如何获得铸铁活塞环优质金相组织_百度文库
两大类热门资源免费畅读
续费一年阅读会员，立省24元！
如何获得铸铁活塞环优质金相组织
阅读已结束，下载文档到电脑
想免费下载本文？
定制HR最喜欢的简历
下载文档到电脑，方便使用
还剩2页未读，继续阅读
定制HR最喜欢的简历
你可能喜欢只显示未读信息
技术资料供应信息
优质技术资料供货商，让采购更轻松
您所在的位置：
供应钼合金生产工艺技术资料
该商铺的技术资料 相关产品
产品信息来源：/s.html 转载请注明来自一呼百应
技术资料信息分享(0)：
您还可能关注：
公司成立：
Tue Apr 19 00:00:00 CST 2011年
经营类型：
主营产品：当前位置： >>
钢中常见的金相组织区别简析
钢铁中常见的金相组织区别简析钢铁中常见的金相组织1. 奥氏体 －碳与合金元素溶解在 γ-Fe 中的固溶体，仍保持 γ-Fe 的面心立方晶格。晶界比较直，呈 规则多边形；淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处 2. 铁素体－碳与合金元素溶解在 α-Fe 中的固溶体。 亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状， 晶界比较圆滑， 当碳含量接近共析成分时，铁素体沿晶粒边界析出。 3. 渗碳体－碳与铁形成的一种化合物。在液态铁碳合金中，首先单独结晶的渗碳体（一次渗碳体） 为块状，角不尖锐，共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿 Acm 线析出的碳化物（二次渗碳体） 呈网结状，共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到 Ar1 以下时，由铁素体中析出渗碳体（三次渗碳 体），在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。 4. 珠光体－铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。珠光体的片间距离取决于 奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大，所形成的珠光体片间距离越小。在 A1~650℃形成的珠光体 片层较厚，在金相显微镜下放大 400 倍以上可分辨出平行的宽条铁素体和细条渗碳体，称为粗珠 光体、片状珠光体，简称珠光体。在 650~600℃形成的珠光体用金相显微镜放大 500 倍，从珠光 体的渗碳体上仅看到一条黑线，只有放大 1000 倍才能分辨的片层，称为索氏体。在 600~550℃形 成的珠光体用金相显微镜放大 500 倍，不能分辨珠光体片层，仅看到黑色的球团状组织，只有用 电子显微镜放大 10000 倍才能分辨的片层称为屈氏体。 5. 上贝氏体－过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物，渗碳体在铁素体针间。过冷奥氏体在中温（约 350~550℃）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为 6~8od 铁素体板条，并在各板条 间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片；典型上贝氏体呈羽毛状，晶界为对称轴，由 于方位不同，羽毛可对称或不对称，铁素体羽毛可呈针状、点状、块状。若是高碳高合金钢，看 不清针状羽毛；中碳中合金钢，针状羽毛较清楚；低碳低合金钢，羽毛很清楚，针粗。转变时先 在晶界处形成上贝氏体，往晶内长大，不穿晶。 6. 下贝氏体－同上，但渗碳体在铁素体针内。过冷奥氏体在 350℃~Ms 的转变产物。其典型形态是 双凸透镜状含过饱和碳的铁素体，并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片；在晶内呈针状， 针叶不交叉，但可交接。与回火马氏体不同，马氏体有层次之分，下贝氏体则颜色一致，下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗，易受侵蚀变黑，回火马氏体颜色较浅，不易受侵蚀。高碳高合 金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高，针叶比低碳低合金钢细。 7. 粒状贝氏体－大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。过冷奥氏体在贝氏体转变温 度区的最上部的转变产物。刚形成时是由条状铁素体合并而成的块状铁素体和小岛状富碳奥氏体 组成，富碳奥氏体在随后的冷却过程中，可能全部保留成为残余奥氏体；也可能部分或全部分解 为铁素体和渗碳体的混合物（珠光体或贝氏体）；最可能部分转变为马氏体，部分保留下来而形 成两相混合物，称为 M-A 组织。 8. 无碳化物贝氏体－板条状铁素体单相组成的组织，也称为铁素体贝氏体。形成温度在贝氏体转变 温度区的最上部。板条铁素体之间为富碳奥氏体，富碳奥氏体在随后的冷却过程中也有类似上面 的转变。无碳化物贝氏体一般出现在低碳钢中，在硅、铝含量高的钢中也容易形成。 9. z 马氏体－碳在 α-Fe 中的过饱和固溶体。 板条马氏体：在低、中碳钢及不锈钢中形成，由许多相互平行的板条组成一个板条束，一个奥氏 体晶粒可转变成几个板条束（通常 3 到 5 个）。 z 片状马氏体（针状马氏体）：常见于高、中碳钢及高 Ni 的 Fe-Ni 合金中，针叶中有一条缝线将马 氏体分为两半，由于方位不同可呈针状或块状，针与针呈 120°角排列，高碳马氏体的针叶晶界清 楚，细针状马氏体呈布纹状，称为隐晶马氏体。 10. 回火马氏体－马氏体分解得到极细的过渡型碳化物与过饱和（含碳较低）的 a-相混合组织。它由 马氏体在 150~250℃时回火形成。这种组织极易受腐蚀，光学显微镜下呈暗黑色针状组织（保持 淬火马氏体位向） ， 与下贝氏体很相似， 只有在高倍电子显微镜下才能看到极细小的碳化物质点。 11. 回火屈氏体－碳化物和 a-相的混合物。它由马氏体在 350~500℃时中温回火形成。其组织特征是 铁素体基体内分布着极细小的粒状碳化物，针状形态已逐渐消失，但仍隐约可见，碳化物在光学 显微镜下不能分辨，仅观察到暗黑的组织，在电镜下才能清晰分辨两相，可看出碳化物颗粒已明 显长大。 12. 回火索氏体－ 以铁素体为基体， 基体上分布着均匀碳化物颗粒。 它由马氏体在 500~650℃时高温 回火形成。其组织特征是由等轴状铁素体和细粒状碳化物构成的复相组织，马氏体片的痕迹已消 失，渗碳体的外形已较清晰，但在光镜下也难分辨，在电镜下可看到的渗碳体颗粒较大。 13. 莱氏体－ 奥氏体与渗碳体的共晶混合物。呈树枝状的奥氏体分布在渗碳体的基体上。粒状珠光 体－由铁素体和粒状碳化物组成。它是经球化退火或马氏体在 650℃~A1 温度范围内回火形成。 其特征是碳化物成颗粒状分布在铁素体上。 14. 魏氏组织－ 如果奥氏体晶粒比较粗大，冷却速度又比较适宜，先共析相有可能呈针状（片状）形态与片状珠光体混合存在，称为魏氏组织 。亚共析钢中魏氏组织的铁素体的形态有片状、羽 毛状或三角形，粗大铁素体呈平行或三角形分布。它出现在奥氏体晶界，同时向晶内生长。过共 析钢中魏氏组织渗碳体的形态有针状或杆状，它出现在奥氏体晶粒的内部。渗碳件常见缺陷与对策缺陷名称：渗碳层出现大块状或网状碳化物 缺陷产生原因：表面碳浓度过高 1. 2. 3. 4. 滴注式渗碳，滴量过大。 控制气氛渗碳，富化气太多。 液体渗碳，盐浴氰根含量过高。 渗碳层出炉空冷，冷速太慢。对策： 1. 2. 3. 4. 5. 6. 降低表面碳浓度，扩散期内减少滴量和适当提高扩散期湿度，也可适当减少渗碳期滴量。 减少固体渗碳的催碳剂。 减少液体渗碳的氰根含量。 夏天室温太高，渗后空冷件可吹风助冷。 提高淬火加热温度 50~80?C 并适当延长保温时间。 两次淬火或正火+淬火，也可正火+高温回火，然后淬火回火。缺陷名称：渗层出现大量残余奥氏体 缺陷产生原因： 1. 奥氏体较稳定，奥氏体中碳及合金元素的含量较高，2. 3.回火不及时，奥氏体热稳定化。 回火后冷却太慢。对策： 1. 2. 3. 4. 表面碳浓度不宜太高。 降低直接淬火或重新加热淬火温度，控制心部铁素体的级别≤3 级。 低温回火后快冷。 可以重新加热淬火，冷处理，也可高温回火后重新淬火。缺陷名称：表面脱碳 缺陷产生原因： 1. 2. 3. 4. 5. 6. 气体渗碳后期，炉气碳势低。 固体渗碳后，冷却速度过慢。 渗碳后空冷时间过长。 在冷却井中无保护冷却。 空气炉加热淬火无保护气体。 盐浴炉加热淬火，盐浴脱氧不彻底。对策： 1. 2. 3. 在碳势适宜的介质中补渗。 淬火后作喷丸处理。 磨削余量，较大件允许有一定脱碳层（≤0.02mm）。缺陷名称：渗碳层淬火后出现屈氏体组织（黑色组织） 缺陷产生原因：渗碳介质中含氧量较高：氧扩散到晶界形成 Cr、Mn、Si 的氧化物，使合金元素贫 化，使淬透性降低 对策： 1. 控制炉气介质成分，降低含氧量。2. 3.用喷丸可以进行补救。 提高淬火介质冷却能力缺陷名称：心部铁素体过多，使硬度不足 缺陷产生原因： 1. 2. 3. 4. 淬火温度低。 重新加热淬火保温时间不足，淬火冷速不够。 心部有未溶铁素体。 心部有奥氏体分解产物。对策： 1. 2. 按正常工艺重新加热淬火。 适当提高淬火温度延长保温时间。缺陷名称：渗碳层深度不足 缺陷产生原因： 1. 2. 3. 4. 5. 6. 炉温低、保温时间短。 渗剂浓度低。 炉子漏气。 盐浴渗碳成分不正常。 装炉量过多。 工件表面有氧化皮或积炭。对策： 1. 2. 3. 4. 针对原因，调整渗碳温度、时间、滴量及炉子的密封性。 加强新盐鉴定及工作状况的检查。 零件应该清理干净。 渗层过薄，可以补渗，补渗的速度是正常渗碳的 1/2，约为 0.1mm/h 左右。缺陷名称：渗层深度不均匀 缺陷产生原因： 1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 炉温不均匀。 炉内气氛循环不良。 炭黑在表面沉积。 固体渗碳箱内温差大及催渗剂不均匀。 零件表面有锈斑、油污等。 零件表面粗糙度不一致。 零件吊挂疏密不均。 原材料有带状组织。对策： 1. 2. 3. 4. 5. 6. 渗碳前严格清洗零件。 清理炉内积炭。 零件装夹时应均匀分布间隙大小相等。 经常检查炉温均匀性。 原材料不得有带状组织。 经常检查炉温、炉气及装炉情况。缺陷名称：表面硬度低 缺陷产生原因： 1. 2. 3. 4. 5. 6. 表面碳浓度低。 表面残余奥氏体多。 表面形成屈氏体组织。 淬火温度高，溶入奥氏体碳量多，淬火后形成大量残余奥氏体。 淬火加热温度低，溶入奥氏体的碳量不够，淬火马氏体含碳低。 回火温度过高。对策：1． 碳浓度低，可以补渗 2． 残余奥氏体多，可高温回火后再加热淬火 3． 有托氏体组织，可以重新加热淬火 4． 严格热处理工艺纪律 缺陷名称：表面腐蚀和氧化 缺陷产生原因： 1． 渗剂不纯有水、硫和硫酸盐 2． 气体渗碳炉漏气固体渗碳时催渗剂在工件表面融化，液体渗碳后，工件表面粘有残盐 3． 高温出炉，空冷保护不够 4． 盐炉校正不彻底，空气炉无保护气氛加热，淬火后不及时清洗 5． 零件表面不清洁 对策： 1． 严格控制渗碳剂及盐浴成分 2． 经常检查设备密封情况 3． 对零件表面及时清理和清洗 4． 严格执行工艺纪律 缺陷名称：渗碳件开裂 缺陷产生原因： 1． 冷却速度过慢，组织转变不均匀 2． 合金钢渗后空冷，在表层托氏体下面保留一层未转变奥氏体在随后冷却或室温放置时，转变成 马氏体，比容加大，出现拉应力 3． 第一次淬火时，冷却速度太快或工件形状复杂] 4． 材质含提高淬透性的微量元素（Mo、B）太多等 对策： 1． 渗后减慢冷却速度，使渗层在冷却过程中完全共析转变 2． 渗后加快冷却速度，得到马氏体+残余奥氏体。松弛内层组织转变产生的拉应力 3． 淬火开裂应减慢冷却速度、含微量元素作工艺试验，或提高淬火介质温度 缺陷名称：高合金钢氢脆 缺陷产生原因： 1． 炉气中含氢太高 2． 渗碳温度太高利于氢扩散3． 渗后直接淬火，氢来不及析出以过饱和状态存在于钢中 对策 1． 渗碳后缓慢冷却 2． 直接淬火后，迅速在 250?C 以上回火 3． 零件出炉前停止供给渗剂，通入氮气排氢后，直接淬火 缺陷名称：渗层碳浓度低 缺陷产生原因： 1． 炉内碳势低，温度低，滴量少，炉子漏气 2． 工件表面形成碳黑或被炭黑覆盖，装炉量太多 3． 炉子气氛不均匀，炉压太低，使炉子局部造成死角 4． 工件间距离太小，炉子循环不畅 5． 渗后冷却时脱碳 对策： 1． 渗碳时，经常检查炉温、渗剂滴量 2． 注意炉气、炉压 3． 防止炉子漏气和风扇停转、反转 4． 工件之间距离大于 1cn 5． 经常烧碳黑，清理炉内积炭，渗后入冷却井冷却，在井中倒煤油或甲醇保护 缺陷名称：渗碳层过厚 缺陷产生原因： 1． 渗碳温度太高，保温时间太长 2． 滴量过大，炉内碳势高 3． 试样检验不准 对策： 1． 针对原因，采取工艺措施 2． 渗层超过图样上限要求，不合格，但与图样规定相差 0.05mm 时，可以仲裁合格或申请回用 缺陷名称：渗碳件畸变过量 缺陷产生原因： 1． 渗碳时装炉方法或夹具选择不当 2． 渗碳温度太高，炉气、炉压不均和不稳定 3． 直接淬火温度过高4． 不适当安排两次淬火 5． 加热方式不当，淬火剂及冷却方式不当 6． 淬火返修次数太多 7． 零件上渗碳层的浓度和深度不均匀，淬火时造成无规则翘曲 8． 工件形状复杂，壁厚不均匀，有的面渗碳，有的面不渗碳或少渗碳 对策： 1． 长杆状件应垂直吊放，平板零件要平放，零件在夹具上要平稳不能受预应力，出炉操作要平稳、 炉温要适当 2． 直接淬火应预冷，尽量用一次淬火代替二次淬火，正确选择热处理工艺 3． 预先留出机加工余量 缺陷名称：渗碳速度很慢 缺陷产生原因： 1． 温度过低 2． 渗剂太多，零件表面积炭 3． 渗剂含硫量过多 4． 风扇轴承用 MoS2 润滑，润滑油进入炉内，使硫增加 5． 风扇轴承漏气、氧气进入炉中 6． 风扇轴冷却水渗漏入炉 对策：针对缺陷采取相应措施 缺陷名称：渗碳件淬火后表面剥落 缺陷产生原因： 1． 固体渗碳剂活性过分强烈 2． 渗碳温度过高，大量碳原子渗入工件表面来不及扩散，过渡不好形成表面碳浓度过高 对策： 1． 将高碳势件在保护气氛中（碳势（体积分数）为 0.8%）加热 2~4h，以减少表面碳浓度 2． 也可将此件在质量分数为 3%~5%的苏打和木炭中加热至 920~940?C，保温 2~4h，以减少表面碳 浓度 缺陷名称：零件上出现玻璃状凸瘤 缺陷产生原因： 1． 固体渗碳时，渗碳中由于 SiO2 质量分数 2%以上所致 2． SiO2 高温和 Na2CO3 作用，生成玻璃状物质粘附在工件表面，形成凸瘤对策： 1． 固体渗碳时，渗剂应纯净 2． 旧渗碳剂彻底筛去尘埃 3． 去除渗剂中砂石及封口用耐火粘土 缺陷名称：渗碳件出现反常组织（游离铁素体，游离渗碳体或网状铁素体在二次渗碳体周围） 缺陷产生原因： 1． 钢中和渗碳介质中含氧量过高所致，使淬火时出现软点使耐磨性降低 2． 渗碳剂应干燥去水分 对策： 1． 适当提高淬火温度延长保温时间，使组织均匀化 2． 选用淬火烈度大的淬火介质 缺陷名称：过热 缺陷产生原因： 1. 2. 渗碳时过势或淬火加热时过势，使晶粒长大，脆性增加。 渗碳时过势，不但表层含碳量增加，同时碳化物也增加，出现莱氏体对策： 1. 2. 3. 采用正火，使晶粒细化。 盐炉加热淬火，工件不能紧靠电极。 检查仪表是否失灵超细铁素体-渗碳体钢的疲劳强度及其强化机理的影响最近，日本国家材料研究院的材料学者在一系列铁素体晶粒小于 1μm 的超细铁素体-渗碳体钢上 进行了疲劳试验，以研究弥散、固溶和位错强化对疲劳强度的影响。通过添加碳含量来研究弥散强化的影响，因为碳含量提高可以增加超细铁素体-渗碳体钢中渗碳体颗粒的数量，选取了含碳量为 0.15mass%和 0.45mass%不同的钢。在一些钢中添加了 0.1mass%磷元素，以研究固溶强化的影响。在 退火状态的超细铁素体-渗碳体钢上进行了疲劳试验，以研究位错强化的影响，因为轧态属于加工硬 化，热孔型轧制细化了铁素体晶粒。实验室制备的超细铁素体-渗碳体钢的拉伸强度的试验结果为 721～1048MPa,疲劳极限比（疲劳极限与拉伸强度之比）超过了 0.5。超细铁素体-渗碳体钢的疲劳强 度高于铁素体-珠光体钢，和退火马氏体钢相当。总之，所有的强化机理都很好地改善了超细铁素体渗碳体钢的疲劳强度。而由于超细渗碳体-铁素体钢的显微组织超细且均匀的缘故，其疲劳强度表现 得很稳定。JFE443CT 铁素体系不锈钢的特性和用途JFE 开发了高耐蚀性铁素体系不锈钢 JFE443CT 用以代替 SUS304。开发钢与 SUS304 有同等的耐 蚀性，且因不加 Ni、Mo 元素而不受其价格波动的影响。作为 SUS304 的替代品，开发钢已被广泛应 用于厨房用品、建材建具、电气设备、汽车等领域。 前言 一般用途的不锈钢，是指以 SUS304（18Cr-8Ni）为代表的奥氏体系不锈钢，也称镍系不锈钢、 或 SUS430（16Cr）为代表的铁素体系不锈钢，也称铬系不锈钢。在家庭用品和家电领域，从经济性 的角度考虑多采用 SUS430；在汽车领域，开发了多种用途的新钢种，使用的大多为铁素体系不锈钢。 而在建材及产业机械等领域，要求钢具有良好的耐蚀性、加工性和焊接性，且通用性高，从长年使用 的结果来看，主要使用 SUS304。 SUS304 钢虽然性能优良，但其主要原料镍是稀缺金属，其售价波动剧烈，因此 JFE 开发了代替 SUS304 的铁素体系不锈钢 JFE443CT（21Cr-0.4Cu-0.3Ti）。该开发钢有以下特点： （1） 具有与 SUS304 同等优良的耐蚀性； （2） 因不加 Ni、Mo 而不受其价格波动的影响；（3） 具有与原来铁素体系不锈钢同等以上的成形性。 由于开发钢的特性与 SUS304 有很大不同， 故准确把握其特征来确定用途和利用技术是很重要的。 本文概要介绍了开发钢的特性及代表性用途。 1. JFE443CT 的特性 1.1 基本特性 JFE443CT 钢的化学成分如表 1 所示。 表 1：JFE443CT 的代表性化学成分，％ 钢种 JFE443CT SUS430 SUS304 C 0.01 0.04 0.05 Cr 21 16 18 Ni C 8 Cu 0.4 Ti 0.3 Nb C N 0.01 0.04 0.03由表中数据可知，开发钢在将 Cr 含量提高到 21％的同时，还加入了 0.4%的 Cu，从而确保与 SUS304 有同等的耐蚀性；而且，因作为稳定化元素而加入了 0.3%的 Ti，将钢中残余的 C，N 转变成 了无害化的 Ti（C，N），即碳氮化钛，从而提高了焊接部位的耐蚀性和加工性。 JFE443CT 的力学特性如表 2 所示。表中的 r 值（即兰克福特值）是在使钢板产生应变时，板宽方 向的对数应变与板厚方向对数应变之比（简称钢板的塑性应变比）。此值越大，钢板的深冲性能就越 优良。较之 SUS304，开发钢是软质的，故 r 值高，加工性优良。另外，较之 SUS304，虽然开发钢的 延伸率较低（前者为 60％而后者为 31％），凸肚加工性较差，但因其 r 值高，故深冲性能优良。因 此，采用开发钢成形时，宜进行深冲而不宜采用凸肚工艺。 表 2 ：JFE443CT 的力学特性（代表值） 钢种 JFE443CT SUS430 SUS304 0.2%屈服强度，MPa 305 320 260 拉伸强度，MPa 483 490 645 延伸率，％ 31 29 60 平均 r 值 1.3 1.0 1.0开发钢与 SUS430 一样有磁性，且比 SUS304 的热胀系数小，导热性优良，其物理特性如表 3 所 示。 表 3：JFE443CT 的物理特性（代表值） 热膨胀系数,10-6/℃ 20～100 ℃ JFE443CT 有磁 性 有磁 性 无磁 性 440 22.5 10.5 20～600 ℃ 11.6钢种磁性在 25℃的比热，J/ （kg?℃）在 100℃的导热系数，W/ （m?℃）SUS43046026.110.412.0SUS30450016.217.318.71.2 焊接性 开发钢在降低钢中杂质元素 C 和 N 的同时，因添加了稳定化元素 Ti，故焊接部具有优良的耐蚀 性和力学特性。 根据 JASO（日本汽车标准协会）M609-91 的规定，对 JFE443CT、SUS304 和 SUS430 的 TIG（W 极惰气保护电弧焊）焊接部分别进行了盐干湿复合交替腐蚀试验。1 个周期的试验过程为：盐水喷雾 （5％NaCl 水溶液、35℃、2h）→干燥（60℃、相对湿度 20％～30％、4h）→湿润（50℃、相对湿 度 95％以上、2h）。 观察经上述腐蚀试验后试样的图片可知，在 SUS430 钢上，因焊接时的加热、冷却，钢中的 C、 N 变成（C，N）化物析出于晶界上，致使晶界因缺 Cr 而敏化，故焊接部位生锈；反之，在 JFE443CT 和 SUS304 上，焊接部都显示了良好的耐蚀性。其中的开发钢正如前所述，是在降低钢中 C、N 含量 的同时，还用加 0.3％的 Ti 对残余的 C、N 进行了稳定化的无害化处理，从而防止了焊接部的敏化， 提高了该部位的耐蚀性。 为了确保良好的力学特性和耐蚀性，对于开发钢的焊接须注意以下几点。（1） 不同种类不锈钢之间的焊接：若将开发钢与 SUS304 这种含 C 量较高的钢进行 TIG 对接 焊，则造成的敏化会降低焊接部的耐蚀性。因此，不宜采用 C 含量≤0.08％、一般为 0.05％～0.06％ 的 SUS304，而宜采用 SUS304L（18Cr-9Ni、C≤0.03％）。 从 JFE443CT 和不同钢种的 TIG 对接焊部耐蚀性试验结果可知： 与 SUS304 的焊接部因敏化而降 低耐蚀性（明显生锈）不同的是与含 C 量较低的 SUS304L 和 SUS316L（0.02C-18Cr-12Ni-2Mo）的 焊接部耐蚀性良好。与含 C 量较高的不锈钢焊接部的耐蚀性下降，是由焊后慢冷的 TIG 焊接工艺引 起的。焊后快冷的电阻焊（含点焊与缝焊）就不易引起耐蚀性的下降。并且试验表明，在使用焊丝的 角焊缝焊接中，将焊接金属作为奥氏体主体组织，就可以防止因敏化而造成的耐蚀性下降。同样，即 使在采用奥氏体系焊丝的 MIG 和 MAG 焊接中，焊接部变成了奥氏体组织；即使与 SUS304 对接焊， 焊接部也能获得与母材基本同等的耐蚀性。 （2） 焊丝：为了防止因敏化而降低焊接部的耐蚀性，应避免使用 Y308 系（成分为 0.05C-20Cr-10Ni）焊丝，而必须用含 C 量低的 Y308L 系（成分为 0.02C-20Cr-14Ni）和 Y309L 系（成 分为 0.02C-23Cr14Ni）焊丝。 （3） 保护气体：为了防止（焊接部的）氧化、渗 C，不仅应从焊接工件表面，而且应从里面也 给予充分量的氩气保护。 （4） 合适的输入热量：较之 SUS304，开发钢焊接时必要的输入热量增大了，但须注意的是随 着输入热量的增加，焊接部位的晶粒会增大，从而可能降低其韧性。 JFE443CT 的同材焊接部以及与 SUS304 的焊接部都具有充分的强度和延性。而且，如表 3 所示， 较之 SUS304，开发钢的热膨胀系数较低而导热系数较高，具有难以产生焊接变形的优点。 1.3 精加工材、2BW 精加工材 开发钢除能生产一般不锈钢表面精加工的 2B（退火酸洗）材、BA（光亮退火）材之外，还配齐 了生产率高的（串列式-CAL）精轧产品。 本开发钢的 2B 精加工材有光泽，但与白色的 SUS304 的 2B 精加工材不同，在本开发钢的 2B 精 加工材上，在加工时有可能遇到细小缺陷需要修整，或防眩性差等问题，因此针对性地开发了新的白 色表面的 2BW 精加工材。 相关的指标和图片对比表明：JFE443CT 的 2BW 精加工材的光亮度、白色度与 SUS304 的 2B 精加工材是同等的，低光亮的白色外观。在将开发钢和 SUS304 的 2B 精加工材组合使用时，就能降低 采用 2BW 精加工材的色调差。 1.4 耐起皱特性 若对包括开发钢在内的铁素体系不锈钢进行冲压加工，往往发生沿轧制方向的筋状凹凸（即起 皱）。起皱会损害美观，且会在冲压加工后进行磁磨精加工的锅和器物等用途中增大磁磨负荷。 由于 SUS304 的冲压加工不会起皱，故对本开发钢在减少起皱方面提出要求。开初，本开发钢有 时会发生重度的起皱，但由于将加工制作条件最佳化，成功改善了其耐起皱性。例如利用 20％拉伸 所测定钢耐起皱特性结果表明，改善前的 JFE443CT 钢材上发生了波纹高 4μm 的凸起，而特性改善 后的波纹高度就减低到 1.5μm 左右。 2. JFE443CT 的用途 2.1 室外用途 在室外使用不锈钢时， 从海面上飞来的盐粒会造成生锈。 为此， 用 JFE443CT 和 SUS304、 SUS430 及熔融镀锌钢板进行的盐水喷雾试验结果表明：一般镀锌板（镀层量 62g/m2）经 672h 试验后，镀锌 层失去了防锈机能而生锈， 经 2000h 试验后全面生锈； 即使镀锌层厚 （镀层量 527g/m2） 的钢板经 2000h 试验后也生锈，5000h 后全面生锈。SUS430 经 168h 试验后从端部开始生锈。 与上述情况相反，JFE443CT 和 SUS304 即使经 5000h 的试验后也未生锈，耐蚀性优良。 另外，在千叶海滨距海堤 10m 处进行了开发钢和 SUS304 试制的模拟空调通道的 3 个月曝露耐 蚀试验。结果表明，开发钢的腐蚀是轻微的，显示具有代替 SUS304 的可能性。 如上所述，开发钢在室外用途中耐蚀性充分，已经开始代替 SUS304 用作各种建材、建具、金属 配件和用于室外的家庭用品、工业机械等。 2.2 室内用途 在室内家电制品和家庭用品中，也进行了从 SUS304 向开发钢使用的替换，如炊具锅、保温箱、 冰箱、厨柜等。 如表 3 所示，本开发钢有磁性，且导热性高，若将之用于电磁锅，加热速度快并节省能耗（当往圆形的开发钢和 SUS304 制的锅中加入同量的水， 在相同加热条件下， 前者比后者快 30min 将水煮沸） 。 3. 结语 本开发钢已经开始被广泛代替 SUS304，将有广阔的应用和市场前景。钛合金热处理操作注意事项淬火： 1． 淬火操作时，从出炉到进入淬火介质之间的转移时间越短越好，以防 β 相分解，转移时间最长 不超过 10s 2． 淬火加热保温时间的计算公式： t=(5~8)Aδ(min) A― 保温时间系数 3min/mm δ―零件有效厚度（mm）淬火介质：高闪点的油，或不含氯化物的盐浴如亚硝酸盐和硝酸盐浴 防氧化和腐蚀： 1． 在氯盐浴中加热时，发生热盐腐蚀的临界温度是 288?C，主要是热处理前零件清洗不正确，要求 正确清洗。搬运时，不要在零件上按指纹，对于工件上的油和润滑脂应清洗干净 2． 钛合金在真空中加热时，真空压力为 0.1~1kPa 3． 为防止氧化，可用高纯度氩、氖等惰性气体保护，也可用塑料进行保护，或加热前把零件在熔 融的玻璃中浸蘸一下 变形：为防止热处理翘曲，零件应固定于铁基或镍基合金制造的夹具中为防止夹具带来的油污，在夹具里垫薄钛板或喷 Al2O3，将钛零件同夹具隔开，夹具在使用前应进行烧焦处理有害气体影响： 氢气：含氢量超过 0.02%会产生氢脆，所以钛合金最好在真空中加热，用火焰加热时，火焰不能直接 喷在工件上，火焰调成中性或略带氧化性 氧气：氧易和钛生成 TiO2 薄膜，使用过程中易产生剥落 氮气：零件吸入氮气变脆，塑性下降钢材断裂的基本分析如今，用于各行业的钢材品种达数千种之多。每种钢材都因不同的性能、化学成分或合金种类和 含量而具有不同的商品名称。虽然断裂韧性值大大方便了每种钢的选择，然而这些参数很难适用于所 有钢材。主要原因有：第一，因为在钢的冶炼时需加入一定数量的某种或多种合金元素，成材后再经 简单热处理便可获得不同的显微组织，从而改变了钢的原有性能；第二，因为炼钢和浇注过程中产生 的缺陷，特别是集中缺陷（如气孔、夹杂等）在轧制时极其敏感，并且在同一化学成分钢的不同炉次 之间，甚至在同一钢坯的不同部位发生不同的改变，从而影响钢材的质量。由于钢材韧性主要取决于 显微结构和缺陷的分散（严防集中缺陷）度，而不是化学成分。所以，经热处理后韧性会发生很大变 化。要深入探究钢材性能及其断裂原因，还需掌握物理冶金学和显微组织与钢材韧性的关系。 1. 铁素体-珠光体钢断裂 铁素体-珠光体钢占钢总产量的绝大多数。它们通常是含碳量在 0.05%～0.20%之间的铁-碳和 为提高屈服强度及韧性而加入的其它少量合金元素的合金。 铁素体-珠光体的显微组织由 BBC 铁（铁素体）、0.01%C、可溶合金和 Fe3C 组成。在碳含量很低的碳钢中，渗碳体颗粒（碳化物）停留在铁素体晶粒边界和晶粒之中。但当碳含量高于 0.02%时， 绝大多数的 Fe3C 形成具有某些铁素体的片状结构， 而称为珠光体， 同时趋向于作为“晶粒”和球结 （晶 界析出物） 分散在铁素体基体中。 含碳量在 0.10%～0.20%的低碳钢显微组织中， 珠光体含量占 10%～ 25%。 尽管珠光体颗粒很坚硬，但却能非常广泛地分散在铁素体基体上，并且围绕铁素体轻松地变 形。通常，铁素体的晶粒尺寸会随着珠光体含量的增加而减小。因为珠光体球结的形成和转化会妨碍 铁素体晶粒长大。因此，珠光体会通过升高 d-1/2（d 为晶粒平均直径）而间接升高拉伸屈服应力 δy。 从断裂分析的观点看，在低碳钢中有两种含碳量范围的钢，其性能令人关注。一是，含碳量在 0.03%以下，碳以珠光体球结的形式存在，对钢的韧性影响较小；二是，含碳量较高时，以球光体形 式直接影响韧性和夏比曲线。 2. 处理工艺的影响 实践得知，水淬火钢的冲击性能优于退火或正火钢的冲击性能，原因在于快冷阻止了渗碳体 在晶界形成，并促使铁素体晶粒变细。 许多钢材是在热轧状态下销售，轧制条件对冲击性能有很大影响。较低的终轧温度会降低冲击转 变温度，增大冷却速度和促使铁素体晶粒变细，从而提高钢材韧性。厚板因冷却速度比薄板慢，铁素 体晶粒比薄板粗大。所以，在同样的热处理条件下厚板比薄板更脆性。因此，热轧后常用正火处理以 改善钢板性能。 热轧也可生产各向异性钢和各种混合组织、珠光体带、夹杂晶界与轧制方向一致的定向韧性钢。 珠光体带和拉长后的夹杂粗大分散成鳞片状，对夏比转变温度范围低温处的缺口韧性有很大影响。 3. 铁素体-可溶合金元素的影响 绝大多数合金元素加入低碳钢，是为了生产在某些环境温度下的固溶体硬化钢，提高晶格摩 擦应力 δi。但目前还不能仅用公式预测较低屈服应力，除非已知晶粒尺寸。虽然屈服应力的决定因素 是正火温度和冷却速度，然而这种研究方法仍很重要，因为可以通过提高 δi 预测单个合金元素可降 低韧性的范围。 铁素体钢的无塑性转变（NDT）温度和夏比转变温度的回归分析至今尚无报导，然而这些也仅限 于加入单个合金元素对韧性影响的定性讨论。以下就几种合金元素对钢性能的影响作简要介绍。 1）锰。绝大多数的锰含量约为 0.5%。作为脱氧剂或固硫剂加入可防止钢的热裂。在低碳钢中还 有以下作用。 ◆ 含碳量 0.05%钢，空冷或炉冷后有降低晶粒边界渗碳体薄膜形成的趋势。◆ 可稍减小铁素体晶粒尺寸。 ◆ 可产生大量而细小的珠光体颗粒。 前两种作用说明 NDT 温度随着锰量的增加而降低，后两种作用会引起夏比曲线峰值更尖。 钢含碳量较高时，锰能显著降低约 50%转变温度。其原因可能是因珠光体量多，而不是渗碳体在 边界的分布。必须注意的是，如果钢的含碳量高于 0.15%，高锰含量对正火钢的冲击性能影响起到了 决定性作用。因为钢的高淬透性引起奥氏体转变成脆性的上贝氏体，而不是铁素体或珠光体。 2）镍。加入钢中的作用似锰，可改善铁-碳合金韧性。其作用大小取决于含碳量和热处理。在含 碳量（约 0.02%）很低的钢中，加入量达到 2%就能防止热轧态和正火钢晶界渗碳体的形成，同时实 质降低开始转变温度 TS，升高夏比冲击曲线峰值。 进一步增加镍含量，改善冲击韧性效果则降低。如果这时含碳量低至正火后无碳化物出现时，镍 对转变温度的影响将变得很有限。在含碳约 0.10%的正火钢中加入镍，最大的好处是细化晶粒和降低 游离氮含量，但其机理目前尚不清楚。可能是由于镍作为奥氏体的稳定剂从而降低了奥氏体分解的温 度。 3）磷。在纯净的铁-磷合金中，由于铁素体晶界会发生磷偏析降低了抗拉强度 Rm 而使晶粒之间 脆化。此外，由于磷还是铁素体的稳定剂。所以，加入钢中将大大增加 δi 值和铁素体晶粒尺寸。这 些作用的综合将使磷成为极其有害的脆化剂，发生穿晶断裂。 4）硅。钢中加硅是为了脱氧，同时有益于提高冲击性能。如果钢中同时存在锰和铝，大部分硅 在铁素体中溶解，同时通过固溶化硬化作用提高 δi。这种作用与加入硅提高冲击性能综合的结果是， 在稳定晶粒尺寸的铁-碳合金中按重量百分比加入硅，使 50%转变温度升高约 44℃。此外，硅与磷相 似，是铁素铁的稳定剂，能促进铁素体晶粒长大。按重量百分数计，硅加入正火钢中将提高平均能量 转换温度约 60℃。 5）铝。以合金和脱氧剂的作用加入钢中有以下两方面的原因：第一，与溶体中的氮生成 AlN， 去除游离氮；第二，AlN 的形成细化了铁素体晶粒。这两种作用的结果是，每增加 0.1%的铝，将使 转变温度降低约 40℃。然而，当铝的加入量超过了需要，“固化”游离氮的作用将变弱。 6）氧。钢中的氧会在晶界产生偏析导致铁合金晶间断裂。钢中氧含量高至 0.01%，断裂就会沿 着脆化晶粒的晶界产生的连续通道发生。即使钢中含氧量很低，也会使裂纹在晶界集中成核，然后穿 晶扩散。解决氧脆化问题的方法是，可加入脱氧剂碳、锰、硅、铝和锆，使其和氧结合生成氧化物颗 粒，而将氧从晶界去除。氧化物颗粒也是延迟铁素体生长和提高 d-/2 的有利物质。 4. 含碳量在 0.3%～0.8%的影响 亚共析钢的含碳量在 0.3%～0.8%，先共析铁素体是连续相并首先在奥氏体晶界形成。珠光体在 奥氏体晶粒内形成，同时占显微组织的 35%～100%。此外，还有多种聚集组织在每一个奥氏体晶粒内形成，使珠光体成为多晶体。 由于珠光体强度比先共析铁素体高，所以限制了铁素体的流动，从而使钢的屈服强度和应变硬化 率随着珠光体含碳量的增加而增加。限制作用随硬化块数量增加，珠光体对先共析晶粒尺寸的细化而 增强。 钢中有大量珠光体时，形变过程中会在低温和/或高应变率时形成微型解理裂纹。虽然也有某些 内部聚集组织断面，但断裂通道最初还是沿着解理面穿行。所以，在铁素体片之间、相邻聚集组织中 的铁素体晶粒内有某些择优取向。 5. 贝氏体钢断裂 在含碳量为 0.10%的低碳钢中加入 0.05%钼和硼可优化通常发生在 700～850℃奥氏体-铁素体转 变，且不影响其后在 450℃和 675℃时奥氏体-贝氏体转变的动力学条件。 在大约 525～675℃之间形成的贝氏体，通常称为“上贝氏体”；在 450～525℃之间形成的称为“下 贝氏体”。两种组织均由针状铁素体和分散的碳化物组成。当转变温度从 675℃降至 450℃时，未回火 贝氏体的抗拉强度会从 585MPa 升高至 1170MPa。 因为转变温度由合金元素含量决定，并间接影响屈服和抗拉强度。这些钢获得的高强度是以下两 种作用的结果： 1） 当转变温度降低时，贝氏体铁素体片尺寸不断细化。 2） 在下贝氏体内精细的碳化物不断分散。这些钢的断口特征在很大程度上取决于抗拉强度和转 变温度。 有两种作用要注意：第一，一定的抗拉强度级别，回火下贝氏体的夏比冲击性能远远优于未回火 的上贝氏体。原因是在上贝氏体中，球光体内的解理小平面切割了若干贝氏体晶粒，决定断裂的主要 尺寸是奥氏体晶粒尺寸。 在下贝氏体中，针状铁素体内的解理面未排成一直线，因此决定准解理断裂面是否断裂的主要特 征是针状铁素体晶粒尺寸。 因为这里的针状铁素体晶粒尺寸仅为上贝氏体中的奥氏体晶粒尺寸的 1/2。 所以，在同一强度级别，下贝氏体转变温度比上贝氏体低许多。 除了上面的原因之外是碳化物分布。在上贝氏体中碳化物位于晶界沿线，并通过降低抗拉强度 Rm 增加脆性。在回火的下贝氏体中，碳化物非常均匀地分布的铁素体中，同时通过限制解理裂纹以 提高抗拉强度并促进球化珠光体细化。 第二，要注意的是未回火合金中转变温度与抗拉强度的变化。在上贝氏体中，转变温度的降低会 使针状铁素体尺寸细化同时升高延伸强度 Rp0.2。 在下贝氏体中， 为获得 830MPa 或更高的抗拉强度， 也可通过降低转变温度提高强度的方法实现。 然而，因为上贝氏体的断口应力取决于奥氏体晶粒尺寸，而此时的碳化物颗粒尺寸已经很大，因此通过回火提高抗拉强度的作用很小。 6. 马氏体钢断裂 碳或其它元素加入钢中可延迟奥氏体转变成铁素体和珠光体或贝氏体， 同时奥氏体化后如果冷却 速度足够快，通过剪切工艺奥氏体会变成马氏体而不需进行原子扩散。 理想的马氏体断裂应具有以下特征。 ◆ 因为转变温度很低（200℃或更低），四面体铁素体或针状马氏体非常细。 ◆ 因为通过剪切发生转变，奥氏体中的碳原子来不及扩散出晶体，使铁素体中的碳原子饱和从 而使马氏体晶粒拉长导致晶格膨胀。 ◆ 发生马氏体转变要超过一定的温度范围，因为初始生成的马氏体片给以后的奥氏体转变成马 氏体增加阻力。所以，转变后的结构是马氏体和残余奥氏体的混合结构。 为了保证钢的性能稳定，必须进行回火。高碳（0.3%以上）马氏体，在以下范围内回火约 1h， 经历以下三个阶段。 1） 温度达到约 100℃时，马氏体某些过饱和碳沉淀并形成非常细小的 ε-碳化物颗粒，分散于马 氏体中而降低碳含量。 2） 温度在 100～300℃之间，任何残余奥氏体都可能转变成贝氏体和 ε-碳化物。 3） 在第 3 阶段回火中，大约 200℃起取决于碳含量和合金成分。当回火温度升至共析温度，碳 化物沉淀变粗同时 Rp0.2 降低。 7. 中强度钢（620MPa&Rp0.2&1240MPa）断裂 除了消除应力提高冲击韧性之外，回火还有以下两种作用：第一，转变残余奥氏体。残留奥氏体 将在低温约 30℃转变成韧性针状下贝氏体。在较高的温度如 600℃，残余奥氏体会转变成脆性的珠光 体。因此，钢在 550～600℃进行第一次回火，在 300℃进行第二次回火，以避免形成脆性珠光体，称 这种回火制度为“二次回火”。 第二，增加弥散性碳化物含量（抗拉强度 Rm 增加），降低屈服强度。如果升高回火温度，两者 都将会引起冲击，转变回火范围降低。因为显微组织变精细，在同样强度级别，将提高抗拉塑性。 回火脆性是可逆的。如果回火温度高到超过了临界范围而降低了转变温度，可将材料再加热后在 临界范围处理，回火温度才可以再升高。如果出现微量元素，表明脆性将得到改善。最重要的微量元 素是锑、磷、锡、砷，加上锰和硅都有去脆作用。如果其它合金元素存在，钼也能降低回火脆性，同 时镍和铬也有一定的作用。 8. 高强度钢（Rp0.2&1240MPa）断裂 高强钢可通过以下方法进行生产：淬火和回火；淬火和回火前奥氏体变形；退火和时效生产沉淀硬化钢。此外，还可通过应变和再回火或回火期应变，都可进一步提高钢的强度。 9. 不锈钢断裂 不锈钢主要由铁-铬、 铁-铬-镍合金和其它改善力学性能与抗蚀能力的元素组成。不锈钢防蚀是因 为在金属表面生成了可防止进一步氧化的铬氧化物―不可渗透层。 因此，不锈钢在氧化气氛中能防止腐蚀并使铬氧化物层得到强化。但在还原气氛中，铬氧化层 受到损害。抗蚀性随着铬、镍含量增加而增加。镍可全面提升铁的钝化性。 增加碳是为了改善力学性能和保证奥氏体不锈钢性能的稳定。一般说来，不锈钢利用显微组织 进行分类。 z 马氏体不锈钢。属于铁-铬合金，可进行奥氏体化和后序热处理生成马氏体。通常含铬 12%，含 碳 0.15%。 z 铁素体不锈钢。含铬约 14%～18%，碳 0.12%。因为铬是铁素体的稳定剂，奥氏体相被超过 13% 的铬彻底抑制，因而是完全的铁素体相。 z 奥氏体不锈钢。镍是奥氏体的强稳定剂，因此，在室温、低于室温或高温状态下，镍含量为 8%， 铬含量为 18%（300 型）能使奥氏体相非常稳定。奥氏体不锈钢类似于铁素体型，不能通过马氏 体转变而硬化。 铁素体和马氏体不锈钢特征，如晶粒尺寸等与同级别的其它铁素体钢和马氏体钢相似。 奥氏体不锈系 FCC 结构，在冷冻温度下都不可能解理断裂。大型件冷轧 80%后，310 型不锈钢 有极高的屈服强度和缺口敏感性，甚至在温度低至-253℃还具有 1.0 的缺口敏感性比。因此，可用于 导弹系统的液氢贮存箱。相似的 301 型不锈钢可用于温度低至 183℃的液氧贮存箱。但在这些温度以 下是不稳定的，如发生任何塑性变形，不稳定的奥氏体都会变成脆性的非回火马氏体。绝大多数奥氏 体钢用于防腐环境，被加热至 500～900℃温度范围，铬碳化物会沉淀在奥氏体晶界，结果使晶界附 近范围内的铬层被完全耗尽。该部位非常容易受到腐蚀和局部腐蚀，如果存在应力，还可导致晶脆性 断裂。 为了减轻上述危害，可加入少量性能强于铬碳化物的元素，例如钛或铌，与碳形成合金碳化 物，防止铬被耗尽和随之而致的应力腐蚀裂纹。常称这种处理为“稳定化处理”。 奥氏体不锈钢也常用于高温，如压力容器，防止和满足抗腐蚀和抗蠕变。某些钢种因为在焊后热处理和高温环境下对热影响区及其附近的裂纹十分敏感。所以，当焊接再加热时，受高温作用， 铌或钛碳化物会在晶粒内和晶界沉淀，导致裂纹产生而影响使用寿命，这必须给予高度重视。浅谈热轧与冷轧的基本区别：两位“学者”的对话学者一： 在常温下的轧制一般理解为冷轧，从金属学观点看，低于在结晶温度的轧制为冷轧。 热轧，是以板坯（主要为连铸坯）为原料，经加热后由粗轧机组及精轧机组制成带钢。从精轧最 后一架轧机出来的热钢带通过层流冷却至设定温度，由卷取机卷成钢带卷，冷却后的钢带卷，根据用 户的不同需求，经过不同的精整作业线（平整、矫直、横切或纵切、检验、称重、包装及标志等）加 工而成为钢板、平整卷及纵切钢带产品。 冷轧：用热轧钢卷为原料，经酸洗去除氧化皮后进行冷连轧，其成品为轧硬卷，由于连续冷变形 引起的冷作硬化使轧硬卷的强度、硬度上升、韧塑指标下降，因此冲压性能将恶化，只能用于简单变 形的零件。 轧硬卷可作为热镀锌厂的原料， 因为热镀锌机组均设置有退 火线。 轧硬卷重一般在 6~13.5 吨，钢卷在常温下，对热轧酸洗卷进行连续轧制。内径为 610mm。 产品特点：因为没有经过退火处理，其硬度很高（HRB 大于 90），机械加工性能极差，只能进 行简单的有方向性的小于 90 度的折弯加工（垂直于卷取方向）。 简单点儿来说，一块钢坯在加热后（就是电视里那种烧的红红的发烫的钢块）精过几道轧制，再 切边，矫正成为钢板，这种叫热轧。 冷轧，是在热轧板卷的基础上加工轧制出来的，一般来讲是热轧---酸洗---冷轧这样的加工过程。 冷轧是在常温状态下由热轧板加工而成，虽然在加工过程因为轧制也会使钢板升温，尽管如此还是叫 冷轧。 由于热轧经过连续冷变型而成的冷轧，在机械性能比较差，硬度太高。必须经过退火才能恢复其 机械性能，没有退火的叫轧硬卷。轧硬卷一般是用来做无需折弯，拉伸的产品，1.0 以下厚度轧硬的运气好的两边或者四边折弯。 总之热轧是最初成型的板类，酸洗，冷轧以及镀锌彩涂之类的都是由此一项一项加工出来的。学者二看法热轧 热轧，是以板坯（主要为连铸坯）为原料，经加热后由粗轧机组及精轧机组制成带钢。从精轧最 后一架轧机出来的热钢带通过层流冷却至设定温度，由卷取机卷成钢带卷，冷却后的钢带卷，根据用 户的不同需求，经过不同的精整作业线（平整、矫直、横切或纵切、检验、称重、包装及标志等）加 工而成为钢板、平整卷及纵切钢带产品。简单点儿来说，一块钢坯在加热后（就是电视里那种烧的红 红的发烫的钢块）精过几道轧制，再切边，矫正成为钢板，这种叫热轧。 冷轧 冷轧：用热轧钢卷为原料，经酸洗去除氧化皮后进行冷连轧，其成品为轧硬卷，由于连续冷变形 引起的冷作硬化使轧硬卷的强度、硬度上升、韧塑指标下降，因此冲压性能将恶化，只能用于简单变 形的零件。 轧硬卷可作为热镀锌厂的原料， 因为热镀锌机组均设置有退 火线。 轧硬卷重一般在 6~13.5 吨，钢卷在常温下，对热轧酸洗卷进行连续轧制。内径为 610mm。 产品特点：因为没有经过退火处理，其硬度很高（HRB 大于 90），机械加工性能极差，只能进行简 单的有方向性的小于 90 度的折弯加工（垂直于卷取方向）。 简单点儿来说，冷轧，是在热轧板卷的基础上加工轧制出来的，一般来讲是热轧---酸洗---冷轧这样的 加工过程。 冷轧是在常温状态下由热轧板加工而成，虽然在加工过程因为轧制也会使钢板升温，尽管如此还 是叫冷轧。由于热轧经过连续冷变型而成的冷轧，在机械性能比较差，硬度太高。必须经过退火才能 恢复其机械性能，没有退火的叫轧硬卷。轧硬卷一般是用来做无需折弯，拉伸的产品，1.0 以下厚度 轧硬的运气好的两边或者四边折弯。 总之，1.冷轧是在常温状态下由热轧板加工而成 2.一块钢坯在加热后（就是电视里那种烧的红红的发烫的钢块）精过几道轧制，再切边，矫正成为 钢板，这种叫热轧N 在非调质钢中的作用N 是非调质钢中常存元素之一。非调质钢在冶炼过程中，必须保证钢中含有稳定的和适量的 N 的 存在。通常来说，N 对钢有一定的危害，比如说造成钢的时效，而且通常与钢的各种脆断有关。但是 N 在钢中也有一些有益的作用，对于非调质钢意义尤其大。前已述及，微合金化元素在非调质钢钢中 的行为和作用，很大一部分主要是微合金化元素与氮元素所形成的碳氮化合物来实现。 N 是很强的形成和稳定奥氏体的元素。N 与 Ti、Nb 和 V 等元素有很强的亲和力，可以形成极其 稳定的间隙相。氮化物与碳化物可以互相溶解，形成碳氮化物。氮化物之间也可以互相溶解，形成复 合氮化物。这些化合物通常以细小质点存在，产生弥散强化效果，提高钢的强度。N 和钢中的 Al 化 合形成 AlN。AlN 以及 TiN、NbN 等都可以有效地阻止奥氏体晶粒粗化，得到细小的铁素体晶粒，有 利于提高钢的韧性。 N 在非调质钢中的作用，主要是加强沉淀强化效果及细化晶粒。尤其是对含 V 的微合金非调质钢 而言，每加入 0.001%的 N，其屈服强度将增加 5Mpa。提高钢中的 N 的含量，使碳氮化物的析出范 围扩大，提高了微合金化元素的有效作用，以较少的微合金化元素含量就能获得同等的力学性能。钢 中的 VN 不但是强化相，还可以抑制奥氏体晶界的迁移，细化奥氏体晶粒，从额头细化铁素体晶粒和 珠光体团；在相变时，又起核心作用，进一步使铁素体晶粒细化。因此，V 和 N 同时存在时，既具 有明显的沉淀强化作用，又能起韧化作用。硼对铌微合金化钢热延性的影响微合金化钢因含有诸如铌这样的大碳化物形成元素而成为钢铁材料研究者的研究对象，因为这类 钢对横向开裂特别敏感。 在连铸过程中含铌钢由于表面裂纹的出现而表现出热延性的下降。 研究发现， 添加钛、钙、锆可以改善含铌钢的热延性。而硼则被认为是另一种能提高此类钢热延性的元素。硼的 这种作用归因于晶界有较高的抗减聚力以及硼在奥氏体晶格中较易流动。研究还发现，硼含量从 20ppm 提高到 43ppm 并未对热延性产生显著影响，这意味着在铌-硼钢中观察到的热延性是将硼添加 到含铌钢中后所能达到的最高延性。铸造过程质量的控制灰铸铁是一种具有良好的消震性、耐磨性、机械性能和铸造性能、且成本低的孕育铸铁，在铸造 中得到广泛的应用。要获得合格的铸造坯件，须经过碾砂-造型-熔炼-浇注-清理-检验等环节，要保证 铸件质量就必须控制铸造过程中各个环节。 一、碾砂过程控制 型砂性能将直接影响铸件的质量，因此，型砂应具有良好的透气性、湿强度、流动性、可塑性和 退让性等。 湿型砂应采用粒度在 55／100、75／150、100／200 的多角形或圆形的天然石砂，这样可以获得 较好的表面强度和抗夹砂性。在粘土含量相同时，膨润土比普通粘土的热湿拉强度高。在湿型粘土砂 中加入适量的煤粉、木屑等，可提高抗夹砂能力，并可防止夹砂、粘砂而得到表面光洁的铸件。型砂 的水分定为 6％左右，以使其具有较好的综合性能。 严格按照加料顺序：旧砂-新砂-粘土-煤粉-水。混碾时间定在 6～7min，混碾后进行约 5h 左右调匀。调匀后进行过筛、打松后再用，使型砂具有松散性，以提高透气性、流动性等。 二、熔炼过程的控制 生产灰铸铁件时，必须严格控制人炉和人包材料的质量，对其成分、块度及理化性能必须按要求 进行检查和验收。 孕育铸铁是一种片状石墨的灰铸铁，只是制造原理同普通铸铁不同，增加了孕育过程。在低碳、 硅成份的铁水中加人适量的孕育剂，以抑制其过度石墨化。一般来说，原铁水的含碳量在 2.8～3.0％ 之间，由于孕育铸铁含碳较低，多以炉料中加人足够数量的废钢。硅的含量在 0.9～1.5％之间，以便 加大孕育剂的加人量，以提高铸件机械性能。含硫、锰量分别在 0.08～0.12％和 0.9～1.2％范围时， 若含锰量过高，铸铁中则出现渗碳体。含磷量小于 0.12％，若其含量高，会影响铸件强度。 三、造型过程的控制 造型过程控制是生成铸件的关键过程，直接影响铸件的质量。主要注意以下几方面： 1)模样： 模样是铸造生产主要的工艺装备， 也是铸造生产的第一道工序， 在保证几何尺寸的同时。 也要考虑生产规模及使用方便性。在制作过程中首先要考虑的是其工艺结构和性能。一方面提高生产 率，另一方面要保证质量。在使用过程中要检验模样的完整性，保证无缺陷使用。如果有缺陷要经过 修理后才能够使用。起模时要注意敲击力度，铝模要垫木块进行敲击，减少铝模的受损程度。 2)合理的工艺：操作者要严格按工艺过程进行操作，历求铸件结构使模样制造简单方便，使分型 面数目少，具有拔模斜度，砂芯数量要少，有合理的壁厚，连接处要有过渡。选择合理的浇注系统， 使铸件顺序凝固，以得到组织均匀的铸件。 3)合箱：合箱是一个不可忽视的重要环节，铸型表面的浮砂要清理干净，按印记对合，注意错箱 量，是减少铸件偏箱的重要手段。 4)下芯：下芯时要平稳，清理浮砂。砂芯的位置要放置好以防偏芯的产生。 5)烘干：对于干模造型烘干工艺，要按操作规程进行操作，烘干时间为 8h 以上，以防因烘干不 透而造成砂、气孔等缺陷。 四、浇注过程的控制通过以上环节的准备，就可进行浇注。浇注前要对铸水进行孕育和扒渣处理。在浇注过程中要不 断流、平稳，以避免冲砂而形成砂眼。跑火时要及时堵住漏铸水的部位，并补足铸水，以减少冷隔、 浇不足等缺陷。 五、清理过程的控制 清理过程是铸件冷却后从铸型中清理铸件，以获得表面无缺陷的铸件。 (1)落砂：铸件必须经过充分冷却才能扒出铸型，一般要求不小于 3h。如果时间过短，会发生表 面激冷而使硬度较高造成切削困难。铸件较大时可能会产生热裂、铸件内应力较大，易造成变形而影 响铸件外形尺寸。 (2)清砂：要获得表面光洁度好的铸件，小活件可以通过清理滚筒去除表面的砂子。大活件进行 抛丸处理去除表面的砂子。非加工表面的粘砂必须清理干净，以防止在装入成品内运动时脱落后进入 轴承室内，对轴承的使用造成不良影响。 (3)时效处理：一般的铸件都要进行时效处理，以减小铸件内应力获得良好的性能。 (4)检验过程的控制：通过检验，反馈铸件的缺陷，查找并分析原因，及时采取措施，以减少铸 件缺陷的产生。 通过以上环节控制，使铸件成为合格产品，要求每个过程相互配合，相互协调，只有注重细节才 能较好的控制和提高每个过程的质量，才能保证铸件的质量。连铸中 TiN 在枝晶间的析出溶质在枝晶间的微观偏析而导致在奥氏体晶界的析出，Ti 和 N 在凝固过程中的微观偏析也会导致 TiN 在枝晶间的液体中析出。 1500oC 时 TiN 在低合金钢液中的溶度积为 6.15×10-4， 这是按低合金钢的平均液相线温度所得。图 26 给出了含量为 0.02％Ti 和 60ppmN 时 TiN 在枝晶间钢液中析出的计算结果。 当钢液凝固了 99% 时，有 55%的氮转变成了 TiN 析出物。当钢液完全凝固时％Ti/％N 大于等于 3.42，几乎所有残余钢 液中的氮都以 TiN 析出。 在奥氏体晶界的 TiN 颗粒将和钢凝固过程中平衡析出的 NbC0.87 在同一位置。虽然 NbC0.87 可溶于 TiN，由于碳氮化合物的低相互扩散和钢相对的快速冷却，NbC0.87 取向外生于 TiN 颗粒。依 靠加强高温下 NbC0.87 的平衡析出导致奥氏体晶界颗粒的粗大，因此高的晶界活动性和低热塑性槽 将会向低温区滑移至γ→α相变温度大约为 700～850oC。如果钢坯在矫直段的表面温度保持高于 900oC 或者低于 700oC，钢坯的表面或表面以下横向裂纹在钢坯矫直过程中不会产生。 奥氏体晶界的析出物粗大效率依靠于凝固过程中 TiN 析出物的体积分数以及奥氏体在固相线下的 冷却速率：少量的 TiN 和较慢的冷却速率确保晶界的析出物粗大。 根据欧洲和日本转炉－连铸的实践，无裂纹钢坯出现频率高是在钢中当钛含量在 0.015～0.020％ 时氮含量低于 45ppm。然而当钢中钛含量为 0.02～0.025％时，氮含量为 60ppm 就可能获得粗大的 NbC0.87 析出物。在任何情况下，％Ti/％N 必须稍微高于 TiN 的化学质量比率 3.42。 同 TiN 类似，ZrN 在钢液中的溶解度比较低：1500oC 时[％Zr][％N]=1.9×10-3。因此，加入 Zr 同样也能够获得粗化的析出物。然而需要的最小质量比率％Zr/％N 为 6.52 大约是 Ti 的两倍。此外 Zr 加入钢连铸过程中水口赌赛是一个严重的问题。因此钛是获得粗化的析出物而首选的加入元素。 如果钢中的 Al 和 N 充分地高，在枝晶间的钢液中将形成 AlN 析出物，并为钢随后冷却过程中其 他氮化物和碳氮化合物的生长提供地点。由于其他不利的作用，钢中高含量 Al 和 N 不能被接收。 由于钛以 TiN 的形式固定氮，大多数铝都溶于钢中。在控制轧制过程中晶粒细化主要通过含有 一些 TiN 的铌钒碳化物再析出完成。铝在钢中的主要作用是钢液中的脱氧，含 0.02～0.03％的溶解铝 就已经很充足。高速钢低倍组织检验经验点滴高速钢低倍组织的优劣，对其锻造性能有很大影响。近几年作者对小 40mm 以上高速钢的低倍组 织检验有一点心得，供同行们参考。按 GB226《钢的低倍组织及缺陷酸蚀试验法》规定，采用热酸 侵蚀法，溶液成份为 1：1(容积比)的盐酸水溶液，酸蚀温度为 75 士 5℃酸蚀时间 15～40min。试样经 酸蚀试验后，不得有肉眼可见的缩孔、气泡、翻皮、内裂及夹杂，并按 GB1979 标准图片评定中心疏 松、一般疏松和偏析。用该法检验高速钢的低倍组织，在实际操作中遇到了以下棘手的间题。 (1)低倍组织的标准图片模糊，立体感差，暗点和孔隙的大小、几何形状无法显示。图片的级数只 有 4 级，高速钢的合格级别为不大于 1 级，级差小，对比困难。 (2)虽然低倍检验设备简单，容易操作，但有几个可变因素严重影响试验结果的准确性。用电炉加 热，没有控温装置，溶液温度很难控制在 75 土 5℃之间。温度偏低，缺陷显露不出来，温度高，腐 蚀深，缺陷被扩大。同样，时间过长，试样存在的缺陷被扩大；时间短，缺陷不易显露。新配的酸液 在正常温度、时间下可显露缺陷；酸液陈旧、过脏则缺陷显露不出。试样表面的粗糙度对试验结果影 响亦很大，用磨床加工和手工砂轮打光试验的结果不一样。 为了保证试验结果的准确性，严格控制不合格的钢材投锻，我采取了如下作法： (1)标准试样对比我特地制作了两个低倍组织不合格的“标准试样”。该试样是在经过锻造证明会导 致裂纹的 Φ60mm 高速钢棒上截取的。一个作标准评级用，长期放在盛有硅胶的干燥瓶中，表面不得 有生锈、污迹等缺陷，每次作的试样与它对比，超出或相当它的评级结果，钢材不投锻。另一个试样 是用来检验每次试验的可靠性。 它同时和待测试样一道施行酸蚀处理。 该试样显露出的缺陷应该与“标 准试样”是一致的。如过深或过浅，则说明这次试验的结果不可靠。需调整溶液的温度、时间或更新 酸液重新试验。 (2)宏观与金相检验(×100)结合宏观组织与显徽组织是有联系的， 低倍组织的点状偏析若大于 1 级， 在检验共晶碳化物不均匀度时，级别都是 7 级左右，而且碳化物带状和碳化物网的网角处都有严重堆 积的碳化物和大顺粒碳化物。点状偏析主要呈不同形状和大小的暗色斑点，这实际上是由于钢材化学 成份偏析，合金碳化物大量析集在一起，经热酸侵蚀的电化学反应后，合金碳化物集团脱离基体而留 下的剥落凹坑。锻造时，在碳化物剥落的凹坑处，极易集聚扩展成裂纹。点状偏析的好坏，实质上是 碳化物剥落的轻重。有严重碳化物剥落的钢材，其共晶碳化物不均匀度也是不合格的。 作者认为，“偏析”是高速钢锻造不应有的低倍组织缺陷。相对而言，“疏松”对高速钢的锻造要求 宽容度大些.十几年的生产实践表明，心部一般疏松 1.5～2 级的高速钢，在锻造时不会发生裂纹，而 点状偏析在 1～1.5 级的高速钢投锻时，极易出现裂纹。如不是均匀的一般疏松，又不集中在钢材中心，且呈不规则的偏析分布，则投锻时是极易锻裂的组织观察方法一、观察方法： 1. 观察组织组成物和种类 钢热处理后，根据热处理种类和材料的不一样，组织组成物可能是一种或多种。如马氏体，马氏 体+残余奥氏体，单一珠光体，单一奥氏体，铁素体+珠光体，铁素体+马氏体+碳化物等等。 金相观察时，首先要判断被观察组织中有几种组织组成物，是单一组成物，还是两种或多种组成 物。 在组织组成物中，某一组成物可以是单一相，如铁素体或奥氏体等单相；也可以是两相或多相混 合组成或化合物，如珠光体是铁素体与渗碳体的机械混合物，各种碳化物等。 不同的组成物有不同的形态特征，利用这些特征可以快速的识别：不同的组成物受溶液浸蚀的程 度不同，使得其在金相显微镜下具有不同的明暗程度或不同的色彩差；不同组成物形成的先后顺序不 一样，其形态也不一样，最先形成的总是从奥氏体晶界开始形核；各组成物形成的原理不一样，形态 也有差异。通过这些就可以判别被观察物的组成种类。大多数情况下，能够观察到几种不同明暗程度 或几种形态不同的部份，就可以判定有几种组成物。 2.观察形态 组织组成物的形态是我们判别组成物的极其重要的依据之一。一些特定组织具有极显著的特征， 如典型的珠光体具有层片状（或称指纹状）特征，一看就知道是珠光体；羽毛状物是上贝氏体。白色 的块状物不是铁素体就是奥氏体或碳化物，黑色针状物不是马氏体就是下贝氏体，沿晶分布的白色块 状或针状肯定是铁素体或碳化物（渗碳体）两者之一等等。 要观察组织物是片状、针状、块状、颗粒状、条状、网状或者是其它什么形状。有时，还要精细 观察是单一相还是复合相。 在观察中要注意试样的浸蚀程度，只有合理的浸蚀，各种组织才会正确的显现出来，同时，制样 也很关键，错误的制样可能导致对组成物的错误判断。由于制样和浸蚀问题，导致的判断错误在新手中屡见不鲜。 在观察中还要注意，对于观察到的白色或黑色物，不要轻易就认为是一种组成物。对于白色的可 能是奥氏体或铁素体，更有可能是碳化物；对于黑色物，可能由于其极其细密，在常规倍数下观察根 本无法分开。 3.组成物的分布 组成物的分布特点是识别组成物的重要根据，不同的组成物具有不同的分布特点，一般是指其分 布于母相的晶界或晶内。 在观察到的组织中，凡是呈网络状分布（不管是封闭网状或是断续网状或略有呈网状的趋势）的 都是沿晶界分布，其余的都是分布于晶内。要注意的是，有时沿晶析出物很少时，不易看出是沿晶分 布，此时可以缩小放大倍数，观察其分布趋势，从而作出正确判断。当组成物很多时，也不易识别， 此时只能根据组织组成物的特征，并辅以其它方法加以识别。 二、理论分析 理论分析在分析热处理组织时，是不可缺少的。很多组织不利用理论分析就容易得出不正确的结 论。理论分析是利用过冷奥氏体的转变原理，结合具体的热处理工艺，对可能出现的组织加以分析判 断。 1. 分析可能出现的组织组成物 加热温度在 Ac3 或 Accm 以上时，钢完全变成单一奥氏体，若低于上述温度，将出现未溶铁素体 或未溶碳化物（平常所说的加热不足）。此两种单相组织在室温下属于稳定组织，因此，冷却时该类 组织得以保留而不发生转变，即高温下是什么形态，冷却下来时也是什么形态。 从钢的 C 曲线可以看出：钢在冷却时，先发生先共析转变（析出先共析相），再发生共析转变 （析出珠光体），接着发生贝氏体和马氏体转变。 具体发生什么组织转变，以钢的实际冷却速度是如何穿过 C 曲线的来确定。若冷却时穿过先共 析转变区，即发生先共析转变；若同时越过先共析区和共析转变区，就发生先共析转变和共析转变， 得到珠光体或珠光体加铁素体或渗碳体组织， 就是通常所说的正火、 退火工艺； 若大于临界冷却速度， 得到的就是马氏体和（或）贝氏体组织，这就是通常所说的淬火所期望得到有组织。总之，冷却时越 过几个转变区，就得到相应的组织，区别在于在该区的停留时间，决定在该区域组织转变量的多少。 但是，无论在先共析区停留多长时间，都不可能全部转变为先共析产物；同样，对于大多数钢来说， 无论怎样快速的达到马氏体转变区，都不可能全部获得马氏体。因此，结合具体的热处理工艺，可以 判定组织组成物；同时，根据组织组成物，可以判定热处理冷却工艺过程。 因此，金相分析必须要对过冷奥氏体的转变条件以及具体条件下转变产物有清醒的认识。 2.注意成份偏析所导致的转变产物的差异钢中的成份偏析是不可避免的，特别是铸件。局部区域的碳含量偏高或偏低、部份合金元素的聚 集，都有可能出现反常组织，甚至于出现意想不到的组织。如本版“追求卓越”关于《铸钢热处理后的 金相组织》 一贴中 ZG310-570 出现贝氏体类组织就是由于成份偏析所致， 因为从理论上说， ZG310-570 是不可能发生贝氏体转变的。此时就要会识别贝氏体，同时对贝氏体产生的原因加以分析，否则就会 出现不正确的判断。轧制钢中出现的带状组织也是成份偏析的结果。 3.同一形态的组织组成物的识别 同一形态的组织组成物，由于其得到的方式不一样，其组织是不一样的。 1）白色的小块状物 在淬火组织中，出现白色的小块状物，有可能是铁素体，也有可能是碳化物，还有可能是残余奥 氏体，甚至几者都有。 在亚共析碳钢中，出现白色块状物，只能是铁素体或（和）残余奥氏体（若碳含量低于 0.4%， 只能是铁素体） 。 但残余奥氏体是过冷奥氏体转变后的剩余产物， 因此其只能分布于马氏体针的间隙。 铁素体由于形成条件不同而具有不同的分布形态：加热不足形成的未溶铁素体，其分布多呈弥散分布 的碎块状；冷却速度不足形成的先共析铁素体，常呈网状或断网状，有时由于数量极少，还不容易发 现其有向网状发展的趋势。 2）白色基体上分布着白色的颗粒状物 此类组织有三种可能：粒状贝氏体、粒状珠光体和回火珠光体。此时同样要根据材料和具体的冷 却方式加以判断。若此材料根本不可能发生贝氏体转变，则不会是粒状贝氏体；若是球化退火或等温 退火，则可能是粒状珠光体；若回火温度较高达 700℃左右，则可能是回火珠光体。因此，要结合热 处理工艺，并参照其它组织其进行识别。 3）回火后的黑色针状物 回火后的黑色针状物是回火马氏体或贝氏体。要根据回火温度和化学成份，并对针状物进行精细 观察，才能作出判定。切忌晃眼一看组织就轻率作出结论。
更多搜索：
All rights reserved Powered by
文档资料库内容来自网络，如有侵犯请联系客服。