第三章 铁碳合金相图要点.docx
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第三章铁碳合金相图要点
第三章铁碳合金相图
非合金钢[（GB／T13304-91），将钢分为非合金钢、低合金钢和合金钢三大类]和铸铁是应用极其广泛的重要金属材料，都是以铁为基主要由铁和碳组成的铁碳合金。
了解铁碳合金成分与组织、性能的关系，有助于我们更好地研究和使用钢铁材料。
本章将着重讨论铁碳相图及其应用方面的一些问题。
铁与碳可以形成一系列化合物：
Fe3C、Fe2C、FeC等。
Fe3C的含碳量为6.69％，铁
碳合金含碳量超过6.69％，脆性很大，没有实用价值，所以本章讨论的铁碳相图，实际是Fe-Fe3C相图。
相图的两个组元是Fe和Fe3C。
3.1Fe-Fe3C系合金的组元与基本相
3.l.l组元
⑴纯铁Fe是过渡族元素，1个大气压下的熔点为1538℃，20℃时的密度为
7.87103kg/m2。
纯铁在不同的温度区间有不同的晶体结构（同素异构转变），即：
-Fe（体心）-Fe（面心）
工业纯铁的力学性能大致如下：
抗拉强度b=180～230MPa，屈服强度0.2＝100～-Fe（体心）170MPa，伸长率30～50％，硬度为50～80HBS。
可见，纯铁强度低，硬度低，塑性好，很少做结构材料，由于有高的磁导率，主要作为电工材料用于各种铁芯。
⑵Fe3CFe3C是铁和碳形成的间隙化合物，晶体结构十分复杂，通常称渗碳体，可用
符号Cm表示。
Fe3C具有很高的硬度但很脆，硬度约为950～1050HV，抗拉强度
b=30MPa，伸长率0。
3.1.2基本相
Fe-Fe3C相图中除了高温时存在的液相L，和化合物相Fe3C外，还有碳溶于铁形成的
几种间隙固溶体相：
⑴高温铁素体碳溶于-Fe的间隙固溶体，体心立方晶格，用符号表示。
⑵铁素体碳溶于-Fe的间隙固溶体，体心立方晶格，用符号或F表示。
F中碳的固溶度极小，室温时约为0.0008％,600℃时约为0.0057％,在727℃时溶碳量最大，约为0.0218％，但也不大，在后续的计算中，如果无特殊要求可忽略不计。
力学性能与工业纯铁相当。
⑶奥氏体碳溶于-Fe的间隙固溶体，面心立方晶格，用符号或A表示。
奥氏体中碳的固溶度较大，在1148℃时最大达2.11％。
奥氏体强度较低，硬度不高，易于塑性变形。
3.2Fe-Fe3C相图
3.2.1Fe-Fe3C相图中各点的温度、含碳量及含义
Fe-Fe3C相图及相图中各点的温度、含碳量等见图3.1及表3.1所示。
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图3.1及表3.1中代表符号属通用，一般不随意改变。
C,％（重量）→
图3.1Fe-Fe3C相图
表3.1相图中各点的温度、含碳量及含义
Fe-Fe3C3.2.2.1三个重要的特性点
⑴J
点为包晶点合金在平衡结晶过程中冷却到1495℃时。
B点成分的L与H点成分的发生包晶反应，生成J点成分的A。
包晶反应在恒温下进行，反应过程中L、、A三AJ或L0.530.09A0.17。
相共存，反应式为：
LBH
⑵C点为共晶点合金在平衡结晶过程中冷却到1148℃时。
C点成分的L发生共晶反应，生成E点成分的A和Fe3C。
共晶反应在恒温下进行，反应过程中L、A、Fe3C三相共AEFe3C或L4.3A2.11Fe3C。
存，反应式为：
LC
共晶反应的产物是A与Fe3C的共晶混合物，称莱氏体，用符号Le表示，所以共晶反应Le4.3。
式也可表达为：
L4.3
莱氏体组织中的渗碳体称为共晶渗碳体。
在显微镜下莱氏体的形态是块状或粒状A（727℃时转变为珠光体）分布在渗碳体基体上。
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⑶S点为共析点合金在平衡结晶过程中冷却到727℃时S点成分的A发生共析反应，生成P点成分的F和Fe3C。
共析反应在恒温下进行，反应过程中A、F、Fe3C三相共存，反应式为：
AS
FPFe3C或A0
.77F0.0218Fe3C
共析反应的产物是铁素体与渗碳体的共析混合物，称珠光体，用符号P表示，因而共析反应可简单表示为：
A0
.77P0.77
P中的渗碳体称为共析渗碳体。
在显微镜下P的形态呈层片状。
在放大倍数很高时，可清楚看到相间分布的渗碳体片（窄条）与铁素体片（宽条）。
P的强度较高，塑性、韧性和硬度介于渗碳体和铁素体之间，其机械性能如下：
抗拉强度（b）770MPa延伸率（）20～35％
冲击韧性（ak）30～40J/cm2硬度（HB）180kgf/mm23.2.2.2相图中的特性线
相图中的ABCD为液相线；AHJECF为固相线。
⑴水平线HJB为包晶反应线。
碳含量0.09～0.53％的铁碳含金在平衡结晶过程中均发生包晶反应。
⑵水平线ECF为共晶反应线。
碳含量在2.11～6.69％之间的铁碳合金，在平衡结晶过程中均发生共晶反应。
⑶水平线PSK为共析反应线。
碳含量0.0218～6.69％之间的铁碳合金，在平衡结晶过程中均发生共析反应。
PSK线在热处理中亦称A1线。
⑷GS线是合金冷却时自A中开始析出F的临界温度线，通常称A3线。
⑸ES线是碳在A中的固溶线，通常称Acm线。
由于在1148℃时A中溶碳量最大可达2.11％，而在727℃时仅为0.77％，因此碳含量大于0.77％的铁碳合金自1148℃冷至727℃的过程中，将从A中析出Fe3C。
析出的渗碳体称为二次渗碳体（Fe3CII）。
Acm线亦是从A中开始析出Fe3CII的临界温度线。
⑹PQ线是碳在F中的固溶线。
在727℃时F中溶碳量最大可达0.0218％，室温时仅为0.0008％，因此碳含量大于0.0008％的铁碳合金自727℃冷至室温的过程中，将从F中析出Fe3C。
析出的渗碳体称为三次渗碳体（Fe3CIII）。
PQ线亦为从F中开始析出Fe3CIII的临界温度线。
Fe3CIII数量极少，往往可以忽略。
下面分析铁碳合金平衡结晶过程时，均忽略这一析出过程。
3.3典型铁碳合金的平衡结晶过程
根据Fe-Fe3C相图，铁碳含金可分为三类：
⑴工业纯铁C0.0218%
C0.77%亚共析钢0.0218%
C2.11%共析钢C0.77%⑵钢0.0218%
过共析钢0.77C2.11
亚共晶白口铸铁2.11%C4.3%⑶白口铸铁2.11%C6.69%共晶白口铸铁C4.3%过共晶白口铸铁4.3%C6.69%
下面分别对以上七种典型铁碳含金的结晶过程进行分析。
3.3.1工业纯铁
以含碳0.01％的铁碳合金为例，其冷却曲线（如图3.2）和平衡结晶过程如下。
合金在1点以上为液相L。
冷却至稍低于1点时，开始从L中结晶出，至2点合金全部结晶为。
从3点起，逐渐转变为A，至4点全部转变完了。
4-5点间A冷却不变。
自5点始，从A中析出F。
F在A晶界处生核并长大，至6点时A全部转变为F。
在6-7点
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间F冷却不变。
在7-8点间，从F晶界析出Fe3CIII。
因此合金的室温平衡组织为F+Fe3CIII。
呈小白片状分布于F晶界处。
若忽略Fe3CIII，则组织全为F。
F呈白色块状；Fe3CIII量极少，
图3.2工业纯铁结晶过程示意图
3.3.2共析钢
其冷却曲线和平衡结晶过程如图3.3所示。
合金冷却时，于1点起从L中结晶出A，至2点全部结晶完了。
在2-3点间A冷却不变。
至3点时，A发生共析反应生成P。
从3′继续冷却至4点，P皆不发生转变。
因此共析钢的室温平衡组织全部为P，P呈层片状。
共析钢的室温组织组成物也全部是P，而组成相为F和Fe3C，它们的相对质量为：
6.690.77F%100%88%;Fe3C%1F%12%6.69
图3.3共析钢结晶过程示意图
3.3.3亚共析钢
以含碳0.4％的铁碳含金为例，其冷却曲线和平衡结晶过程如图3.4所示。
变为0.09％合金冷却时，从1点起自L中结晶出，至2点时，L成分变为0.53％C，
C，发生包晶反应生成A0.17，反应结束后尚有多余的L。
2′点以下，自L中不断结晶出A，
至3点合金全部转变为A。
在3-4点间A冷却不变。
从4点起，冷却时由A中析出F，F在A晶界处优先生核并长大，而A和F的成分分别沿GS和GP线变化。
至5点时，A的成分变为0.77％C，F的成分变为0.0218％C。
此时A发生共析反应，转变为P，F不变化。
从5′继续冷却至6点，合金组织不发生变化，因此室温平衡组织为F+P。
F呈白色块状；P呈层片状，放大倍数不高时呈黑色块状。
碳含量大于0.6％的亚共析钢，室温平衡组织中
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的F常呈白色网状，包围在P周围。
图3.4亚共析钢结晶过程示意图
含0.4％C的亚共析钢的组织组成物（F和P）的相对质量为：
0.40.02P%100%51%；F%151%49%0.770.02
组成相（F和Fe3C）的相对质量为：
6.690.4F%100%94%;Fe3C%194%6%6.69
由于室温下F的含碳量极微，若将F中的含碳量忽略不计，则钢中的含碳量全部在P中，所以亚共析钢的含碳量可由其室温平衡组织来估算。
即根据P的含量可求出钢的含碳量为：
C%P%0.77%。
由于P和F的密度相近，钢中P和F的含量（质量百分数）可以近似用对应的面积百分数来估算。
图3.5过共析钢结晶过程示意图
3.3.4过共析钢
以碳含量为1.2％的铁碳合金为例，其冷却曲线和平衡结晶过程如图3.5所示。
合金冷却时，从1点起自L中结晶出A，至2点全部结晶完了。
在2-3点间A冷却不变，从3点起，由A中析出Fe3CII，Fe3CII呈网状分布在A晶界上。
至4点时A的碳含量降为
0.77％，4-4′发生共析反应转变为P，而Fe3CII不变化。
在4′-5点间冷却时组织不发生
转变。
因此室温平衡组织为Fe3CII+P。
在显微镜下，Fe3CII呈网状分布在层片状P周围。
41
含1.2％C的过共析钢的组成相为F和Fe3C；组织组成物为Fe3CII和P，它们的相对质
1.20.77
量为：
Fe3CII%100%7%;P%17%93%
6.690.77
3.3.5共晶白口铸铁
共晶白口铸铁的冷却曲线和平衡结晶过程如图3.6所示。
图3.6共晶白口铸铁结晶过程示意图
合金在1点发生共晶反应，由L转变为（高温）莱氏体Le（A+Fe3C）。
在1′-2点间，Le中的A不断析出Fe3CII。
Fe3CII与共晶Fe3C无界线相连，在显微镜下无法分辨，但此时
的莱氏体由A+Fe3CII+Fe3C组成。
由于Fe3CII的析出，至2点时A的碳含量降为0.77％，并发生共析反应转变为P；高温莱氏体Le转变成低温莱氏体Le′（P+Fe3CII+Fe3C）。
从2′至3点组织不变化。
所以室温平衡组织仍为Le′，由黑色条状或粒状P和白色Fe3C基体组成（见图3.12）。
共晶白口铸铁的组织组成物全为Le′，而组成相还是F和Fe3C，它们的相对重量可用杠杆定律求出。
3.3.6亚共晶白口铸铁
以碳含量为3％的铁碳合金为例，其冷却曲线和平衡结晶讨程如图3.7所示。
图3.7亚共晶白口铸铁结晶过程示意图
合金自1点起，从L中结晶出初生A，至2点时L的成分变为含4.3％C（A的成分变为含2.11％），发生共晶反应转变为Le，而A不参与反应。
在2′-3点间继续冷却时，初生A不断在其外围或晶界上析出Fe3CII，同时Le中的A也析出Fe3CII。
至3
点温度时，所
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有A的成分均变为0.77％，初生A发生共析反应转变为P；高温莱氏体Le也转变为低温莱氏体Le′。
在3′以下到4点，冷却不引起转变。
因此室温平衡组织为P+Fe3CII+Le′。
网状Fe3CII分布在粗大块状P的周围，Le′则由条状或粒状P和Fe3C基体组成。
亚共晶白口铸铁的组成相为F和Fe3C。
组织组成物为P、Fe3CII、和Le′。
它们的相对质量可以两次利用杠杆定律求出。
先求合金钢冷却到2点温度时初生A2.11和L4.3的相对质量：
4.33
A2.11%100%59%;L4.3%159%41%
4.32.11
并随后转变为低温莱氏体Le′，所以Le′％=Le％L4.3通过共晶反应全部转变为Le，=L4.3％=41％。
再求3点温度时（共析转变前）由初生A2.11析出的Fe3CII及共析成分的A0.77的相对质量：
2.110.776.692.11
Fe3CII%59%13%;A0.77%59%46%。
6.690.776.690.77
由于A0.77发生共析反应转变为P，所以P的相对质量就是46％。
3.3.7过共晶白口铸铁
过共晶白口铸铁的结晶过程与亚共晶白口铸铁大同小异，唯一的区别是：
其先析出相是一次渗碳体（Fe3CI）而不是A，而且因为没有先析出A，进而其室温组织中除Le′中的P以外再没有P，即室温下组织为Le′＋Fe3CI，组成相也同样为F和Fe3C，它们的质量分数的计算仍然用杠杆定律，方法同上。
3.4含碳量与铁碳合金平衡组织、机械性能的关系
3.4.1按组织划分的Fe-Fe3C相图
由Fe-Fe3C相图，可知铁碳合金室温平衡组织都由F和Fe3C两相组成，随含碳量增高，；Fe3C含量相应增加，由0按直F含量下降，由100％按直线关系变至0（含6.69％C时）线关系变至100％（含6.69％C时）。
改变含碳量，不仅引起组成相的质量分数变化，而且产生不同结晶过程，从而导致组成相的形态、分布变化，也即改变了铁碳合金的组织。
由图3.8，可见随着含碳量增加，室温组织变化如下：
F（+Fe3CIII）→F+P→P→P+Fe3CII→P+Fe3CII+Le′→Le′→Le′+Fe3CI。
组成相的相对含量及组织形态的变化，会对铁碳合金性能产生很大影响。
3.4.2碳钢的机械性能与碳含量的关系
对图3.8进行分析，得知铁碳合金的含碳量:
小于0.0218％时组织全部为F；等于0.77％时全部为P；等于4.3％时全部为Le′；等于6.69％时全部为Fe3C；在它们之间的组织则为相应组织的混合物。
利用杠杆定律对其质量分数计算可得如图3.9所示的含碳量与组织（F、P、Fe3CII、Le′、
Fe3CI）的数量关系。
C,%→
43
硬度（HB）主要决定于组织中组图3.8标注组
织分区的Fe-Fe3C合金相图
成相或组织组成物的硬度和相对数量，而受它们的形态的影响
相对较小。
随碳含量的增加，由于硬度高的Fe3C增多，硬度低
的F减少，所以合金的硬度呈直线关系增大，由全部为F的硬
度约80HB增大到全部为Fe3C时的约800HB。
强度是一个对组织形态很敏感的性能。
随碳含量的增加，亚
共析钢中P增多而F减少。
P的强度比较高，其大小与细密程
度有关。
组织越细密，则强度值越高。
F的强度较低。
所以亚
共析钢的强度随碳含量的增大而增大；但当碳含量超过共析成
分之后，由于强度很低的Fe3CII沿晶界析出，合金强度的增高
变慢；到约0.9％时，Fe3CII沿晶界形成完整的网，强度迅速降
低；随着碳含量的增加，强度不断下降，到2.11％后，合金中
出现Le′时，强度已降到很低的值。
再增加碳含量时，由于合
金基体都为脆性很高的Fe3C，强度变化不大且值很低，趋近于Fe3C的强度（约20～
30MPa）。
图3.9含碳量与组织的关系
铁碳含金中Fe3C是极脆的相，没有塑性，
不能为合金的塑性作出贡献，合金的塑性全部
由F提供，所以随碳含量的增大，F量不断减
少时，合金的塑性连续下降。
到合金成为白口
铸铁时，塑性就降到近于零值了。
见图3.10。
对于应用最广的结构材料亚共析钢，其硬
度、强度和塑性可根据成分或组织作如下估算:
图3.10性能随含碳量的变化硬度（HB）≈80F%180P%或（HB）≈80F%800Fe3C%；强度（b）≈230F%770P%（MPa）；延伸率（）≈50F%20P%。
式中的数字相应为F、P或Fe3C的近似硬度、强度和延伸率；符号相应表示组织中F、P或Fe3C的含量。
3.5Fe-Fe3C相图的应用和局限性
3.5.1Fe-Fe3C相图的应用
Fe-Fe3C相图在生产中具有重大的实际意义，主要应用在钢铁材料的选用和加工工艺
的制订两个方面。
3.5.1.1在钢铁材料选用方面的应用
⑴Fe-Fe3C相图所表明的某些成分-组织-性能的规律，为钢铁材料选用提供了根据；
⑵建筑结构和各种型钢需用塑性、韧性好的材料，因此选用碳含量较低的钢材；⑶各种机械零件需要强度、塑性及韧性都较好的材料，应选用碳含量适中的中碳钢；⑷各种工具要用硬度高和耐磨性好的材料，则选用含碳量高的钢种；⑸纯铁的强度低，不宜用做结构材料，但由于其导磁率高，矫顽力低，可作软磁材料使用，例如做电磁铁的铁芯等；⑹白口铸铁硬度高、脆性大，不能切削加工，也不能锻造，但其耐磨性好，铸造性能优良，适用于作要求耐磨、不受冲击、形状复杂的铸件，例如拔丝模、冷轧辊、货车轮、犁铧、球磨机的磨球等。
3.5.1.2在铸造工艺方面的应用
根据Fe-Fe3C相图可以确定合金的浇注温度。
浇注温度一般在液相线以上50～100℃。
从相图上可看出，纯铁和共晶白口铸铁的铸造性能最好。
它们的凝固温度区间最小，因而流动性好，分散缩孔少，可以获得致密的铸件，所以铸铁在生产上总是选在共晶成分附近。
在铸钢生产中，碳含量规定在0.15～0.6％之间，因为这个范围内钢的结晶温度区间较小，铸造性能较好。
3.5.1.3在热锻、热轧工艺方面的应用
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钢处于马氏体状态时强度较低，塑性较好，因此锻造或轧制选在单相奥氏体区内进行。
一般始锻、始轧温度控制在固相线以下100～200℃范围内。
温度高时，钢的变形抗力小，节约能源，设备要求的吨位低，但温度不能过高，防止钢材严重烧损或发生晶界熔化（过烧）。
终锻、终轧温度不能过低，以免钢材因塑性差而发生锻裂或轧裂。
亚共析钢热加工终止温度多控制在GS线以上一点，避免变形时出现大量铁素体，形成带状组织而使韧性降低。
过共析钢变形终止温度应控制在PSK线以上一点，以便把呈网状析出的二次渗碳体打碎。
终止温度不能太高，否则再结晶后奥氏体晶粒粗大，使热加工后的组织也粗大。
一般始锻温度为1150～1250℃，终锻温度为750～850℃。
3.5.1.4在热处理工艺方面的应用
Fe-Fe3C相图对于制订热处理工艺有着特别重要的意义。
一些热处理工艺如退火、正
火、淬火的加热温度都是依据Fe-Fe3C相图确定的。
这将在下一章中详细阐述。
3.5.2Fe-Fe3C相图的局限性
Fe-Fe3C相图的应用很广，为了正确掌握它的应用，必须了解其下列局限性。
⑴Fe-Fe3C相图反映的是平衡相，而不是组织。
相图能给出平衡条件下的相、相的成
分和各相的相对质量，但不能给出相的形状、大小和空间相互配置的关系。
⑵Fe-Fe3C相图只反映铁碳二元合金中相的平衡状态。
实际生产中应用的钢和铸铁，除了铁和碳以外，往往含有或有意加入其它元素。
被加入元素的含量较高时，相图将发生重大变化。
严格说，在这样的条件下铁碳相图已不适用。
⑶Fe-Fe3C相图反映的是平衡条件下铁碳合金中相的状
态。
相的平衡只有在非常缓慢的冷却和加热，或者在给定温度长期保温的情况下才能达到。
就是说，相图没有反映时间的作用。
所以钢铁在实际的生产和加工过程中，当冷却和加热速度较快时，常常不能用相图来分析问题。
3.6碳钢及其常存杂质
碳钢被广泛使用在工农业生产中。
它们不仅价格低廉、容易加工，而且在一般情况下能满足使用性能的要求。
为了掌握碳钢的正确选择和合理使用、必须熟悉它的牌号和用途。
3.6.1碳钢中杂质元素
由于原料和冶炼工艺的原因，碳钢中除铁与碳两种元素外，还含有少量Mn、Si、S、P以及微量的气体元素O、H、N等非特意加入的杂质元素。
Si和Mn是炼钢时作为脱氧剂（锰铁、硅铁）加入而残留在钢中的，其余的元素则是从原料或大气中带入钢中而冶炼时不能清除尽的有害杂质。
它们对钢的性能有一定影响。
3.6.1.1锰和硅的影响
Si、Mn加入钢中，可将钢液中的FeO还原成Fe，并形成SiO2和MnO。
Mn还与钢液
中的S形成MnS而大大减轻S的有害作用。
这些反应产物大部分进入炉渣，小部分残留钢中成为非金属夹杂。
钢中含Mn量约为0.25～0.80％。
钢中含Si量约为0.03～0.40％。
脱氧剂中的Si与Mn总会有一部分溶于钢液，凝固后溶于铁素体，产生固溶强化作用。
在含量不高（＜1％）时，可以提高钢的强度，而不降低钢的塑性和韧性，一般认为Si、Mn是钢中有益元素。
3.6.1.2其它杂质的影响
⑴S的影响S在固态铁中几乎不溶解，它与铁形成熔点为1190℃的FeS，FeS又与-Fe形成熔点更低的（985℃）共晶体。
即使钢中含S量不高，由于严重偏析，凝固快完成时，钢中的S几乎全部残留在枝晶间的钢液中，最后形成低熔点的（Fe+FeS）共晶。
含有硫化物共晶的钢材进行热压力加工（加热温度一般在1150～1250℃之间），分布在晶界处的共晶体处于熔融状态，一经轧制或锻打，钢材就会沿晶界开裂。
这种现象称为钢的热脆。
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如果钢水脱氧不良，含有较多的FeO，还会形成（Fe+FeO+FeS）三相共晶体，熔点更低（940℃），危害性更大。
对于铸钢件，含硫过高，易使铸件发生热裂；S也使焊件的焊缝处易发生热裂。
⑵P的影响P在铁中固溶度较大，钢中的P一般都固溶于铁中。
P溶人铁素体后，有较之其他元素更强的固溶强化能力，尤其是较高的含P量，使钢显著提高强度、硬度的同时，剧烈地降低钢的塑、韧性，并且还提高了钢的脆性转化温度，使得低温工作的零件冲击韧性很低，脆性很大，这种现象通常称为钢的冷脆。
S、P在钢中是有害元素，在普通质量非合金钢中，其含量被限制在0.045％以下。
如果要求更好的质量，则含量限制更严格。
在一定条件下S、P也被用于提高钢的切削加工性能。
炮弹钢中加入较多的P，可使炮弹爆炸时产生更多弹片，使之有更大的杀伤力。
P与Cu共存可以提高钢的抗大气腐蚀能力。
N的影响O在钢中溶解度很小，⑶O、几乎全部以氧化物夹杂形式存在，如FeO、H、
Al2O3、SiO2、MnO等，这些非金属夹杂使钢的力学性能降低，尤其是对钢的塑性、韧性、
疲劳强度等危害很大。
H在钢中含量尽管很少，但溶解于固态钢中时，剧烈地降低钢的塑、韧性，增大钢的脆性，这种现象称为氢脆。
少量N存在于钢中，会起强化作用。
N的有害作用表现为造成低碳钢的时效现象，即含N的低碳钢自高温快速冷却或冷加工变形后，随时间的延长，钢的强度、硬度上升，塑、韧性下降，脆性增大，同时脆性转变温度也提高了，造成了许多焊接工程结构和容器突然断裂事故。
3.6.2非合金钢（碳钢）的分类
根据GB/T13304-91第一部分：
钢按化学成分分为非合金钢、低合金钢和合金钢。
其中非合金钢即为原国标中的碳钢。
下面将原碳钢分类方法及新国标非合金钢的分类分列如下：
3.6.2.1碳钢分类方法
碳钢主要有下列几种分类方法：
低碳钢C0.25%
⑴按钢的碳含量分中碳钢0.25%C0.6%
高碳钢C0.6%
P0.045%普通碳素钢S0.055%;
P0.040%⑵按钢的质量分优质碳素钢S0.040%;
P0.035%高级优质碳素钢S0.030%;
碳素结构钢用于制造各种工程构件（如桥梁、船舶、
⑶按用途分建筑构件等）和机器零件（如齿轮、轴、连杆等）
碳素工具钢用于制造各种工具（如刃具、量具、模具等）
平炉钢（用平炉冶炼）碱性转炉钢冶炼时造碱性渣
⑷按钢
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