材料科学基础.docx

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材料科学基础

1、空间点阵和晶胞的区别。

空间点阵是将实际晶体看成理想晶体之后，将理想晶体中的每个质点抽象为规则排列于空间的几何点，这些点在空间呈周期性规则排列，并具有完全相同的周围环境，这种由它们在三维空间规则排列的阵列称为空间点阵。

晶胞是在空间点阵中取出的一个具有代表性的基本单元（最小平行六面体）

2、晶胞的选取原则：

（1）选取的六面体应反映出点阵的最高对称性。

（2）平行六面体内的棱和角相等的数目应最多。

（3）当平行六面体的棱边夹角存在直角时，直角数目应最多。

（4）当满足上述条件时，晶胞应具有最小的体积。

3、晶向指数的的表示方法：

[110]晶向族：

例：

立方晶系中的八条对角线[111]...就可表示为<111>.

4、晶面指数。

注意：

不能将坐标原点选在待确定指数的晶面上，以免出现零截距。

晶面指数取的是各轴上截距的倒数，并且化为互质的整数比。

如：

½，¼，¾，则晶面指数为（362），晶面族用{362}表示。

注意：

具有相同指数的晶向和晶面必定是互相垂直的。

如：

[110]垂直于（110），[111]垂直于（111）

5、晶面间距最大的平面上的原子最多，称为最密排面。

※通常低指数的晶面间距较大.

晶面指数d与晶面指数（hkl）的关系式：

（27页公式2.8）

6、三种典型的金属晶体结构

7、相：

是指合金中具有同一聚集状态、同一晶体结构和性质并以界面相互隔开的均匀组成部分。

固溶体：

是以某一组元为溶剂，在其晶体点阵中溶入其他组元原子（溶质原子）所形成的均匀混合的固态溶体。

固溶体的分类：

置换固溶体（换掉了原子）和间隙固溶体（占据了空隙）

固溶体的特点：

（1）固溶体的结构与溶剂相同；

（2）固溶体的成分可在一定范围变化；

（3）固溶体一般位于相图的两侧；

（4）固溶体的强度、硬度比纯金属高，导电性下降；

（5）在多相合金中，固溶体一般作为基体相。

8、形成置换固溶体的影响因素：

a、晶体结构类型：

晶体结构相同是组元间形成无限固溶体的必要条件。

b、原子尺寸因素：

原子尺寸因素的影响主要与溶质原子的溶入所引起的点阵畸变及结构状态有关。

△r越大，溶入后点阵畸变程度越大，畸变能越高，结构的稳定性越低，溶解度则越小。

c、化学亲和力（电负性因素）：

溶质与溶剂元素之间的化学亲和力越强，即合金组元间电负性差越大，倾向于生成化合物而不利于形成固溶体；生成的化合物越稳定，则固溶体的溶解度就越小。

只有电负性相近的元素才可能具有大的溶解度。

d、原子价因素：

当原子尺寸因素较为有利时，在某些以一价金属为基的固溶体中，溶质的原子价越高，其溶解度越小。

溶质原子价的影响实质上是“电子浓度”所决定的。

当超过极限电子浓度时，固溶体就不稳定而要形成另外的相。

9、固溶强化：

固溶体的强度与硬度往往高于各组元，而塑性则较低，称为固溶强化。

10、AB型化合物结构（MgO,CaO,BaO,MnO,FeO...）：

立方晶系，面心立方点阵。

会求临界半径比。

11、AB2型化合物结构：

（1）CaF2,属立方晶系，面心立方点阵，正负离子数1：

2.

（2）TiO2,属四方晶系，这类的结构还有：

GeO2,PbO2,SnO2,MnO2,VO2,MgF2,FeF2...

12、点缺陷（零维缺陷）缺陷尺寸处于原子大小的数量级上，即三维方向上缺陷的尺寸都很小。

点缺陷的种类：

空位（肖特基缺陷）；

间隙原子；

错位原子或离子；

外来原子或离子（杂质质点）；

双空位等复合体。

点缺陷与材料的电学性质、光学性质、材料的高温动力学过程等有关。

13、晶体缺陷包括辐照缺陷、电荷缺陷、热缺陷、杂质缺陷和非化学计量缺陷。

14、热平衡缺陷（2种）：

肖特基缺陷和弗伦克尔缺陷

15、缺陷反映方程式

（1）例1·写出NaF加入YF3中的缺陷反应方程式

以正离子为基准，反应方程式为：

以负离子为基准，反应方程式为：

（2）例2·写出CaCl2加入KCl中的缺陷反应方程式

以正离子为基准，缺陷反应方程式为：

以负离子为基准，则缺陷反应方程式为：

缺陷反映方程式的书写规律：

※低价正离子占据高价正离子位置时，该位置带有负电荷，为了保持电中性，会产生负离子空位或间隙正离子。

※高价正离子占据低价正离子位置时，该位置带有正电荷，为了保持电中性，会产生正离子空位或间隙负离子。

16、线缺陷（一维缺陷，位错）：

指在一维方向上偏离理想晶体中的周期性、规则性排列所产生的缺陷，即缺陷尺寸在一维方向较长，另外二维方向上很短。

17、位错的两种类型：

刃型位错和螺型位错。

18、位错基本示意图：

19、刃型位错和螺型位错的区别：

（1）刃型位错的位错线与滑移方向垂直，而螺型位错的位错线与滑移方向平行。

（2）刃型位错有一个额外的半原子面，而螺型位错无额外的半原子面。

（3）刃型位错线不一定是直线也可以是折线或者曲线，但必与滑移方向垂直也垂直于滑移矢量，而螺型位错线一定是直线，而且移动方向与晶体滑移的方向垂直。

（4）刃型位错周围的点阵发生了弹性畸变，既有切应变又有正应变（就正刃型位错而言，上方受压应力，下方受拉应力），而螺型位错周围的点阵也发生弹性畸变，但是只有平行于位错线方向的切应变而无正应变。

（5）刃型位错的畸变区比螺型位错的畸变区要窄，且都是线缺陷。

20、伯氏矢量和位错线的关系：

（1）刃型位错b·Ꝣ=0；伯氏矢量与位错线垂直

（2）右螺型位错b·Ꝣ=b；伯氏矢量与位错线平行

（3）左螺型位错b·Ꝣ=-b;伯氏矢量与位错线平行

21、位错运动最基本的两种方式：

滑移和攀移。

22、位错的滑移

位错的滑移是在外加切应力的作用下，通过位错中心附近的原子沿伯氏矢量方向在滑移面上不断地做少量的位移（小于一个原子间距）而逐步实现的。

刃型位错的滑移特点：

刃型位错的运动方向始终垂直于位错线而平行于伯氏矢量，刃型位错的滑移面就是由位错线与伯氏矢量所构成的平面，因此刃型位错的滑移限于单一的滑移面上。

螺型位错的滑移特点：

在滑移时，螺型位错的移动方向与位错线垂直，也与伯氏矢量垂直，对于螺型位错，由于位错线与伯氏矢量平行，故它的滑移不限于单一的滑移面上。

交滑移：

当某一螺型位错在原滑移面上运动受阻时，有可能从原滑移面转移到与之相交的另一滑移面上去继续滑移，这一过程称为交滑移。

双交滑移：

如果交滑移后的位错再转回和原滑移面平行的滑移面上继续运动，则称为双交滑移。

23、位错的攀移（只有刃型位错有，螺型位错没有攀移）

位错的攀移：

刃型位错除了可以在滑移面上滑移外，还可以在垂直于滑移面的方向上运动，即发生攀移。

刃型位错攀移的结果是导致晶体中空位或间隙质点的增殖或减少。

24、割阶与扭折：

在位错的滑移过程中，其位错线往往很难同时实现全长的运动。

因此一根运动的位错线，特别是在受阻的情况下，有可能通过其中一部分线段（n个原子间距）首先进行滑移。

若由此形成的曲折线段就在位错的滑移面上时，称为扭折；若该曲折线段垂直于位错的滑移面时，则称为割阶。

割阶与扭折的特点：

（1）刃型位错的割阶部分仍为刃型位错，而扭折部分则为螺型位错。

（2）螺型位错中的扭折和割阶线段，由于均与伯氏矢量相垂直，故均属于刃型位错。

（3）所有割阶产生的位错是刃型位错，但扭折不一定。

25、位错的增殖方式：

双交滑移增殖，攀移增殖和弗兰克-里德位错源。

26、晶界和亚晶界：

多数晶体物质由许多晶粒所组成，属于同一固相但位向不同的晶粒之间的界面称为晶界，它是一种内界面；而每个晶粒有时又由若干个位向稍有差异的亚晶粒所组成，相邻亚晶粒间的界面称为亚晶界。

根据相邻晶粒之间位向差θ角的大小不同可将晶界分为两类：

小角度晶界——相邻晶粒位向差小于10°的晶界；亚晶界均属于小角度晶界，一般小于2°；大角度晶界——相邻晶粒位向差大于10°的晶界，多晶体中的晶界大多属于此类。

27、小角度晶界的结构特点

小角度晶界的分类：

倾斜晶界、扭折晶界和重合晶界。

纯扭折晶界和倾斜晶界的不同之处在于倾斜晶界形成时，转轴在晶界内，而扭折晶界的转轴则垂直于晶界。

在一般情况下，小角度晶界都可以看成是两部分晶体绕某一轴旋转一角度而形成的，只不过其转轴既不平行于晶界也不垂直于晶界。

28、大角度晶界的结构特点

大角度晶界的结构比较复杂，其中原子排列较不规则，不能用位错模型来描述。

29、扩散（Diffusion）是物质中原子（分子或离子）的迁移现象，是物质传输的一种方式。

扩散是一种由热运动引起的物质传递过程。

扩散的本质是原子依靠热运动从一个位置迁移到另一个位置。

扩散是固体中原子迁移的唯一方式。

扩散会造成物质的迁移，会使浓度均匀化，而且温度越高，扩散进行得越快。

30、研究扩散的两种方法：

（1）表象理论—根据所测量的参数描述物质传输的速率和数量等；

（2）原子理论—扩散过程中原子是如何迁移的。

31、固态扩散的条件：

（1）温度足够高；

（2）时间足够长；

（3）扩散原子能固溶；

（4）具有驱动力，化学位梯度。

32、菲克第一定律：

在稳态扩散过程中，扩散通量J与浓度梯度成正比：

※J为扩散通量，表示单位时间内通过垂直于扩散方向x的单位面积的扩散物质质量，其单位为kg/（m2s）；

※D为扩散系数，其单位为m2/s；

※C是扩散物质的质量浓度，其单位为kg/m3。

※式中的负号表示物质从高浓度向低浓度扩散的现象，扩散的结果导致浓度梯度的减小，使成份趋于均匀。

例题：

设有一条内径为30mm的厚壁管道，被厚度为0.1mm铁膜隔开。

通过管子的一端向管内输人氮气，以保持膜片一侧氮气浓度为1200mol／m2，而另一侧的氮气浓度为100mol／m2。

如在700℃下测得通过管道的氮气流量为2.8×10-4mol／s，求此时氮气在铁中的扩散系数。

33、菲克第二定律

34、克肯达尔效应

定义：

由于不等量扩散而导致的界面移动的现象称为克肯达尔效应。

产生克肯达尔效应的主要原因：

扩散过程中锌的扩散流要比铜的扩散流大得多。

界面向扩散系数大的一侧移动，即铜扩散系数DCu不可能与DZn相等，只能是DZn>Dcu。

互扩散系数：

D=DAXB+DBXA

结论：

置换式固溶体中扩散的主要机制是空位扩散。

克肯达尔效应的理论意义：

（1）克肯达尔效应直接否定了置换型固溶体扩散的换位机制，支持了空位机制。

（2）克肯达尔效应说明，在扩散系统中每一种组元都有自己的扩散系数。

35、真正决定组元扩散的基本因素为化学势差әμi/әxi,扩散总是导致扩散组元的化学势差减小，直至为零。

（化学势梯度）

除了化学势差外，引起上坡扩散还可能是：

（1）弹性应力的作用：

大半径的原子跑向点阵伸长部分，小半径原子跑向受压部分，造成固溶体中溶质原子的不均匀分布。

（2）晶界的内吸附：

溶质优先向晶界扩散，富集在晶界上，造成晶界上的溶质浓度高于在晶内的浓度。

（3）大的电场或温度场。

36、扩散机制

不容易比较容易很容易比较容易比较容易比较容易

扩散机制的分类：

（1）交换机制：

直接交换和环形交换

（2）间隙机制：

间隙、推填和挤列

（3）空位机制：

空位

（4）晶界扩散及表面扩散

37、影响扩散的因素：

（1）温度：

温度是影响扩散速率的最主要因素。

温度越高，原子热激活能量越大，越易发生迁移，扩散系数越大。

（2）固溶体类型：

不同类型固溶体，原子的扩散机制是不同的。

间隙固溶体的扩散激活能一般均较小。

（3）晶体结构：

①同素异构转变；②合金元素在不同结构的固溶体中；③晶体致密度；④结构不同的固溶体中扩散元素溶解度不同而造成的浓度梯度；⑤各向异性。

（4）晶体缺陷：

晶界、表面和位错等对扩散起着快速通道的作用，加快了原子的扩散。

（5）化学成分：

不同金属的自扩散激活能与其点阵的原子间结合力有关，因而与表征原子间结合力的熔点、熔化潜热、体积膨胀或压缩系数相关，熔点高的金属的自扩散激活能必然大。

（6）应力的作用：

①如果合金内部存在着应力梯度，那么，即使溶质分布是均匀的，也可能出现化学扩散现象。

②外界施加应力，在合金中产生弹性应力梯度，促进原子迁移。

38、弹性模量代表了原子离开平衡位置的难易程度，也表征了原子间的相互作用，也反应了不同方向原子（离子）排列的紧密程度。

39、弹性不完整性的现象包括：

包申格效应、弹性后效、弹性滞后和循环韧性。

包申格效应：

预先加载产生少量塑性变形（小于4％），而后再同向加载则δe（弹性极限）升高，但反向加载则δe下降。

弹性后效：

在弹性极限δe范围内，应变滞后于外加应力，并和时间有关的现象称为弹性后效或滞弹性。

弹性滞后：

应变落后于应力，δ-e曲线上加载线与卸载线形成一封闭回线。

40、晶体超过弹性极限后，开始屈服，出现塑性变形。

41、单晶体的塑性变形

常温及低温下，塑性变形方式：

滑移（主要），孪生，扭折。

塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，这些晶面和晶向分别称为“滑移面”和“滑移方向”。

滑移的临界分切应力：

Ф：

滑移面法向与外载荷的夹角。

Ф与λ互余

COSФCOSλ是取向因子。

因子大：

软取向；因子小：

硬取向。

当Ф=90°或λ=90°时，不滑移；当Ф=λ=45°时，取向因子=0.5，最大。

例题：

取向因子与什么有关系？

解：

各滑移系（滑移面及滑移方向）与F的位置有关。

滑移的临界分切应力的影响因素：

①晶体结构（类型及缺陷）；②温度；③变形速度。

42、孪生

变形与未变形两部分晶体合称为孪晶；

切变区与未切变区的分界面为孪晶界；

发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面；

孪生面的移动方向称为孪生方向。

43、孪生的特点及与滑移的异同点：

相同点：

※都是在切应力作用下产生的剪切应变过程。

※都不改变晶体结构。

※都存在临界分切应力。

※都是晶体中的一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向的平移。

不同点：

※对塑性变形的贡献小，但是可以改变位向，因此可以进一步诱发滑移。

※孪晶的两部分晶体形成镜面对称的位向关系。

※滑移的机制是位错的产生和移动，而孪生是孪生区内的原子沿滑移方向的均匀切变，不全位错参与。

※孪生的临界分切应力大。

一般，晶体对称度越低，越容易发生孪生。

变形温度越低，加载速度赵高，也越容易发生孪生。

44、孪晶的形成

45、在晶体中形成孪晶的主要方式有三种：

其一是通过机械变形而产生的孪晶，也称为“变形孪晶”或“机械孪晶”，它的特征通常呈透镜状或片状；其二为“生长孪晶”，它包括晶体自气态（如气相沉积）、液态（液相凝固）或固体长大时形成的孪晶；其三是变性金属在其结晶退火过程中形成的孪晶，也称“退火孪晶”，它往往以相互平行的孪晶面为界横贯整个晶粒，是在再结晶过程中通过堆垛层错的生长形成的。

46、六方：

滑移系少，容易出现孪生变形

体心立方：

在低温，形变速度快，滑移受阻时，也会出现孪生现象。

面心：

滑移系较多，形变孪晶很少，较多的是退火孪晶。

47、孪晶的特点：

孪生的变形量虽然少，但是他可以改变滑移系的方位，由不利转为有利位置，从而进一步滑移。

两者相辅相成，有时交替进行。

48、晶粒取向的影响：

※多晶体由很多小单晶组成，晶粒取向各不相同，变形影响因素复杂。

※变形时要保持整体的连续性，所以要相互配合。

※各晶粒不一定在最有利于滑移的方向进行滑移。

49、霍尔－佩奇公式：

说明的是：

多晶体的屈服强度δs与晶粒平均直径d的关系

室温下：

50、影响固溶强化的因素：

※溶质含量越高，作用越强；效果在低浓度区域明显与基体相差越大，强化作用越强。

※间隙型原子比置换型强化作用大；

※间隙原子在体心中的强化效果要强于面心中。

但由于间隙固溶度小，所以作用也是有限。

※价电子数相差越大，固溶强化作用越显著。

51、Cottrel气团（柯氏气团）：

在固溶体合金中，溶质原子或杂质原子可以与位错交互作用而形成溶质原子气团。

屈服的物理本质：

上屈服点：

挣脱Cottrel气团，需要较大的应力

下屈服点：

挣脱以后位错的运动就容易，应力下降

柯氏气团具有钉扎效应

低碳钢屈服现象的的解释：

①柯氏气团；②位错增殖理论。

52、退火过程的三个阶段：

回复：

无畸变晶粒出现之前，亚结构和性能变化阶段

再结晶：

从畸变最大的区域开始产生无畸变的晶粒核心，最终取代变形晶粒的过程。

晶粒长大：

是指再结晶结束之后晶粒的继续长大

53、回复机制——温度不同，回复机制也不同：

低温：

点缺陷迁移，使点缺陷密度下降。

中温：

位错滑移，相遇相消

高温：

刃位错可以攀移：

位错墙和多边化结构

中高温下的回复，本质上就是位错的滑移和攀移

54、再结晶过程：

①形核和长大；②不是生成新相：

产生无畸变再结晶晶核→逐渐长大形成等轴晶粒→取代全部变形组织

55、形核的方式：

（1）晶界弓出形核；

（2）亚晶形核：

①亚晶合并机制；②亚晶迁移机制。

三种再结晶形核方式的示意图

（a）亚晶粒合并形核

（b）亚晶粒长大形核

（c）凸出形核

56、再结晶温度：

冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为再结晶温度。

再结晶温度并不是一个物理常数，它随材质变化而变化，随变形程度、晶粒大小等变化而变化。

57、再结晶的影响因素：

a、变形程度：

变形↑，储能↑，驱动力↑，T↓，G↑；T不会总↓，而有一个稳定值（0.35-0.4Tm）；另外一种说法，每一T都有一个临界变形量。

b、原始晶粒尺寸：

尺寸↓，变形抵抗力↑，储能↑，T↓；尺寸↓，晶界数量↑，形核区域↑，T↓

c、微量溶质原子：

溶质原子越多，T↑；；原因：

钉扎晶界和位错；不同溶质原子对T的影响程度不同，与原子与位错的相互作用强弱和其扩散系数有关。

d、第二相粒子：

具有两重性。

变形过程中，第二相阻碍位错，引起位错塞积，储能增加，T↓。

再结晶过程中，也会阻碍位错的重排和迁移，从而阻碍再结晶，T↑；如果粒子大小和间距都大，容易在第二相粒子表面上再结晶，则后一种影响是次要的，T↓。

反之，T↑

58、晶体凝固的热力学条件——即需要有过冷度

59、形核的两种方式：

均匀形核和非均匀形核

60、均匀形核

总的自由能变化：

σ为比表面能，可用表面张力表示。

在一定温度下，ΔGv和σ是确定值，所以ΔG是r的函数。

ΔG在半径为r*时达到最大值。

当r＞r*时，晶胚的长大使体系自由能降低，这些晶胚就成为稳定的晶核。

因此，半径为r*的晶核称为临界晶核，而r*为临界半径。

结论：

临界半径由过冷度ΔT决定：

过冷度越大，临界半径r*越小，则形核的几率增大，晶核的数目增多。

结论：

形成临界晶核自由能仍是增高的（ΔG*＞0），其增值相当于其表面能的1/3，即ΔGv只能补偿表面能的2/3，而不足的1/3液相中存在的能量起伏体系中每个微小体积所实际具有的能量，会偏离体系平均能量水平而瞬时涨落的现象。

61、非均匀形核

计算时利用球冠体积、表面积表达式，结合平衡关系计算能量变化和临界形核功。

σlw=σsw+σslcosθ

a.θ=0时，△Gk不为0，杂质本身即为晶核；

b.180>θ>0时,△Gk非<△Gk,杂质促进形核；

c.θ=180时，△Gk不为△Gk，杂质不起作用。

非均匀形核功比均匀形核功要小

62、影响非均匀形核的因素：

a、过冷度：

（N-△T曲线有一下降过程）。

b、外来物质表面结构：

θ越小越有利。

点阵匹配原理：

结构相似，点阵常数相近。

C、外来物质表面形貌：

表面下凹有利。

63、晶粒细化的办法：

（1）增加过冷度；

（2）使用形核剂；

（3）振动促进形核；

64、枝晶偏析：

固溶体通常以树枝状生长方式结晶，非平衡凝固导致先结晶的枝干和后结晶的枝间的成分不同，故称为枝晶偏析。

65、共晶相图

（1）组成共晶相图的两组元，其相互作用的特点是：

液态下两组元能无限互溶，固态下只能部分互溶（形成有限固溶体或化合物），甚至有时完全不溶，并具有共晶转变。

所谓共晶转变是在一定条件下（温度、成分），由均匀液体中同时结晶出两种不同固相的转变，所得到的两固相的混合物成为共晶组织（体）。

具有共晶转变的相图称为共晶相图。

（2）共晶合金的特点：

1.熔点分别低于各纯组元；

2.比纯金属具有更好的流动性，防止枝晶的形成；

3.恒温转变，减少铸造缺陷；

4.其组织弥散细小混合，层状或杆状组织，性能优异的原位复合材料。

（3）共晶相图分析

发生共晶转变的温度称为共晶温度。

发生共晶转变的液相成分点E称为共晶点或共晶成分。

共晶转变：

LE→αM+βN

端部固溶体合金（W（Sn）＜19%的合金））：

w（Sn）=10%的Pb-Sn合金平衡凝固示意图

共晶合金（W（Sn）=61.9%的合金））：

Pb-Sn共晶合金平衡凝固过程示意图

亚共晶合金（W（Sn）=50%的合金））：

亚共晶合金的平衡凝固示意图

66、共晶合金的非平衡凝固

（1）伪共晶：

在非平衡条件下，某些亚共晶或过共晶成分的合金也能得到全部的共晶组织，这种由非共晶成分的合金所得到的共晶组织称为伪共晶。

（2）离异共晶：

由于非平衡体数量较少，通常共晶体中α相依附于初生α相生长，将共晶体中另一相β推到最后凝固的晶界处从而使共晶体两组成相间的组织特征消失，这种两相分离的共晶体称为离异共晶。

67、包晶相图

有些合金当凝固到一定温度时，已结晶出来的一定成分的固相与剩余液相（有确定成分）发生反应生成另一种固相的恒温转变过程称为包晶转变。

①包晶成分ω（Ag）为（42.4%）的合金：

室温组织为β+αII

②DC成分42.4%＜ω（Ag）＜66.3%合金：

室温组织为β+αII

③PD成分10.5%＜ω（Ag）＜42.4%合金：

室温组织为aα+βII+β+αII

包晶相图产生原因：

扩散

★68、铁碳合金的二元相图实例分析

（1）铁碳合金——碳钢和铸铁：

含碳量为0.0218%～2.11%的称钢

含碳量为2.11%～6.69%的称铸铁

（2）碳在钢铁中的四种存在形式：

①铁素体F（体心立方结构）：

碳原子固溶到α-Fe中形成的间隙固溶体。

②奥氏体A（面心立方结构）：

碳原子固溶到γ-Fe中形成的间隙固溶体。

③渗碳体Fe3C（正交点阵）：

铁与碳形成的间隙化合物，含碳量6.69%；室温相——常作为钢的第二弥散强化相；渗碳体具有高硬度、高脆性、低强度和低塑性。

④游离态石墨（六方结构）：

碳也可能以游离态石墨稳定相存在。

（3）典型铁碳合金的平衡组织相图

①工业纯铁的结晶过程（Wc≤0.0218%）：

1点以上L；1~2点L+δ；2~3点δ铁素体相；3~4点δ+A；4~5点A；5~6点A+F；6~7点F；7点以下F+Fe3CIII；室温下：

相组成物F、Fe3C

②共析钢（Wc=0.77%）的组织转变：

③亚共析钢（0.0218%＜Wc＜0.77%）的组织转变：

④过共析钢的（0.77%＜Wc＜2.11%）组织转变：

⑤共晶生铁（Wc=4.3%）的组织转变：

⑥亚共晶生铁（2.11%＜Wc＜4.3%）的组织转变：

⑦过共晶生铁（4.3%＜Wc＜6.69%）的组织转变：

69、碳量对铁碳合金的组织和性能的影响

（1）组织组成物的变化：

α+Fe3CⅢ→α+P→P→P