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1、钢铁中常见的金相组织区别简析一钢铁中常见的金相组织1.奥氏体碳与合金元素溶解在-fe中的固溶体，仍保持-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a-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
2、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A1650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650600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600550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
3、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350550）的相变产物，其典型形态是一束大致平行位向差为68o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350Ms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
4、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
5、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.马氏体碳在a-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）。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120o
6、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150250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350500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
7、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500650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基体上。14.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650a1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。15.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
8、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。二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 滴注式渗碳，滴量过大2 控制气氛渗碳，富化气太多3 液体渗碳，盐浴氰根含量过高4 渗碳层出炉空冷，冷速太慢对策：1 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2 减少固体渗碳的催碳剂3 减少液体渗碳的氰根含量4 夏天室温太高，渗后空冷件可吹风助冷5 提高淬火加热温度5080C并适当延长保
9、温时间6 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 回火不及时，奥氏体热稳定化3 回火后冷却太慢对策：1 表面碳浓度不宜太高2 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3 低温回火后快冷4 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 气体渗碳后期，炉气碳势低2 固体渗碳后，冷却速度过慢3 渗碳后空冷时间过长4 在冷却井中无保护冷却5 空气炉加热淬火无保护气体6 盐浴炉加热淬火，盐浴脱氧不彻底对策：1 在碳势适宜的介质中补渗2
10、淬火后作喷丸处理、3 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 用喷丸可以进行补救3 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 淬火温度低2 重新加热淬火保温时间不足，淬火冷速不够3 心部有未溶铁素体4 心部有奥氏体分解产物对策：1 按正常工艺重新加热淬火2 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 炉温低、保温时间短2 渗剂浓度低3
11、炉子漏气4 盐浴渗碳成分不正常5 装炉量过多6 工件表面有氧化皮或积炭对策：1 针对原因，调整渗碳温度、时间、滴量及炉子的密封性2 加强新盐鉴定及工作状况的检查3 零件应该清理干净4 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 炉温不均匀2 炉内气氛循环不良3 炭黑在表面沉积4 固体渗碳箱内温差大及催渗剂不均匀5 零件表面有锈斑、油污等6 零件表面粗糙度不一致7 零件吊挂疏密不均8 原材料有带状组织对策：1 渗碳前严格清洗零件2 清理炉内积炭3 零件装夹时应均匀分布间隙大小相等4 经常检查炉温均匀性5 原材料不得有带状组织6
12、 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 表面碳浓度低2 表面残余奥氏体多3 表面形成屈氏体组织4 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5 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6 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
13、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
14、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250C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1cn5 经常烧碳黑，清理
15、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
16、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（
17、碳势（体积分数）为0.8%）加热24h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920940C，保温24h，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
18、：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 渗碳时过势或淬火加热时过势，使晶粒长大，脆性增加2 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 采用正火，使晶粒细化2 盐炉加热淬火，工件不能紧靠电极3 检查仪表是否失灵三超细铁素体-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1m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
19、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7211048MPa,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。四JFE443C
20、T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。1.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
21、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。2.JFE443CT的特性1.1基本特性JFE44
22、3CT钢的化学成分如表1所示。表1：JFE443CT的代表性化学成分（）钢种CCrNiCuTiNbNJFE443CT0.01210.40.30.01SUS4300.0416-0.04SUS3040.05188-0.03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
23、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0.2%屈服强度，MPa拉伸强度，MPa延伸率，平均r值JFE443CT305483311.3SUS430320490291.0SUS304260645601.0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
24、3：JFE443CT的物理特性（代表值）钢种磁性在25的比热，J/（kg）在100的导热系数，W/（m）热膨胀系数,10-6/2010020600JFE443CT有磁性44022.510.511.6SUS430有磁性46026.110.412.0SUS304无磁性50016.217.318.71.2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
25、喷雾（5NaCl水溶液、35、2h）干燥（60、相对湿度2030、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
26、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0.050.06的SUS304，而宜采用SUS304L（18Cr-9Ni、C0.03）。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
27、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：
28、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
29、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
30、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4m的凸起，而特性改善后的波纹高度就减低到1.5m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
31、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
32、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，以防相分解，转移时间最长不超过10s2 淬火加热保温时间的计算公式： t=(58)A(min)A 保温时间系数3min/mm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288C，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
33、脂应清洗干净2 钛合金在真空中加热时，真空压力为0.11kPa3 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，塑性下降五钢材断裂的基本分析如今，用于各行业的钢材品种
34、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
35、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
36、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y。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
37、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i。但目前还不能仅用公
38、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i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
39、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
40、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i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i。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
41、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
42、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
43、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700850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525675之间形成的贝氏体，通常称为“上贝氏体”；在450525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11
44、70MPa。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
45、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
46、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-碳化物颗粒，分散于马氏体中而降低碳含量。
