第一篇：金屬做金相組織的作用

金屬做金相組織的作用

金相分析是金屬材料試驗研究的重要手段之一，采用定量金相學原理，由二維金相試樣磨面或薄膜的金相顯微組織的測量和計算來確定合金組織的三維空間形貌，從而建立合金成分、組織和性能間的定量關系。將計算機應用于圖像處理，具有精度高、速度快等優點，可以大大提高工作效率。

常用的金相觀察檢驗主要可分為以下幾個方面：

1．原材料檢驗：對原材料的冶金質量情況如偏析、非金屬夾雜物分布類型與級別檢查；對鑄造材料的鑄造疏松、氣孔、夾渣組織均勻性檢查；對鍛造件的表面脫碳、過熱、過燒、裂紋、變形等情況檢查。2．生產過程中的質量控制：金相分析可以提供調整工序及修改工藝參數的根據，指導生產，如熱處理淬火加熱溫度、保溫時問、冷卻速度等是否合適（正確）；化學表面熱處理工藝參數的控制；鍛造的起始和終鍛溫度是否合適等。

3．產品質量檢驗：有些機械零件或產品除要求機械性能、物理性能指標外，有的還要求顯微組織參數，作為質量評定的技術指標之一。

4．失效分析：金相組織分析方法在機械失效分析方面廣泛應用，對一些常見的弊病鑒定很方便。如機件表面脫碳；顯微裂紋的形貌及分布特征；化學熱處理缺陷；熱處理后的不正常組織；晶界脆性相析出等。這些金相分析的結果常作為故障分析的根據。

金相技術作為金屬材料研究和檢驗的手段，要追溯到100多年以前。1860年索拜開始運用顯微鏡研究、檢查金屬內部的組織；1864年他在歷史上第一次發表了金屬顯微組織的論文；1916年在美國材料試驗學會(ASTM)的會議上，第一次確認光學顯微鏡是研究和檢驗金屬材料組織的有效手段。此后隨著金屬材料的發展和研究的需要，光學顯微鏡本身，照明系統和金相試樣制備方法與設備等方面都有很大的改進和發展。目前金相技術是廣泛應用的材料研究和檢驗方法；各國材料檢驗標準中，金相檢驗是物理檢驗的重要項目。

需要進行金相檢驗的金屬材料主要有以下幾方面：

1、過去，在鋼鐵及零部件的生產、維修、熱處理等過程中，往往由于工藝設備不良，或者熱處理操作不當等原因，引起金屬材料材質的變化，使產品達不到質量標準。如果采用金相檢驗的方法來指導生產，監督產品質量，就可避免這種缺陷。

2、鋼鐵零部件及大型鑄鍛件在使用一定時間以后或者在交變載荷和高溫變化作用下，材料會逐漸劣化，材料的顯微組織發生不同程度的變化，當這種變化達到一定極限時，就有可能致使零部件發生泄漏、變形或者突然斷裂等事故，嚴重影響安全生產，此時可通過定期的金相檢驗，檢查和監測材料的變化情況，及時采取合理的措施，避免安全事故的發生。

3、金相檢驗是金屬材料失效分析的一項很重要的工作，包括宏觀檢驗和微觀檢驗，常有一下幾個方面的內容：

（1）低倍酸蝕驗驗。檢查材料的內部偏析、疏松、夾雜、氣孔等缺陷；表面折疊、夾砂、斑疤等缺陷；內裂紋、白點、過燒等；鍛造流線、焊接質量、磨削燒傷等。

（2）利用硫印和磷印法檢驗鋼中硫和磷的偏析。

（3）顯維組織分析來判斷失效件的熱處理或冷加工工藝是否正常。

（4）分析失效件在工作條件下發生的腐蝕、磨損、氧化、和表面加工硬化等。

（5）根據失效件上裂紋特征及裂紋兩側的顯微組織來判斷裂紋的性質。

（6）通過失效件材料內部的非金屬夾雜物分析來判斷材質是否合格。

4、各國標準中要求的必須進行金相檢驗部分。主要包括各種金屬材料產品的原材料檢驗、產品的過程檢驗、產品的出廠檢驗、第三方抽檢及焊接工藝評定等

第二篇：如何分辨金相組織

怎么做金相組織分析

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金相組織是反映金屬金相的具體形態，如馬氏體，奧氏體，鐵素體，珠光體等等。1.奧氏體 －碳與合金元素溶解在γ-fe中的固溶體，仍保持γ-fe的面心立方晶格。晶界比較直，呈規則多邊形；淬火鋼中殘余奧氏體分布在馬氏

金相組織是反映金屬金相的具體形態，如馬氏體，奧氏體，鐵素體，珠光體等等。1.奧氏體 －碳與合金元素溶解在γ-fe中的固溶體，仍保持γ-fe的面心立方晶格。晶界比較直，呈規則多邊形；淬火鋼中殘余奧氏體分布在馬氏體間的空隙處

2.鐵素體－碳與合金元素溶解在a-fe中的固溶體。亞共析鋼中的慢冷鐵素體呈塊狀，晶界比較圓滑，當碳含量接近共析成分時，鐵素體沿晶粒邊界析出。

3.滲碳體－碳與鐵形成的一種化合物。在液態鐵碳合金中，首先單獨結晶的滲碳體（一次滲碳體）為塊狀，角不尖銳，共晶滲碳體呈骨骼狀。過共析鋼冷卻時沿acm線析出的碳化物（二次滲碳體）呈網結狀，共析滲碳體呈片狀。鐵碳合金冷卻到ar1以下時，由鐵素體中析出滲碳體（三次滲碳體），在二次滲碳體上或晶界處呈不連續薄片狀。

4.珠光體－鐵碳合金中共析反應所形成的鐵素體與滲碳體的機械混合物。

珠光體的片間距離取決于奧氏體分解時的過冷度。過冷度越大，所形成的珠光體片間距離越小。在a1~650℃形成的珠光體片層較厚，在金相顯微鏡下放大400倍以上可分辨出平行的寬條鐵素體和細條滲碳體，稱為粗珠光體、片狀珠光體，簡稱珠光體。在650~600℃形成的珠光體用金相顯微鏡放大500倍，從珠光體的滲碳體上僅看到一條黑線，只有放大1000倍才能分辨的片層，稱為索氏體。在600~550℃形成的珠光體用金相顯微鏡放大500倍，不能分辨珠光體片層，僅看到黑色的球團狀組織，只有用電子顯微鏡放大10000倍才能分辨的片層稱為屈氏體。

5.上貝氏體－過飽和針狀鐵素體和滲碳體的混合物，滲碳體在鐵素體針間。過冷奧氏體在中溫（約350~550℃）的相變產物，其典型形態是一束大致平行位向差為6~8od鐵素體板條，并在各板條間分布著沿板條長軸方向排列的碳化物短棒或小片；典型上貝氏體呈羽毛狀，晶界為對稱軸，由于方位不同，羽毛可對稱或不對稱，鐵素體羽毛可呈針狀、點狀、塊狀。若是高碳高合金鋼，看不清針狀羽毛；中碳中合金鋼，針狀羽毛較清楚；低碳低合金鋼，羽毛很清楚，針粗。轉變時先在晶界處形成上貝氏體，往晶內長大，不穿晶。

6.下貝氏體－同上，但滲碳體在鐵素體針內。過冷奧氏體在350℃~ms的轉變產物。其典型形態是雙凸透鏡狀含過飽和碳的鐵素體，并在其內分布著單方向排列的碳化物小薄片；在晶內呈針狀，針葉不交叉，但可交接。與回火馬氏體不同，馬氏體有層次之分，下貝氏體則顏色一致，下貝氏體的碳化物質點比回火馬氏體粗，易受侵蝕變黑，回火馬氏體顏色較淺，不易受侵蝕。高碳高合金鋼的碳化物分散度比低碳低合金鋼高，針葉比低碳低合金鋼細。

7.粒狀貝氏體－大塊狀或條狀的鐵素體內分布著眾多小島的復相組織。過冷奧氏體在貝氏體轉變溫度區的最上部的轉變產物。剛形成時是由條狀鐵素體合并而成的塊狀鐵素體和小島狀富碳奧氏體組成，富碳奧氏體在隨后的冷卻過程中，可能全部保留成為殘余奧氏體；也可能部分或全部分解為鐵素體和滲碳體的混合物（珠光體或貝氏體）；最可能部分轉變為馬氏體，部分保留下來而形成兩相混合物，稱為m-a組織。

8.無碳化物貝氏體－板條狀鐵素體單相組成的組織，也稱為鐵素體貝氏體。形成溫度在貝氏體轉變溫度區的最上部。板條鐵素體之間為富碳奧氏體，富碳奧氏體在隨后的冷卻過程中也有類似上面的轉變。無碳化物貝氏體一般出現在低碳鋼中，在硅、鋁含量高的鋼中也容易形成。9.馬氏體－碳在a-fe中的過飽和固溶體。

板條馬氏體：在低、中碳鋼及不銹鋼中形成，由許多相互平行的板條組成一個板條束，一個奧氏體晶粒可轉變成幾個板條束（通常3到5個）。

片狀馬氏體（針狀馬氏體）：常見于高、中碳鋼及高ni的fe-ni合金中，針葉中有一條縫線將馬氏體分為兩半，由于方位不同可呈針狀或塊狀，針與針呈120o角排列，高碳馬氏體的針葉晶界清楚，細針狀馬氏體呈布紋狀，稱為隱晶馬氏體。

10.回火馬氏體－馬氏體分解得到極細的過渡型碳化物與過飽和（含碳較低）的a-相混合組織 它由馬氏體在150~250℃時回火形成。

這種組織極易受腐蝕，光學顯微鏡下呈暗黑色針狀組織（保持淬火馬氏體位向），與下貝氏體很相似，只有在高倍電子顯微鏡下才能看到極細小的碳化物質點。11.回火屈氏體－碳化物和a-相的混合物。

它由馬氏體在350~500℃時中溫回火形成。其組織特征是鐵素體基體內分布著極細小的粒狀碳化物，針狀形態已逐漸消失，但仍隱約可見，碳化物在光學顯微鏡下不能分辨，僅觀察到暗黑的組織，在電鏡下才能清晰分辨兩相，可看出碳化物顆粒已明顯長大。

12.回火索氏體－ 以鐵素體為基體，基體上分布著均勻碳化物顆粒。

它由馬氏體在500~650℃時高溫回火形成。其組織特征是由等軸狀鐵素體和細粒狀碳化物構成的復相組織，馬氏體片的痕跡已消失，滲碳體的外形已較清晰，但在光鏡下也難分辨，在電鏡下可看到的滲碳體顆粒較大。

13.萊氏體－ 奧氏體與滲碳體的共晶混合物。呈樹枝狀的奧氏體分布在滲碳體的基體上。

14.粒狀珠光體－由鐵素體和粒狀碳化物組成。

它是經球化退火或馬氏體在650℃~a1溫度范圍內回火形成。其特征是碳化物成顆粒狀分布在鐵素體上。

15.魏氏組織－ 如果奧氏體晶粒比較粗大，冷卻速度又比較適宜，先共析相有可能呈針狀（片狀）形態與片狀珠光體混合存在，稱為魏氏組織。亞共析鋼中魏氏組織的鐵素體的形態有片狀、羽毛狀或三角形，粗大鐵素體呈平行或三角形分布。它出現在奧氏體晶界，同時向晶內生長。過共析鋼中魏氏組織滲碳體的形態有針狀或桿狀，它出現在奧氏體晶粒的內部。

GB/T7232標準中對馬氏體、索氏體、回火馬氏體、回火索氏體的定義及組織特征

2007年10月16日 星期二 21:25 GB/T7232標準中對馬氏體、索氏體、回火馬氏體、回火索氏體的定義及組織特征

1.馬氏體的定義及組織特征。馬氏體，是鋼鐵或非鐵金屬中通過無擴散共格切變型轉變（馬氏體）形成的產物統稱(GB/T7232標準)。在鋼鐵中，馬氏體是低溫轉變產物，是飽和的α固溶體，為單相組織，是一種亞穩定組織。隨碳含量的不同，其主要形態有板條狀和片狀兩種。低碳馬氏體是板條狀，其亞結構主要是位錯。

2.索氏體的定義及組織特征。索氏體，是在光學金相顯微鏡下放大600倍以上才能分辨片層的細珠光體(GB/T7232標準)。其實質是一種珠光體，是鋼的高溫轉變產物，是片層的鐵素體與滲碳體的雙相混合組織，其層片間距較小（30～80nm），碳在鐵素體中已無過飽和度，是一種平衡組織。

3.回火馬氏體的定義及組織特征。回火馬氏體（β－martensite）是淬火馬氏體回火時，碳已經部分的從固溶體中析出并形成了過渡碳化物此時的基體組織。它是馬氏體的一種回火組織，其α固溶體仍有一定的碳的過飽和度，仍是一種亞穩組織。

4.回火索氏體的定義及組織特征。回火索氏體(tempered martensite)是馬氏體于回火時形成的，在在光學金相顯微鏡下放大500~600倍以上才能分辨出來，其為鐵素體基體內分布著碳化物（包括滲碳體）球粒的復合組織。它也是馬氏體的一種回火組織，是鐵素體與粒狀碳化物的混合物。此時的鐵素體已基本無碳的過飽和度，碳化物也為穩定型碳化物。常溫下是一種平衡組織。5.低碳鋼回火過程中的組織變化。由于回火馬氏體和回火索氏體都是馬氏體的回火組織又由于耐熱鋼一般都是低碳鋼，故有必要介紹低碳鋼回火過程中的組織變化過程。

5.1低碳碳素鋼回火過程中的組織變化。由于馬氏體的組織狀態是不穩定的，它具有向穩定的鐵素體和滲碳體的兩相混合組織轉變的傾向。回火時，隨著溫度的升高，原子活動能力增加，是組織的轉變過程能較快地進行。低碳碳素鋼回火過程中的組織變化大致有三個主要過程；①馬氏體分解②碳化物的形成與轉變③滲碳體的聚集和球化，α相的恢復，再結晶等。詳見下表

回火溫度℃ 組織轉變類型 組 織 結 構 的 變 化 回火產物 80～250 馬氏體分解 馬氏體中的碳原子偏聚在位錯線附近的間隙位置 回火馬氏體

250～400 碳化物的形成與轉變 ① 馬氏體中的碳原子全部析出，在馬氏體內和晶界上形成滲碳體，② α相保持板條狀態。回火托氏體

400～700 滲碳體的聚集和球化，α相的恢復，再結晶 ① 片狀滲碳體球化，② α相的恢復，位錯密度降低

③ 在600℃以下α相基本保持板條狀

④ 在600℃以上丘狀滲碳體聚集粗化，α相再結晶為等軸狀。回火馬氏體

5.2低碳合金鋼回火過程中的組織變化。低碳合金鋼回火過程中的組織變化情況與低碳碳素鋼相比，主要也是上述三個變化過程。由于合金元素的加入，合金元素將與碳、α相等發生交互作用，對回火過程的組織變化產生影響，在300℃以下，合金元素對低碳合金的回火過程組織變化影響不大，但由于合金元素的固溶強化作用，在相同的回火溫度下合金鋼比碳素鋼具有較高的硬度和強度。在300℃以上，幾乎所有的合金元素，特別是碳化物形成元素，由于強烈阻礙碳化物聚集、長大、以及延緩α相的回復和再結晶，因而提高鋼的回火穩定性、使合金鋼回火過程中組織的變化及碳化物的聚集、長大都較碳素鋼滯后或已向更高的溫度區間發生。

6.91級馬氏體鋼的高溫回火組織 按法國瓦魯瑞克公司原文意思：

6.1連續冷卻圖（CCT）中，因化學成分特別是Cr、Mo的含量，P91在一個較大的冷卻范圍內始終保持一種馬氏體的結構，但是它的硬度較低HV420左右，這與C、N的化合物有關；

6.2溫度－時間轉變圖(TTT)中，在過冷奧氏體向（F＋C）轉變的平衡轉變時，只有當溫度在600～350℃之間才會出現，但此時的保溫時間相當長，（圖上看要24h以上）；

6.3最終熱處理。在1040～1090℃正火＋780℃回火，組織為：軟化的板條馬氏體伴有大量的M23C6型碳化物沉淀微粒（V、Nb碳化物）及大量的位錯密度。6.4國內學者和專家認為P91在經正火＋高溫回火熱處理后其顯微組織具有以下特征：

6.4.1馬氏體晶粒邊界存在M23C6型化合物；

6.4.2具有極細小的亞晶粒結構，亞晶粒內位錯密度較高；

6.4.3馬氏體晶粒內部彌散分布著細小針狀的Nb/V碳氮化合物。

6.5可以看出P91在正常的處理后其回火組織為軟化的回火馬氏體無其他（B）組織之說，出現了(F+C)類組織說明在平衡狀態下保溫時間過長。

第三篇：鑄鋼的金相組織及檢驗

鑄鋼的金相組織及檢驗

一、鑄造碳鋼的金相組織及檢驗

（一）鑄造碳鋼的顯微組織

1．鑄態組織 為鐵素體＋珠光體＋魏氏組織。如圖8-

1、圖8-2。

圖8-1 ZG230-450鑄鋼鑄態組織(100×)圖8-2 ZG310-570鑄鋼鑄態組織(100×)

鑄態組織的形貌和組成相的含量與鋼的碳含量有關。碳含量越低的鑄鋼，鐵素體含量越多，魏氏組織的針狀越明顯、越發達，數量也多。隨鑄鋼碳含量的增加，珠光體量增多，魏氏組織中的針狀和三角形的鐵素體量減少，針齒變短，量也減少，而塊狀和晶界上的網狀鐵素體粗化，含量也增多。若存在嚴重的魏氏組織，或存在大量低熔點非金屬夾雜物沿晶界呈斷續網狀分布，將使鑄鋼的脆性顯著增加。

2．退火組織 為鐵素體＋珠光體。鐵素體呈細等軸晶。珠光體分布形態隨鋼的碳含量增加而變化。隨鋼的碳含量增加，珠光體呈斷續網狀分布→網狀分布→珠光體與鐵素體均勻分布，其含量也不斷增多。若退火組織中存在殘留的鑄態組織或組織粗化均屬于不正常組織。

3．正火組織 為鐵素體＋珠光體，分布較均勻，如圖8-3。與退火組織相比較，正火組織的組成相更細、更均勻，珠光體含量稍多。若存在殘留鑄態組織或組織粗化均屬不正常組織。

4．調質組織 ZG270-500以上牌號的鑄造碳鋼可進行調質處理，組織為回火索氏體，見圖8-4。若出現未溶鐵素體或粗大的回火索氏體屬不正常組織。

圖8-3 ZG230-450 鑄鋼正火組織(100 ×)圖8-4 ZG35CrMo鑄鋼調質組織(650×)5．幾種常用鑄造碳鋼的組織 見表8-1, 表8-1 常用鑄造碳鋼的組織

鑄 造 碳 鋼 ZG200-400 ZG230-450 ZG270-500 ZG310-570 ZG340-640 顯 微 組

織 鑄態 魏氏組織+塊狀鐵素體+珠光體 珠光體+魏氏組織+鐵素體 珠光體+鐵素體 部分鐵素體呈網狀分布 鐵素體呈網狀分布 退火 鐵素體+珠光體 珠光體+鐵素體 珠光體呈斷續網狀分布 珠光體呈網狀分布 正火 鐵素體+珠光體 珠光體+鐵素體 調質 回火索氏體

（二）鑄造碳鋼的質量檢驗

鑄造碳鋼多數用于一般工程，金相檢驗按照GB/T 8493-1987《一般工程用鑄造碳鋼金相》標準進行。主要是在金相顯微鏡下進行顯微組織鑒別及晶粒度和非金屬夾雜物級別的測定。標準規定金相試樣從力學性能試塊或試樣上切取，特殊情況由供需雙方協商決定。

1．顯微組織檢驗 試樣用2~4％硝酸酒精溶液侵蝕后，在顯微鏡下按大多數視場確定其組織。對鑄態、退火、正火態組織放大100倍觀察，對調質態組織在500倍下鑒別。

GB/T 8493-1987標準對ZG200-400、ZG230-450、ZG270-500, ZG310-577、ZG340-640五種鑄鋼分別按鑄態、退火、正火及調質狀態下的正常和非正常組織的特征列表作了文字說明，并列出了標準組織照片，供對照評定。

2．晶粒度測定 奧氏體晶粒度和鐵素體晶粒度的測定方法，按 GB/T 8493-1987標準的規定執行。被測試樣在放大100倍下與標準晶粒度圖對照進行評級。若放大倍數為非100倍時，按YB/T 5148標準規定的方法評定。

3．非金屬夾雜物的評級 GB/T 8493-1987標準將鑄造碳鋼中的非金屬夾雜物分為五級，并列出了5張標準級別的照片，供對照評級用。

二、鑄造低合金結構鋼的金相組織

各種能進行壓力加工（鍛、軋）的低合金結構鋼，基本上都可以作為鑄鋼，但為滿足鑄造性能的要求需適當調整化學成分。常用的鑄造低合金鋼有ZG22Mn、ZG40Mn、ZG40Mn2、ZG40Cr、ZG35CrMo、ZG35SiMn、ZG20MnMo、ZG50B和ZG25MnVCu等。

鑄造低合金結構鋼可以進行退火、正火處理。由于它們的淬透性較好，可以用淬火-回火方法進行強化處理。為消除鑄造應力、細化晶粒和防止開裂，淬火前一般要預先經退火或正火處理。這類鋼還可以進行表面淬火或化學熱處理。

幾種常用鑄造低合金鋼的熱處理組織如下： 1．鉻鋼、鉻鉬鋼

(1)鉻鋼。如ZG40Cr，經常在調質狀態下使用。組織為均勻的回火索氏體。

(2)鉻鉬鋼。如ZG35CrMo, 鑄態組織為粗大的鐵素體＋珠光體，略呈魏氏組織，并可見明顯的枝 晶狀組織。退火組織為鐵素體十珠光體。其中珠光體含量的體積分數約占50％。正火組織為珠光體＋少量鐵素體。細晶粒鐵素體呈細網絡狀分布，其含量明顯少于退火組織。珠光體分散度也更大，有時會出現貝氏體和鐵素體組織（鉬元素抑制珠光體析出的結果）。淬火組織為針狀淬火馬氏體。馬氏體針中等粗細，分布較均勻（組織與35CrMo鍛鋼淬火相似）。調質組織為均勻的回火索氏體。2．鉬鋼如ZG15Mo鋼、ZG25Mo鋼。

(1)ZG15Mo鋼．退火組織為鐵素體十少量珠光體。其中鐵素體呈等軸晶，珠光體呈塊狀均勻分布。正火組織為鐵素體＋少量珠光體。調質組織為回火索氏體，有針狀分布痕跡。

(2)ZG25Mo鋼。退火及正火組織類似于ZG15Mo鋼，僅其中珠光體含量較多，分布更均勻一些。對于大型鑄件常采用正火＋高溫回火處理，得到的組織與正火態相似。調質組織為回火索氏體。若鑄件不先作預處理，鑄件內存在枝晶偏析嚴重，直接淬火＋高溫回火（調質）后的索氏體分布不均勻。3．錳鋼、硅錳鋼

(1)ZG40Mn2鋼的正火組織為珠光體＋鐵素體。鐵素體量少且呈較細網狀分布。淬火組織為淬火馬氏體。調質后得到均勻的回火索氏體。

(2)硅錳鋼常使用調質態，組織與相應的錳鋼相似。這兩種鋼都有過熱敏感性和對回火脆性敏感的特點。4．鉻鎳鋼、鉻鎳鉬鋼及硼鋼例ZG40CrNiMo或ZG50B鋼，它們都使用調質態，組織均為均勻分布的回火索氏體。

三、鑄造高錳鋼的金相組織

（一）高錳鋼的組織和性能特點

高錳鋼是在過共析碳鋼（ωc=1.0％~1.3％）中增加錳含量（ωMn = 11％一14％），使Mn/C之比接近10/1，再經過水淬后得到室溫下單一奧氏體組織的鋼。這類鋼具有在承受沖擊載荷和嚴重摩擦作用下使鋼發生顯著硬化的特性，而且載荷越大，其表面層的硬化程度越高，耐磨性就越好，是一種典型的耐磨鋼。由于它的加工硬化能力很大，不利于壓力加工和切削加工，宜采用鑄造成型，一般僅在鑄造狀態下使用，故屬鑄鋼范圍。典型的高錳鋼牌號為ZGMn13系列。

水韌處理： ZGMn13鋼鑄態組織中存在著碳化物，使鑄件的性能既硬又脆。欲使高錳鋼具有高的韌性和耐磨性，必須獲得單一奧氏體組織。將ZGMn13鑄件加熱至高溫（1000~1100℃）保溫一段時間，使鑄態組織中的碳化物全部溶人基體奧氏體中。然后迅速淬水快冷，使碳化物來不及從過飽和的奧氏體中析出，以獲得均勻的單相奧氏體組織，這種熱處理稱為水韌處理。

高錳鋼的高硬度獲得： 經過水韌處理的ZGMn13鋼的組織為單一的奧氏體，具有高的韌、塑性，硬度一般為180~220 HB范圍。在受到劇烈的沖擊載荷和嚴重摩擦力（壓應力）作用下，使受力表層發生強烈的塑性變形，迅速造成加工硬化，使硬度高達50~55 HRC，有效地提高了耐磨性，而鑄件內部仍保持著原有良好的韌塑性。

水韌處理的質量對鑄造高錳鋼的耐磨性起著十分關鍵的作用。若水韌處理后的ZGMn13鋼的組織未達到單相奧氏體，表明水韌處理溫度過低，使韌性較差。若出現單相奧氏體的晶粒粗大（晶粒度大于5級），則表明水韌處理溫度過高，鑄件的屈服強度顯著下降。

水韌處理后的ZGMn13鋼一般不作回火處理，也不適合在250℃以上工作溫度下服役。

（二）鑄造高錳鋼的組織

1．鑄態組織 鑄造高錳鋼平衡態凝固后的最終鑄態組織應為：奧氏體基體＋少量珠光體型共析組織十大量分布在晶內和晶界上的碳化物, 如圖8-5。

圖8-5 ZGMn13鑄鋼鑄態組織(500X)圖8-6 ZGMn13鑄鋼水韌處理組織(100X)2．水韌處理后的組織 正常組織為過飽和的單相奧氏休，晶粒大小不勻，如圖8-6。也允許有少量均勻分布的粒狀碳化物存在。

3．鑄造高錳鋼的常見缺陷 主要是分散分布的或串連成斷續網狀分布的顯微疏松、氣孔、非金屬夾雜物及沿晶裂紋等。

（三）鑄造高錳鋼的金相檢驗

應按GB/T 13925-1992《鑄造高錳鋼金相》標準，進行顯微組織、晶粒度和非金屬夾雜物級別的評定。1．顯微組織 高錳鋼經水韌處理后的組織，應為奧氏體或奧氏體加碳化物。2．碳化物評級按未溶、析出、過熱碳化物分別評定。3．晶粒度評級按YB/T 5148-1993標準評定。

4．非金屬夾雜物(氧化物十硫化物)評級在100倍的Φ80 mm視場中選取最嚴重的視場評定。

鑄鐵的分類及金相檢驗

鑄鐵是一種含碳量的質量分數大于2.11％的鐵碳合金。鑄鐵中的碳可以固溶、化合和游離三種狀態存在。在鑄鐵的凝固、結晶和隨后的熱處理過程中，碳的存在狀態還會發生變化，從而影響到鑄鐵的組織和性能。在工業鑄鐵中，除碳、硅以外，還含有錳、硫、磷等其他元素。特殊性能的合金鑄鐵分別含有鉻、鉬、銅、鎳、鎢、鈦、釩等合金元素。鑄鐵的顯微組織主要由石墨和金屬基體組織所構成。鑄鐵金相檢驗主要檢驗：石墨的形態、大小和分布狀況，以及金屬基體中各種組織組成物的形態、分布和數量及其相互配置的情況等，并按相應的金相標準進行各項評級。

由于鑄鐵組織中的石墨比較柔軟，有些石墨的顆粒尺寸較大，甚至結構較松散，應特別注意防止在鑄鐵試樣制備過程中產生石墨剝落、石墨曳尾，或拋光不足等制樣缺陷，以免有礙對鑄鐵石墨和組織的正常檢驗。鑄鐵的分類方法有多種，一般按鑄鐵中碳的存在狀態、石墨的形態特征及鑄鐵的性能特點可將鑄鐵分為五類：白口鑄鐵、灰鑄鐵、球墨鑄鐵、可鍛鑄鐵和蠕墨鑄鐵。

一、白口鑄鐵

（一）白口鑄鐵的分類及基本組織

按鑄鐵的化學成分，可將白口鑄鐵分為亞共晶白口鑄鐵、共晶白口鑄鐵和過共晶白口鑄鐵。

當共晶成分的鐵水冷卻時，先發生共晶轉變，形成滲碳體和奧氏體的共晶體稱萊氏體。當冷卻至共析溫度以下時，共晶體中的奧氏體轉變成珠光體。因此，共晶白口鑄鐵的萊氏體組織在室溫時由滲碳體（白色基體）與珠光體（黑色）組成，見圖8-7。亞共晶白口鑄鐵的組織在室溫時為萊氏體加珠光體，其中珠光體呈樹枝狀分布，見圖8-8。而過共晶鑄鐵的組織為初生滲碳體加萊氏體，見圖8-9。

圖8-7 共晶白口鑄鐵組織(100×)圖8-8 亞共晶白口鑄鐵組織(100X)圖8-9 過共品自口鑄鐵組織(100X)由于滲碳體硬而脆．所以生產上使用的白口鑄鐵大多數采用共晶成分或亞共晶成分。

白口鑄鐵主要用于要求具有高硬度和高耐磨性的鑄件，其應用較多的是激冷白口鑄鐵和高鉻白口鑄鐵。

（二）激冷白口鑄鐵的金相檢驗

激冷白口鑄鐵（又稱冷硬鑄鐵）是鐵水在結晶時，通過對鐵水的激冷作用而得到的白口鑄鐵。激冷白口鑄鐵一般選用高碳低硅鐵水。高的含碳量有利于形成碳化物，低的含硅量可以避免白口區出現石墨。此外，為了獲得必要的白口層深度，并細化晶粒．提高珠光體彌散度以提高白口層硬度，往往加人合金元素，如鉻、鉬、銅、鎳等。

生產上，一般采用金屬型澆注而獲得。由于受金屬型冷卻能力所限，只能在距激冷面的一定深度內得到白口組織，其內層便出現麻口，并逐漸過渡至灰口。這樣，便得到表面高硬度而心部具有一定韌性的激冷白口鑄鐵。

1．白口層深度 為了保證激冷鑄鐵的高硬度和高耐磨性，必須確保必要的白口層深度。檢驗時，應從激冷面開始沿著激冷方向制取金相磨面。

2．白口區的石墨 當鑄鐵的含硅量過高或澆注溫度過低時，往往在白口區內析出石墨。這種石墨一般呈點狀，故稱點狀石墨。點狀石墨的存在，將降低白口層的硬度。為此，應對點狀石墨的數量加以嚴格控制。點狀石墨數量檢驗應在鑄鐵的激冷面上進行。

3．白口組織 共晶激冷鑄鐵的組織為萊氏體。萊氏體沿激冷方向呈樹枝狀分布。對于亞共晶激冷鑄鐵，尚存在呈枝晶分布的珠光體。

（三）高鉻白口鑄鐵的金相檢驗

高鉻白口鑄鐵的含鉻量的質量分數一般為12~34％。高的含鉻量不僅可以形成高硬度的合金碳化物，而且可以改變基體組織。當含鉻量的質量分數達10時，鑄鐵中會出現呈菊花狀分布的(Cr, Fe)7C3碳化物，其硬度為1200~1600 HV。隨著含鉻量的不同，可獲得三種不同基體的高鉻白口鑄鐵：①含質量分數12 ~28鉻的馬氏體鑄鐵；②含質量分數30％~34鉻的鐵素體鑄鐵；③含質量分數13％~30％鉻和10％~15％鎳的奧氏體鑄鐵。

為了獲得馬氏體基體組織，高鉻白口鑄鐵必須進行淬火、回火處理。高鉻白口鑄鐵的金相檢驗主要是對碳化物和基體的檢驗。

1．碳化物 高鉻白口鑄鐵中的碳化物，主要作用是提高鑄鐵的硬度和耐磨性。碳化物應是呈菊花狀均勻分布的共晶碳化物。

2．基體組織 對于含鉻量較高的鑄態型高鉻白口鑄鐵，其鑄態基體組織為奧氏體。對于含鉻量較低的高鉻白口鑄鐵，其鑄態基體為奧氏體和少量馬氏體和珠光體。

（四）白口鑄鐵的熱處理

白口鑄鐵熱處理的目的是消除內應力，提高耐磨性或沖擊韌性，以適應在沖擊載荷下工作，擴大應用范圍。常用的熱處理有：消除內應力退頭、淬火和回火及等溫淬火等。

1．消除內應力退火 它大多應用于高合金白口鑄鐵，將鑄鐵加熱到800~900℃保溫一定時問后隨爐冷卻以消除鑄件的內應力。

2．白口鑄鐵的淬火與回火 它主要應用于Mn-Mo、Mn-Si、Mn-Cr、Cr-Mo、Ni-Cr-Mo等合金白口鑄鐵，在吹風冷卻，甚至在空氣冷卻時就可以獲得馬氏體加滲碳體加殘留奧氏體，或獲得貝氏體加滲碳體加殘留奧氏體的基體組織，再通過低溫回火得以提高綜合力學性能。

3．白口鑄鐵的等溫淬火 白口鑄鐵通過等溫淬火則可獲得下貝氏體加滲碳體加殘留奧氏體的組織，這種組織具有較好的綜合力學性能，特別是耐沖擊性。

二、灰鑄鐵

灰鑄鐵是指金相組織中石墨呈片狀的鑄鐵。由于這種鑄鐵具有生產簡便、成本低和足夠高的使用性能等特點，所以它是工業上應用最廣泛的一種鑄鐵材料。按照灰鑄鐵的化學成分和性能特點，將其分為普通灰鑄鐵、合金灰鑄鐵和特殊性能灰鑄鐵。生產上，通過孕育處理而獲得的高強度鑄鐵又稱孕育鑄鐵。

（一）灰鑄鐵的牌號及基本組織

國家標準GB/T 9439-1988《灰鑄鐵件》，根據Φ30 mm的單鑄試棒的抗拉強度分級，規定了HT100、HT150、HT200、HT250、HT300、HT350六級灰鑄鐵的牌號。各牌號中的數字為其單鑄試棒具有的抗拉強度Rm(MPa)。不論灰鑄鐵的成分如何，其平衡冷卻的室溫組織均為石墨和鐵素體。受到某些因素的影響（如化學成分和冷卻速度等），則可能出現碳化物和磷共晶。因此，鑄鐵結晶后的組織可能是珠光體和鐵素體，或全部珠光體。也有可能存在共晶碳化物或二次碳化物，甚至初生碳化物。可能還存在磷共晶。為了確保灰鑄鐵強度，一般需要獲得珠光體基體。

灰鑄鐵中的片狀石墨在空間的分布實際上并非是孤立的片狀，而是以一個個石墨核心出發，形成一簇簇不同位向的石墨分枝，以構成一個個空間立體結構。同一簇石墨與其間的共晶奧氏體構成一個共晶團。鑄鐵凝固之后，便由這種相互毗鄰的共晶團所組成。

（二）灰鑄鐵的金相檢驗

灰鑄鐵金相檢驗必須按照國家標準GB/T 7216-1987《灰鑄鐵金相》的規定方法和內容進行。

灰鑄鐵的金相試塊應取自抗拉試棒距斷口10 mm處，或從試棒的底部切除10 mm后再取金相檢驗試塊。試塊尺寸應包括試棒半徑的一半。由于特殊需要，從鑄件上取樣時，應在報告中注明取樣部位和壁厚等情況，但不允許直接從澆口和冒口上切取金相試塊。1.灰鑄鐵石墨的檢驗

(1)石墨分布。標準規定灰鑄鐵石墨檢驗應在未侵蝕的試樣上進行，觀察放大倍數為100倍。將 石墨分布分為A型、B型、C型、D型、E型和F型。如圖8-10所示。1)片狀(A型)石墨：特征是片狀石墨均勻分布。

2)菊花狀(B型）石墨：特征是片狀與點狀石墨聚集成菊花狀。其心部為少量點狀石墨，外圍為卷曲片狀石墨。這種石墨一般鐵水經孕育處理后在較大的過冷度下形成。

3)塊片狀(C型)石墨：特征是部分帶尖角塊狀、粗大片狀初生石墨及小片狀石墨。4)枝晶點狀(D型)石墨：特征是點狀和片狀枝晶間石墨呈無向分布。5)枝晶片狀(E型)石墨：特征是短小片狀枝晶間石墨呈有方向分布。

6)星狀（F型）石墨：特征是星狀（或蜘蛛狀）與短片狀石墨混合均勻分布。

生產中，在同一鑄件的同一部位上往往存在幾種形狀的石墨。從石墨分布形狀對灰鑄鐵性能的影響看，一般以A型石墨和B型石墨為好。

片狀（A型）石墨 菊花狀（B型）石墨 塊片狀（C型）石墨

枝晶點狀（D型）石墨 枝晶片狀（E型）石墨 星狀（F型）石墨 圖8-10 灰鑄鐵石墨分布形態 100×

（2)石墨長度。在灰鑄鐵中，石墨長度也是影響鑄鐵力學性能的重要因素。抗拉強度隨石墨長度的增加而降低。國家標準將石墨長度分為八級。

2．灰鑄鐵基體組織的檢驗 灰鑄鐵的基體組織一般為珠光體或珠光體加鐵素體。在某些情況下，也可以得到貝氏體或馬氏體組織。此外，由于受化學成分和冷卻速度的影響，在鑄鐵結晶后，可能出現碳化物和磷共晶。

(1)珠光體粗細和珠光體數量。灰鑄鐵的珠光體一般呈片狀，片狀珠光體的粗細可以用滲碳體與鐵素體的片間距來表示。珠光體的片間距愈小，鑄鐵的強度和硬度愈高。珠光體數量是指珠光體和鐵素體的相對量。在灰鑄鐵中，珠光體數量愈多，鑄鐵的強度、硬度和耐磨性愈高。

(2)碳化物的分布形態和數量。生產中的大多數普通灰鑄鐵件碳化物含量均較少，但在合金鑄鐵和耐磨鑄鐵中，會出現較多碳化物。根據碳化物的分布形態，可分為條狀碳化物、塊狀碳化物、網狀碳化物和萊氏體狀碳化物。雖然碳化物具有很高的硬度，卻降低鑄鐵的韌性，并惡化加工性能。國家標準將碳化物分為1--6級，級別的名稱依次為：碳

1、碳

3、碳

5、碳

10、碳15,碳20。各級名稱中的數字表示該級碳化物數量體積分數（％）。

（3）磷共晶類型分布形態和數量。根據磷共晶的形態特征，將磷共晶分為二元磷共晶、三元磷共晶、二元磷共晶-碳化物復合物和三元磷共晶-碳化物復合物四種類型。在金相檢驗中，為了鑒別碳化物和磷共晶，也可以采用染色法。

一般來說，灰鑄鐵的磷共晶數量隨鑄鐵含磷量的增加而增多。磷共晶硬而脆，顯著降低鑄鐵的韌性。國家標準將磷共晶數量分為1~6級，級別名稱依次為磷

1、磷

2、磷４、磷

6、磷8和磷10。各級名稱中的數字表示該級磷共晶的近似含量。

(4)灰鑄鐵共晶團的檢驗。灰鑄鐵在共晶轉變時，共晶成分的鐵水形成由石墨和奧氏體所組成的共晶團。由于共晶團邊界上常富集一些夾雜物和偏析物以及某些低熔點共晶體，所以可以利用適當的侵蝕劑將共晶團邊界顯示出來。

灰鑄鐵共晶團的大小反映鑄鐵機械性能的高低。在其他條件相同的情況下，共晶團愈細小，鑄鐵的強度愈高。

三、球墨鑄鐵

球墨鑄鐵的石墨呈球狀，或接近球狀，因此鑄鐵中因石墨引起的應力集中現象遠比片狀石墨的灰鑄鐵小。此外，球狀石墨不像片狀石墨那樣對金屬基體存在嚴重的割裂作用，這就為通過熱處理以提高球墨鑄鐵基體組織性能，從而發掘其性能潛力提供了條件。為此，對球墨鑄鐵的石墨和基體組織的檢驗，是球墨鑄鐵生產的一個重要環節。

根據球墨鑄鐵的成分、力學性能和使用性能，一般將其分為普通球墨鑄鐵、高強度合金球墨鑄鐵和特殊性能球墨鑄鐵。

（一）球墨鑄鐵的牌號及基本組織

球墨鑄鐵的牌號是根據其所具有的力學性能指標而劃分的。共分為8種牌號，即QT400-

18、QT400-

15、QT450-

10、QT500-

7、QT600-

3、QT700-

2、QT800-

2、QT900-2。牌號中短劃線前面的數字為該牌號所具有的抗拉強度Rm(MPa)，后面的數字為延伸率Ａ（％）。各種牌號的球墨鑄鐵有其相應的金屬基體組織：QT400-18 , QT400-

15、QT450-10主要為鐵素體；QT500-7為鐵素體＋珠光體；QT600-3為珠光體十鐵素體；QT700-2為珠光體；QT800-2為珠光體或回火組織；QT900-2為貝氏體或回火組織。此外，還可能存在碳化物及磷共晶等組織。

（二）球墨鑄鐵的石墨及其檢驗

1．石墨形態 所謂石墨形態，是指單顆石墨的形狀。實際上，球墨鑄鐵中的石墨并不全是理想的球狀。由于不同形態的石墨對金屬基體連續性的割裂程度不同，因此石墨形態是影響球墨鑄鐵力學性能和使用性能的重要因素。

GB/T 9441-1988《球墨鑄鐵金相檢驗》根據石墨面積率(單顆石墨的實際面積與其最小外接圓面積的比率)值將球墨鑄鐵的石墨形態分為球狀、團狀、團絮狀、蠕蟲狀和片狀。

2．石墨球化率及其確定 在金相檢驗中，通常所見到的是幾種形態的石墨共存。在這種情況下，評定石墨的球化質量須用球化率來解決。所謂球化率，是指在規定的視場內，所有石墨球化程度的綜合指標。它反映該視場內所有石墨接近球狀的程度。

國家標準根據石墨形態及其分布和球化率，將球墨鑄鐵石墨球化分為1-6級。標準還列出了各球化級別的標準等級圖片，在使用時，可對照標準等級圖片進行評級。

球墨鑄鐵的力學性能在很大程度上決定于球化率。一般來說，在其他條件相同的情況下，球化率愈高，力學性能也高。

3．石墨大小 石墨大小也會影響球墨鑄鐵的力學性能。石墨球細小可減小由石墨引起的應力集中現象。而且，細小的石墨球往往具有高的球化率。因此，均勻、圓整、細小的石墨可以使球墨鑄鐵具有高的強度、塑性、韌性和疲勞強度。國家標準參照國際標準中關于石墨大小的分級方法，將石墨大小分為六級。

（三）球墨鑄鐵的基體組織及其檢驗

球墨鑄鐵鑄態下的基體組織為鐵素休和珠光體。大多數球墨鑄鐵有必要進行熱處理改善其基體組織，從而達到所需要的性能。球墨鑄鐵的正火處理，可以消除鑄造應力，細化晶粒，而且可以獲得全部珠光體或以珠光體為主的基體組織。鐵素體基體組織往往是通過退火來達到的。此外，由于受到化學成分和冷卻速度的影響，在基體組織中，可能出現碳化物和磷共晶。在某些高合金含量的特殊性能球墨鑄鐵的基體中，還會出現馬氏體和奧氏體。在有些情況下，一些合金球墨鑄鐵（如銅鉬合金球墨鑄鐵）經正火處理后，會在晶界處出現馬氏體或貝氏體組織，這將增加球墨鑄鐵的脆性。

在基體組織中，各種相（或組織）的形態、分布和相對量對鑄鐵性能的影響起著決定性的作用。這正是金相檢驗所要解決的問題。

GB/T 9441-1988《球墨鑄鐵金相檢驗》對于球墨鑄鐵鑄態和正火、退火態的基體組織的檢驗作了明確規定。1． 珠光體粗細和珠光體數量 在一般情況下，球墨鑄鐵的珠光體呈片狀。按照珠光體的片間距，將其分為粗片狀珠光體、片狀珠光體和細片狀珠光體。珠光體的粗細雖對球鐵性能有影響，但其影響的程度遠較珠光體數量和球化率對性能的影響來得小。珠光體數量是指珠光體與鐵素體的相對量。對于高

(a)鐵素體基體(b)鐵素體+珠光體基體(c)珠光體基體 圖8-11 不同基體的球墨鑄鐵

強度球鐵，應確保高的珠光體數量；而對于高韌性球鐵，則應確保高的鐵素體數量。

在鑄態或完全奧氏體化正火后，球墨鑄鐵的鐵素體呈牛眼狀(圖8-11)。它在球墨鑄鐵中很常見。國家標準將珠光體數量分為珠95~珠5共十二級。

2． 分散分布的鐵素體數量 如果采用直接加熱至三相區進行部分奧氏體化正火工藝，則鐵素體呈 分散分布的塊狀，如圖8-12所示。當采用完全奧氏體化后爐冷至三相區保溫，進行二階段正火工藝時，圖8-12 塊狀鐵素體（100×）圖8-13 網狀鐵素體（100×）

鐵素體呈分散分布的網狀，如圖8-13 所示。國家標準按塊狀和網狀兩個系列，各分為六級，依次為鐵

5、鐵

10、鐵

15、鐵20、鐵25和鐵30。各級別名稱中的數字表示該級分散分布鐵素體數量的體積分數（％）的近似值。

3．磷共晶數量 在鑄鐵中，磷共晶作為一種低熔點組織，總是分布在晶界處和鑄件最后凝固的熱節部位。球墨鑄鐵中的磷共晶，多為由奧氏體、磷化鐵和滲碳體所組成的三元磷共晶。由于磷共晶顯著降低沖擊韌性，一般情況下，球墨鑄鐵的磷共晶含量的體積分數應控制在2％以下。

在球墨鑄鐵中，磷共晶數量對性能的影響比磷共晶形態對性能的影響要顯著。國家標準中的磷共晶數量分為五級，依次為磷0.5、磷

1、磷1.5、磷

2、磷3。各級別名稱中的數字表示該級磷共晶數量的體積分數（％）的近似值。

4．滲碳體數量 在球墨鑄鐵結晶后，往往在組織中出現一定數量的滲碳體。嚴重時，出現萊氏體。滲碳體顯著降低球墨鑄鐵的塑性和韌性，并惡化加工性能。在球墨鑄鐵的生產中，若滲碳體作為硬化相單獨存在時，其含量的體積分數一般應小于5％作為控制界限。對于某些高韌性球墨鑄鐵，應作更嚴格的控制。國家標準將滲碳體數量分為五級，依次為滲

1、滲

2、滲

3、滲5和滲10。各級別名稱中的數字表示該級滲碳體數量的體積分數（％）的近似值。

（四）球墨鑄鐵等溫淬火的組織及檢驗

1．等溫淬火的組織 當等溫溫度比較低時，獲得針狀貝氏體，也稱下貝氏體。針狀貝氏體經侵蝕后在顯微鏡下呈針狀。針狀貝氏體具有高的強度和硬度，但塑性和韌性較低。當等溫溫度比較高時，獲得羽毛狀貝氏體也稱上貝氏體。這種組織總伴有較多的高碳殘留奧氏體，羽毛狀貝氏體具有較高的綜合力學性能。當等溫溫度在Ms附近時，獲得針狀貝氏體與馬氏體的混合組織，在部分奧氏體化等溫淬火的條件下，獲得貝氏體與鐵素體的混合組織，前者強度、硬度高，脆性大，而后者雖然強度稍低，但塑性和韌性較高。檢驗球墨鑄鐵等溫淬火組織，可按JB/T 3021-1981《稀土鎂球墨鑄鐵等溫淬火金相標準》進行。2．貝氏體長度 奧氏體化溫度愈高，則轉變成貝氏體的尺寸愈長。在貝氏體形態及其他條件相同的情況下，貝氏體尺寸愈長，力學性能愈低。JB/T 3021-1981標準將貝氏體的長度分為五級。

3．白區數量 所謂白區，是指球墨鑄鐵經等溫淬火后，集中分布在共晶團邊界上尚未轉變的殘留奧氏體和淬火馬氏體。試樣經侵蝕后呈白色斷續網絡狀。試驗表明，奧氏體化溫度愈高，等溫轉變愈不充分，鑄鐵中穩定奧氏體的合金元素含量愈高，則白區數量愈多。

白區增加球墨鑄鐵的脆性，為此，應控制白區的數量。標準將白區數量分為四級。

4．鐵素體數量 球墨鑄鐵等溫淬火后的鐵素體一般出現于部分奧氏體化的淬火狀態下，其數量決定于三相區內未溶鐵素體的多寡。一般來說，少量鐵素體的存在，雖使強度和硬度有所降低，但使塑性、韌性和疲勞強度有所提高。標準中將鐵素體數量分為四級。

（五）球墨鑄鐵幾種常見的鑄造缺陷

1．球化不良和球化衰退 球化不良和球化衰退的顯微組織特征是除球狀石墨外，出現較多蠕蟲狀石墨。球化不良和球化衰退的球墨鑄鐵鑄件只能報廢。

2．石墨飄浮 石墨飄浮的金相組織特征是石墨大量聚集，往往出現開花狀。在壁厚較大的鑄件上容易出現。石墨飄浮降低鑄件的力學性能。

3．夾渣 球墨鑄鐵的夾渣一般是指呈聚集分布的硫化物和氧化物。在顯微鏡下，為黑色不規則形狀的塊狀物或條帶狀物，常見于鑄件的上表面或泥芯的下表面。具有夾渣的鑄件，力學性能低。嚴重時，使鑄件滲漏。

4.縮松 縮松是指在顯微鏡下所見到的微觀縮孔。縮松分布在共晶團的邊界上，呈向內凹陷的黑洞。縮松破壞了金屬的連續性，降低力學性能，嚴重時引起鑄件滲漏。

5．反白口 反白口的組織特征是在共晶團的邊界上出現許多呈一定方向排列的針狀滲碳體。一般位于鑄件的熱節部位。在反白口區域內，往往都存在較多的顯微縮松。

四、可鍛鑄鐵

可鍛鑄鐵是將鑄態白口鑄鐵毛坯經過石墨化或脫碳處理而獲得的鑄鐵。可鍛鑄鐵具有較高的強度及良好的塑性和韌性，故也稱延展性鑄鐵。

按照可鍛鑄鐵的化學成分、熱處理工藝及由此而導致的組織和性能之別，將其分為黑心可鍛鑄鐵和白心可鍛鑄鐵。黑心可鍛鑄鐵是由白口鑄鐵毛坯經石墨化退火后獲得團絮狀石墨。白心可鍛鑄鐵是由白口鑄鐵毛坯經高溫氧化脫碳后獲得全部鐵素體或鐵素體加珠光體組織（心部可能尚有滲碳體或石墨）。在黑心可鍛鑄鐵中，又分為黑心鐵素體可鍛鑄鐵和黑心珠光體可鍛鑄鐵。我國應用最多的是黑心鐵素體可鍛鑄鐵。其組織是團絮狀石墨和鐵素體。由于團絮狀石墨對金屬基體的割裂作用遠比片狀石墨小，因此可鍛鑄鐵的性能比灰鑄鐵高。然而，不如球墨鑄鐵。

黑心可鍛鑄鐵主要用于承受沖擊、震動及扭轉載荷下的零件，如汽車后橋、輪殼，低壓閥門、水暖零件和機床附件等。

（一）黑心可鍛鑄鐵的牌號及基木性能

我國的黑心可鍛鑄鐵的牌號是按其力學性能指標劃分的，共分為八級，即KTH300-06、KTH300-08、KTH350-

10、KTH370-

12、KTH450-06、KTH550-04、KTH650-02、KTH700-02。牌號中前面的數字表示其具有的抗拉強度Rm(MPa)，后面的數字為其伸長率A（％）值。

（二）黑心可鍛鑄鐵的退火

(a)鐵素體基體可鍛鑄鐵(b)珠光體基體可鍛鑄鐵 圖8-14 不同基體的可鍛鑄鐵

黑心可鍛鑄鐵的石墨化退火需要很長的時間。鑄鐵化學成分、退火設備和退火工藝都是影響退火效率的重要因素。一般情況下，可選用較高的退火溫度，但退火溫度過高，會使石墨形狀惡化。

1．對鑄態白口鑄鐵的要求 在化學成分的選擇上，一般選用低碳和低硅的成分，以利于鑄態下能獲得無鑄造缺陷的白口鑄鐵毛坯，又利于在熱處理時，在保證充分石墨化的前提下盡量縮短退火時間以及達到預定的力學性能。

2．退火工藝 生產中常見的黑心可鍛鑄鐵的退火工藝分為五個階段。

(1)升溫階段。從室溫加熱至950℃左右。在這一階段中，白口鑄鐵組織中的珠光體轉變成奧氏體。(2)第一階段石墨化。在950℃左右保溫，使滲碳體分解，析出石墨。第一階段石墨化完成之后，鑄鐵在高溫時的組織是石墨和奧氏體。

(3)中間降溫階段。從高溫（約950℃左右）冷卻至稍低于共析溫度的過程中，碳從奧氏體中析出，并依附在原有的團絮狀石墨上，最后，奧氏體轉變成珠光體。在這一階段內，冷速太快，會出現二次滲碳體。冷速太慢，會延長退火時間。

(4)第二階段石墨化。在710~730℃保溫，主要是共析滲碳體的分解。所析出的碳擴散至原有石墨表面上。在隨后的冷卻過程中，奧氏體轉變成鐵素體。

這一階段也可以從高溫爐冷至780℃左右，以緩慢的冷卻速度通過共析區，使奧氏體直接轉變成鐵素體和石墨。

(5)冷卻階段。第二階段石墨化后，爐冷至650℃左右后，出爐空冷。空冷的目的是防止回火脆性。如果鑄件在450~550℃不快速冷卻，將在鐵素體晶界上析出三次滲碳體，使鑄件產生白脆性。

3．加速石墨化退火的工藝措施 可鍛鑄鐵的退火時間長，能耗大。縮短退火周期，提高退火質量對可鍛鑄鐵的生產具有重要意義。對鐵水進行孕育處理，通過孕育劑的作用，既能保證鐵水在凝固時得到全部白口組織，又能使白口毛坯在退火時容易石墨化。

（三）黑心可鍛鑄鐵的石墨及檢驗

白口鑄鐵在退火過程中，退火石墨也要經過石墨形核和石墨長大兩個階段。在正常的退火溫度下，使退火石墨呈團絮狀。如果退火溫度過高，或含硅量過高，使退火石墨的緊密度降低，而出現絮狀或聚蟲狀石墨。1．石墨形狀 在黑心可鍛鑄鐵中，常見的石墨有：團球狀、團絮狀、絮狀、聚蟲狀、枝晶狀。JB/T2122-1977《鐵素體可鍛鑄鐵金相標準》根據視場中各種形狀石墨的數量，將石墨形狀分為五級。2．石墨分布及石墨顆數 標準將石墨分布和石墨顆數分別分為三級和五級。

（四）黑心可鍛鑄鐵的基體組織及檢驗

為了保證可鍛鑄鐵高的塑性和韌性，其基體組織應為鐵素體。在生產過程中由于某些工藝因素的影響，可能會出現其他組織。

對黑心可鍛鑄鐵基體組織的檢驗，主要是對珠光體和滲碳體的殘余量及表皮層厚度的檢驗。

1．珠光體殘余量 珠光體殘余是由于第二階段石墨化退火不充分所致。標準將珠光體殘余量分為五級。2．滲碳體殘余量 滲碳體殘余是由于第一階段石墨化退火不充分所致。此外，在中間降溫階段冷卻太快，會出現二次滲碳體。將滲碳體殘余量體積分數分為小于或等于2％和大于2％兩個級別。

3．表皮層厚度 黑心可鍛鑄鐵的表皮層是指出現在鑄件外緣的珠光體層或鑄件外緣的無石墨鐵素體層。表皮層的形成是鑄件在第一階段石墨化退火溫度過高，使鑄件表皮奧氏體強烈脫碳所引起的。將表皮層厚度分為四級。

在對黑心可鍛鑄鐵的石墨及基體組織進行金相檢驗時，可按照JB/T 2122-1977標準中對各檢驗項目所規定的檢驗方法及組織特征的文字說明及其相應的標準圖片對照比較進行級別評定。

第四篇：寧波現場金相檢測金相組織分析

寧波現場金相檢測金相組織分析

石敏1-7-7-1-5-8-2-8-7-0-7歡迎咨詢

所謂“相”就是合金中具有同一化學成分、同一結構和同一原子聚集狀態的均勻部分。不相之間有明顯的界面分開。合金的性能一般都是由組成合金的各相本身的結構性能和各相的組合情況決定的。合金中的相結構大致可分為固溶體和化合物兩大基本類型。

所謂“金相”就是金屬或合金的相結構。

金相檢驗（或者說金相分析）是應用金相學方法檢查金屬材料的宏觀和顯微組織的工作。

金相學：狹義的金屬學，也就是研究合金相圖，用肉眼觀察，在放大鏡和顯微鏡的幫助下，研究金屬和合金的組織和相變的學科。

江蘇安捷文檢測公司提供專業的金相分析，先進的設備和專業的測試方法是我們對客戶的保證，憑借多年的豐富經驗和竭誠的服務讓我們得到廣大客戶的好評。我們的熱點服務有：金相分析、金屬平均晶粒度測定、非金屬夾雜物顯微評定、低倍組織 金相組織評定、滲氮層深度測定、金相組織檢驗、定量金相等等。歡迎您的咨詢！

第五篇：調質鋼的金相組織及檢驗

調質鋼的金相組織及檢驗

調質鋼通常是指采用調質處理（淬火加高溫回火）的中碳優質碳素結構鋼和合金結構鋼，如35、45、50、40Cr、40MnB、40CrMn、30CrMnSi、38CrMoAlA、40CrNiMoA和40CrMnMo等。

調質鋼主要用于制造在動態載荷或各種復合應力下工作的零件（如機器中傳動軸、連桿、齒輪等）。這類零件要求鋼材具有較高的綜合力學性能。

一、調質鋼的熱處理

（一）預先熱處理

為了消除和改善前道工序（鑄、鍛、軋、拔）遺存的組織缺陷和內應力，并為后道工序（淬火、切削、拉拔）作好組織和性能上準備而進行退火或正火工序就是預先熱處理。

關于調質鋼在切削加工前進行的預先熱處理，珠光體鋼可在Ac3 以上進行一次正火或退火；合金元素含量高的馬氏體鋼則先在Ac3 以上進行一次空冷淬火，然后再在Ac1以下進行高溫回火，使其形成回火索氏體。

（二）最終熱處理

調質鋼一般加熱溫度在Ac3以上30~50℃，保溫淬火得到馬氏體組織。淬火后應進行高溫回火獲得回火索氏體。回火溫度根據調質件的性能要求，一般取500~600℃之間，具體范圍視鋼的化學成分和零件的技術條件而定。因為合金元素的加人會減緩馬氏體的分解、碳化物的析出和聚集以及殘余奧氏體的轉變等過程，回火溫度將移向更高。

二、調質鋼的金相檢驗

（一）原材料組織檢驗 調質工件在淬火前的理想組織應為細小均勻的鐵素體加珠光體，這樣才能保證在正常淬火工藝下獲得良好的淬火組織---細小的馬氏體。

（二）脫碳層檢驗 鋼材在熱加工或熱處理時，表面因與爐氣作用而形成脫碳層。脫碳層的特征是，表面鐵素體量相對心部要多（半脫碳）或表面全部為鐵素體（全脫碳），從而使工件淬火后出現鐵素體或托氏體組織，回火后硬度不足，耐磨性和疲勞強度下降。因此調質工件淬火后不允許有超過加工余量的脫碳層。金相試樣的磨面必須垂直脫碳面，邊緣保持完整，不應有倒角。脫碳層的具體測量方法可按GB/T 224-1987標準進行。

（三）鍛造的過熱和過燒檢驗

鍛造加熱時，由于加熱溫度高，不僅奧氏體晶粒粗大，而且有些夾雜物發生溶解而在鍛后冷卻時沿奧氏體晶界重新析出。一般過熱時，僅出現粗大的奧氏體晶粒并產生魏氏組織。在一些低合金鋼中還會出現粗大的貝氏體或馬氏體組織。過熱時沿奧氏體晶界析出的常為MnS或FeS。用一般試劑無法侵蝕顯示奧氏體晶界，最好方法用飽和的硝酸銨溶液進行電解侵蝕。侵蝕后試樣的奧氏體晶界呈白色網狀。由于過熱鍛件晶粒粗大，使得塑性和韌性下降，容易造成脆斷。

當鋼加熱到更高溫度，接近液相線時，會出現過燒現象。過燒特征是鋼的粗大晶界被氧化和熔化，鍛造時將產生沿晶裂紋，在鍛件表面出現龜裂狀裂紋。

（四）調質鋼的淬火回火組織

調質鋼正常淬火組織為板條狀馬氏體和針片狀馬氏體，當含碳量較低時，如30CrMo等，形態特征趨向于低碳馬氏體。當含碳量較高，如60Si2、50CrV等，形態特征趨向于高碳馬氏體。

如果淬火加熱溫度過低，或保溫不足，奧氏體未均勻化，或淬火前預先熱處理不當，未使原始組織變得細勻一致，導致工件淬火后的組織為馬氏體和未溶的鐵素體，后者即使回火也不能消除（圖5-1）。

圖5-1 低碳馬氏休＋網狀鐵素體(500 X)圖5-2 45鋼調質處理之回火索氏體(500×)如果淬火加熱溫度正常，且保溫時間足夠，但冷卻速度不夠，以致不能淬透，結果沿工件截面各部位將得到不同的組織，即從表層至中心依次出現馬氏體、馬氏體+托氏體、托氏體+鐵素體等組織。甚至表層也不能得到全馬氏體組織。

當工件淬火溫度正常，保溫時間足夠，且冷卻速度也較大，過冷奧氏體在淬火過程中未發生分解，那么淬火后得到的組織應是板條狀馬氏體和針片狀馬氏體。在隨后的高溫回火過程中，馬氏體中析出碳化物，最終得到的是均勻且彌散分布的回火索氏體（圖5-2）。

第三節 彈簧鋼的金相組織及檢驗

彈簧鋼是用于制造各種彈性元件的專用結構鋼，它具有彈性極限高、足夠的韌性、塑性和較高的疲勞強度。彈簧鋼含碳量比調質鋼高，其中碳素彈簧鋼的含碳量的質量分數約為0.6~1.05％；合金彈簧鋼的含碳量的質量分數為0.4~0.74％。彈簧鋼中加入的合金元素主要為硅和錳，目的是提高淬透性。要求較高的彈簧鋼，還需要加入鉻、釩或鎢等元素。

彈簧鋼的熱處理方法主要有兩種：（1）淬火加中溫回火處理。用這種處理方法的多數為熱軋材料以熱成形方法制作的彈簧，或者用冷拉退火鋼絲以冷卷成型的彈簧。中溫回火后的組織為回火托氏體，此彈簧有很高的彈性極限與屈服強度，同時又有足夠的韌性和塑性。(2)低溫去應力回火。應用這一處理方法的主要是一些用冷拉彈簧鋼絲或油淬回火鋼絲冷盤成形的彈簧。

鋼絲成材過程的強化處理也有兩種方法。一種是冷拉后的淬火回火處理，其組織為回火托氏體。另一種為“鉛淬”冷拔，即將熱軋盤條加熱到奧氏體狀態，然后淬到450~550℃的熔化鉛液中作等溫處理，得到冷拉性能很好的回火索氏體，最后通過一系列的冷拔，得到一定規格尺寸與強度的鋼絲。這種鋼絲組織為纖維狀的形變回火索氏體。

彈簧鋼的金相檢驗內容有非金屬夾雜物、石墨、表面脫碳、顯微組織等。

（一）石墨碳與非金屬夾雜物檢驗 檢查石墨碳及非金屬夾雜物時，試樣取樣部位一般都在材料端部，也可按照雙方協議的規定。其檢查方法及評級可分別按 GB/T 10561-1989和GB/T 13302-1991標準進行評定。石墨碳及非金屬夾雜物是彈簧鋼的內部缺陷。

（二）表面脫碳層檢驗 在彈簧鋼各種材料標準中對表面脫碳均有明確的規定，一般脫碳深度根據材料的厚度或直徑的百分數而定，而且冷拉材料要比熱軋材料嚴格，如公稱直徑≤8 mm的熱軋圓鋼，其規定總脫碳層不大于直徑的2.5％，而同規格的冷拉鋼則為不大于2％。檢查材料表面脫碳時，試樣的切取部位均在材料兩端或其中任意一端，如為彈簧成品或半成品，一般可在任意部位取。脫碳層檢驗標準為GB／T224-1987。

（三）顯微組織檢驗 經過退火處理熱軋彈簧鋼，其組織是珠光體或珠光體和網狀鐵素體。規格較大的冷拉彈簧鋼一般經過球化退火處理，組織為球狀珠光體。冷拉碳素彈簧鋼絲（包括冷拉的65 Mn彈簧鋼絲），因冷拉前經過索氏體轉變（俗稱鉛淬）處理，所以冷拉后組織呈纖維狀的索氏體。油淬火回火鋼絲的組織為回火托氏體。圖5-

3、圖5-4分別為油淬火回火鋼絲組織和冷拉鉛浴處理鋼絲組織。

圖5-3 65Mn彈簧鋼之回火托氏體 圖5-4 50CrV彈簧鋼冷拉鉛浴處理 組織（500×）之形變索氏體組織（500×）

用熱軋彈簧鋼制作彈簧時，由于采用熱成形方法，然后需進行淬火、回火處理，故原材料的組織檢驗可以省略。冷拉退火鋼絲用冷盤法加工彈簧，則要檢驗原材料組織的球化程度。若球化不良，則材料要重新球化退火。檢查“鉛淬”冷拉鋼絲組織時，磨面應取縱向，其他試樣磨面可以取任意方向。

對于用碳素彈簧鋼和合金彈簧鋼制作的內燃機氣門彈簧，在檢驗組織及缺陷時，應按GB/T 2785-1988《內燃機氣門彈簧技術條件》進行。對于汽車鋼板彈簧的金相檢驗，則按照JB 3782一1984《汽車鋼板彈簧金相檢驗標準》進行。金相試樣應在鋼板全長的l／4處截取，且截面距鋼板一端距離不得小于50 mm。在檢查帶狀組織時，金相磨面應取鋼板的縱向截面。