钢铁中常见的金相组织区别简析DOCWord文件下载.docx
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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。
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。
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．
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：
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
5．
提高淬火加热温度50~80º
C并适当延长保温时间
6．
两次淬火或正火+淬火，也可正火+高温回火，然后淬火回火
渗层出现大量残余奥氏体
奥氏体较稳定，奥氏体中碳及合金元素的含量较高
回火不及时，奥氏体热稳定化
回火后冷却太慢
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
表面脱碳
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
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）
渗碳层淬火后出现屈氏体组织（黑色组织）
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
控制炉气介质成分，降低含氧量
用喷丸可以进行补救
提高淬火介质冷却能力
心部铁素体过多，使硬度不足
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
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
渗碳层深度不足
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
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
渗层深度不均匀
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
7．
零件吊挂疏密不均
8．
原材料有带状组织
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
表面硬度低
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
碳浓度低，可以补渗
残余奥氏体多，可高温回火后再加热淬火
有托氏体组织，可以重新加热淬火
严格热处理工艺纪律
表面腐蚀和氧化
渗剂不纯有水、硫和硫酸盐
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
高温出炉，空冷保护不够
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
零件表面不清洁
严格控制渗碳剂及盐浴成分
经常检查设备密封情况
对零件表面及时清理和清洗
严格执行工艺纪律
渗碳件开裂
冷却速度过慢，组织转变不均匀
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
第一次淬火时，冷却速度太快或工件形状复杂]
材质含提高淬透性的微量元素（Mo、B）太多等
渗后减慢冷却速度，使渗层在冷却过程中完全共析转变
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
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
高合金钢氢脆
炉气中含氢太高
渗碳温度太高利于氢扩散
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
渗碳后缓慢冷却
直接淬火后，迅速在250º
C以上回火
零件出炉前停止供给渗剂，通入氮气排氢后，直接淬火
渗层碳浓度低
炉内碳势低，温度低，滴量少，炉子漏气
工件表面形成碳黑或被炭黑覆盖，装炉量太多
炉子气氛不均匀，炉压太低，使炉子局部造成死角
工件间距离太小，炉子循环不畅
渗后冷却时脱碳
渗碳时，经常检查炉温、渗剂滴量
注意炉气、炉压
防止炉子漏气和风扇停转、反转
工件之间距离大于1cn
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
渗碳层过厚
渗碳温度太高，保温时间太长
滴量过大，炉内碳势高
试样检验不准
针对原因，采取工艺措施
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
渗碳件畸变过量
渗碳时装炉方法或夹具选择不当
渗碳温度太高，炉气、炉压不均和不稳定
直接淬火温度过高
不适当安排两次淬火
加热方式不当，淬火剂及冷却方式不当
淬火返修次数太多
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
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
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
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
预先留出机加工余量
渗碳速度很慢
温度过低
渗剂太多，零件表面积炭
渗剂含硫量过多
风扇轴承用MoS2润滑，润滑油进入炉内，使硫增加
风扇轴承漏气、氧气进入炉中
风扇轴冷却水渗漏入炉
针对缺陷采取相应措施
渗碳件淬火后表面剥落
固体渗碳剂活性过分强烈
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
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
也可将此件在质量分数为3%~5%的苏打和木炭中加热至920~940º
C，保温2~4h，以减少表面碳浓度
零件上出现玻璃状凸瘤
固体渗碳时，渗碳中由于SiO2质量分数2%以上所致
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
固体渗碳时，渗剂应纯净
旧渗碳剂彻底筛去尘埃
去除渗剂中砂石及封口用耐火粘土
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）
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
渗碳剂应干燥去水分
适当提高淬火温度延长保温时间，使组织均匀化
选用淬火烈度大的淬火介质
过热
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
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
C
Cr
Ni
Cu
Ti
Nb
N
JFE443CT
0.01
21
–
0.4
0.3
SUS430
0.04
16
-
SUS304
0.05
18
8
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）
0.2%屈服强度，MPa
拉伸强度，MPa
延伸率，％
平均r值
305
483
31
1.3
320
490
29
1.0
260
645
60
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）
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/℃
20～100℃
20～600℃
有磁性
440
22.5
10.5
11.6
460
26.1
10.4
12.0
无磁性
500
16.2
17.3
18.7
1.2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
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