TWIP钢的显微组织与变形机制研究(1)

第29卷　第2期

2008年　4月

材　料　热　处　理　学　报

TRANS ACTIONS OF M ATERIA LS AND HE AT TRE AT ME NT

V ol .29　N o .2April

2008

TWIP 钢的显微组织与变形机制研究

黎　倩,　熊荣刚,　陈佳荣,　符仁钰,　李　麟

(上海大学材料科学与工程学院,上海　200072)

摘　要:采用金相、X 射线衍射、扫描电镜和透射电镜等方法对两种不同Mn 含量应变诱发孪晶(T WIP )钢拉伸前后的显微组织进行了研究。结果表明,Fe 215Mn 23S i 23Al 钢的塑性增长机理主要是γfcc →εhcp ,γfcc →εhcp →αbcc 相变诱发的TRIP 效应;Fe 225Mn 23S i 23Al 钢主要的塑性增长机制是孪晶诱发的T WIP 效应。Fe 225Mn 23S i 23Al 钢拉伸后有些奥氏体晶粒内存在两个或多个孪晶系统,孪晶界与原始奥氏体晶界都会阻碍孪晶的长大。层错能强烈影响T WIP 钢的变形机制,随着Mn 含量的增加,层错能不断增加,孪晶强化逐渐起主导作用。

关键词:应变诱发孪晶(T WIP )钢;　形变孪晶;　层错能

中图分类号:TG 142124 文献标识码:A 文章编号:100926264(2008)022*******

Microstructure and deformation mechanism of TWIP steels

LI Qian ,　XI ONG R ong 2gang ,　CHE N Jia 2rong ,　FU Ren 2yu ,　LI Lin

(School of Materials Science and Engineering ,Shanghai University ,Shanghai 200072,China )

Abstract :M icrostructure before and after deformation of tw o Fe 2Mn 2S i 2Al T WIP steels containg different am ount of manganese (15wt %and

25wt %)were investigated by optical microscope ,X 2ray diffraction ,SE M and TE M.The results show that γfcc →εhcp and γfcc →εhcp →αbcc phase

trans formation induces plasticity in the Fe 215Mn 23S i 23Al T WIP steel and there is no detected deformation twins.H owever ,lots of deformation twins appeares in Fe 225Mn 23S i 23Al T WIP steel after tensile test ,which greatly increases its plasticity.TE M results show that mechanical twinning and dislocation gliding interacts in grains ,tw o or m ore twin systems are activated in m ost grains ,twin and grain boundaries are strong obstacles for twins.S tacking fault energy (SFE )played an im portant role in twinning mechanism ,with the increase of Mn content ,SFE increases ,and twinning mechanism is then fav ored.

K ey w ords :T WIP steel ;deforming twin ;fault energy

收稿日期:　2007205223;　修订日期:　2007208220

基金项目:　先进钢铁材料技术国家工程研究中心项目(50671061)

作者简介:　黎　倩(1983—

),女,硕士,主要从事新型汽车用钢研究,E 2mail :liqian189@https://www.wendangku.net/doc/027192512.html, 。

在室温下,Mn 含量为15wt %～33wt %的Fe 2Mn 2

Si 2Al 系应变诱发孪晶(T WIP )钢具有低的层错能[1]

,材料在形变过程中诱发马氏体相变或者孪晶,Si 的加入减小层错能,有利于马氏体相变,而Al 的加入增加

层错能,抑制马氏体相变[2]。研究表明[3]

,应变诱发马氏体组织(TRIP )更有利于提高钢的抗拉强度,而应变诱发孪晶(T WIP )则更有利于提高材料的塑性。目前高Mn T WIP 钢的最高强度已达1100MPa ,伸长率可以达到95%,它具有高的应变硬化率,对冲击能量的吸收程度是现有高强钢的两倍(20℃时约为015J Πmm 3)[4]

,是一种潜在的在车身和底盘结构件上可大量采用的新钢种,减重率可达20%以上,极具市场前景。本文通过研究两种不同成分T WIP 钢的显微组

织,探讨了它们的变形机理与强化机制。

1　实验材料及方法

在通入保护气体Ar 的真空冶炼炉中,依次加入纯Fe 与C 棒,单晶Si ,纯Al 片,电解Mn 进行冶炼,然后进行模铸。最后确定了两种成分的T WIP 钢,如表1所示。

表1　实验用钢的化学成分(w t %)

T able 1　Chemical composition of investigated steels (w t %)

Sample C omponent C

Mn

Al

Si Fe No.1Fe 215Mn 23Si 23Al 0.006714.30 2.29 2.60Bal.No.2

Fe 225Mn 23Si 23Al

0.005325.41 2.28

2.55

Bal.

铸锭经过锻造、热轧、冷轧后得到200mm ×

100mm ×112mm 的钢板,加热到1050℃保温30min 后进行油淬处理。在3000kN 微机控制电子万能试验机上进行拉伸试验。使用D ΠMAX 2RC 日本理学电机X 射线衍射仪定量各成分拉伸前后组织的奥氏体含量。

采用HIT ACHI S 2570扫描电子显微镜观察Fe 225Mn 2

3Si 23Al 拉伸前后的组织。在H 2800电镜下观察组织形貌,制样过程为:手工将薄片减薄至0105mm 左右,然后在薄片上截取直径为3mm 的圆片,采用电解双喷技术(电解液选用9525%的乙醇高氯酸混合溶液,电压55V ,用液氮控制电解液温度在-20℃左右)对圆片样品穿孔,最后在H 2800电镜下观察组织形貌。

2　试验结果

211　Fe 215Mn 23Si 23Al 钢

由图1所示,N o 11钢的原始组织是由铁素体、奥氏体和马氏体组成。用35%的盐酸与蒸馏水1∶5混合(体积比),在100ml 常备溶液中加入1g 焦亚硫酸钾腐蚀,可以清楚看出成条状排列的马氏体和岛状的铁素体。图2为N o 11钢变形前后的X 射线衍射图,可以看出,拉伸前存在大量的奥氏体组织,拉伸后奥氏体衍射峰消失,出现εhcp 马氏体和大量的αbcc 马氏体。这说明在应变过程中发生了γfcc →εhcp ,γfcc →εhcp →αbcc 两种转变

。

图1　Fe 215Mn 23S i 23Al 钢淬火后组织

Fig 11　Optical micrograph showing the microstructure

of quenched Fe 215Mn 23S i 23Al

steel

图2　Fe 215Mn 23S i 23Al 钢变形前后的X 射线衍射图

Fig 12　XRD spectra of Fe 215Mn 23S i 23Al steel

before and after deformation

TE M 观察结果如图3所示。淬火后,出现一些

αbcc 马氏体;拉伸后,板条马氏体内部产生了大量的位错胞,并出现εhcp 马氏体。TE M 观察并没有看到形变孪晶的存在,这说明N o.1钢的强化机制主要为γfcc →εhcp ,γfcc →εhcp →αbcc 相变诱发的TRIP 效应

。

图3　Fe 215Mn 23S i 23Al 钢拉伸后产生的εhcp 马氏体的TE M 照片　(a )明场;(b )暗场

Fig 13　TE M images showing the m orphology of

εhcp 2martensite in Fe 215Mn 23S

i 23Al steel after deformation (a )BF ;(b )DF

212　Fe 225Mn 23Si 23Al 钢

Fe 225Mn 23Si 23Al 淬火后在室温下得到奥氏体+

退火孪晶组织,拉伸后奥氏体晶粒内会产生大量的形变孪晶,如图4所示。变形刚刚开始的时候,在孪晶与基体界面、孪晶与滑移带或与孪晶交界处,存在着

大量位错的塞积(如图5),位错塞积导致了局部应力集中,使应力强到足以克服形核的临界剪切力,位错的微结构也提供了潜在的晶核。当位错达到一定密度时,孪晶开始形成。由于各个晶粒内的位错滑移不平衡,所以形变孪晶的分布也不平衡。某些晶粒内以位错强化为主,有些晶粒内以孪晶强化为主。

从图4和图6中观察可知:一个奥氏体晶粒内可能有不只一个孪晶系统,首先,在位错达到一定密度的时候,一个孪晶系统开始活跃,它们顺着一个方向

3

5第2期黎　倩等:T WIP 钢的显微组织与变形机制研究

图4　Fe 225Mn 23S i 23Al 钢拉伸后的SE M 照片

Fig 14　SE M micrograph showing deformation twins of

Fe 225Mn 2

3S

i 23Al steel after deformation

图5　位错在晶界处的塞积

Fig 15　Dislocations blocked at the grain boundary

图6　Fe 225Mn 23S i 23Al 钢拉伸后的形变孪晶(a )及其衍射斑点(b )和标定(c )

斑点以孪晶面(111)反映对称,以g 111(即[111])180°旋转对称

Fig 16　TE M image showing of deformation twins in Fe 225Mn 23S i 23Al steel after deformation

(a )m orphology ;(b )diffraction pattern of twins ;(c )diffraction analysis

生长,直到受到晶界的阻碍,应变继续增大,第二个孪

晶系统也开始活跃,孪晶在第一系统的孪晶间距间生长,并被第一个孪晶系统所隔离,这样就形成了一个像阶梯状的形貌。在有些晶粒中,两个孪晶系统同时开始生长,它们互相阻隔,这样就会形成像格子一样的形貌。

3　分析与讨论

层错能是影响变形机制的一个很重要的因素,层错能主要与材料的组成、温度和应变速率有关。Frommeyer 等人研究表明

[1]

,当奥氏体层错能<16m J Π

m 2

时,在机械加载时不稳定,在应力作用下发生γfcc

→εhcp ,γfcc →εhcp →αbcc 马氏体相变,随着层错能的增大,孪晶强化逐渐起主导作用,当奥氏体层错能在25～80m J Πm 2

时,在应力下发生T WIP 效应,材料通过形变中孪晶的形成来推迟钢的颈缩。而当层错能大于80m J Πm 2

时,位错强化为主要的强化机制。

Schramm [5]

在研究高Mn 不锈钢时总结出一个层

错能的经验关系式:

γ=-53+612Ni %+017Cr %+312Mn %+913M o %

从公式得出γ1=-5m J Πm 2;γ2=27m

J Πm 2

,这个公式没有讨论Si 、Al 对层错能的影响,但是两种材料的Si 、Al 含量相差不大,所以可以说,随着Mn 含量的增

加,层错能不断增加。图7可以清楚看出,N o.1钢的层错数量远远大于N o.2钢,这也证实了N o.1钢的层错能小于N o.2钢。N o.1钢在应力下发生马氏体相变,N o.2钢的层错能较N o.1钢高,这样就有利于孪生的发生,抑制了fcc →hcp 马氏体相变。

N o.1钢在室温下层错能很低(<16m J Πm 2

),形变为全位错的分解提供了额外的能量,在这过程中产生了大量的不全位错和层错,而不全位错附近的应力场将更加有利于其他全位错的产生,从而促进层错的进一步增加,导致层错在某些区域内高度密集;其次,在层错高度密集的区域,层错将由无序排列发展为有序平行排列,最后,层错进一步密集,将会产生完整的hcp 马氏体。

45材　料　热　处　理　学　报第29卷

图7　拉伸前(a )Fe 215Mn 23S i 23Al 钢和(b )

Fe 225Mn 23S i 23Al 钢的层错TE M 照片Fig 17　TE M images showing the m orphology of

faults before deformation

(a )Fe 215Mn 23S i 23Al steel ;(b )Fe 225Mn 23S i 23Al steel

传统观念认为在fcc 金属中,滑移系很多,孪生只有在形变温度很低,形变速率极快,滑移发生困难的时候才发生,但是N o.2钢在室温下,形变速率为10-4Πs 时都能形成形变孪晶,这也是由于它具有较低

的层错能(<80m J Πm 2)。Venables 等[6]

研究表明,层错

能决定了形成形变孪晶所需要的最小应力,所以它影

响了晶体在应力下诱发孪晶的难易程度。层错能越低,滑移带长度越短,全位错转变为不全位错,层错就越容易形成。低的层错能还稳定了层错界面,阻碍了位错的滑移,从而促进了孪晶的形成。

孪生变形的强化机制是:一方面位错的塞积与生长孪晶的受阻在一定程度上强化了基体金属。生成

的孪晶层片在一定程度上起着细化基体的作用[7]

,对强度也有一定的贡献。另一方面,孪生变形通过改变晶体位向为位向不利或难滑移的滑移系的运动提供了可能;孪生变形增加了塑性变形方式,更利于基体金属均匀变形;且孪生本身也有一定的塑性形变量,故孪生变形对基体金属塑性的增加有着积极的作用。

4　结论

1)Fe 215Mn 23Si 23Al 钢的塑性增长机理主要是

γfcc →εhcp ,γfcc →εhcp →αbcc 相变诱发的TRIP 效应,Fe 2

25Mn 23Si 23Al 钢主要的塑性增长机制是孪晶诱发的T WIP 效应;

2)一个奥氏体晶粒内可能有两个或多个孪晶系

统,它们依次或者同时生长;孪晶界或者原始奥氏体晶界都能阻碍形变孪晶的生长,形变孪晶的分布不平衡,某些晶粒内以位错强化为主,有些晶粒内却是以孪晶强化为主;

3)层错能是影响变形机制的重要因素,Fe 215Mn 23Si 23Al 钢的层错能低于Fe 225Mn 23Si 23Al 钢的层错能。随着Mn 含量的增加,层错能不断增加,孪晶强化逐渐起主导作用。

参

考

文

献

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5

5第2期黎　倩等:T WIP 钢的显微组织与变形机制研究

常用金属材料的显微组织观察

工程材料学实验（常用金属材料的显微组织观察） 何艳玲编写 机电工程学院材料系

常用金属材料的显微组织观察 一、实验目的 1．观察各种常用合金钢，有色金属和铸铁的显微组织。 2．分析这些金属材料的组织和性能的关系及应用。 二、概述 1．几种常用合金钢的显微组织 合金钢依合金元素含量的不同，可分为三种：合金元素总量小于5％的称为低合金钢；合金元素为5～10％的称为中合金钢；合金元素大于10％的称为高合金钢。 1）一般合金结构钢、合金工具钢都是低合金钢。由于加入合金元素，铁碳相图发生一些变动，但其平衡状态的显微组织与碳钢的显微组织并没有本质的区别。低合金钢热处理后的显微组织与碳钢的显微组织也没有根本的不同，差别只是在于合金元素都使C曲线右移(除Co外)，即以较低的冷却速度可获得马氏体组织。例如16Mn淬火后为马氏体组织，40Cr钢经调质处理后的显微组织是回火索氏体，如图1、2所示。GCrl5钢(轴承钢)840℃油淬低温回火试样的显微组织，与T12钢780℃水淬低温回火试样的显微组织也是一样的，都得到回火马氏体＋碳化物十残余奥氏体组织，如图3所示。 图1 16Mn淬火组织图2 40Cr钢调质后的组织 图3 GCr15钢淬火低温回火后组织图4 W18Cr4V淬火三次回火后的组织

2)高速钢是一种常用的高合金工具钢，例如W18Cr4V。因为它含有大量合金元素，使铁碳相图中的E点大大向左移，以致它虽然只含有0.7～0.8％的碳，但也已经含有莱氏体组织，所以称为莱氏体钢。 高速钢的铸造状态下与亚共晶白口铸铁的组织相似。其中莱氏体由合金碳化物和马氏体或屈氏体组成。莱氏体沿晶界呈宽网状分布，莱氏体中的碳化物粗大，有骨架状，不能靠热处理消除，必须进行锻造打碎。锻造退火后高速钢的显微组织是由索氏体和碳化物所组成的。 高速钢优良的热硬性及高的耐磨性，只有经淬火及回火后才能获得。它的淬火温度较高，为1270～1280℃，以使奥氏体充分合金化，保证最终有高的热硬性。淬火时可在油中或空气中冷却。淬火组织为马氏体、碳化物和残余奥氏休。由于淬火组织中存在有较大量(25～30％)的残余奥氏体，一般都进行三次约560℃的回火。经淬火和三次回火后，高速钢的组织为回火马氏体、碳化物和少量残余奥氏体(2～3％)(图4)。 3)不锈钢是在大气、海水及其它浸蚀性介质条件下能稳定工作的钢种，大都属于高合金钢，例如应用很广的1Crl8Ni9即18-8钢。它的碳含量较低，因为碳不利于防锈；高的铬含量是保证耐蚀性的主要因素；镍除了进一步提高耐蚀能力以外，主要是为了获得奥氏体组织。这种钢在室温下的平衡组织是奥氏体十铁素体+(Cr，Fe)23C6。为了提高耐蚀性以及其它性能，必须进行固溶处理。为此加热到1050～1150℃，使碳化物等全部溶解，然后水冷，即可在室温下获得单一的奥氏体组织，如图5所示。 但是1Crl8Ni9在室温下的单相奥氏体状态是过饱和的，不稳定的，当钢使用时温度到达400～800℃的范围或者从较高温度，例如固溶处理温度下冷却较慢时，(Cr，Fe)23C6会从奥氏体晶界上析出，造成晶间腐蚀，使钢的强度大大降低。目前，防止这种晶间腐蚀的途经有两条：一是尽量降低碳含量，但有限度；二是加入与碳的亲和力很强的元素Ti，Nb等。因此出现了1Crl8Ni9Ti、0Crl8Ni9Ti 等及更复杂的牌号的奥氏体镍铬不锈钢。 200× 500× 图5 1Crl8Ni9钢固溶处理后的组织 2．几种常用有色金属的显微组织 1）铝合金应用十分广泛的铝合金主要分变形铝合金和铸造铝合金两类。依照热处理效果又可分为能热处理强化的铝合金及不能热处理强化的铝合金。

A铝合金显微组织及断口分析

目录 1 绪论 (1) 1.1断口分析的意义 (1) 1.2 对显微组织及断口缺陷的理论分析 (1) 1.3研究方法和实验设计 (3) 1.4预期结果和意义 (3) 2 实验过程 (4) 2.1 生产工艺 (4) 2．1.1 加料 (4) 2.1.2 精炼 (4) 2.1．3 保温、扒渣和放料 (5) 2.1. 4 单线除气和单线过滤 (5) 2.1. 5连铸 (6) 2.2 实验过程 (6) 2.2. 1 试样的选取 (6) 2.2.2 金相试样的制取 (8) 2.2.3 用显微镜观察 (9) 2.3 观察方法 (10) 2.3.1显微组织的观察 (10) 2.3.2 对断口形貌的观察 (11) 3 实验结果及分析 (11) 3.1对所取K模试样的观察 (11) 3.2 金相试样的观察及分析 (12) 3.2.1 对显微组织的观察 (12) 3.2.2 断口缺陷 (15)

结论 (23) 致谢 (24) 参考文献 (25) 附录 (27)

1 绪论 1.1断口分析的意义 随着现代科技的发展以及现代工业的需求，作为21世纪三大支柱产业的材料科学正朝着高比强度，高强高韧等综合性能等方向发展。长久以来，铸造铝合金以其价廉、质轻、性能可靠等因素在工业应用中获得了较大的发展。尤其随着近年来对轨道交通材料轻量化的要求日益迫切[1]，作为铸造铝合金中应用最广的A356铝合金具有铸造流动性好、气密性好、收缩率小和热裂倾向小，经过变质和热处理后，具有良好的力学性能、物理性能、耐腐蚀性能和较好的机械加工性能[2-3]，与钢轮毂相比，铝合金轮毂具有质量轻、安全、舒适、节能等，在汽车和航空工业上得到了日益广泛的应用[4]。 然而，由于其凝固收缩，同时在熔融状态下很容易溶入氢，因此铸造铝合金不可避免地包含一定数量的缺陷，比如空隙、氧化物、孔洞和非金属夹杂物等[5-7]。这些缺陷对构件的力学性能影响较大，如含1%体积分数的空隙将导致其疲劳50%，疲劳极限降20%[8-9]。所以研究构件中缺陷的性质、数量、尺寸和分布位置对力学性能的影响具有重要意义[10]。而这些缺陷往往是通过显微组织和断口分析来研究的。 另外，通过显微组织和断口分析所得到的结果可以分析这些缺陷产生的原因，研究断裂机理，比结合工艺过程分析缺陷产生的原因，从而对改进工艺提出一定的有效措施，确定较好的生产工艺，以提高铝合金铸锭的性能。 但关于该合金的微观组织及其断口分析研究较少，研究内容深但不够综合，每篇论文多研究其部分缺陷，断口的获得多为拉伸端口。因此，希望对A356铝合金的断口缺陷有一个较为全面的研究。 1.2 对显微组织及断口缺陷的理论分析 铸件的力学性能与其微观组织有密切联系[11]。A356合金是一个典型的Al-Si-Mg系三元合金，它是Al-Si二元合金中添加镁、形成强化相Mg2Si，通过热处理来显著提高合金的时效强化能力，改善合金的力学性能。A356合金处于α-Al＋Mg2Si＋Si三元共晶系内，其平衡组织为初生α-Al＋（α-Al＋Si）共晶＋

铜及铜合金的金相组织分析

铜及铜合金的金相组织分析一）结晶过程的分析 结晶是以树枝状的方式生长，树枝状的结晶容易造成夹渣外，通常形成显微疏松。 取决于模壁的冷却速度外，还取决于合金成分、熔化与浇注温度等。 （二）宏观分析中常见缺陷 在浇注过程中往往产生缩孔、疏松、气孔、偏析等缺陷。 浇注温度和浇注方式的影响，铸锭、紫铜中容易出现气孔和皮下气孔。 由于合金元素的熔点、比重不一，熔炼工艺不当造成铸锭的成分偏析。 铸造时热应力可产生裂纹。 浇注工艺不当（浇注温度过低），浇注时金属液的中断会造成冷隔。 （三）微观分析 与铜相互作用的性质，杂质可分三类： 1. 溶解在固态铜中的元素（铝、铁、镍、锡、锌、银、金、呻、锑）。 2. 与铜形成脆性化合物的元素（硫、氧、磷等）。 3. 实际上不溶于固态铜中与铜形成易熔共晶的元素（铅、铋等）。 铋与铜形成共晶呈网状分布于铜的基体上，淡灰色。 铅含量很少时和铋一样呈网状分布于晶界，其颜色为黑色； 铅含量大时在铜的晶粒间界上呈单独的黑点。 暗场观察：铅点呈黑色，孔洞为亮点。 硫与氧的观察：均与铜形成化合物（Cu2S、Cu2O），又以共晶形式（Cu2S+ Cu、 Cu2O+ Cu）分布在铜的晶界上。 氯化高铁盐酸水溶液浸蚀：Cu2O变暗，Cu2S不浸蚀。 偏振光观察：Cu2O呈暗红色。 QJ 2337-92 铍青铜的金相试验方法 金相分析晶粒度检测金属显微组织分析，晶粒度分析，GB/T 6394-02 金属平均晶粒度测定方法 ASTM E 112-96（2004） 金属平均晶粒度测定方法

YS/T 347-2004 铜及铜合金平均晶粒度测定方法 GB/T13298-91 金属显微组织检验方法 GB/T 13299-91 钢的显微组织评定方法 GB/T 10561-2005 钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法 ASTM E45-05 钢中非金属夹杂物含量测定方法 GB/T 224-87 钢的脱碳层深度测定方法 ASTM E407-07 金属及其合金的显微腐蚀标准方法 GB/T 226-91 钢的低倍组织及缺陷酸蚀检验方法 GB/T 1979-2001 结构钢低倍组织缺陷评级图 GB/T 5168-85 两相钛合金高低倍组织 GB/T 9441-1988 球墨铸铁金相检验 ASTM A 247-06 铸件中石墨微结构评定试验方法 GB/T 7216-87 灰铸铁金相 EN ISO 945:1994 石墨显微结构 GB/T 13320-07 钢质模锻件金相组织评级图及评定方法 CB 1196-88 船舶螺旋桨用铜合金相含量金相测定方法 JB/T 7946.1-1999 铸造铝合金金相 铸造铝硅合金变质 JB/T 7946.2-1999 铸造铝合金金相 铸造铝硅合金过烧 JB/T 7946.3-1999 铸造铝合金金相铸造铝 氧是铜中最常见的杂质，可产生氢脆。所以含氧量应严格规定。 1、金属平均晶粒度【001】金属平均晶粒度测定… GB 6394-2002 自动评级【010】铸造铝铜合金晶粒度测定…GB 10852-89

金相检测国家标准汇总

金相检测国家标准汇总公司标准化编码 [QQX96QT-XQQB89Q8-NQQJ6Q8-MQM9N]

检验类别 1、金属平均晶粒度【001】金属平均晶粒度测定… GB 6394-2002 【010】铸造铝铜合金晶粒度测定…GB 10852-89 【019】珠光体平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【062】金属的平均晶粒度评级…ASTM E112 【074】黑白相面积及晶粒度评级…BW 2003-01 【149】彩色试样图像平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【304】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（面积法） 【305】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（切割线法） 【322】铜及铜合金_平均晶粒度测定方法…YS/T 347-2004 【328】彩色试样图像平均晶粒度测定方法２ 2、非金属夹杂物显微评定【002】非金属夹杂物显微评定…GB 10561-89 【252】钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法…GB/T 10561-2005/ISO 4967:1998 3、贵金属氧化亚铜金相检验【003】贵金属氧化亚铜金相检验…GB 3490-83 4、脱碳层深度测定【004】钢的脱碳层深度测定法…GB/T 224-2008 【130】脱、渗碳层深度测定…GB 224-87 5、铁素体晶粒延伸度测定【005】铁素体晶粒延伸度测定…GB 4335-84 6、工具钢大块碳化物评级【006】工具钢大块碳化物评级…GB 4462-84 7、不锈钢相面积含量测定【007】不锈钢相面积含量测定…GB 6401-86 ８、灰铸铁金相【008】铸铁共晶团数量测定…GB 7216-87 【056】贝氏体含量测定…GB 7216-87 【058】石墨分布形状…GB 7216-87 【059】石墨长度…GB 7216-87 【065】珠光体片间距…GB 7216_87 【066】珠光体数量…GB 7216_87 【067】灰铸铁过冷石墨含量…SS 2002-01 【185】碳化物分布形状…GB 7216-87 【186】碳化物数量…GB 7216-87 【187】磷共晶类型…GB 7216-87 【188】磷共晶分布形状…GB 7216-87 【189】磷共晶数量…GB 7216-87 【190】基本组织特征…GB 7216-87 【235】石墨长度（自动分析）…GB 7216-87 【251】灰铸铁多图多模块评级：石墨分布＆石墨长度＆基体组织＆共晶团【255】灰铸铁金相＿基本组织特征（灰度法） 【256】石墨分布＆石墨长度＆基体组织＆共晶团（灰度法）…GB 7216-87 【316】灰铁金相等级图_石墨类型…SS 2007-6 【317】灰铁金相等级图_石墨尺寸…SS 2007-7 【318】灰铁金相等级图_铁素体的大约百分含量…SS 2007-8 【319】灰铁金相等级图_珠光体的大概间隔…SS 2007-9

二元合金的显微组织

二元合金的显微组织文档编制序号：[KKIDT-LLE0828-LLETD298-POI08]

实验三二元合金的显微组织 （Microstructures of Binary Alloys） 实验学时：1 实验类型：综合 前修课程名称：《材料科学导论》 适用专业：材料科学与工程 一、实验目的 运用二元共晶型相图，分析相图中典型组织的形成及特征。 二、概述 二组元在液态下互溶，而在固态下有限互溶，且具有共晶转变特征的相图叫二元共晶相图。本次实验，以Pb—Sn系合金相图为例分析共晶、亚共晶、过共晶等不同成分合金的结晶过程及结晶后所形成组织的特征。简略相图如下： ⒈共晶合金 含%的合金为共晶合金（图中合金Ⅰ）。当从液态缓慢冷却时，在温度Te发生共晶转变，既Le→αc+βd。这一过程在Te温度下一直到液相完全消失为止。所得到的共晶组织由αc和βd两个固溶体组成。它们的相对量可用杠杆定律计算： 继续冷却时，将从α和β中分别析出βⅡ和αⅡ。由于从共晶体中析出的次生相常与共晶体中的同类相混在一起，很难分辨，这样，在结晶过程全部结束时合金获得非常细密的两相机械混合物。样品制备中的腐蚀剂是4%的硝酸酒精，显微镜中，α相呈暗色，β相呈亮色。参见图3-1。 （3-1）铅锡二元共晶（3-2）铅锡二元亚共晶 ⒉亚共晶合金 凡成分位于共晶点e以左，c点以右的合金（如图中的合金Ⅱ）叫亚共晶合金。

合金Ⅱ熔化后在液相线与固相线之间缓慢冷却时，不断地从液相中结晶出α固溶体。随着温度的下降，液相成分沿ac线变化，逐渐趋向于e 点；α相的成分沿固相线ac变化，并逐渐趋向于c点。 当温度降到共晶温度时，α相和剩余液相的成分将分别到达c点和e点。这时，成分为e点的液相发生前述的共晶转变，直到剩余液相全部转变为共晶组织为止。这时，亚共晶合金的组织是由先共晶α相和共晶体（α+β）所组成。在共晶温度以下继续冷却的过程中，将分别从α和β相中析出βⅡ和αⅡ。在显微镜下，除了从先共晶α相晶粒内或边界上析出的βⅡ有可能观察到外，共晶组织中析出的βⅡ和αⅡ一般不易辨认。合金中组织组成物的相对量也可以用杠杆定律来计算。亚共晶组织中的初晶α呈枝晶状分布。参见图3-2。 ⒊过共晶合金 凡成分位于共晶点e以右，d点以左的合金（如图中的合金Ⅲ）称为过共晶合金。这类合金的结晶过程类似于亚共晶合金，所不同的是：先共晶相不是α，而是β固溶体。结晶后的组织是由先共晶β相和共晶体（α+β）所组成。初晶β也呈枝晶状分布。参见图3-3、3-4。 （3-3）铅锡二元过共晶（100倍）（3-4）铅锡二元过共晶（25倍） ⒋离异共晶 靠近相图上的c点和d点成分的合金，由于初生相较多，发生共晶转变时，液相的量已所剩不多，且呈壳状分布在初生相的周围。此时，共晶转变过程中的某一个相不再形核，而是在初生相上成长；同时析出的另一个相被排挤到晶界上，使得失去了共晶组织的形态特征，这种现象称为离异共晶。参见图3-5。 （3-5）铅锡二元离异共晶（从左侧靠近d点，100倍）

常用金属材料的显微组织观察

常用金属材料的显微组织观察 一、实验目的 观察几种常用合金钢、铸铁和有色金属的显微组织； 了解这些金属材料的成分、组织和性能的特点。 二、仪器与材料 仪器： XJP-2A( 单目 ) 金相显微镜； XJP-3C( 双目 ) 金相显微镜； 材料： 10 种常用金属材料 三、实验原理及教学内容 1 合金钢 在合金钢中，由于合金元素对相图及相变过程的影响，其显微组织比碳钢复杂得多，组成相除了合金铁素体、合金奥氏体、合金渗碳体外，还可能出现金属间化合物，其组织形态随钢种的不同而呈现出不同的特征。根据其用途可分为：合金结构钢、合金工具钢、特殊性能钢。 ? 40Cr 调质钢（合金结构钢） 合金调质钢是指调质处理后的合金结构钢，调质处理后具有高强度与良好的塑性及韧性。40表示含碳量0.4%，Cr是加入的合金元素，起着增加淬透性，使调质后的回火索氏体组织得到强化。回火索氏体以前我们学过，是由等轴状F和粒状渗碳体构成。

40Cr调质处理（淬火后高温回火） W18Cr4V退火 ? W18Cr4V 高速钢（合金工具钢） 高速钢是一种高合金工具钢，具有高硬度、高耐磨性和高热硬性，还具有一定的强度、韧性和塑性。加入合金元素W提高热硬性；Cr可以提高钢的淬透性；加入合金元素V可显著提高钢的耐磨性和热硬性。 a. 铸态组织显微组织分为三个部分：晶界附近为骨骼状莱氏体共晶碳化物Fe4W2C及WC，严重地分割了基体，使钢受载时极易脆裂；晶粒外层为奥氏体分解产物—马氏体及残余奥氏体，因为它不易被浸蚀而呈亮色，常称为“白色组织”；晶粒的心部是δ共析体，为极细的共析组织，易受浸蚀而呈黑色，通常称为“黑色组织”。 b. 锻造和退火后的组织为了改善碳化物的不均匀性，生产上采用反复锻造的方法将共晶碳化物击碎使其分布均匀。为了去除锻造内应力，清除不平衡组织，降低了硬度，改善切削加工性能，为淬火提供良好的原始组织，必须对高速钢进行退火处理。经过860～880℃退火后，高速钢 W18Cr4V 的退火组织为较粗大的共晶碳化物颗粒及稍细的二次碳化物,分布在索氏体基体上。 c. 淬火及回火后的组织为保证高速钢的热硬性及高耐磨性，高速钢必须进行1280 ℃淬火及560 ℃ 2～3 次回火处理。淬火后的组织由淬火马氏体、残余奥氏体及粒状碳化物组成。由于淬火后的马氏体和残余奥氏体中合金元素含量较高，组织抗腐蚀能力很高，经4% 硝酸酒精溶液浸蚀后，马氏体和残余奥氏体呈白色，仅能显示原奥氏体的晶界和粒状合金碳化物。 为减少残余奥氏体量，消除应力，稳定组织，提高力学性能指标，淬火后W18Cr4V一般需在560℃进行三次回火，回火后的显微组织为暗黑色针状回火马氏体的基体上，分布着亮白色块状碳化物。 W18Cr4V1280℃淬火 W18Cr4V淬火+三次回火 ? 1Cr18Ni9Ti 不锈钢（特殊性能钢） 在腐蚀介质中有抗腐蚀性能的钢是不锈钢。1Cr18Ni9Ti 是奥氏体型不锈钢。这类钢为了防锈，碳的质量分数较低，高含铬量是保证耐蚀性的主要因素，镍除了进一步提高耐蚀能力外，还扩大了奥氏体区域，从而在室温下能获得奥氏体组织。这种钢的平衡组织是奥氏体与合金碳化物，碳化物对材料耐蚀性有很大的损伤。为获得单一组织以提高耐蚀性，必须进行固溶处理：把钢加热到 1050～1150 ℃，使碳化物全部溶解，然后水淬，避免碳化物析出，在室温下得到单相奥氏体组织。奥氏体型不锈钢在450～850℃的加热和焊接时，晶界处会析出Cr23C6化合物，使晶界处贫铬，产生晶间腐蚀。加入Ti元素可形成稳定而弥散TiC 化合物，抑制铬碳化合物的产生和晶间腐蚀。1Cr18Ni9Ti由于耐腐蚀性高，所以要观察其组织就要用腐蚀性极强的浸蚀剂：王水溶液，其显微组织是单一的奥氏体，晶粒内有明显的孪晶。

二元合金的显微组织

二元合金的显微组织内部编号：（YUUT-TBBY-MMUT-URRUY-UOOY-DBUYI-0128）

实验三二元合金的显微组织 （Microstructures of Binary Alloys） 实验学时：1 实验类型：综合 前修课程名称：《材料科学导论》 适用专业：材料科学与工程 一、实验目的 运用二元共晶型相图，分析相图中典型组织的形成及特征。 二、概述 二组元在液态下互溶，而在固态下有限互溶，且具有共晶转变特征的相图叫二元共晶相图。本次实验，以Pb—Sn系合金相图为例分析共晶、亚共晶、过共晶等不同成分合金的结晶过程及结晶后所形成组织的特征。简略相图如下： ⒈共晶合金 含Sn61.9%的合金为共晶合金（图中合金Ⅰ）。当从液态缓慢冷却时，在温度 Te发生共晶转变，既Le→α c +β d 。这一过程在Te温度下一直到液相完全消失为 止。所得到的共晶组织由α c 和β d 两个固溶体组成。它们的相对量可用杠杆定律 计算： 继续冷却时，将从α和β中分别析出β Ⅱ和α Ⅱ 。由于从共晶体中析出的次生相 常与共晶体中的同类相混在一起，很难分辨，这样，在结晶过程全部结束时合金获得非常细密的两相机械混合物。样品制备中的腐蚀剂是4%的硝酸酒精，显微镜中，α相呈暗色，β相呈亮色。参见图3-1。 （3-1）铅锡二元共晶（3-2）铅锡二元亚共晶 ⒉亚共晶合金

凡成分位于共晶点e以左，c点以右的合金（如图中的合金Ⅱ）叫亚共晶合金。 合金Ⅱ熔化后在液相线与固相线之间缓慢冷却时，不断地从液相中结晶出α固溶体。随着温度的下降，液相成分沿ac线变化，逐渐趋向于e 点；α相的成分沿固相线ac变化，并逐渐趋向于c点。 当温度降到共晶温度时，α相和剩余液相的成分将分别到达c点和e点。这时，成分为e点的液相发生前述的共晶转变，直到剩余液相全部转变为共晶组织为止。这时，亚共晶合金的组织是由先共晶α相和共晶体（α+β）所组成。在共 晶温度以下继续冷却的过程中，将分别从α和β相中析出β Ⅱ和α Ⅱ 。在显微镜 下，除了从先共晶α相晶粒内或边界上析出的β Ⅱ 有可能观察到外，共晶组织中 析出的β Ⅱ和α Ⅱ 一般不易辨认。合金中组织组成物的相对量也可以用杠杆定律来 计算。亚共晶组织中的初晶α呈枝晶状分布。参见图3-2。 ⒊过共晶合金 凡成分位于共晶点e以右，d点以左的合金（如图中的合金Ⅲ）称为过共晶合金。这类合金的结晶过程类似于亚共晶合金，所不同的是：先共晶相不是α，而是β固溶体。结晶后的组织是由先共晶β相和共晶体（α+β）所组成。初晶β也呈枝晶状分布。参见图3-3、3-4。 （3-3）铅锡二元过共晶（100倍）（3-4）铅锡二元过共晶 （25倍） ⒋离异共晶 靠近相图上的c点和d点成分的合金，由于初生相较多，发生共晶转变时，液相的量已所剩不多，且呈壳状分布在初生相的周围。此时，共晶转变过程中的某

45钢显微组织

45 钢显微组织 45钢就是中碳结构钢,冷热加工性能都不错,机械性能较好,且价格低、来源广,所以应用广泛。它的最大弱点就是淬透性低,截面尺寸大与要求比较高的工件不宜采用。 45钢淬火温度在A3+(30～50)℃,在实际操作中,一般就是取上限的。偏高的淬火温度可以使工件加热速度加快,表面氧化减少,且能提高工效。为使工件的奥氏体均匀化,就需要足够的保温时间。如果实际装炉量大,就需适当延长保温时间。不然,可能会出现因加热不均匀造成硬度不足的现象。但保温时间过长,也会也出现晶粒粗大,氧化脱碳严重的弊病,影响淬火质量。我们认为,如装炉量大于工艺文件的规定,加热保温时间需延长1/5。 因为45钢淬透性低,故应采用冷却速度大的10%盐水溶液。工件入水后,应该淬透,但不就是冷透,如果工件在盐水中冷透,就有可能使工件开裂,这就是因为当工件冷却到180℃左右时,奥氏体迅速转变为马氏体造成过大的组织应力所致。因此,当淬火工件快冷到该温度区域,就应采取缓冷的方法。由于出水温度难以掌握,须凭经验操作,当水中的工件抖动停止,即可出水空冷(如能油冷更好)。另外,工件入水宜动不宜静,应按照工件的几何形状,作规则运动。静止的冷却介质加上静止的工件,导致硬度不均匀,应力不均匀而使工件变形大,甚至开裂。 45钢调质件淬火后的硬度应该达到HRC56～59,截面大的可能性低些,但不能低于HRC48,不然,就说明工件未得到完全淬火,组织中可能出现索氏体甚至铁素体组织,这种组织通过回火,仍然保留在基体中,达不到调质的目的。 45钢淬火后的高温回火,加热温度通常为560～600℃,硬度要求为HRC22～34。因为调质的目的就是得到综合机械性能,所以硬度范围比较宽。但图纸有硬度要求的,就要按图纸要求调整回火温度,以保证硬度。如有些轴类零件要求强度高,硬度要求就高;而有些齿轮、带键槽的轴类零件,因调质后还要进行铣、插加工,硬度要求就低些。关于回火保温时间,视硬度要求与工件大小而定,我们认为,回火后的硬度取决于回火温度,与回火时间关系不大,但必须回透,一般工件回火保温时间总在一小时以上。

高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能

高速钢循环深冷处理后的显微组织和力学性能 段春争,王敏杰 (大连理工大学机械工程学院精密与特种加工教育部重点实验室,辽宁大连　116023) 摘要:采用X 射线衍射、透射电镜以及力学性能试验等分析方法,研究了多次循环深冷处理对W 6Mo5Cr4V2高速钢的显微组织和力学性能的影响。结果表明,与一次长时间深冷处理相比,多次短时循环深冷处理后W 6Mo5Cr4V2钢中马氏体的c /a 和含碳量明显减小,残留奥氏体数量进一步降低,有大量新的超细弥散碳化物颗粒沿马氏体孪晶带和位错线析出,碳化物的平均粒度显著降低。经多次短时间循环深冷处理后高速钢力学性能更好,因此在实际生产中应适当增加深冷处理次数。 关键词:循环深冷处理;W 6Mo5Cr4V2高速钢;显微组织;力学性能中图分类号:TG156.91 文献标识码:A 文章编号:025426051(2008)0320090204 M i crostructure and m echan i ca l properti es of h i gh speed steel after cycli c cryogen i c trea t m en t DUAN Chun 2zheng,WANG M in 2jie (Dalian University of Technol ogy,School ofMechanical Engineering,Key Laborat ory ofM inistry of Educati on f or Precisi on and Non 2traditi onalMachining,Dalian L iaonin g 116023,China )Abstract:The influence of cyclic cryogenic treat m ent on the m icr ostructure and mechanical p r operties of W 6Mo5Cr4V2hig h s peed steel was studied by XRD,TE M and mechanical p r operties test .The results show that,compared with single l ong t i m e cryogenic treat m ent,the short ti m e cyclic cryogenic treat m ent gain much l ower c /a rati o and carbon content of martensite,and less residual austenite .After cyclic short ti m e cryogenic treat m ent,a l ot of ne w ultra 2fine dis persed car 2bide particles p reci p itate on the t w in bands and disl ocati on lines of martensite and the average carbide size decreases,and the mechanical p r operties i m p r ove significantly .Therefore,it is beneficial t o increase the cryogenic treat m ent ti m es in p ractical app licati on . Key words:cyclic cryogenic treat m ent;W 6Mo5Cr4V2high s peed steel;m icr ostructure;mechanical p r operties 作者简介:段春争(1970—),男,黑龙江鹤岗人,博士,讲师,主要研究方向金属材料的深冷处理工艺及机理,金属切削理论。联系电话:0411283015033　E 2mail:dbf71@https://www.wendangku.net/doc/027192512.html, 收稿日期:2007210228 深冷处理作为一种改善金属材料综合力学性能的手段,因具有成本低、设备简单、耗能少且无污染等优点,而越来越受到人们的重视。大量研究表明 [123] ,通过合理制定深冷处理工艺可以明显提高合 金工具钢和碳素工具钢等钢材的力学性能,硬度可 提高1～3HRC,使用寿命提高1～10倍。对于深冷处理机理方面,普遍认为残留奥氏体转化为马氏体以及析出弥散碳化物是深冷处理后钢铁材料综合力学性能明显改善的主要原因 [426] 。高速钢常用于制 作切削刀具和精密冷作模具,高速钢刀具经深冷处理后其红硬性和刀具寿命大幅度提高 [7] 。但是,与1 次长时间深冷处理相比,循环深冷处理对微观组织和力学性能的影响还缺乏深入研究,多次循环深冷处理效果是否更好尚不能确定。本研究采用X 射线 参考文献: [1]　钱建刚,李　荻,郭宝兰.镁合金的化学转化膜[J ].材 料保护,2002,35(3):526. [2]　Thomas J R,Darryl L A.H igh ductility magnesium all oys in aut omotive app licati ons [J ].Advanced M aterial &Pr oces 2ses,1994,145(6):28232. [3]　房灿峰,张兴国,于延浩,等.镁合金的性能、成形技术 及其应用研究[J ].金属热处理,2006,31(3):12216. [4]　Song G,A trens A.Recent insights int o the mechanis m of magnesium corr osi on and research suggesti ons [J ].Ad 2vanced Engineering M aterials,2007,9(3):1772183. [5]　张永君,严川伟,王福会,等.镁的应用及其腐蚀与防护 [J ].材料保护,2002,35(4):426. [6]　周婉秋,单大勇,曾荣昌,等.镁合金的腐蚀行为与表面 防护方法[J ].材料保护,2002,35(7):123. [7]　王　洁,丁毅.镁合金化学转化处理[J ].材料保护, 2006,39(7):38241. [8]　李金桂,吴再思.防腐蚀表面工程技术[M ].北京:化学 工业出版社,2003. [9]　郑　臻,余新泉,孙扬善.前处理对镁合金化学镀镍结 合力的影响[J ].中国腐蚀与防护学报,2006,26(4): 2212226.

金相检测国家标准汇总

金相检测国家标准汇总文稿归稿存档编号：[KKUY-KKIO69-OTM243-OLUI129-G00I-FDQS58-

检验类别 1、金属平均晶粒度【001】金属平均晶粒度测定… GB 6394-2002 【010】铸造铝铜合金晶粒度测定…GB 10852-89 【019】珠光体平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【062】金属的平均晶粒度评级…ASTM E112 【074】黑白相面积及晶粒度评级…BW 2003-01 【149】彩色试样图像平均晶粒度测定…GB 6394-2002 【304】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（面积法） 【305】钨、钼及其合金的烧结坯条、棒材晶粒度测试方法（切割线法） 【322】铜及铜合金_平均晶粒度测定方法…YS/T 347-2004 【328】彩色试样图像平均晶粒度测定方法２ 2、非金属夹杂物显微评定【002】非金属夹杂物显微评定…GB 10561-89 【252】钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法…GB/T 10561-2005/ISO 4967:1998 3、贵金属氧化亚铜金相检验【003】贵金属氧化亚铜金相检验…GB 3490-83 4、脱碳层深度测定【004】钢的脱碳层深度测定法…GB/T 224-2008 【130】脱、渗碳层深度测定…GB 224-87

5、铁素体晶粒延伸度测定【005】铁素体晶粒延伸度测定…GB 4335-84 6、工具钢大块碳化物评级【006】工具钢大块碳化物评级…GB 4462-84 7、不锈钢相面积含量测定【007】不锈钢相面积含量测定…GB 6401-86 ８、灰铸铁金相【008】铸铁共晶团数量测定…GB 7216-87 【056】贝氏体含量测定…GB 7216-87 【058】石墨分布形状…GB 7216-87 【059】石墨长度…GB 7216-87 【065】珠光体片间距…GB 7216_87 【066】珠光体数量…GB 7216_87 【067】灰铸铁过冷石墨含量…SS 2002-01 【185】碳化物分布形状…GB 7216-87 【186】碳化物数量…GB 7216-87 【187】磷共晶类型…GB 7216-87 【188】磷共晶分布形状…GB 7216-87 【189】磷共晶数量…GB 7216-87 【190】基本组织特征…GB 7216-87 【235】石墨长度（自动分析）…GB 7216-87 【251】灰铸铁多图多模块评级：石墨分布＆石墨长度＆基体组织＆共晶团【255】灰铸铁金相＿基本组织特征（灰度法）

实验三 常见钢铁材料的显微组织观察.

实验3 常见钢铁材料的显微组织观察 一、实验目的 1、观察碳钢经不同热处理后的基本组织。 2、了解热处理工艺对钢组织和性能的影响。 3、熟悉碳钢几种典型热处理组织——M、T 、S 、M 回火、T 回火、S 回火等的形态及特征。 4、观察和分析常用碳钢以及几种合金钢（4 5、T12、20、GCr15、 W18Cr4V 、1Cr18CrNi9Ti 、9CrSi 等）的显微组织。 5、了解常用合金钢的成分、组织和性能的特点，以及它们的主要应用。 二、概述 （一）碳钢热处理后的显微组织观察 碳钢经退火、正火可得到平衡或接近平衡组织，经淬火得到的是非平衡组织。因此，研究热处理后的组织时，不仅要参考铁碳相图，更主要的是参考钢的等温转变曲线(C曲线。铁碳相图能说明慢冷时合金的结晶过程和室温下的组织以及各相的相对含量，C 曲线则能说明一定成分的钢在不同冷却条件下所得到的组织。C 曲线适用于等温冷却条件；而CCT 曲线（奥氏体连续冷却曲线）适用于连续冷却条件。在一定的程度上用C 曲线，也能够估计连续冷却时的组织变化。 1、共析钢等温冷却时的显微组织 共析钢过冷奥氏体在不同温度等温转变的 组织及性能列于表3-1中。 2、共析钢连续冷却时的显微组织

为简便起见，不用CCT 曲线，而用C 曲线 （图3-1）来进行分析。例如共析钢奥氏体，在 慢冷时（相当于炉冷，见图3-1中的v 1）应得到 100％的珠光体；当冷却速度增大到v 2时（相当 于空冷），得到的是较细的珠光体，即索氏体或图3-1 共析钢的C 曲线 ，得到的为屈氏体和马氏体；当冷却速度增屈氏体；当冷却速度增大到v 3时（相当于油冷） ，很大的过冷度使奥氏体骤冷到马氏体转变开始点（Ms ）后，瞬时大至v 4时（相当于水冷） 转变成马氏体。其中与C 曲线鼻尖相切的冷却速度（v k ）称为淬火的临界冷却速度。 表3-1 共析钢过冷奥氏体在不同温度等温转变的组织及性能

实验六 二元合金显微组织分析

实验六二元合金显微组织分析 一、实验目的 1.熟悉几种典型的二元合金平衡和非平衡显微组织及几种典型成分的铁碳 合金的平衡组织。 2.学会根据已知相图及显微组织观察分析各种组织的形成过程。 3.建立二元合金中成分、组织和性能之间变化的规律。 二、实验设备 1．金相显微镜30台；2. 标准金相试样5套；3. 标准金相挂图1套；4. 铁碳相图挂图1套。 三、实验内容 由于纯金属性能的局限，特别是在强度方面远不能满足工业的要求，故生产中使用的金属材料几乎都是合金。实用合金有二元合金，也有多元合金。而不少多元合金可粗略地作为二元合金来分析。所以就金属材料的研究而言，二元合金是最基本的合金体系。 二元合金的主要分析方法，一是借助于合金相图以分析相的组成；二是借助于显微观察以分析显微组织的形状。二元相图的种类很多，不同种类的二元合金经不同处理后的显微组织观察也有很丰富的内容。本实验选配了几种典型成分的合金，经不同处理，供大家观察其组织，从而进一步熟悉不同的二元相图及二元系合金中成分、组织及性能之间的关系，同时了解平衡组织与实际铸造生产时所得到的非平衡组织之间的差异和联系。 铁碳相图是比较复杂的二元相图，它是由四种基本形式的相图—匀晶相图、包晶相图、共晶相图和共析相图所构成。铁碳合金在工业生产中有着广泛的应用，铁碳合金的研究对生产实验有着重要的指导意义。本实验准备了各种典型成分的碳钢退火态试样和铸态白口铸铁试样，供大家观察其平衡组织（铁碳合金不平衡组织的观察作为另一项实验的内容），以进一步了解钢（铁）的碳分、组织和性能三者之间的关系。

本实验所用试样如下： 1. 铁碳合金试样： (1)纯铁退火态4%硝酸酒精腐蚀； (2)20钢退火态4%硝酸酒精腐蚀； (3)45钢退火态 4%硝酸酒精腐蚀； (4)60钢退火态4%硝酸酒精腐蚀； (5) T8钢退火态4%硝酸酒精腐蚀； (6)T12钢退火态4%硝酸酒精腐蚀； (7)T12钢退火态苦味酸钠腐蚀； (8)T12钢球化退火4%硝酸酒精腐蚀； (9)亚共晶白口铁铸态4%硝酸酒精腐蚀； (10)共晶白口铁铸态4%硝酸酒精腐蚀； (11)过共晶白口铁铸态4%硝酸酒精腐蚀； 2. 其它二元合金试样： (1)纯铜退火态； (2)含氧工业纯铜铸态； (3)30%Ni-70%Cu 铸态； (4)30%Ni-70%Cu 铸造后 900℃退火； (5)纯Ni 退火态； (6)12%Sb-88%Sn 铸态； (7)20%Sb-80%Sn 铸态； (8) 8%Sb-92%Sn 铸态； (9)13%Sb-87%Pb 铸态慢冷； (10) 135Sb-87％Pb 铸态快冷； (11) 30％Sb-70％Pb 铸态快冷； 四、实验步骤 1.认真观察实验室准备的碳钢和其它二元合金各个试样的显微组织，联系 相图了解其组织形成过程。

材料课件实验四二元合金组织观察

实验四二元合金组织观察 目的 1．加深对二元合金相图的认识，学习利用相图分析合金的铸态组织； 2．学习显微组织示意图的绘制方法。 一、相图及相关的组织转变 铸造组织就是从液态冷却凝固后未进行其它有改变组织的处理，如冷态压力加工、热处理等，所以其组织可以直接用相图的凝固冷却过程的组织变化来分析。 1．固溶体的凝固时，析出的固相成分和原液体有一定的差别。金属的结晶生长通常都是以树枝晶方式，未达到平衡时便有晶内偏析，成树枝状分布。 2．共晶转变是液体可以在恒温下，同时析出两固相，其产物为两相交替分布的共晶体。由于构成共晶体的两相自身的性能差别，形成的共晶体的形貌也各不相同。常见的有层片、棒状、纤维、球状、针状、骨骼状、螺旋状等。 3．具有共晶转变的非共晶成分的合金，在平衡冷却时，共晶转变前有先共晶的初生相析出，它们在液体中自由生长，到达共晶温度剩余液体发生共晶转变，生成的共晶体填充剩余空间，所以初生相保留生长的形状。一般金属性强的往往一树枝状生长，形貌为排列有一定规律的卵圆形；呈非金属强的初生相生长成多面体，观察形貌为多边形。 4．具有包晶转变时，剩余的初生固相通常在生成相的晶粒内部，由于包晶反应的消耗，初生相为残缺不全。 二、实验内容 观察几种典型合金的铸造组织形貌， ①．Cu－Sn6%合金较快冷却凝固组织，认识枝晶偏析组织。 ②．Pb－Sb12.6％共晶组织，由于锑几乎接近非金属，对铅的溶解度较小，呈现亮色针 状，黑底为铅为基的固溶体。 ③．Pb－Sb5％合金有暗色树枝状的铅为基的固溶体初晶析出。 ④．Pb－Sb75％合金有亮色块状的锑为基的固溶体初晶析出。 ⑤．Cu－Zn36％合金，常称两相黄铜，具有包晶转变。组织中暗色的为残余α相，亮色 的是包晶转变生产的β相。 ⑥．Cu－Sb70%合金也是具有初生行析出后发生共晶转变，其初生相为化合物η相(Cu2Sb), 组织中初生相为粗片，片间有层片状的共晶体。 三、实验报告要求 画出前五个组织示意图，每一个注明组织特征，简述形成组织的原因(或过程)。 附件 为帮助进行组织分析，提供相关的相图。

钢质模锻件金相组织评级图与评定方法

《钢质模锻件金相组织评级图与评定方法》国标的制订与应用 模锻件的生产一般要通过锻后热处理，使锻件获得不同的机械性能，热处理后的金相组织检验是控制锻件内在质量的重要手段之一。金相检验不仅能反映出锻件热处理的结果，还能考察热处理工艺的合理性，为制订、改进工艺提供科学依据。为确定金相检验统一的、权威的客观尺度，制订了《钢质模锻件金相组织评级图及评定方法》。本标准的制订主要是根据我国模锻生产厂家长期生产实践积累的经验和资料。 国内的模锻生产厂对锻件金相组织观察分析有多年历史，积累了丰富的资料，一些厂已经制订了适用于工厂的金相组织评级的工厂标准。1991年12月经国家技术监督局审查批准，标准号为GB/T13320-9l，于1992年10月1日起实施。 一、标准的制订原则 1、制订标准的主导思想 制订金相组织评级图及评定方法的主导思想就是：在保证标准的科学性的前提下，强调标准的实用性，注意与生产实际结合，使标准符合我国目前的模锻生产实际情况，因为只有内容先进而又切实可行的金相检验际准；才能在提高锻件内在质量方面起到应有的促进作用，使标准的贯彻产生好的经济效益。 2、标准的适用范围 本标准是以汽车、拖拉机模锻件的金相检验为基础制订的。因为汽车拖拉机行业采用模锻件最多，而且也最育代表性，其代表性表现为： a. 锻件形状各异，拥有锻件分类表中各种类型的锻件； b. 成形方法多样，有锤模锻，平锻机模锻、摩擦乐力机模锻、锻压机模锻、辊锻、辊轧、挤压等，几乎包括了现代锻压成形的各种方法； c. 材料应用范围较广，汽车、拖拉机行业应用的材质，代表了整个机械制造行业； d. 汽车、拖拉机行业对模锻件的内在质量要求较高，有较长的金相组织系统检验史，积累了丰富的资料。 因此，以汽车、拖拉机行业模锻作为基础制订的标准除了主要适用于汽车、拖拉机行业外，对其他加工机械、矿山机械、施工机械等也有指导意义。 3、评级图的分组 按钢种、钢号和不同的热处理方式，将评级图分为四组： a. 中碳结构钢正火锻件评级图，主要用于35、40、45、50、55等中碳结构钢正火处理锻件的金相组织检验和级别评定。 b. 低碳低合金结构钢(渗碳钢)正火锻件金相组织评级图。主要用于20CrMnTi、20MnTiB及其它组织相近的渗碳钢正火锻件的金相组织检验和级别的评定。 c. 中碳结构钢调质锻件金相组织评级图。 d. 中碳低合金结构钢调质锻件金相组织评级图。 4、锻件评级标准的分级原则 4.1、正火锻件评级标准的分级原则 锻件从锻造状态到完全正火状态其组织可分为：锻造状态、部分正火状态、不完全正火状态和完全正火状态几种类型，本着评定时容易判定，生产中应用方便的原则，每组标准划分为8个等级。并以20CrMnTi钢为低台金渗碳钢正火锻件作为评级图的依据。 4.2、调质锻件评级标准的分级原则 调质锻件一般采用中碳和中碳低合金结构钢，在高温回火前的组织状态大致可分为：完全淬火状态、不完全淬火状态、半淬火状态和部分淬火状态，以及过冷组织和接近正火状态等几种类型的组织。经过高温回火处理后的组织形态，取决于淬火后的组织形态，因而经调质处理的锻件组织，形态也可以分为相应的几种类型，遵照这一原则，中碳和中碳低合金结构钢调质锻件金相组织评级图也是分为8个等级。 5、评级图的级别划分 四组评级图分别划分为8个等级，l级组织最好，8级组织最差，两组正火评级图中1～4级为完全正火状态或基本正火状态组织，5～8级为不完全正火、半正火或锻造状态组织，两组调质评级图中1～4级为淬火回火组织，5～8级为部分淬火，过冷状态或接近于正火组织，4级组织相当于淬火半马氏体回火组织；淬火状态下半马氏体组织与钢中碳含量有直接关系。在显微镜下确定淬火状态钢锻件的半马氏体点时，可在同一试样截面上从边部到心部测定硬度分布情况，并绘出硬度分布曲线，作对照参考。