2.2 晶体材料的相图与组织形成
具有相同组成的晶体材料在不同的温度和压力条件下可以得到不同的相结构，形成不同的组织，会导致性能出现差异。
2.2.1 金属的凝固
1.纯金属的结晶
1）纯金属结晶时的过冷现象
图2－19 纯金属结晶的冷却曲线
把液态纯金属放在坩锅中冷却，每隔一定时间测量一次温度，然后将实验数据绘在温度－时间坐标中，可以得到如图2－19所示的冷却曲线。
由图中可以观察到，在液相开始结晶以前，温度是持续下降的；当从液相中结晶出晶体时，会释放出热量（结晶潜热），使金属的温度保持恒定值不变，在冷却曲线上形成温度平台；当结晶完成后，温度又继续下降。实验证明，各种纯金属在结晶过程中的冷却曲线都是相似的，其差别在于平台温度数值T0的不同。在冷却速度十分缓慢的条件下，T0即是金属的熔点，也是它的理论结晶温度。由热力学定律可知，在T0时，液、固两相的自由能相等，液相结晶成固相的速度等于固相溶化成液相的速度，处于动态平衡状态，可长期共存；在T0以下，液体处于不稳定状态，而固体处于稳定状态，则液体将向固体转变——结晶。
实际上，液态金属冷却至理论结晶温度时并不能立即开始结晶，而必须冷却至T0以下的某一温度T1才开始结晶，这种现象称为过冷现象。理论结晶温度T0和实际结晶温度T1之间的数值差ΔT＝T0－T1称为过冷度。过冷度越大，则液体的不稳定性越大，也即液、固两项的自由能差越大，使结晶驱动力越大，结晶速度越快。
实际金属结晶时必须存在过冷度，它是金属结晶时的必要条件。
每一种纯金属的理论结晶温度是恒定的，但实际结晶温度因受到某些条件的影响会发生变化。因此，金属结晶时的过冷度也是可变的。同一种金属，冷却速度越快、金属的纯度越高，结晶时可能达到的过冷度也就越大。
2）金属结晶的过程
液态金属冷却至理论结晶温度以下时并不立即出现固相晶体，而是在此温度下停留一段时间后才在液相中形成第一批尺寸极小、原子规则排列的小晶体，即晶核（此时散乱的液态原子聚集成紧密规则排列的晶体，放出结晶潜热，晶体处于稳定的低能量状态），这段时间称为孕育期。结晶时的过冷度越大，所需要的孕育期就越短。已形成的晶核向液相中不断长大，直至与相邻的晶体相遇或是液相消耗完毕为止，如图2－20所示。由液相中的一个晶核长大形成的晶体称为晶粒。每一个晶粒的形成都经历了形核和长大两个阶段，但对整个液体来说，结晶过程是一个不断形成晶核和晶粒不断长大的过程。
图2－20 结晶过程示意图
金属材料在一般条件下结晶时，液相中会形成很多晶核，这些晶核彼此间的位向是不一致的。当这些晶核长大时，液相中其他地方又可能出现新的晶核，如此不断形核，不断长大，在结晶结束时形成许多位向不同、大小不一、形状也不规则的晶粒，即多晶体。如果在结晶过程中控制液态金属的结晶条件，只允许一个晶核长大，同时，在液相中不出现新的晶核，这样，结晶结束后获得的材料仅由一个晶粒构成，称为单晶体。单晶体材料在半导体工业中占据着十分重要的地位。
金属结晶的速度取决于形核率和晶体长大速度。单位时间内，在单位体积液相中形成的晶核数目，称为形核率；晶体表面在单位时间内向液相中推进的垂直距离称为晶体长大线速度。结晶时的形核率和晶体长大速度主要取决于液相中的过冷度大小。
3）晶核的形成
上述晶核是由液体中近程有序的规则排列的原子团形成的，称为自发形核（也称均质形核）。而在一般工业生产的凝固条件下，晶核依附于液相中高熔点固相杂质粒子和铸型的表面形成，即晶核是以非自发形核（也称异质形核）方式形成的。非自发形核时所需要的过冷度大约只是金属熔点的0.02倍，比自发形核小得多。
4）晶核的长大
液相中形成稳定晶核后，晶核长大时要求的过冷度比形核时的过冷度要小得多。液相中只要有10－4～10－3℃的微小过冷，就能维持晶体长大。
在实际生产条件下，因冷却速度较快，且常有杂质存在于液态金属中，所以金属结晶时，晶体的长大方式主要是枝晶长大，晶体像树枝一样向液相中伸展长大，如图2－21所示，每一个枝晶长成一个晶粒（可看做是一个单晶体）。晶体的长大速度与过冷度有关。一般情况下，随着过冷度的增大，晶体的长大速度增加。
图2－21 晶体长大示意图
在冷速极小的情况下，很纯的金属主要以其晶体表面向前平行推移的方式长大，即所谓平面长大。
5）晶粒度
晶粒的大小称为晶粒度。金属中晶粒的大小是不均匀的，一般用晶粒的平均直径或平均面积来表示晶粒度。生产中大都采用晶粒度等级来衡量晶粒的大小。标准晶粒度分为8级，1级晶粒度最粗（晶粒平均直径为0.25mm），8级最细（晶粒平均直径为0.022mm），更细的称为超细晶粒（9～12级）。晶粒度等级通常是在放大100倍的金相显微镜下观察金属断面，对照标准晶粒度等级图来比较评定的。影响晶粒度大小的因素见本书3.4节。
2.金属的同素异构转变
大多数金属在晶态时只有一种晶格类型，其晶格类型不随温度而改变。少数金属（如铁、锡、钛等）在晶态时，其晶格类型会随温度而改变，这种现象称为同素异构（或异晶）转变。其中，从液态变为晶态的过程称为结晶（一次结晶），从一种晶态变为另一种晶态的过程称重结晶（二次或三次结晶）。一般情况下，材料的相变是一形核、长大的原子扩散或聚集过程，并伴有相变潜热的产生或吸收，以及体积的变化。纯铁冷却曲线及重结晶的组织示意图如图2－22所示，其中的磁性转变仅改变晶格的尺寸，而不改变晶格的类别。
纯铁在不同温度下的相变示意如下:
2.2.2 二元合金结晶相图
合金结晶的一般规律和纯金属相似，结晶时同样要求液相中存在一定过冷度，结晶过程同样经历形核和长大两个阶段。但是，由于合金本身成分的原因，在结晶过程中也表现出一些与纯金属不同的特点，其结晶过程及结晶产物相对复杂得多，其结晶过程常用合金相图来分析。
图2－22 纯铁冷却曲线及重结晶的组织示意图
相图即状态图或平衡图，是用图解的方法表示不同温度、压力及成分下合金系中各相的平衡关系。所谓平衡，是指在一定条件下，合金系中参与相变过程的各相的成分和相对质量不再变化所达到的一种状态，此时合金系的状态稳定，不随时间改变。合金在极其缓慢冷却的条件下的结晶过程，一般也可看做是平衡的结晶过程。在常压下，二元合金的相状态取决于温度和成分，因此二元合金相图可用温度－成分坐标系的平面图来表示。利用状态图可知，不同成分的合金在不同温度或压力下有哪些相，它们的相对含量和相的成分，以及温度或压力变化时可能发生的转变。掌握这些相转变的基本规律，就可以知道合金的组织状态，并能预测合金的性能，也可根据要求研制新的合金。
在生产实践中，状态图可以作为制定合金铸造、锻造及热处理工艺的重要依据。例如铸造时必须确定熔化及浇注的温度，锻造时必须确定合理的加热温度及始锻、终锻温度，合金进行热处理的可能性，以及如何制定合理的热处理工艺等，都可在合金状态图中找到一定的理论依据和工艺参考（数据）。
1.二元相图的建立
二元相图是以试验数据为依据，在以温度为纵坐标，以组成材料的成分或组元为横坐标的坐标图中绘制的线图。试验方法有多种，最常用的是热分析法。今以Cu－Ni二元合金系为例，作简要说明。
如图2－23（a）所示，先通过热分析法，画出100%Cu、20%Ni＋80%Cu、40%Ni＋60%Cu、60%Ni＋40%Cu、80%Ni＋20%Cu、100%Ni（质量分数）各金属和合金的冷却曲线，然后如图2－23（b）所示，将各冷却曲线中的结晶开始温度（上临界点，即图上空心点）和结晶终了温度（下临界点，即图上实心点）在温度－成分坐标图中，对应各合金的成分线取点，分别连接各上临界点和下临界点即得（此时可看出，因合金的加入而使其结晶温度变为一个范围）。坐标和这两条曲线构成的平面图就是Cu－Ni合金的相图，如图2－23（b）所示。
图2－23 Cu－Ni合金相图的测定与绘制
上例是一种最简单的相图，实际上，许多材料的相图都是比较复杂的，但其相图的建立方法都是相同的。分析统计表明，各种相图不外乎是由几种基本类型的相图组合而成的。
2.二元匀晶相图
凡二元系中的两组元在液态和固态下均能无限互溶时，其所构成的相图称为匀晶相图。二元合金中的Cu－Ni、Au－Ag、Fe－Ni及W－Mo等都具有这类相图。现以Cu－Ni合金相图为例进行分析。
（1）相图分析 在图2－24（a）中只有两条曲线，其中曲线Al1B称为液相线，是各种成分的Cu－Ni合金在冷却时开始结晶或加热时合金完全熔化温度的连接线；而曲线Aα4B称为固相线，是各种成分合金在冷却时结晶终了或加热时开始熔化温度的连接线。显然，液相线以上全为液相L，称为液相区；固相线以下全为固相α（为铜、镍组成的无限固溶体），称为固相区；液相线与固相线之间，则为液－固两相（L＋α）区。A为纯Cu的熔点（1083℃）；B为纯Ni的熔点（1452℃）。
（2）合金的结晶过程 现以合金I为例，讨论合金的结晶过程。
当合金自高温液态缓慢冷至液相线上t1（即1点）温度时，开始从液相中结晶出固溶体α，此时α的成分为α1（其含镍量高于合金的含镍量）。因结晶潜热放出，使冷速变缓，曲线出现拐点。随着温度下降，固溶体α的数量逐渐增多，剩余的液相L的数量逐渐减少。当温度冷至t2时，固溶体的成分为α2，液相的成分为l2（即含镍量低于合金的含镍量）；冷至t3时，固溶体成分为α3，液相成分为l3；当冷至t4（即2点）时，最后一滴成分为l4的液相也转变为固溶体，而完成结晶，此时固溶体成分又回到合金的成分α4，直到室温3点时都不再变化。由此可见，在结晶过程中，液相的成分是沿液相线向低镍量的方向变化（即l1─→l2─→l3─→l4）；固溶体的成分是沿固相线由高镍量向低镍量变化（即α1─→α2─→α3─→α4）。液相和固相在结晶过程中，其成分之所以能在不断的变化中逐步一致化，是由于在十分缓慢冷却的条件下，不同成分的液相与液相、液相与固相，以及先后析出的固相与固相之间，原子进行充分扩散，以达到平衡状态的结果。
图2－24 Cu－Ni匀晶相图分析示意图
如上所述，此合金的结晶过程是在一个温度区间内进行的，合金中各个相的成分及其相对量都在不断地变化。由图2－24可知，合金I在t3温度时，由L＋α两个平衡相组成；通过t3温度作水平线，此水平线与液相线的交点l3即为L相的成分（含镍l3%），与固相线的交点α3即为α相的成分（含镍α3%），此时成分为α3的α相与成分为l3的L相平衡共存，“自由能”相等。
合金在整个冷却过程中相的变化可由下式表示。
综上所述，只有结晶过程是在充分缓慢冷却的条件下，才能得到成分均匀的α固溶体。但在生产实际中，由于冷却速度不是那么缓慢，致使扩散过程落后于结晶过程，所以就在一个晶粒中，造成先结晶晶轴（枝干）的成分和后结晶晶轴（分支）成分的差异，即先结晶的枝干（或晶内）含高熔点组元较多，而后结晶的分支（或晶外）含高熔点组元较少，这种现象称为枝晶偏析（也称晶内偏析或成分偏析）。同一铸件中，表面和中心、上层和下层的化学成分也可能存在不均匀，这种较大尺寸范围内出现的偏析称为宏观偏析或区域偏析。
（3）杆杠定律 在两相区内，温度一定时，两相处于动态平衡状态，两相的质量比及成分是一定的。如图2－25所示，设合金的总质量为Q，在温度为T1时，成分为x的合金，其液相L的成分为xL，质量（或相对重量）为QL；其固相α的成分为xα，质量（或相对重量）为Qα。此时由质量守恒定律可知满足关系:QLxL＋Qαxα＝Qx，QL＋Qα＝Q，由此可推出:
图2－25 两相区杠杆定律示意图
此时，xLx、xxα已演变为图中的线段长度。显然，液、固两相的相对质量关系如同力学中的杠杆定律，其中杠杆的两个端点为给定温度时两相的成分点，而支点为合金的“总”成分点。
3.二元共晶相图
当两个组元液态能无限互溶，但固态只能有限互溶并且发生共晶反应时，其所构成的相图称为二元共晶相图。Pb－Sb、Al－Si、Pb－Sn、Ag－Cu等二元合金均有这类的相图。现以Pb－Sn合金为例来说明。
（1）相图分析 图2－26所示为一般共晶型的Pb－Sn相图。图中有α、β、L三种相。α是以Pb为溶剂，以Sn为溶质的有限固溶体；β是以Sn为溶剂，以Pb为溶质的有限固溶体。
图2－26 Pb－Sn相图
图中共包含有α、β、L三个单相区，还有L＋α、L＋β、α＋β三个双相区。根据液相和固相的存在区域可知，AEB为液相线，ACEDB为固相线，A为Pb的熔点（327℃），B为Sn的熔点（232℃）。
图中在183℃有一条水平线CED，此线为共晶反应线，E为共晶点。在此温度，浓度为E的L相要同时与AE、BE线相接触而同时结晶出浓度为C的α相和浓度为D的β相，即
这种反应称为共晶反应，反应所得的两相混合物称为共晶组织（或共晶体）。由图可见，凡是成分在CD线之间的合金，在结晶过程中，都要在此温度产生共晶反应。
综上所述，在共晶温度保持绝热时，有αC、βD、LE三相平衡共存；而随着不断地散热，在恒温共晶反应过程中，三相的量是变化的，但各相的成分（浓度）都是不变的。
图中CF线及DG线分别为α固溶体和β固溶体的固溶线，也就是各自的饱和浓度线，其固溶浓度随温度的降低而减小。
（2）合金的结晶过程 下面分别介绍合金成分为Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ的结晶过程。
①合金Ⅰ的结晶过程 由图2－26可见，这一合金在缓冷到2点温度以前，完全是按匀晶相图反应进行的，从液相中结晶出来的α称为一次晶。匀晶反应完成后，在2、3点之间，合金为均匀的α单相组织，处于欠饱和状态。当温度降到3点时，碰到α固溶线CF，α中固溶的Sn量刚好达到饱和。随着温度下降，使溶解度下降，α的浓度便会处于过饱和状态，于是将从α相中把多余的Sn以细粒状β相的形式析出来（以达到平衡稳定状态），这称为二次晶，记作βⅡ，其数量随温度下降逐渐增加，α相则减少。
这类二次晶由于析出温度较低，不易长大，所以一般都十分细小。
由此可见，合金Ⅰ在结晶过程中的反应为［匀晶反应＋二次析出］，其室温下的组织为α＋βⅡ。图2－27所示为其组织变化示意图。
图2－27 合金Ⅰ的冷却曲线及组织变化示意图
图2－28 合金Ⅱ的冷却曲线及组织变化示意图
②合金Ⅱ的结晶过程 合金Ⅱ具有共晶成分E（61.9%Sn），其冷却曲线及组织变化如图2－28所示。
对照图2－26及图2－28可见，此合金缓冷至1点即共晶温度时，在恒温下，成分为E的液相L产生共晶反应，同时析出成分为C的α及成分为D的β两相（同时与液相线AE和BE接触），反应终了时，获得α＋β的共晶组织，即
共晶反应完成后，在温度继续下降过程中，由于α的固溶度和β的固溶度沿CF线和DG线不断变化，从而要从α中析出二次晶βⅡ，从β中析出二次晶αⅡ。但由于αⅡ和βⅡ数量太少，并且在组织中不易分辨，所以常忽略不计。
由此可见，合金Ⅱ在结晶过程中的反应为［共晶反应＋二次析出］，其室温组织为（α＋β）。Pb－Sn共晶合金组织如图2－29所示。
图2－29 Pb－Sn共晶合金组织
③合金Ⅲ的结晶过程 合金Ⅲ的成分在C、E点之间，称为亚共晶合金。图2－30所示为其冷却曲线及组织变化示意图。结合图2－26及图2－30可见，当缓冷到1点时，开始结晶出初次晶α固溶体；温度在1、2点之间为匀晶反应过程，在此过程中液固两相共存，并且随温度下降，固相α的成分沿AC线向C点变化，液相L的成分沿AE向E点变化；当温度降到2点即共晶温度时，液相L具有共晶成分E，于是便发生共晶反应:
图2－30 合金Ⅲ的冷却曲线及组织变化示意图
图2－31 合金Ⅳ的冷却曲线及组织变化示意图
共晶反应后，随温度下降，α相的成分沿CF线改变，此时匀晶和共晶中的α都要析出βⅡ，所以其室温组织为α＋βⅡ＋（α＋β）。
由此可见，合金Ⅲ在结晶过程中的反应为［匀晶反应＋共晶反应＋二次析出］。
④合金Ⅳ的结晶过程 合金Ⅳ的成分大于共晶成分，称为过共晶合金。图2－31所示为其冷却曲线和组织变化示意图。
由图可见，合金Ⅳ的结晶过程与合金Ⅲ（即亚共晶合金）很相似，其反应也是［匀晶反应＋共晶反应＋二次析出］。所不同的是匀晶反应的初次晶为β，二次析出晶为αⅡ，所以其室温组织为（α＋β）＋β＋αⅡ。
综上所述，从相的角度来说，Pb－Sn合金结晶的产物只有α和β两相，α和β称为相组成物。按相来填写相图各区域则如图2－26所示。
上述各合金结晶所得各种组织均只为两相，但在显微镜下可以看到各具有一定的组织特征，它们都称为组织组成物。组织不同，则性能也不同。按组织来填写的相图如图2－32所示，这样填写的合金组织与显微镜看到的金相组织是一致的，所以这样填写更为明确具体。
图2－32 由组织组成物填写的Pb－Sn相图
4）二元包晶相图
当两组元在液态时无限互溶，在固态时形成有限固溶体而且发生包晶反应时，其所构成的相图称为二元包晶相图。常用的Fe－C、Cu－Zn、Cu－Sn等合金相图中，均包括这种类型的相图。
现以Fe－Fe3C系相图中的包晶反应部分为例来说明（见图2－33）。
图2－33 包晶相图（Fe－Fe3C系相图左上角）
由图2－33可见，这一包晶相图是由三个局部的匀晶相图（其中包括一个固相转变为另一种固相的匀晶相图）和一条水平线组成。匀晶部分与前述相同，按其两侧所给的单相区即可进行分析。
包晶水平线上发生的反应与共晶水平线上发生的共晶反应完全不同。共晶反应是由液相中同时结晶出两种固相，而包晶水平线上的反应特征是:成分与这一水平线相交的合金，在此温度（1 495℃）发生包晶反应:
即成分为B（0.53%C）的液相LB与成分为H（0.09%C）的初晶δH相互作用，形成成分为J（0.17%C）的γJ固溶体。反应也在恒温下进行，其中J点为包晶点，成分为J点的合金在冷到J点时，L相与δ相正好全部消耗完，形成百分之百的J点成分的γ相。
包晶反应的具体结晶过程如图2－34所示，反应产物γ是在液相L与固相δ的交界面上形核、成长，先形成一层γ相外壳。此时三相共存，而且新相γ对外不断消耗液相，向液相中长大，对内不断“吃掉”δ相，向内扩张，直到液相和固相任一方或双方消耗完了为止，包晶反应才告结束。由于是一相包着另一相进行反应，则称为包晶反应。
图2－34 包晶反应过程示意图
2.2.3 铁－碳合金相图与铁－碳合金
碳钢和铸铁是工业中应用范围最广的金属材料，它们都是以铁和碳为基本组元的合金，通常称之为铁－碳合金。铁是铁－碳合金的基本成分，碳是主要影响铁－碳合金性能的成分。虽然碳钢和铸铁都是铁－碳合金，但性能却很不相同，这可以从铁－碳合金相图中得到充分的解释。所以铁－碳合金相图是研究钢铁材料的有力工具，是研究碳钢和铸铁成分、温度、组织和性能之间关系的理论基础，也是制定各种热加工工艺的依据。
1.铁－碳合金相图的组元
铸铁的含碳量最高不超过5%，再高就变得很脆，而无实用价值。所以作为铁－碳合金二元相图，左侧的组元为Fe，右侧的组元取Fe3C（即wC＝6.69%），已经是足够的了。所以铁－碳合金相图实际上是Fe－Fe3C相图。
1）纯铁及其固溶体
铁在固态下的不同温度有不同的晶体结构，从高温到低温依次有δ－Fe、γ－Fe、α－Fe三种相，不同晶体结构的铁与碳可以形成不同的固溶体，Fe－Fe3C相图上的固溶体都是间隙固溶体。体心立方晶格的α－Fe仅能溶解微量的碳，最大碳溶解量为0.021 8%（727℃时），室温下的碳溶解量仅为0.000 8%（均指质量百分数），这种间隙固溶体称为铁素体，以符号“F”或“α”表示，其力学性能与其晶粒大小和杂质含量有关，有一定的变动范围，大致为:σb＝180～280MPa，ψ＝70%～80%，σ0.2＝100～170MPa，aK＝1.8～2.5MJ/m2，δ＝30%～50%，HB＝50～80。可见，铁素体是一种强度和硬度较低，而塑性和韧度较好的相。
面心立方晶格的γ－Fe可溶解较多的碳，最高可溶解2.11%C（1 148℃时）。这种间隙固溶体称为“奥氏体”，以符合“A”或“γ”表示。奥氏体的力学性能与其溶碳量及晶粒度有关，一般HB＝170～220，δ＝40%～50%，可见，奥氏体是一种塑性很高的相。
δ－Fe为体心立方晶格，溶入间隙原子碳后也称高温体素体，仅在高温下存在，对工程应用无意义。
2）渗碳体
渗碳体是具有复杂晶格的间隙化合物，Fe/C＝3/1，所以渗碳体的碳质量分数为6.69%，渗碳体以“Fe3C”表示。渗碳体的分解点为1 227℃，硬度很高（800HBW），脆性大，塑性几乎等于零，抗拉强度约为30MPa。
渗碳体在钢和铸铁中，一般以片状、网状或球状存在。它的形状和分布对钢的性能影响很大，是铁－碳合金的重要强化相。
渗碳体是一个亚稳定化合物，在一定条件下，能分解形成石墨状的游离碳:
Fe3C→3Fe＋C（石墨）
这一反应对于铸铁具有重要意义。另外，渗碳体中的铁可被其他元素原子置换，形成合金渗碳体，如（Fe、Mn）3C等。
2.铁－碳合金相图的组成
1）Fe－Fe3C相图概述
如上所述，铁－碳合金相图只研究Fe－Fe3C部分，这一部分相图的图形如图2－35和图2－36所示，显然，其形状可看成是前述几个简单相图的组合。
图2－35所示为以相组成物表示的铁－碳合金相图，由此可知，铁－碳合金相图中共有五个基本相，即液相L、铁素体相F、高温铁素体相δ、奥氏体相A及渗碳体相Fe3C。这五个基本相形成五个单相区，从而也就得出了如图所示的七个两相区。而图2－36所示是以组织组成物表示的铁－碳合金相图。
表2－2所示为图2－35、图2－36中各特性点的温度、碳质量（百）分数及其意义。
图2－35 以相组成物表示的铁－碳合金相图
图2－36 以组织组成物表示的铁－碳合金相图
表2－2 铁－碳相图中各特性点的说明
上述图中，ABCD为液相线，AHJECF为固相线。铁－碳合金相图有包晶、共晶和共析三个恒温转变，分别说明如下。
（1）在HJB水平线（1 495℃）发生包晶转变L0.53＋δ0.09←──→A0.17。式中各相的下角标为各相的含碳量。此转变仅发生在含碳0.09%～0.53%的铁－碳合金中，转变产物为奥氏体。此区的转变对工程应用无意义，常不考虑。
（2）在ECF水平线（1 148℃）发生共晶转变L4.3←──→A2.11＋Fe3C。转变产物为渗碳体基体上分布着一定形态、数量的奥氏体的机械混合物（共晶体），称为（高温）莱氏体，以符号“Le”表示，性能硬而脆。莱氏体在随后的冷却过程中，其中的奥氏体还会沿ES线析出二次渗碳体；到PSK线时，余下的奥氏体则发生共析转变，生成珠光体，使高温莱氏体Le转变为低温莱氏体Le′（P＋Fe3CⅡ＋Fe3C）。含碳2.11%～6.69%的铁－碳合金在1 148℃时都要发生这一共晶转变。
（3）在PSK线（727℃）发生共析转变A0.77←──→F0.021 8＋Fe3C。转变产物为铁素体基体上分布着一定数量、形态的渗碳体的机械混合物（共析体），称为珠光体，以符号“P”表示。珠光体的强度较高，塑性、韧度和硬度介于渗碳体和铁素体之间。共析转变是指从一种固相中同时析出两个不同成分的固相的过程，相图类似于共晶相图，但因在固态下进行，原子扩散较困难，过冷度大些，所以组织比共晶的细得多。冷却速度过快时，共析反应可被抑止。凡碳质量分数超过0.021 8%的铁－碳合金在727℃时都要发生这一共析转变。共析转变温度又称为A1线。
此外，铁－碳合金相图中，还有以下三条重要的固态转变线。
①GS线——冷却时，奥氏体开始析出铁素体；或加热时，铁素体全部溶入奥氏体的转变温度线。GS线又称A3线。
②ES线——碳在奥氏体中的溶解限度线（固溶线）。在1 148℃时，溶解度最大为2.11%C。随着温度降低，溶解度减小，在727℃时只能溶解0.77%C。所以碳质量分数大于0.77%的铁－碳合金自1 148℃冷至727℃时，由于奥氏体碳溶解度的减小，均会从奥氏体中沿晶界析出渗碳体（网状）。为了与从液体中直接结晶的一次渗碳体（Fe3CⅠ）相区别，一般将这种固相中的二次析出物称为二次渗碳体（Fe3CⅡ）。ES线又称Acm线。
③PQ线——碳在铁素体中的溶解限度线（固溶线）。在727℃时，溶解度最大，仅为0.021 8%C；随着温度的下降，溶解度进一步减小，室温下碳的溶解度仅为0.000 8%。所以一般铁－碳合金自727℃冷至室温时，将由铁素体中析出渗碳体，一般称为三次渗碳体（Fe3CⅢ）。因其析出量极少，故在含碳较高的钢中可以忽略不计，但对工业纯铁及低碳钢，会因其析出而降低钢的塑性，所以对Fe3CⅢ的存在和分布，还是要给予重视。
MO线（A2）为铁素体的磁性转变温度线，UV线（A0）为渗碳体的磁性转变温度。
综合上述可知，根据生成条件不同，渗碳体可分为Fe3CⅠ、Fe3CⅡ、Fe3CⅢ、共晶Fe3C及共析Fe3C五种，它们的不同形态与分布，对铁－碳合金性能有不同的影响。
2）Fe－C相图分析举例
Fe－C相图可看成是前述几个简单相图的组合，其分析过程是一样的，现以wC＝1.2%的过共析钢为例进行说明。
如图2－37所示，在图中作wC＝1.2%的合金的成分垂线交相图于1、2、3、4、5点。合金液体在0～1点之间的温度范围内，处于稳定的液相；冷却到1～2点之间时，将按前述匀晶转变结晶成奥氏体A；在2～3点之间奥氏体A处于稳定的欠饱和状态；冷到固溶线3点时，奥氏体刚好处于饱和的临界状态。如温度一低于3点，则奥氏体变为不稳定的过饱和状态，会以网状Fe3CⅡ的形式析出多余的溶质，温度越低，析出的Fe3CⅡ就越多越粗，此时奥氏体的碳含量沿固溶线ES降低，奥氏体的数量也随之减少；达到4点时，Fe3CⅡ不再析出，而余下奥氏体的成分变为S点的共析成分，相当于同时与相变线GS及固溶线ES接触，以及与结晶终了线——共析线接触，会因不断地散热而在恒温下从奥氏体中同时交替析出成分为P点的片状铁素体F和成分为K点的片状Fe3C，发生共析转变而生成层片状的珠光体（P），即AS→P（FP＋Fe3C）。在继续冷却过程中Fe3CⅡ（网状）不再变化，而珠光体中的铁素体F还会沿PQ线析出Fe3CⅢ，但因析出量特少，常忽略不计，所以最终得到“珠光体P＋网状Fe3CⅡ”的室温组织。
3.铁－碳合金分类及组织
由Fe－C相图可将铁－碳合金分为以下几类。
图2－37 wC＝1.2%的过共析钢结晶过程示意图
①工业纯铁:wC≤0.021 8%，组织为F＋Fe3CⅢ
典型Fe－C合金的显微组织如图2－38所示。
图2－38 典型Fe－C合金的显微组织
续图2－38
铁－碳合金相图的典型组织及特性如表2－3所示。
表2－3 铁－碳合金相图的典型组织及特性
续表
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