邊形。層內原子由共價鍵結合，原子間距為 0.142nm。層間原子由弱金屬鍵結合，間距為 0.34nm。 石墨的晶體結構屬于六方晶系，其中a 0.46nm，c0.670nm，每個晶胞含有四

5、個原子。 8 碳在鐵中的固溶體碳在鐵中的固溶體 碳與鐵通過相互作用可形成鐵素體和奧氏體 兩種間隙固溶體以及化合物滲碳體。 鐵素體是碳原子作為間隙式溶質溶入到體 心立方晶體鐵-Fe的間隙中形成的間隙式固溶體。 C在-Fe的溶解度是：G(wt%)2.55exp（ 9700/RT），碳在體心立方中的溶解度十分有限， 727時，C在-Fe中的溶解度是0.022。 鐵素體有與純鐵相同的性能，居里點是 770。常用符號：F或 奧氏體是碳原子作為間隙式溶質溶入到- Fe中的間隙形成的間隙式固溶體。 9 由于面心立方的八面體間隙較大，因此-Fe的溶碳能 力較高，1147時碳在-Fe中有最大溶解度，2.14。

6、奧氏體有較好的塑性，具有順磁性。常用A或表 示。 滲碳體是鐵與碳組成的化合物Fe3C。 滲碳體具有復雜的斜方晶格，其中a0.4524nm， b0.5089nm，c0.6743nm。單胞中有12個Fe原子， 4個碳原子，Fe：C3：1。晶胞中每個碳原子周圍 有6個鐵原子，組成一個三角棱柱，碳原子位于三角 棱柱的中心。含碳為6.69。 滲碳體具有很高的硬度，HV9501050，而塑 性幾乎為零，常溫下具有鐵磁性，居里點是230， 熔點計算值為1227。 10 鐵碳合金相圖鐵碳合金相圖 滲碳體在熱力學中上是個亞穩定的相，石墨才是 穩定的相。但在實際中，石墨的表面能很大，形核需要很 高的能壘，一般條件

7、下，碳大多和鐵結合成滲碳體，只有 在極緩慢冷卻或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，鐵碳相圖有兩類： 液體、固溶體和滲碳體之間亞穩平衡，是緊靠 鐵端部分，其中C含量的范圍是06.69 液體、固溶體和石墨之間的穩定平衡，其中C 含量的范圍是0100。 通常，相圖中有虛實兩線，實線表示類，虛線 表示類，無虛線部分表示兩者共有，此稱為雙線鐵碳相 圖。 11 7.4 Fe-Fe3C相圖相圖 1. Fe-Fe3C相圖相圖 123456 A B C D E F G H N J P MO S K Q 1538 1394 1154 1148 910 770738 727 23

8、0 1493 L Cm L+Cm Cm Fe Fe3C + L 12 符符 號號溫溫 度度/ （C）/%說說 明明 A15380純鐵的熔點純鐵的熔點 B14930.53包晶轉變時液態合金的成分包晶轉變時液態合金的成分 C11474.30共晶點共晶點 D12276.69滲碳體的熔點滲碳體的熔點 E11472.14碳在碳在-Fe中的最大溶解度中的最大溶解度 F11476.69共晶反應生成的滲碳體共晶反應生成的滲碳體 G9120-Fe向向-Fe轉變溫度（轉變溫度（A3） H14930.09碳在碳在-Fe中的最大溶解度中的最大溶解度 13 J14930.16包晶點包晶點 K7276.69共析反應生成的

9、滲碳體共析反應生成的滲碳體 M7700純鐵的磁性轉變點純鐵的磁性轉變點 N13940-Fe向向-Fe的轉變溫度（的轉變溫度（A4） O7700.5（C）0.5合金的磁性轉變溫度合金的磁性轉變溫度 P7270.022碳在碳在-Fe中的最大溶解度中的最大溶解度 S7270.76共析點（共析點（A1） Q6000.0057600時碳在時碳在-Fe中的溶解度中的溶解度 14 由上可知，Fe-Fe3C相圖中有以下組成部分： 液相線：ABCD 固相線：AHJECF 五個單相區：L，和和Fe3C 七個兩相區：L ，L ，L Fe3C， ， ， Fe3C， Fe3C 兩條磁性轉變線：MO（鐵素體的）及過230

10、的虛線（滲碳體 的） 三條水平相變線：HJB包晶轉變線 ECF共晶轉變線 PSK共析轉變線 15 三個相變三個相變 包晶轉變包晶轉變： 1493時，B點成分的液相和H點成分 的鐵素體進行包晶反應生成J點成分的奧氏體，即 LB+H=J 共晶轉變共晶轉變： 1147時，C點成分的液相通過共晶 轉變生成E點成分的奧氏體和滲碳體，即LC E Fe3C。 反應得到的共晶體EFe3C稱為萊氏體，用字母 Ld表示。萊氏體繼續冷卻至727時，萊氏體中的奧氏 體要發生相變，相變后的萊氏體用 表示。 共析反應：共析反應： 727時，S點成分的奧氏體共析分解 成P點成分的鐵素體和滲碳體，即SPFe3C。 所得到的共

11、析體PFe3C稱為珠光體，用P表示。 Ld Ld 16 3. 鐵碳合金的平衡結晶和組織轉變鐵碳合金的平衡結晶和組織轉變 1）鐵碳合金的分類）鐵碳合金的分類 工業純鐵：工業純鐵：碳含量小于0.022的鐵碳合金稱為工業純鐵， 其特點是在冷卻過程中不發生共析反應。 鋼：鋼：碳含量在0.0222.14之間的鐵碳合金稱為鋼，其特 點是結晶過程不發生共晶反應。根據室溫組織的不同，鋼又 分為： 共析鋼：碳含量為0.76 亞共析鋼：碳含量在0.0220.76之間 過共析鋼：碳含量在0.762.14之間 鑄鐵：鑄鐵：碳含量在2.146.69之間的鐵碳合金稱為鑄鐵，又 稱白口鐵。 17 白口鐵的特點是結晶過程發生

12、共晶轉變，因而有較好的鑄造 性能。但滲碳體量很多，質脆，不能鍛造。根據室溫組織的 不同，白口鐵又分為： 共晶白口鐵：碳含量為4.30 亞共晶白口鐵：碳含量在2.114.30之間 過共晶白口鐵：碳含量在4.306.69之間 2）各類鐵碳合金的組織轉變）各類鐵碳合金的組織轉變 v 工業純鐵 a1a2 a3 a4 a5 a6 a7 高溫液相開始冷卻： 在a1點溫度開始從液相中結晶出鐵素體 結晶 完畢后在a2點溫度開始形成單相 冷卻至a3點 溫度時開始從相的晶界上中析出相，直至a4點溫 度 冷卻至a5點溫度時，在 相晶界上 18 析出鐵素體，至a6點溫度時相全部轉變為相 在a7 點溫度時， 鐵素體中的

13、碳達到飽和，繼續冷卻將從鐵素 體中析出Fe3C，分布在鐵素體的晶界上。 室溫下的平衡組織： 鐵素體 Fe3C v 共析鋼 高溫鋼液開始冷卻： b1溫度時從液相中結晶析出相，直至b2點 溫度時完畢 單相一直保存至b3點溫度 在b3點溫度發生共析反應，得到珠光體 利用杠桿定律，可計算珠光體中鐵素體和 滲碳體的相對量： b1 b2 b3 PS 19 在珠光體團中，珠光體中鐵素體和滲碳體是有一定 位向關系的： 珠光體是由交替排列的片層鐵素體和滲碳體構成的。 3 3 3 (001)/(521) 1001312.6 0101132.6 Fe CF Fe C Fe C 與差 與差 3 SK6.690.76

14、%100%100%88.9% PK6.690.022 PS0.760.022 100%100%11.1% PK6.690.022 Fe C 20 v 亞共析鋼 當合金自液相冷卻時： 在c1點溫度開始結晶析出鐵素體 在c2點 溫度時，發生包晶轉換，即液相成分變到B點， 相成分變到H點，轉變生成J點成分的相。此 時相消失，但仍留有過剩的L相 剩余液相 在繼續冷卻過程中，結晶生成相，至c3點溫 度結束，得到單相的相，直至c4點 在c4點溫度時，開始在晶界位置處有 相析出，繼續降低溫度， 相不斷增多 在 c5點溫度，相成分變到S點，共析反應生成成 分為P點的 相，形成珠光體。 c1 c2 c4 c3

15、c5 HB J P S 21 通常將共析反應前從奧氏體中析出的鐵素體稱為先共析 鐵素體。 利用杠桿定律，設碳含量是0.3的亞共析鋼，則共析 反應后組織中的先共析鐵素體和珠光體的相對量為： 此時，合金中與Fe3C兩相的相對量為： c5S0.760.3 %100%100%62.2% PS0.760.022 Pc50.30.022 P100%100%37.8% PS0.760.022 c5K0.3 %100%100%95.8% PK6.690.022 Pc50.30.022 P100%100%4.2% PK6.690.022 6.69 22 亞共析鋼的室溫平衡組織是先共析鐵素體和珠光體。 亞共析鋼中

16、的先共析鐵素體可能呈現不同的形態：先共 析鐵素體在奧氏體晶界上形核后，可形成沿原奧氏體晶界的 網狀先共析鐵素體；也可沿奧氏體晶內某特定晶面生長成相 互平行的片狀，即魏氏組織。 v 過共析鋼 d1 d2 d3 PSd4 當合金從液相開始冷卻： 在d1點溫度開始結晶出相，直至d2點溫度時 結束，得到單相 在d3點溫度時，奧氏體 中的碳得到飽和，繼續冷卻時，奧氏體中析出 二次滲碳體Fe3C ，呈網狀沿奧氏體晶界析出 在d4點溫度時，發生共析轉變，s點成分的奧氏 體共析分解，形成珠光體。 23 共析反應后，過共析鋼的室溫組織是Fe3C和珠光體。 設有一碳含量為1.0的過共析鋼，則應用杠桿定律， 可知二

17、者在組織中的相對量為： 過共析鋼的網狀碳化物隨鋼中含碳量的增多而增多，網 狀碳化物對鋼的性能有極惡劣的影響，特別是造成鋼的塑性 和沖擊韌性的大幅降低，因此在實際生產中一定要避免或消 除這種網狀碳化物。 3 d4S1.00.76 100%100%4.0% SK6.690.76 d4K6.69 1.0 P100%100%96.0% SK6.690.76 Fe C 24 E C S 當合金自液相冷卻時： 達到共晶溫度，發生共晶反應，形成萊氏體， 即奧氏體和滲碳體的兩相混合物 繼續冷 卻，萊氏體中的滲碳體不變，其中的奧氏體成 分沿ES線變化，從奧氏體中析出Fe3C，附著 在共晶體的滲碳體上，難以觀察

18、冷卻到 共析溫度時，奧氏體成分變到S點，萊氏體中 的奧氏體發生共析分解形成珠光體（這種經共 析反應的萊氏體稱為低溫萊氏體） 珠光 體在低溫時繼續析出三次滲碳體。 v 共晶白口鐵 25 共晶反應后萊氏體中兩相的相對量是： v 亞共晶白口鐵 3 CF6.694.30 100%100%52.5% EF6.692.14 EC4.302.14 100%100%47.5% EF6.692.14 Fe C E C S f1 f2 f3 當合金自液相冷卻時： 在f1點溫度時開始結晶出奧氏體，之后液相 成分沿BC線變化，相成分沿JE線變化 冷卻到f2時，液相成分變化到C點， 相成分 變化到E點，此時液相發生共晶

19、轉變，形成萊 氏體 繼續冷卻，奧氏體成分沿ES線變 化，達到f3點時，S點成分的奧氏體（包 26 括先共晶的奧氏體和萊氏體中的奧氏體）發生共析轉變，形 成珠光體，珠光體轉變后的萊氏體稱為低溫萊氏體 繼 續冷卻，從珠光體和低溫萊氏體中的鐵素體中都有三次滲碳 體析出。 v 過共晶白口鐵 E C S g1 g2 g3 當合金自液相冷卻時： 在g1點溫度，從液相中開始結晶出滲碳體 （這種從液相中直接析出的滲碳體為一次滲 碳體） 冷卻到g2點溫度時，剩余液相成 分變到C點，發生共晶反應，得到萊氏體 繼續冷卻，奧氏體成分沿ES線變化，達到 g3點時，S點成分的奧氏體發生共析轉變， 27 形成珠光體，共析轉

20、變后的萊氏體稱為低溫萊氏體 繼 續冷卻，從珠光體和低溫萊氏體中的鐵素體中析出三次滲碳 體。 總結：從Fe-Fe3C相圖可知，鐵碳合金室溫下的相組成物都 是鐵素體和滲碳體，并且隨含碳量的增加，滲碳量不斷增多。 而相比之下，室溫組織組成物卻有、Fe3C、P、 Fe3C、 Fe3C 和 。 Ld 28 7.5 Fe-C相圖相圖 1. Fe-C相圖相圖 A G N Q G 123456 B C D E F H J P MO S K 1538 1394 1154 1148 910 770738 727 230 1493 L G G D C EF S K P 02510152025 29 與Fe-Fe3C

21、相圖的不同之處： 1）液相線：ABC 固相線：AHJ 2）在）在Fe-Fe3C相圖中所有析出滲碳體的線、點，在 Fe-C相圖中除位置除有所改變外，都是析出石墨： 線析出初次石墨 線析出二次石墨 線通過共晶轉變形成的共晶體是奧氏體與片 狀石墨組成的團狀組織，即一個共晶領域是一個奧 氏體石墨共晶團。 D ECF C D E S E C F 30 用掃描電鏡可以觀察到石墨的空間形態，由此可以 證明，在一個共晶領域內石墨是相互連接成多枝狀 的。光學顯微鏡下觀察到的條狀石墨乃是這些多枝 狀石墨片的截面。 線上發生共析轉變，得到的共析組織是鐵素 體與石墨組成。 石墨呈點狀分布在鐵素體基體上，但在含碳量大于

22、 2.08的合金中，二次石墨和共析石墨一般都依附 在共晶石墨上生長。 P S K 31 2. 各類鐵碳合金中的石墨形態各類鐵碳合金中的石墨形態 接近共晶成分的鐵碳合金： A型型 石墨無方向性均勻分布 B型型 石墨呈片狀與點狀聚集成的菊花狀分布 亞共晶成分的鐵碳合金： 亞共晶合金如果碳含量偏低，則在共晶轉變之前有較 多的先共晶奧氏體呈樹枝狀析出，此時奧氏體石墨共晶 只能在枝晶間生長。此時石墨呈D型型分布。 A 型型B 型型 32 D 型型 石墨在枝晶間呈點片狀分布 過共晶成分的鐵碳合金： 過共析成分的鐵碳合金凝固后組織中含有初次石墨 C型：型：初次石墨呈粗大的片狀 F型：型：初次石墨呈星狀分布

23、C 型型F 型型 33 如果在亞共晶、過共晶或共晶合金澆注前，向 液體中加入少量的鎂或稀土元素，并加入硅進行變 質處理，則合金凝固后的石墨呈球狀。 碳含量大于2.08并按穩定系統發生共晶轉變 的合金，由于其斷口呈灰色，叫做灰口鑄鐵，當石 墨呈球狀時，稱為球墨鑄鐵。 34 7.6 含碳量低于含碳量低于2.11并按亞穩系統轉變的合金并按亞穩系統轉變的合金 含碳量低于2.11的鐵碳合金是純鐵和鋼。而鋼 按碳含量的多少又分為亞共析鋼、共析鋼和過共析鋼。其 室溫組織分別為： 純 鐵鐵素體和沿晶界分布的三次滲碳體， 三次滲 碳體的含量隨碳含量的增加而增加。 亞共析鋼鐵素體和珠光體，珠光體的含量隨碳含 量的

24、 增加而直線增加。 鐵碳合金的成分、組織鐵碳合金的成分、組織 和性能之間的關系和性能之間的關系 35 過共析鋼珠光體和二次滲碳體。隨著碳含量的增加，二 次滲碳體的含量增多。二次滲碳體沿奧氏體晶 界析出，當數量足夠多時，便會形成連續的網 絡。 純鐵和各類鋼室溫下的相組成都是鐵素體和滲碳體。隨 著碳含量的增加，滲碳體量逐漸增多。 根據合金的性能大體上是組成相性能的平均值這一規律， 鐵碳合金的各項性能與碳含量之間大致具有直線關系。如圖 所示為碳含量對緩冷鋼力學性能與某些物理性能的影響： 0 0.02180.77 2.114.3 50% 100% F Cm Cm Ld C% P 室溫組織組成相對室溫組

25、織組成相對 量圖表量圖表 36 由圖可知，抗拉強度b在碳含量接近1.0是出現峰值， 這是因為由于脆性的二次滲碳體在碳含量高于1.0時會形成 連續的網絡，使鋼的脆性大增，因而會使脆性的二次滲碳體 處出現早期的裂紋并發展成斷裂，使抗拉強度隨之降低。 在拉伸實驗中，拉伸曲線具有明顯的上、下屈服點。 （如圖曲線a）同時還觀察到應變時效現象。 應變時效：應變時效：如果在超過下屈服點以后卸載并立即重新加載 進行試驗，試樣將發生彈性變形直到第一次的卸載點為止， 0.02180.77 2.114.3 0 50% 100% F Cm C% 0.02180.77 2.114.3 性性 能能 Cm F HB b b

26、 C% 相組成相對量圖表相組成相對量圖表 組織與性能圖表組織與性能圖表 37 在其后發生塑性變形時，不出現屈服點（如圖曲線b）。 如果在卸載后放置一段時間或在200左右短時間加熱后 再試驗，則屈服點將重新出現，并伴有屈服應力提高（如 圖曲線c） 。 上屈服點上屈服點 下屈服點下屈服點 abc 應應 變變 應應 力力 38 含碳量在含碳量在2.116.69并按亞穩系統轉變的并按亞穩系統轉變的 合金合金 1）組織特性 這類合金的組織中至少含有總量為31.5的滲碳 體，并以含有萊氏體為其特征。 亞共晶鑄鐵：隨著碳含量的增加，萊氏體含量由0增 至 100。 過共晶鑄鐵：隨著碳含量的增加，萊氏體含量由1

27、00 減 至0，但初次滲碳體的含量卻由0增 至 100。 2）性能特性 滲碳體很脆，萊氏體又是以滲碳體為基體的共晶 體，因此這類合金都具有很大的脆性，但同時，硬度和耐 磨性都很高，在某些條件下可用于表面要求很高硬度和耐 磨性的零件。 39 按穩定系統轉變的合金按穩定系統轉變的合金 1）組織特性 按穩定系統轉變后，所有合金在室溫下均由鐵素體和 石墨組成。 2）性能特性 這類合金的強度和塑性都很差，這是因為： 鐵素體本來是個強度很低而塑性很高的相，而石墨本 來幾乎沒有機械強度。由這樣兩種相組成混合物時，石墨 的存在一方面減少了鐵素體承受機械載荷的有效斷面積， 另一方面又由于石墨呈片狀，具有的尖端效

28、應造成應力集 中，幾乎使合金的塑性喪失殆盡。 40 實際生產中的合金轉變實際生產中的合金轉變 實際上，含碳量小于2.11的合金在一般情況下 都是按照亞穩系統轉變的。 含碳量高于2.08的合金，在實際生產中是把成 分控制在共晶或亞共晶范圍內，在高溫區，按穩定系統凝 固與轉變，得到共晶與二次石墨；在低溫區，按亞穩系統 轉變得到珠光體。 L 2.08A4.3 Ld 0.68A 0.0218F Fe G共晶共晶 G二次二次 G共析共析 G三次三次 第一階段第一階段 第二階段第二階段 第三階段第三階段 41 如圖，鑄鐵經不同程度石墨化后所得的組織 名名 稱稱 程程 度度 第一階段第一階段 第二階段第二階

29、段第三階段第三階段顯微組織顯微組織 灰口灰口 鑄鐵鑄鐵 充分進行充分進行充分進行FG 充分進行充分進行部分進行FPG 充分進行充分進行不進行PG 麻口麻口 鑄鐵鑄鐵 部分進行部分進行不進行PG 白口白口 鐵鐵 不進行不進行不進行 PFe3C Ld Ld 42 5. 石墨化的一些規律石墨化的一些規律 1）合金元素 促進石墨化的合金元素：C、Si、Al、Ni、Co 阻礙石墨化的合金元素：Cr、W、Mo、Y、Mn、S 2）高溫下長時間保溫，可促進石墨化。 3）可鍛鑄鐵和球墨鑄鐵的吸振性、鑄造性、切削加 工性較好。變質處理的球墨鑄鐵，其力學性能近于 鋼的水平。 43 7.7 鋼中的雜質鋼中的雜質 鋼中

30、雜質的來源鋼中雜質的來源 由于原料和冶煉工藝的限制，實際使用的鋼中都 含有0.4Si、0.8Mn、0.07S、0.09P以及微 量的氣體元素O、H、N等。 其中，Si和Mn是在鋼的冶煉過程中必須加入的 脫氧劑，而S、P、O、N、H等則是從原料或大氣中帶來 而在冶煉使不能去凈的雜質。 2. 雜質元素對鋼組織性能的影響雜質元素對鋼組織性能的影響 vSi和和Mn 在鋼脫氧時，Si和Mn可把FeO還原成鐵，并形成SiO2和 44 MnO。Mn還可與鋼液中的S形成MnS。這些反應產物大部分 進入爐渣，小部分殘留在鋼中成為 非金屬夾雜物。 Si和Mn，凝固后溶于奧氏體或鐵素體中，Mn還可溶于 滲碳體，形成

31、合金滲碳體（Fe，Mn）3C。 溶于鐵素體中的Si和Mn可提高鐵素體的強度，因而也 提高鋼的強度。當它們的含量大約不超過1時，不降低鋼 的塑性和韌性。所以，認為認為Si和和Mn是鋼中的有益元素。是鋼中的有益元素。 值得注意的是：冷鐓件和冷沖壓件的鋼材，因Si對鐵素 體的強化作用，使鋼的彈性極限升高，以至在加工過程中造 成模具的磨損過大，動力消耗過大，因此冷鐓件和冷沖壓件 常常采用含Si很低，不脫氧的沸騰鋼。 45 v S S可溶于液態鐵中，但在固態鐵中的溶解度極小，并可 與鐵形成FeS。FeS又可與鐵形成熔點為989的（Fe FeS）的共晶體，這種共晶體將在鋼液凝固后期凝固，并存 在于奧氏體枝

32、晶間。由于S含量一般不超過0.1%,故（Fe FeS）共晶體的量也很少，幾乎都是離異共晶。 如果鋼中存在（FeFeS）共晶體，在加熱到1150 1200之間時，它們就會成為液體 ，一經鍛打，鋼就會沿 晶界開裂。這種現象叫做熱脆或紅脆熱脆或紅脆。即使不經壓力加工， 網狀FeS的存在對鋼的力學性能也是損害極大的。如果鋼液 脫氧不良，含較多FeO，還會形成熔點更低的（FeFeO FeS)三相共晶體，其危害更大。 46 鋼中的Mn可以減弱S對鋼的有害作用。由于Mn和S化學 親和力大于Fe和S的化學親和力，所以在含Mn的鋼中，S和 Mn形成MnS，從而避免了FeS的形成。MnS的熔點在 1600，高于熱

33、加工溫度，并在高溫下具有一定的塑性，故 不會使鋼發生熱脆。但MnS畢竟是一種非金屬夾雜物，起著 割斷鋼的基體連續性的作用，會降低鋼的疲勞強度、塑性和 韌性。 此外，S含量過高，會使鋼鑄件在鑄造應力的作用下發 生熱裂，對焊接件而言易于在焊縫處發生熱裂，同時還易于 在焊接過程中生成SO2氣體，使焊縫產生氣孔和疏松。 所以，S是一種有害元素是一種有害元素。普通質量鋼中其含量0.055 ；優質鋼中其含量在0.040以下；高級優質鋼則0.030 ；要求更高時，甚至限制其含量0.020。 47 但S在個別情況下表現出對鋼性能的有利作用。如在易 削鋼中同時提高Mn和S的含量，使鋼中含有較多的MnS。 MnS

34、可降低鋼的塑性，使切削易于斷裂。MnS還在切削過程 中起到一定的潤滑作用，減小刀具與工件之間的摩擦，延長 刀具的壽命。 v P P在Fe中有最大溶解度，1049可達2.55。雖 然隨著溫度的降低，溶解度將不斷下降，但在室溫仍達1 左右，遠大于鋼中的一般P含量。因此在一般情況下， 鋼中的P全部存在于固溶體中。 由于Fe-P相圖中液相線和固相線距離很大，因此P在 Fe中具有很強的偏析傾向。 48 在鐵基合金中，P對鐵素體較之其它元素具有更強的固 溶強化能力，但在P含量較高時，它會劇烈地降低鋼的塑性 和韌性。 P在低溫下會變脆，這種現象叫做冷脆冷脆，開始變脆的溫 度叫做韌脆轉化溫度，它與鋼的成分和組織狀態有關。P會 降低鋼的沖擊韌性，提高鋼的韌脆轉化溫度。 因此，在含量較高時，在含量較高時，P是一種有害元素是一種有害元素。一般情況下， 普通鋼的P含量限