金属组织（精选9篇）
金属组织 篇1
摘要：通过对凝固微观组织的模拟, 能很好地预测材料的性能, 对实际应用具有重要意义。对微观组织模拟中的3个主要模型 (确定性模型、随机性模型和相场模型) 及它们的应用现状进行了阐述, 并分析了它们的优缺点。随着计算机技术的发展, 新的计算模型的出现将使金属凝固微观组织的数值模拟向着高精度、高效率和高速度的方向发展。
关键词：凝固组织模拟,确定性模拟,随机性模拟,相场模型
0 引言
从1966年Oldfield[1]提出第一个凝固模型到现在, 金属凝固过程的模拟已经走过了近半个世纪的路程, 随着计算机技术的发展和凝固基础理论的加强, 金属凝固微观组织的数值模拟已经取得了长足的发展。宏观和微观模拟的有机结合, 使得金属凝固过程的预测结果更加准确, 同时对实际应用也具有一定的指导意义。
依据液态金属的凝固及组织形成机制, 金属凝固微观组织模拟的数学物理模型主要包括形核模型、生长模型和溶质扩散模型。如果按照研究基础及所用方法, 又可分为确定性模型、随机性模型和相场模型。
1 确定性模型
确定性模拟 (Deterministic modeling) 是指在给定时刻, 一定体积熔体内晶粒的形核密度和生长速度用确定的函数表示, 该函数可通过实验求得。其原理如图1所示, 首先将铸件的计算空间分成宏观体积元, 每一体积元的温度假定是均匀的, 然后基于某些形核规律将每一体积元进一步划分成微观体积元 (如等轴晶为球形, 柱状晶为圆柱形) , 在一个微观体积元中只能有一个晶粒以速度v生长。
确定性模型将金属的凝固过程分为形核和晶粒生长两个过程, 并分别建立相应的模型。1966年, Oldfield[1]在模拟灰铸铁共晶生长时首次提出了用过冷度表示形核密度和生长速率的确定性模型 (连续形核模型和共晶生长模型) 。其后, Hunt、Rappaz、Thevoz等先后提出了瞬时形核模型和基于高斯分布的确定性形核模型, 不断地对模型进行了优化。对于生长模型, 除共晶生长外, Lipton、Kurz、Wang和Beckermann等先后建立了不同的枝晶生长模型, 考虑了溶质扩散、溶质再分配、潜热释放、界面曲率和对流作用等对晶粒形貌的影响, 不断地优化和完善了晶粒的生长模型。表1、表2分别列出了主要的形核模型和生长模型, 并对其进行了比较。
进入21世纪后, Brown等[2]在固定的网格中使用界面追踪法来确定枝晶尖端和等轴晶边界的移动行为。枝晶尖端无质量的标记粒子的移动代表了柱状晶前沿和等轴晶边界的变化情况。Gandin[3]提出了一种基于使用固液界面间界面追踪技术的一维定向凝固模型, 说明了生长动力学的使用在糊状区中的限制。其后, Yang等[4]提出了一种更全面的晶粒追踪模型, 并精确地预测了铝合金中晶粒的演变过程。这种模型将凝固过程中的自然对流归因于热溶质的浮力、凝固收缩和晶粒的活动, 而且分析了晶粒活动对凝固的微观组织演变和最终的晶粒形貌的影响。
虽然确定性模型以凝固动力学为基础, 符合晶体生长物理学背景。但是它没有考虑凝固过程中的随机性现象的发生;忽略了许多影响结晶效果的因素, 如发生在铸件表面的晶粒选择、柱状晶横截面尺寸的变化及晶粒取向等;不能预测柱状晶到等轴晶的转变过程 (CET) , 也不能再现凝固时枝晶的生长、竞争和淘汰过程, 更不能预测每个晶粒的具体形貌。因此, 近些年针对确定性模型的研究已经很少, 但是确定性模型的发展却为后来的元胞自动机法 (CA) 奠定了坚实的理论基础。
2 随机性模型
随机性模拟 (Stochastic modeling) 是指主要采用概率方法来研究晶粒的形核和长大, 包括形核位置的随机分布和晶粒取向的随机取向。凝固过程中的传质过程以及能量和结构起伏都是随机过程, 因此采用概率方法来研究微观组织的形成过程更加接近实际。随机性方法主要包括Monte Carlo (MC) 法和Cellular Automat (CA) 法。
2.1 Monte Carlo法
1989年, Spittle等[5]第一次将Anderson和Srolovitz的MC法引入到金属凝固模拟领域, 并以晶粒自由能最小原理建立了晶粒长大的随机性模型。其后, 在Spittle等的基础上, Zhu和Smith考虑了材料的界面能和体自由能, 金俊泽等考虑了凝固前沿溶质再分配及液相中的对流作用等因素的影响, 对MC法进行了改进和优化。
近些年, 很多研究者都在尝试对MC法进行改进, 以期待得到更好的模拟效果。刘国权等[6]提出了一种新的MC算法, 并对其得到的三维晶粒组织动态可视化模型的拓扑学参量以及其随时间的变化规律进行了分析, 仿真结果与实际材料试验数据吻合较好。张继祥等[7]在原有MC法的基础上提出了一种“择优转换”方法, 确保节点转换时晶界向其曲率中心移动, 以使模拟过程更接近于物理基础, 避免了重新形核的发生, 使模拟效率大大提高。模拟的晶粒长大指数达到0.478, 已接近理论值 (0.5) , 组织形貌和实际材料组织基本一致。崔楷等[8]也提出了一种改进型的MC射线追踪法, 并分别对高温合金柱状晶叶片和单晶叶片的定向凝固过程进行了温度场的模拟, 模拟结果与实验结果吻合较好, 误差范围不超过5%, 但是, 他没有考虑定向凝固过程中晶粒的择优取向等关键参数。Ramirez等[9]使用改进的MC法研究了连续铸钢过程中, 铸件的温度场和晶粒生长变化趋势同凝固时间的对应关系, 结果如图2所示, 随铸件温度的降低, 铸件表面首先出现细晶区, 其晶粒细小且区域很窄;继而出现柱状晶区, 其晶粒生长方向垂直于铸件表面, 晶粒形貌呈细长型;最后, 在铸件中心形成晶粒粗大的等轴晶区。
虽然MC法能再现柱状晶区的晶粒取向, 并定性地分析柱状晶向等轴晶的转变 (CET) 过程, 以及证明溶质浓度和过热度对凝固微观组织的影响;但是MC法缺乏坚实的物理基础 (如没有考虑枝晶尖端生长的动力学因素, 未考虑凝固界面的扩散尺度, 没有涉及晶粒生长的各向异性等) , 不能定量地解释这些物理现象。
2.2 Cellular Automat法
1993年, Rappaz等[10]在考虑非自发形核和生长过程的物理机制的基础上, 将Cellular Automat (CA) 法引入到凝固过程的模拟领域。其后, 研究者们不断地对CA模型进行改进, 并将有限元 (FE) 法、有限差分 (FD) 法、耦合直接差分 (DFD) 法等与CA法相结合, 使CA法有了长足的发展。由于CA法结合了概率统计方法和确定性法的优点, 基于形核的物理机制和枝晶生长动力学, 能精确地预测凝固微观组织, 所以, 近些年CA法吸引了越来越多研究者的关注。
刘志勇等[11]以AZ91D压铸镁合金为对象, 采用改进的CA模型, 并耦合三维溶质场计算, 建立了其凝固过程微观组织演化的数学物理模型。其模拟结果再现了在多晶粒同时生长的情况下, 初生晶间的溶质扩散、溶质富集直至共晶转变的全部演化过程;AZ91D压铸件不同部位的微观组织模拟结果与金相观察结果符合较好。蔡德昌等[12]使用改进的CAFD模型, 对真空连铸的Cu-0.6Cr合金凝固过程的温度场、溶质场以及形核和晶粒长大过程进行了模拟, 模拟得到的铸件纵截面的显微组织为定向的柱状晶, 与实际样品吻合度较高。
CAFE法是首个结合了宏观热流计算和微观晶粒生长的计算模型, 同时, 也由于它的可靠性和优越性, 一直都是人们研究的热点。陈守东等[13]采用CAFE模型对纯铝的双辊连铸过程进行了模拟, 研究了界面换热系数和浇注温度对组织形貌的影响。庞瑞朋等[14]采用3D-CAFE法对430铁素体不锈钢铸件在缓冷、空冷和水冷条件下凝固过程的温度场和流场进行分析, 发现缓冷条件下铸件凝固过程中的温度场最均匀且固液两相区最宽;比较3种条件, 冷却速率越大, 柱状晶比例越高。Zaeem等[15,16]使用CAFE模型分别对AZ91合金和Al-3.0Cu合金的凝固过程中的等轴枝晶生长进行了模拟, 其二次枝晶间距 (SDAS) 和冷却速率的模拟结果与实验数据相符。图3显示了AZ91合金不同凝固时间在最佳生长方向上等轴晶生长过程中的溶质扩散过程 (不同颜色代表了溶质的质量浓度) 。
王金龙等[17]使用CAFE模型对9SMn28易切削钢的凝固过程进行了模拟, 分析了平均形核过冷度和最大形核密度对铸件组织形貌的影响, 再现了CET现象。结果表明:平均形核过冷度越大, 柱状晶区范围越大;最大形核密度越大, 晶粒尺寸越小。其模拟结果如图4所示。
CAFE法除被用于各种铸造方式的凝固模拟以外, 还被用于模拟熔池的凝固过程。Chen等[18]采用耦合的CAFE模型对钨电极惰性气体保护焊 (GTAW) 过程的熔池凝固组织进行了预测, 模拟了在过冷条件下, 熔池初生晶粒的部分熔融作用和外延晶粒的生长过程。因为首先凝固的区域是晶粒细小的等轴晶, 而后来生长的是细长状的柱状晶, 由此就可以辨识重熔和再凝固区域 (熔池) , 如图5所示。模拟结果表明, 随热源速度的增快和热源能量的降低, 熔池范围缩小。
近些年, 随着计算机技术的快速发展和平行计算的兴起, 一种新的模型———Lattice boltzmann (LB) 法被引入到CA法中, LB法用来计算凝固过程中的温度场、溶质浓度和速度场, 而CA法用来计算固液两相的转变, 并建立了CALB模型。在三维枝晶生长模拟中, CALB法作为一种新的研究手段, 可进行大规模的平行计算, 同时具有高的计算效率, 正在成为人们研究的热点。Yin H等[19]使用CALB模型有效地模拟了对流条件下的枝晶生长, 同时, 从技术特点和不同模拟条件下的枝晶形态方面将其与CAFE法进行了比较;结果显示, 在考虑对流条件下的枝晶微观组织模拟方面, CALB法更加有效。Jelinek等[20]提出了一种具有较好可扩展性的二维CALB模型, 该模型考虑了相变、溶质扩散、热传递和对流作用对枝晶生长的影响。该模型采用的单精度平行算法, 在不降低精确度的情况下, 计算所需的时间和内存降低了50%。相对早前CALB模型中单位面积内枝晶数量较少, 模拟精度不够的情况, 该模型在平方厘米的范围内设置了数百万个枝晶, 大大提高了计算精度。Eshraghi等[21]使用三维的CALB模型对枝晶生长进行了模拟, 以Al-3.0Cu合金为对象, 研究了过冷度和各向异性对枝晶生长效果的影响, 其结果 (见图6) 与理论值吻合, 证明了CALB模型具有高的可靠性和运算效率。
使用CA法能定量地模拟晶粒形貌和尺寸分布以及CET过程。为获得更加精确和符合实际的模拟结果, FE法、FD法、LB法等被用于CA模型中, 得到了更加理想的效果。虽然研究者对随机性模型进行了不断的优化和改善, 但是总体上看, 随机性方法在模拟过程中缺乏有效的物理背景, 仍然无法预测合金凝固过程的成分偏析、溶质截留等效应。
3 相场模型
固液界面结构取决于结构有序化与热致无序的竞争。相场理论通过微分方程反映了扩散、有序化势及热力学驱动力的综合作用。相场方程的解可以描述金属系统中固液界面的形态、曲率以及界面的移动, 从而避免了跟踪复杂的固液界面变化情况。相场方法 (Phase-field modeling) 也称为直接的微观组织模拟。
相场方法通过引入相场变量φ (φ是有序参量) 表示系统在空间/时间上每个位置的物理状态 (液态或固态) 。在液相区, 相场变量φ=0;在固相区φ=1;在固液两相区, φ的值在0~1之间连续变化。1986年, Langer[22]明确提出了“相场”概念, 引入了相场变量φ。1990年, 在Langer模型的基础上, Penrose等[23]提出了热力学一致的相场模型, 采用熵函数最早对相场方法进行了整合, 使得相场模型趋于统一。
相场模型能直接模拟材料在固相和液相中的溶质偏析、分枝的形成、粗化和重熔等复杂的凝固过程, 并能定量地研究固/液界面曲率效应、动力学效应、颈缩效应、扰动效应、各向异性效应等, 弥补了随机性方法的空白;因此, 相场法已经成为了凝固模拟研究中的研究热点。
3.1 组织形貌和溶质偏析的研究
能够对材料凝固过程中存在的溶质偏析和凝固截留现象进行模拟是相场模型的独到之处, 也是研究者研究的热点问题之一。李俊杰等[24]以Ni-0.4Cu合金为对象, 使用相场模型对在恒温和恒定过冷度条件下二元合金柱状晶的变化规律进行了研究。结果显示, 在恒温条件下, 当糊状区形成以后, 凝固过程将会停止, 但是柱状晶会继续粗化;在恒定过冷度条件下, 糊状区会继续凝固, 同时伴随着柱状晶的粗化。
王明光等[25]以Ni-40.8Cu合金为对象, 利用相场法和溶质场、温度场进行耦合计算, 模拟二元合金的枝晶生长过程, 研究了相场和温度场耦合强度对枝晶形貌、浓度分布的影响, 结果 (见图7, 图中颜色深浅表示不同的浓度分布) 显示, 随着耦合强度的增加, 温度场对相场的影响加大, 温度场的边界层厚度变薄, 各向异性增大;同时晶粒形貌由紧实枝晶-光滑枝晶-复杂枝晶转变。
结合新的计算方法对相场法进行优化和改进也是发展的一个趋势。龙文元等[26]将计算相图 (CALPHAD) 法与相场模型相结合对Al-Cu二元合金的枝晶生长过程进行了模拟。模拟所需的热力学数据通过Thermo-Calc软件计算得到。模拟结果 (见图8) 显示:过冷度越大, 二次枝晶越发达, 固液界面溶质偏析越严重, 曲率半径越小。
3.2 不同凝固因素对晶粒形貌的影响研究
相比确定性模型和随机性模型, 能够定量研究固/液界面曲率效应、动力学效应、颈缩效应、扰动效应、各向异性效应等对晶粒形貌的影响, 也是相场模型能够成为研究热点的原因所在。赵达文等[27,28]采用相场模型对动力学各向异性和界面能各向异性作用下的过冷熔体中晶体的生长过程进行了模拟。结果表明, 在界面能各向异性条件下, 枝晶生长稳定性系数与各向异性系数成幂函数关系;而在动力学各向异性条件下, 稳定性系数与各向异性系数成线性关系。
韩国民等[29]基于KKS相场模型模拟了Mg-Al合金中Mg17Al12单个连续析出相的形貌演化过程。该模型综合考虑了界面能各向异性和微观弹性应变能对析出相形貌的影响, 模拟出的析出相呈板条状形貌, 端部呈平行四边形, 与实验观察结果吻合。
王永彪等[30]采用连续相场模型模拟了界面效应对晶粒形核过程的影响, 同时研究了形核过程中晶核的析出、形核数目变化、晶界厚度变化以及晶核生长的特点。结果表明:界面效应为形核过程提供了驱动力, 使得晶核具有较高的表面能和界面能, 促使晶核能快速长大;形核数目随时间逐渐增多, 晶核尺寸逐渐增大;同时晶粒位向取向参数的变化反映了晶粒尺寸和晶界厚度的变化。
黄勇兵等[31]使用相场法研究了第二相颗粒平衡体积分数对第二相颗粒的沿晶析出、长大及其对基体相晶界的钉扎作用的影响。研究表明:随着第二相颗粒平衡体积分数的增大, 形核孕育期缩短, 形核与粗化的速度变快, 长大速度变慢, 对晶界的钉扎作用也逐渐增强;而当平衡体积分数增大到一定程度时, 钉扎作用将趋于稳定。
杜立飞等[32]使用相场模型对Ni-40.8Cu合金在强制金属液体流动下, 边界热流对枝晶形貌形成的影响以及不同的热流对晶界的热扩散、溶质偏析和浓度扩散产生的影响进行了研究。模拟结果表明:随初始热流速度的增大, 一次枝晶臂的不平衡率扩大;二次枝晶臂的生长方向指向最大的热扩散方向。
相场法能直接模拟凝固过程中的溶质偏析, 填补了随机性方法的空白, 并能定量分析各种凝固效应对组织形貌的影响;但是, 相场法绝大部分还局限于对二元合金的模拟, 而且计算效率低, 占用内存资源很大。由于界面厚度条件的限制, 相场法只能对晶粒尺寸在0.1μm~1mm范围内的晶粒进行模拟, 不能求解复杂模型。
综上所述, 确定性模型、随机性模型和相场模型有着各自的优势和不足, 并起到相互补充的作用。研究者可根据自己不同的研究目的, 选择不同的凝固模型。表3对3种凝固模型进行了对比, 并列出了它们的优缺点。
4 结语
微观组织模拟是一个复杂的过程, 相对宏观模拟 (如温度场、充型过程的模拟) 计算量更大, 计算时间更长。虽然很多研究者都对特定合金的微观凝固组织进行了较为精确的模拟, 但都是建立在一定假设条件之上的, 与真实的凝固过程存在一定的差异。考虑温度梯度、溶质偏析、对流作用、界面能等影响因素, 建立更加准确的模型, 将成为今后研究的一个难点。随着计算机技术的长足发展, 新的计算更快、所需计算机配置更低的模型 (如CALB模型) 的出现, 将成为今后研究的一个趋势;同时, 伴随着凝固理论的不断完善和相场模型材料数据的不断补充, 相场模型也将得到大幅度的发展。在现有对凝固微观组织模拟的相关报道中, 贵金属领域仍然是空白。因此, 对贵金属及其合金微观组织的模拟具有巨大的研究潜力。
金属组织 篇2
1.国际标准化组织简介
ISO 是 Interational Organization for Standardization 的缩写，是国际标准化组织的标准代号。1986 年以后颁布的 ISO 钢铁标准，其牌号主要采用欧洲标准（EN）牌号系统。而 EN 牌号系统基本上是在德国 DIN 标准牌号系统基础上制定的，但有一些改进，这样更有利于交流。
1989 年该组织又颁布了“以字母符号为基础的牌号表示方法”的技术文件，它是作为建立统一的国际钢铁牌号系统的建议，该组织也率先采用这一方法。修订前后的标准会有两种牌号出现，只要是现行的标准，均可被采用。
2.以力学性能为主牌号的示例
2.1 非合金钢牌号表示方法
非合金钢这里是指结构用非合金钢和工程用非合金钢。结构用非合金钢牌号首部为 S，如 S235 ；工程用非合金钢牌号首部为 E，如 E235。数字表示屈服强度 ≥ 235Mpa，相当于我国的 Q235 钢。过去，此类钢牌号最前面为化学元素符号 Fe, 并附有抗拉强度值，如 Fe360（相当于 E235），360 是指抗拉强度（MPa）最低值，后来有的改为屈服强度值，但其牌号仍为 Fe XXX，选用时应注意。
牌号尾部字母为 A、B、C、D、E是表示以上两类钢不同的质量等级，并表示不同温度下冲击吸收工（A kv）最低保证值。
2.2 低合金高强度钢牌号表示方法
这类钢牌号表示方法与工程用非合金钢相同，在 ISO 4950和ISO 4951两个标准中，屈服强度范围值为355—690Mpa,牌号为E355—E690。
2.3 耐候钢牌号的表示方法
耐候钢有时亦称耐大气腐蚀钢，牌号表示方法和工程用非合金钢基本相同，为表这类钢铁的特性，在牌号尾部加字母 W。
3.以化学成分为主表示钢牌号的示例说明
3.1适用于热处理的非合金钢
这类钢相当于我国的优质碳素结构钢。牌号字头为 C，其后数字为平均碳含量X100 2。例如平均碳含量为0.45%的热处理非合金钢，其牌号为C45。当为优质钢和高级优质钢时，牌号尾部加字母EX或MX字样，以示区别。
3.2 合金结构钢（含弹簧钢）牌号表示方法
这两类钢牌号的表示方法均与德国 DIN 17006标准的表示方法相同，可在本手册中查阅DIN 标准。
但需提出的是，这类钢产品牌号后面附加的表示热处理状态的字母，与德国的含义完全不同，现列表供参考，见表 1-14。
表 1-14附加字母及含义
附加字母
含义
附加字母
含义
TU
未经热处理
TQB
经等温淬火
TA
经软化退火处理
TQF
经形变热处理
TAC
经球化退火
TP
经沉淀硬化处理
TM
经热机械处理
TT
经回火
TN
经正火处理或控轧
TSR
经消除应力处理
TS
经固溶处理
TS
为改善冷剪切性能的处理
TQ
经淬火
H
保证淬透性的TQA
经空气淬火
E
用于冷镦的（含冷挤压）
TQW
经水淬
TC
经冷加工的TQO
经油淬
THC
经热 / 冷加工的TQS
经盐淬火
3.3 易切削钢牌号表示方法
ISO683/9 标准按热处理的不同分为非热处理、表面硬化用和直接淬火用三大类易切削钢。按化学成分可分为硫易切削钢、硫锰易切削钢和加铅易切削钢三类，其牌号表示方法和合金结构钢相同。
3.4 冷镦和冷挤压用钢牌号表示方法
ISO 4954 标准中冷镦和冷挤压钢分为非热处理和热处理两大类。非热处理的冷镦和冷挤压用钢均为非合金钢，牌号前冠以字母 CC，后面数字表示平均碳含量。
经热处理的冷镦和冷挤压用钢包括非合金多见和合金钢，非合金钢牌号最前面冠以字母 CE，其余部分和高级优质非合金钢牌号表示方法相同。合金钢则是牌号尾部加字母 E，E 字前面牌号表示方法和合金结构钢相同。
3.5 不锈钢牌号表示方法
ISO/TR 15510 ： 2003 不锈钢标准中采用了与欧洲（EN）相一致的牌号表示方法，即牌号开始冠以字母 X，随后用数字表示碳含量。1、2、3、5、6、7 分别表示感谢 w(C)≤ 0.020%、≤ 0.30%、≤0.040%、≤0.070%、≤0.080%和≤0.040%—0.080%，后面按合金元素含量排出合金元素符号，最后用组合数字标出合金元素的含量。
旧标准中曾用 Type(1、2、8、9c)等表示铁素体不锈钢牌号，Type(3、4、5、7、9a)等表示马氏体型不锈钢牌号等。
3.6 耐热钢牌号表示方法
ISO 4955：1994标准中有两种牌号表示方法。一种是和不锈钢相同的牌号表示方法，另一种是原有的旧牌号表示方法。
旧标准是在牌号前面标注字母 H，后面加数字顺序号，如H1-H7表示铁素体耐热钢，H10-H18表示奥氏体耐热钢等。
3.7 非合金工具钢牌号表示方法
非合金工具钢在我国通称为碳素工具钢。
ISO 4957：1999标准中定名为冷作非合金工具钢，牌号表示方法与欧洲欧洲标准（EN）相一致，牌号前缀字母为C，后缀字母为U，中间字母表示平均碳含量（以千分之几计）。
3.8 合金工具钢牌号表示
ISO 4957：1999标准中合金工具钢分为冷作和热作两种合金工具钢，牌号表示感谢方法与合金结构钢相同。对平均工资碳含量超过1.00%的牌号用三位数字表示，当有一种合金元素超过5%时，按高合金钢牌号表示。
3.9 高速工具钢牌号表示方法
牌号前缀字母为 HS，后面字母分别表示W、Mo、V、Co等元素的含量。仅含Mo的高速工具钢为两组数字，一般高速工具用三位数字表示，不含Mo的高速工具钢，其中一个数字用0表示，不含Co的高速工具钢，仍用三组数字表示。尾部加字母C的高速工具钢，表示碳含量高于同类牌号钢的碳含量。
3.10 轴承钢牌号表示方法
ISO 683/17：1999标准中，轴承钢分为整体淬火轴钢（相当于我国高碳铬轴承钢）、表面硬化轴钢、高频加热淬火轴承钢、不锈轴承钢和高温轴承钢五大类别。
整体淬火轴钢牌号前部均标注三位数字 100，其后表示与合金结构相同，如100CrMo7-4。另外亦可用B1—B8表示不同成分的高碳铬轴承钢。
3.11铸钢牌号表示方法
(1)普通工程用铸钢和工程与结构用高强度铸钢，采用两组数字表示牌号，它是铸钢件应满足的力学性能。前者表示屈服强度最低值，后者表示抗增强度最低值。
牌号 200-400只规定P、S含量上限值，其他化学成分供需供双方协商确定。如为可焊接铸钢，牌号尾部加字母W。除规定C、Si、Mn、P、S含量要求外，尚规定每种残余元素含量的上限值，并其总和≤1.00%。
(2)自变量承压铸钢（含不锈铸钢、耐热铸钢和低温用铸钢）牌号，采用前缀字母C加数字和后缀字母组成，有的牌号后面不加后缀字母。后缀字母H表示耐热铸钢，后缀字母L表示低温用铸钢。
3.12 铸铁牌号表示
(1)灰铸铁和球墨铸铁有两种牌号表示方法。一种是以力学性能值来表示，如100表示灰铸铁最低抗拉强度值（MPa），600-3两组数字分别表示球墨铸铁牌号和力学性能值。前者表示最低抗拉强度值（MPa），后者为断后伸长率最低值（%）。另一种是以布氏硬度（HB）值来表示，例如：H175表示布氏硬度平均值为175HB的灰铸铁，H300表示硬度平均值为300HB的球墨铸铁。
(2)可锻铸铁亦分为黑心、珠光体和白心可锻铸铁三种。用一组力学性能值表示可锻铸铁牌号，前缀字母B、P、W分别表示黑心可锻铸铁、珠光体可锻铸铁和白心可锻铸铁。例如：B35-
金属组织 篇3
关键词：铬；银；短葶飞蓬；愈伤组织
中图分类号： Q943.1文献标志码： A文章编号：1002-1302（2014）09-0048-02
收稿日期：2013-11-25
基金项目：国家自然科学基金（编号：60748002）；云南省应用基础研究项目（编号：2009ZC131M）；第一批红河学院中青年学术带头人后备人才项目（编号：2010PY0104）；红河学院校级项目（编号：XJ1Y0801）。
作者简介：林丽飞（1978—） ，女，云南建水人，硕士，副教授，从事植物细胞工程的研究。E-mail： llf_biology2@126. com。
通信作者：张灿邦，硕士，教授，主要从事光学物理研究。E-mail：cbzhanguoh@ gmail.com。随着工农业的发展，三废（废水、废气、废渣）的排放量急剧增加，致使一些重金属元素在环境中的含量大增，对生物造成严重毒害作用。铬作为工业的“五毒”之一，是一种毒性较大的致畸、致突变剂[1] 。有关铬的研究，主要集中在铬对小麦、大麦、水稻等作物的毒害[2-4]。AgNO3在大麦、水稻、二粒小麦、硬粒小麦、玉米等单子叶植物组织培养中均有促进愈伤组织分化的作用[5-10] 。短葶飛蓬[Erigeron breviscapus （Vaniot） Hand.-Mazz.]，属菊科（Compositae）飞蓬属（Erigeron）植物，产于湖南、广西、贵州、四川、云南、西藏等省区，常见于海拔1 200～3 500 m的中山和亚高山开阔山坡、草地、林缘[11]，是一种民间常用药用植物[12]，具有重要的药用价值[13-16]，全草入药，已入《中华人民共和国药典》，目前对于短葶飞蓬研究主要集中于病虫害防治研究方面[17-22]，虽然关于短葶飞蓬组织培养方面的研究也有报道[23-28]，但是关于组织培养过程中重金属对短葶飞蓬的影响鲜见报道，本试验利用短葶飞蓬的组织培养来研究铬、银对植物生长发育的影响，探讨重金属在植物体内的积累以及对植物的毒害作用，从而为减轻和治理土壤铬、银污染提供依据，预防其对动植物以及人类的毒害作用。
1材料与方法
基本培养基为MS+6-BA 0.5 mg/L+NAA 0.1 mg/L，在基本培养基中分别加入10、20、40、50、60、80、100、150、200、250 μmol/L AgNO3和10、20、40、50、60、80、100、150、200 μmol/L K2Cr2O7[28]。
上述培养基均添加2.5%蔗糖、0.7%琼脂，pH值5.8，培养温度25 ℃，光照度2 000 lx，光照时间16 h/d。
选取相同条件下的短葶飞蓬试管苗叶片，切成1～2 cm2，分别接种于不同处理的培养基中，7 d后观察出愈率。
2结果与分析
2.1不同浓度的AgNO3对短葶飞蓬愈伤组织诱导的影响
由表1可以看出，培养基中加入不同浓度AgNO3能够不同程度抑制愈伤组织的形成，使愈伤组织形成相对较慢，但与对照组相比，外植体明显加厚和卷曲，污染率低。AgNO3浓度从 10 μmol/L 增加至250 μmol/L，都能够诱导出愈伤组织，但浓度越大，愈伤组织形成越少，其中以培养基中添加10、20、100 μmol/L AgNO3时愈伤组织生长最好；当浓度增至150～250 μmol/L时，外植体能够不同程度膨胀，也能形成愈伤组织，但形成愈伤少而紧密。
2.2不同浓度的K2Cr2O7对短葶飞蓬愈伤组织诱导的影响
由表2可以看出，培养基中K2Cr2O7的加入使污染率降低，但会不同程度抑制愈伤组织的形成，使愈伤组织形成时间较对照相对较晚，但较培养基中加入AgNO3的早。K2Cr2O7浓度从10 μmol/L升高到200 μmol/L时，就总体结果而言，随着K2Cr2O7浓度的不断增大，愈伤组织形成受抑制越明显，愈伤组织寿命缩短。K2Cr2O7浓度达到200 μmol/L时，出现死苗情况。
3结论
3.1不同浓度AgNO3对短葶飞蓬愈伤组织诱导的影响
与对照相比，培养基中添加AgNO3能够抑制愈伤组织的形成，使得形成愈伤组织的时间较对照晚，愈伤组织也没有对照的疏松、透明。本试验中，培养基中AgNO3浓度增加至 250 μmol/L，仍能够长出少量愈伤。
3.2不同浓度的K2Cr2O7对短葶飞蓬愈伤组织诱导的影响
与对照相比，培养基中添加K2Cr2O7能够抑制愈伤组织的形成，使得形成愈伤组织的时间较对照晚，愈伤组织也没有对照的疏松、透明。随着K2Cr2O7浓度的不断增大，对短葶飞蓬愈伤组织形成的抑制呈现规律性，即浓度越大，抑制越严重。当Cr6+浓度增加至200 μmol/L时，部分愈伤组织呈现出不同程度的死亡和褐化现象，部分外植体不膨胀也不长出愈伤组织，只有少部分叶片和茎段能够长出少量愈伤组织。
形成的愈伤组织较松散，形成时间早，后期形成无菌苗10857689.42731.8+++部分形成的愈伤组织紧密，且形成的愈伤组织不完全20272385.015.0+++部分褐化死亡，形成的愈伤组织疏松，形成完全40252080.012.5++形成的愈伤组织不完全 50852934.189.4+++愈伤组织形成不完全，外植体特别膨胀60282382.011.7+形成的愈伤组织少，愈伤组织紧密80272385.000+部分不形成愈伤组织，愈伤组织少100806075.078.8++叶片膨胀，形成的愈伤组织不完全，愈伤组织松散透明150905864.088.9++愈伤组织形成紧密，愈伤组织少200793848.200+++叶片膨胀，茎段形成的愈伤组织完全、愈伤组织疏松250391846.0615.0++愈伤组织形成紧密（包括茎段），形成的愈伤组织较少。注：+++表示膨胀度好，++表示膨胀度一般，+表示几乎不膨胀。
nlc202309042149
形成愈伤组织较早，愈伤组织形成完全、松散、透明，后期长出大量的苗形成愈伤组织完全，愈伤组织疏松、透明愈伤组织形成完全、疏松、透明，部分出现叶片褐化部分愈伤组织出现褐化，呈黑色水浸状，部分形成的愈伤组织较紧愈伤组织不完全，且愈伤组织少愈伤组织疏松，部分出现细菌污染，呈点状愈伤组织完全，尤其是茎段最好，愈伤组织松散、透明部分愈伤组织中夹带死苗，茎段愈伤组织形成完全，呈船状愈伤组织紧密，形成愈伤组织少愈伤组织少，不膨大，出现黄`苗现象注：+++表示膨胀度好，++表示膨胀度一般，+表示几乎不膨胀。
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：50-53.
金属组织 篇4
超细晶材料[1,2]是指晶粒尺寸已经细化到亚微米级甚至纳米级的材料,其具有良好的综合力学性能,越来越受到人们的关注。为了得到超细晶材料,国内外研究者对其制备方法进行了大量研究。而利用剧烈塑性变形技术(SPD)得到超细晶材料成为国内外研究的重点。剧烈塑性变形是指在塑性变形过程中利用位错的演化、增殖以及交互作用使试样的组织发生显著变化的一种变形方法[3,4,5]。目前采用剧烈塑性变形技术 制备超细 晶材料的 主要方法 有等径角 挤压 (ECAP)[6,7]、高压扭转 (HPT)[8,9,10]和表面机 械研磨处 理 (SMAT)[11,12]。
目前有学者成功地利用SMAT工艺在纯铜表面制备出晶粒尺寸为10nm左右的纳米晶层[11,12]。卢柯等提出了表面机械碾磨处理[13],它是利用高速剪切变形使试样表面晶粒得到细化的一种新型处理方法,并已成功利用这种方法制备出梯度纳米材料。杜随更等提出了连续摩擦压扭[14]处理,该方法采用高速旋转的平面工具头在试样表面压扭[15,16],可以将晶粒尺寸细化到200nm左右,达到细化晶粒的目的。研究表明,利用上述方法制备的超细晶材料,其硬度、耐磨性等力学性能都得到明显提升。由此可见,通过剧烈塑性变形方法制备超细晶材料有着其独特的优势。
金属表面机械 扭压处理 (Surface mechanical pressuretorsion,SMPT)是在上述几种剧烈塑性变形方法研究的基础上改良的一种制备超细晶材料的新型方法。SMPT是利用旋转球形工具头与金属表面接触产生剪切力达到使晶粒细化的目的。与ECAP、HPT不同的是,SMPT可以实现梯度细晶材料的制备,而且可以实现对任意曲面的加工,这与表面机械碾磨处理有所不同。为了清楚了解SMPT技术对材料表面显微组织和性能的影响,本研究对T2纯铜表面进行了SMPT处理并对SMPT处理前后的T2纯铜表面的晶粒尺寸、材料表面的显微硬度和摩擦系 数等力学 性能进行 测量,为SMPT技术的更进一步研究提供理论依据。
1实验
1.1实验原理
SMPT原理如图1所示,工具头采用高速钢材料制作, 在工具头的端部为半球面,这样就可以保证工具头旋转时能在材料表面产生足够的剪切变形。处理时,金属球形工具头以转速n高速旋转并压入试样表层一定深度 Δz(深度具有可调性),球形工具头在自身旋转的同时,还沿着预定的轨迹以进给量v在试样表面水平移动,这样在工具头移动时会产生较大的剪切摩擦作用力,与球形工具头接触的试样部分在剪切摩擦力的作用下发生剧烈塑性变形,工具头周围金属发生剪切流动。工具头在试样表面可沿任意方向水平移动,保证SMPT工艺可以处理整个试样表面,SMPT与连续摩擦压扭处理不同的是其旋转工具头底部为球形面。球形面的工具头可以实现任意曲面的加工,拓展了应用范围。此外,球形面的工具头与工件表面接触面积小,接触压力大。
1.2实验方法
1.2.1SMPT处理
本实验采用T2纯铜进行实验,T2纯铜化学工艺参数如表1所示。
将T2纯铜试样进行退火处理,退火温度873K,保温60 min,随炉冷却,在试样表层进行SMPT处理。本次实验采用的球形工具头材料为直径10mm的高速钢,工具头下压深度 Δz设为0.2mm。由于SMPT处理过程中各个工艺参数对实验结果都有一定影响,为了验证SMPT可以使晶粒细化, 先将工具头转速预先设定为4500r/min,工具头在试样表面水平进给量为50mm/min,润滑方式采用常规油润滑,处理面积为70mm×70mm。将处理后的T2纯铜试样线切割加工成面积为15mm×15mm的块状试样备用,同时切割未经SMPT处理的退火试样。
1.2.2金相观测
利用金相砂纸对SMPT加工表面以及退火试样表面进行打磨并抛光,选用粒度为1.5μm的金刚石喷雾研磨抛光剂。采用5g FeCl3+5mL HCl+100mL H2O腐蚀溶液滴蚀15~20s,腐蚀后超声波清洗并吹干,利用CMM-220E金相显微镜观察金相组织并由TK-C1021EC彩色摄像机进行图像采集。
1.2.3UMT摩擦系数测试
将SMPT处理后以 及退火态 的T2纯铜试样 切成15 mm×15mm×6mm的块状,进行打磨抛光去除表面杂物, 采用多功能摩擦磨损试验机(UMT-3,美国CETR公司,以下简称UMT)仪器对扭压处理前后的试样进行摩擦系数测试,采用直径为4mm的GCr15轴承钢球。测试条件为恒温20 ℃,相对湿度保持45%左右,加载载荷设为3N,频率为2Hz,行程6mm,加载时间10min。数据由计算机进行实时采集。
1.2.4显微硬度测试
将试样抛光后利用FM-700数字显微硬度仪测量处理前后T2纯铜试样的显微硬度,载荷25g,加载时间5s,试样各选取位置不同的5个点进行测试,求取平均值。
2结果与讨论
2.1SMPT处理宏观形貌
SMPT高速旋转并压入材料一定深度,工具头自身的高速旋转会引起所接触材料发生剧烈的塑性变形,图2为对金属试样表面某一点进行SMPT处理放大100倍时的表面形貌图像,此时球形工具头转速为3000r/min,Δz为0.2mm, 箭头方向表示工具头旋转方向。从图2可以看出金属材料表面由于工具头的转动而发生流 动,剪切力的 作用效果 明显,这种剪切力为晶粒的细化提供了源动力。从图2还可以看出,由于球形工具头与材料表层充分接触,使材料表层变形更均匀,细化效果更显著。
2.2金相分析
图3(a)为未经SMPT处理的退火态T2纯铜原始金相图,图3(b)为经过SMPT处理后的T2纯铜金相图。对比图3(a)、(b)可以看出T2纯铜退火态的晶粒尺寸约为100μm, 经过SMPT处理后纯铜的晶粒尺寸约为10μm。金属材料表层在高速旋转的工具头的作用下,发生剧烈塑性变形,同时由于剪切摩擦的作用产生大量的热量。两者的相互作用促使材料表层的 晶粒尺寸 发生了变 化。为了进一 步探究SMPT处理的效果,验证材料表层金属发生流动,对试样纵面进行金相观测,如图4所示。从图4可以看出经过SMPT处理后试样纵面的晶粒尺寸呈梯度分布,与工具头接触的表层为处理层,此时晶粒达到最细,细晶粒层大约为30μm;处于基体粗晶组织与处理层细晶组织的为变形层,通过图4可以明显看出,此时晶粒在剪切力的作用下被拉长,且金属沿一定方向发生了流动。
金相图分析表明,T2纯铜经表面机械扭压处理后表面层形成了细晶组织层,晶粒尺寸随着层深的增大而增大,呈梯度分布,在层深达到60μm左右时,晶粒尺寸与基体组织类似。这进一步说明,T2纯铜表面细晶化与球形工具头在材料表层产生的塑性变形有关。
2.3UMT测试滑动摩擦系数
采集实验数据并绘制加载后150s摩擦系数曲线如图5所示。从图5可以看出,在加载过程中由于存在加工硬化和材料堆积的情况,试样的摩擦系数(COF)随着时间的延长而增加,但可以直观地看出经过SMPT处理后的试样与退火态试样在加载相同时间时,摩擦系数较低,在加载一定时间后SMPT处理后的细晶层被磨损到达未变形粗晶区,两者摩擦系数趋于一致。对划痕处进行金相分析,如图6所示,可以看出此时与UMT钢珠接触的部分为粗晶区。通过比较摩擦系数发现经过SMPT处理后试样的表面摩擦系数降低,从而反映出经过SMPT处理后试样耐磨性得到了改善。
研究表明,对于退火态纯金属,机械加工硬化并没有改变其耐磨粒磨损能力,而晶粒细化引起的硬化却提高了其耐磨粒磨损能力[17]。通过对摩擦系数以及金相的分析,可以看出铜细晶表层耐磨性提高是由于晶粒细化导致硬度提高造成的,完全符合Holm-Archard经典磨损 定律,可见SMPT工艺确实将纯铜表面晶粒细化,并提高了其耐磨性。
2.4SMPT处理前后显微硬度测试
将处理前后的试样 微打磨 (避免将细 晶层打磨 掉)、抛光,清洗掉表面油污后用液氮吹干表面,然后进行显微硬度测试,测试结果如图7所示。从图7中可以看出T2纯铜退火态平均硬度为92HV,经过SMPT处理后表面显微硬度平均为220HV左右,经过SMPT处理后T2纯铜的表面硬度提高了140%左右。其原因主要是经过SMPT处理后,材料表面晶粒细化(图1),导致其硬度明显提高。
3结论
(1)通过对试样的金相分析可以看出,经过SMPT处理后T2纯铜的晶粒尺寸得到了明显细化,由退火态的100μm细化到10μm左右,虽未达到超细晶范畴,但证实了该方法具有细化晶粒的作用。
(2)采用UMT对经过SMPT处理前后的试样进行摩擦系数测试,结果表明初始加载过程中经SMPT处理的试样表面摩擦系数较未处理的低,说明表面耐磨性有所改善,进一步验证了SMPT处理后试样的晶粒尺寸已经发生变化。
(3)对SMPT处理前后的试样进行硬度测试,T2纯铜初始退火态的显微硬度为92HV,处理后达到220HV,提高了140%,表明SMPT对金属试样的力学性能改善较明显,与组织细化实验结果相吻合。
金属组织 篇5
制定授课计划:抓住重要环节
根据学校实际的教学时间安排及专业的职业能力要求, 制定合理的授课计划 (见表1) , 在具体拟定计划时, 应注意以下环节:
突出实践性教学环节, 提高学生学习兴趣实践性教学环节是专业课程的重要组成部分, 它不仅是提高学生学习兴趣的有效途径, 也是改进教学效果的重要手段。在制定计划时, 应突出安排实践性教学课时, 在原有的演示实验中增加一些操作性强的实验。
考虑本课程与其他专业课的衔接及实际的授课学时, 合理调整教学内容为使本课程更好地为提高学生的职业能力服务, 根据实际的授课学时, 考虑本课程与其他专业课的衔接, 适当调整了授课内容:降低实用意义不大的理论知识的深度, 对以后专业课要讲的内容或对专业能力用途不大的内容可少讲或不讲。如非金属材料、金属的塑性变形与再结晶、钢的火花鉴别等内容略讲或不讲, 因为有些内容在其他专业课中可学到。
组织课堂教学:提炼难点解决难题
本课程教学内容庞杂, 新名词、新概念多, 又与生产实际相关联, 这对实践经验缺乏的学生而言, 学习起来有很大的困难。因此, 除制定合理的授课计划外, 任课教师还应在认真钻研教材, 对教材进行全面的分析, 突出重要章节, 提炼难点的同时合理应用各种教学方法来解决难题, 深入浅出, 使学生在理解的基础上轻松地学好这门课。
多样化的新课导入法新课的导入虽然时间很短, 但却很重要, 它关系到学生的学习兴趣和情绪的调动, 做好了有利于发挥学生的积极性和主动性。 (1) 实验导入。用带有启发性、趣味性的实验导入新课。如讲解金属的结晶过程, 可用一小实验导入新课, 让每位学生都在自己的课桌上滴上几滴相距很近的小水滴, 然后要求用笔尖轻轻拨动小水滴让它们相碰并观察变化, 发现小水滴会在瞬间汇聚在一起形成大水珠。这种现象能生动形象地解释金属结晶过程中的晶核产生和长大的过程。再如讲解合金的塑性变形对合金组织和性能的影响时, 可用反复弯折铁丝的试验导入新课。试验导入法正是利用学生的生活经验和感性知识来帮助学生理解新知识的, 既容易引发学生的兴趣和联想迁移, 又能活跃课堂的学习气氛。 (2) 设疑导入。结合新课内容, 精心设计一些质疑的问题, 如讲授钢的热处理时, 首先提出“高速钢钻头为什么能钻削其他金属”的问题, 引发学生的好奇心, 在学生求通而不得、欲答而不能时, 教师导入新课。 (3) 生活常识导入。生活中的金属材料很多, 在设计新课导入时, 可根据本课程的内容联系一些常见的生活现象来讲解。如讲解钢的分类时, 以生活中常见的刀具和螺钉等作为碳素工具钢和普通非合金钢的例子。再如解释低碳钢的力—拉伸曲线时, 可用缓慢拉断牛筋来举例。
色彩板书, 由浅入深, 重点突出课前分析教材, 查找资料, 吸取前人的教学经验, 理清思路。讲解时力求做到逻辑关系清晰, 板书简洁, 这样学生容易记忆, 便于掌握。如讲到FeFe3C相图时, 由于相图的知识是学习后续其他许多章节的基础, 是选择热处理及铸锻工艺温度的重要依据。同时, 相图中的点、线、面均有不同的含义, 讲解和学习都有一定的难度。因此, 在汲取前人经验的基础上, 我采用了特定的教学方法, 即先在黑板上工整地画出Fe-Fe3C简图, 把重要的点 (S点、C点、E点) 和主要的线 (ECF线、PSK线, SE线) 清晰地标注出来, 然后根据《相图诀》中的重要的字眼 (两平、三垂、五弧、九星、十二面) 介绍Fe-Fe3C相图总体外形, 让学生先理解相图是表示在缓慢冷却条件下, 不同成分的铁碳合金或组织随温度变化的图形。此时, 学生对金相简图有了一个初步的印象, 接下来再把相图上的点、线、面的意义进一步介绍给学生, 并把共析转变和共晶转变作为重点来介绍, 在分析理解的基础上掌握几个基本区域的组织。在板书上可以用不同颜色的粉笔表示出不同的区域颜色 (见图1) , 一目了然。这样把繁杂难记的Fe-Fe3C相图化解为带色彩的图形, 相图就很容易地被记忆下来。为了让学生更牢固地掌握相图, 随时应用相图, 本人还要求学生自己动手绘制金相简图, 实践证明, 这是一个行之有效的教学手段。
针对难点的理解采用生动形象的举例加以表述例如, 在讲授晶格畸变现象时, 前面的课程是把晶体内部原子的排列理想化, 但这样的理想晶体在自然界几乎是不存在的, 实际使用的金属材料中会产生晶体缺陷。常见的晶体缺陷有以下几种:空位和间隙原子、置代原子、位错、晶界和亚晶界等。由于晶体存在缺陷, 造成晶格发生畸变, 引起塑性变形抗力的增大, 从而使金属的强度提高。当讲授这些知识点时, 学生普遍觉得上述的晶体缺陷难与金属强度提高联系起来。于是, 我在讲解中举例如下:班内每个同学相当于原子, 整个班集体好比晶格, “空位”相当于一个或几个同学缺勤, “间隙原子”相当于班内的某位同学未按排列整齐的座位去坐, 而胡乱地坐在了某个位置, “错位”相当于几位同学位置错排等等, 这样一来, 这个班集体还能是一个平衡、稳定的集体吗?是不是这个班集体出现了缺陷?随即请两位学生在黑板上画出理想状态下的原子示意图 (见图2a) 和有缺陷的原子示意图 (见图2b) 。由此告诉学生, 这就是晶格畸变引发的结果, 再有晶界、亚晶界的存在, 也会造成晶格畸变, 不管哪种情况, 其原子排列紊乱, 具有抵抗塑性变形的能力, 即也能使金属的强度提高。综上所述, 金属材料强度的提高与金属晶体的实际缺陷, 即“晶格畸变”有着直接关系。讲到这里, 学生表示能理解这一论点。
抓好实践教学:突出实用性
组织好现场教学本课程在金属材料的这些章节中, 需要记内容繁多的各种金属牌号。学生没有实践经验, 对这些牌号的理解只能停留在课堂里的理论讲解, 枯燥且不易记住, 学生学起来很困难。因此, 要从实践入手, 组织学生到实习生产现场观摩, 实际接触一些金属材料, 增加对金属材料的感性认识, 从而能较好地掌握这些章节的内容。如在讲解合金工具钢时, 可以安排到各个实习车间观摩教学, 让学生“零距离”地接触到各种工具钢并了解到该种材料的各种应用。如展示丝锥、板牙、铰刀, 讲解这类刀具刀刃细薄, 常用在低速切削场合, 而9Si Cr钢中加入了铬和硅, 使其具有较高的淬透性和回火稳定性, 碳化物细小均匀, 热硬性可达300摄氏度, 硬度在62HRC以上, 9Si Cr钢适合用来制造低速切削场合的刀具, 是最常用的低合金刃具钢之一。再如, 展示车刀、铣刀、钻头, 讲解这些工具都是用高速钢制造的, 高速钢中含有较多的碳和大量的钨、铬、钒、钼等强碳化物形成元素。高的含碳量是为了保证形成足够量的合金碳化物, 并使高速钢具有高的硬度和耐磨性, 钨和钼是提高红硬性的主要元素, 铬主要提高钢的淬透性, 钒能显著提高钢的硬度、耐磨性和红硬性, 并能细化晶粒, 故高速钢在切削时能长期保持刃口锋利, 常用于制造切削速度较高的刀具, W18Cr4V和W6Mo5Cr4V2属于较常用的高速钢牌号。在展示实物和讲解时适当地做些对比, 如把上述的两种材料进行比较等, 能增强学生的理解, 较好地掌握常用的钢的牌号。
加强实验教学本课程的实验可分为演示实验和操作实验两方面。演示实验可通过课前的充分准备, 在课堂上或实验室由教师演示, 更加生动地展示出教学内容。例如, 讲静载荷时可先分析讲台上的粉笔盒的受力, 再用双手拉住一根粉笔两端慢慢用力;讲冲击载荷时, 可用一只手捏住一支粉笔的一端, 然后用手指弹粉笔, 粉笔被快速弹飞;讲交变载荷时则可通过在黑板上绘图分析自行车轮转时辐条的受力。通过这些不同载荷的演示分析, 不但便于学生的理解记忆, 同时也可直观地让学生感受到不同载荷对材料所产生的不同的破坏效果, 从而为接下来所涉及的力学性能相关概念的讲解做好铺垫。而操作实验可以让学生亲自动手, 培养学生的操作能力, 促进学生学习的主动意识, 加深和巩固学生对所学理论知识的理解。如第一章节的“金属的力学性能”, 相应地安排拉伸试验;而在第四章“钢的热处理”这节中安排“碳钢热处理对其力学性能的影响”实验。通过低碳钢的拉伸试验和不同热处理状态下同一材料的硬度测试以及学生在实验过程中动手操作和数据处理, 达到了实验教学的目的, 使学生熟悉了实验设备和操作步骤, 加深了对应力指标的理解, 真实感受到热处理对金属材料性能产生的神奇作用, 为后续课程的教学打下了基础。
安排综合习题课:加强综合训练
为了巩固所学的知识, 培养应用型人才, 可在教学过程中适当安排综合习题课。如热处理章节, 要求学生对零件整个生产过程有大概的了解;在讲授完热处理的技术条件及热处理工序位置等理论内容后, 提供几张生产零件图 (选择常用的机械零件) , 要求学生根据掌握的内容给零件作热处理分析, 并拟出加工工艺路线。通过分析思考, 学生充分了解到这些零件的热处理技术条件、冷热加工工艺路线、热加工工艺顺序和基本参数, 既有助于学生了解这些零件的生产过程, 也有助于零件正确使用和切削加工, 进而可推广到其他零件。在整个课程结束后, 可选编几个大型综合作业题, 让学生独立完成。如选择几个典型零件 (如轴类) 要求学生从选材到安排机械加工工艺使用设备以及热处理工序位置等内容进行练习, 把学生学过的知识贯穿起来。给学生一次综合训练, 不论对其所学知识的巩固, 还是培养能力都大有益处。
教和学是师生双方的信息交流, 只有深入研究教材, 熟知学生心理, 组织好教学, 不断地调整和改进教学方式和教学节奏, 才能使教学更完善, 取得更好的教学效果。
摘要：围绕《金属材料与热处理》课程的特点, 应根据学校的实际教学课时整合本课程内容, 突出实用性, 采用多种与本课程特点相吻合的有效的教学方法组织课堂教学, 同时要强调实践教学, 强化综合训练, 以取得更好的教学效果。
关键词：金属材料与热处理,新课导入,深入浅出,感性认识,学习兴趣
参考文献
[1]陈志毅.金属材料与热处理[M].北京:中国劳动社会保障出版社, 2007.
[2]陈志毅.金属材料与热处理教学参考书[M].北京:中国劳动社会保障出版社, 2007.
金属组织 篇6
实验材料采用的是工业用的铸造AlS i-M g系列合金Z L 1 1 4, 运用I C P的化学成分进行分析测试, 其具体成分如表1所示。
2 实验方案
在相同的冷却条件下, 冷却到690℃浇注。
(1) 将合金加热到700℃~710℃冷却到690℃浇注1炉, 共2根试棒。
(2) 将合金加热到730℃~740℃时, 进行除气, 所用精炼剂为六氯乙烷, 质量为合金的0.3%~0.4%, 静置10 min后继续加热, 直至升温至760±5℃, 保温10 min, 将其倒入另一小坩埚进行快速冷却, 至690℃, 搅拌后静置浇注, 冷却时间为10 s。
(3) 将合金加热到850℃~860℃时, 将其保温10 min, 然后将其倒入到另一个小坩埚内, 进行快速冷却, 冷却至690℃, 同时冷却的时间是20~25 s。
3 实验步骤
3.1 熔炼及浇铸
坩埚电阻炉的炉膛为Φ200×250 mm, 其型号为SG-5-12, 在坩埚电阻炉中加热至950℃,
按照实验方案进行加热, 渣滓杂质捞出, 分别冷却至690℃时在进行浇注。最后, 待温度冷却到位时, 将砂型敲碎取出浇注好的试棒锯下, 进行修剪, 然后在用车床车成小棒状进行拉伸的实验备用。
3.2 拉伸实验
在INSTRON5706型实验机上测试延伸率、断裂强度和屈服强度等每个实验取三个试样的平均值。
3.3 金相实验
使用的化学腐蚀剂是由50%工业无水乙醇, 10%硝酸, 20%盐酸和20%过饱和的苦味酸配制而成, 由于K3合金具有良好的抗腐蚀性, 故采用腐蚀时间15 min。腐蚀方式:擦蚀。当试样表面刚刚变黑时, 腐蚀结束, 用清水冲洗, 然后用蘸有酒精的棉球在试样表面轻擦。在XJP-200和OlympusTG-3金相显微镜下观察α相、共晶体α+Si的形貌和分布情况;采用Leica万能定量金相显微镜及图像处理与分析系统测量凝固组织的枝晶间距、相的厚度和相的体积 (面积) 百分数 (如表2, 3) 。
4 实验结果及分析
4.1 力学性能实验结果及分析
表4中, 由试样经过700℃处理的拉伸强度为177 MPa, 合金熔体经850℃热速处理试棒的抗拉强度为181 MPa, 可以看出:相对于700℃处理的试样的屈服强度有所减小, 但拉伸强度有所增加, 拉伸韧性提高。经950℃热速处理的试样的拉伸性能, 抗拉强度也只有184 MPa。但是合金熔体经740℃热速处理试棒的拉伸性能, 与原始材料相比, 屈服强度明显增加, 尽管未经热处理过程, 但是其拉伸强度高达188 MPa。是一项非常大的突破。
第一个为原材料的700℃处理的试样, 延伸率只有2.4%。第二个为合金熔体经740℃热速处理试棒, 延伸率增加, 拉伸韧性提高。第三个为合金熔体经850℃热速处理试棒的拉伸性能, 延伸率降低为3.6%。第四个为样品经950℃热速处理的拉伸性能, 表现为相当高的韧性, 延伸率为4.3%。
从表4中可以看出, ZL114合金的抗拉强度和相对延伸率均在热速处理工艺后比原始材料增大, 其韧性都大大的增大。尤其是经过740℃热速处理的试样, 相对延伸率非常高, 其抗拉强度也很好。
4.2 金相实验结果及分析
图1为ZL114合金熔体经不同温度热速处理后保温10 min后迅速降温至690℃浇铸的显微组织。比较图1 (a) (b) , 不难发现α枝晶臂随着处理温度的升高而由粗大变得细小, 在700℃时α枝晶臂较长, 且呈明显的长短不一, 分布也不均匀, 而在740℃处理之后, α枝晶臂与前相比变短且均匀了;随着温度的增加, 在850℃过热处理后, 如图1 (c) , 二次枝晶臂间距虽然增大, 但α相面积变小, 其外观近球形, 二次枝晶臂从一次枝晶干根部发生熔断及粒化现象, 共晶区域增大, 一次枝晶间距也变细变小约为56μm;图1 (d) 中所示950℃热速处理的试样较之图1 (c) 二次枝晶间距有所减小, 更加近似于图1 (b) 的形貌。
结果分析:由于温度处理比前一过程温度提高了100℃, 和金熔体进入了Al-Al原子团簇解体区域。由于尺寸较大的Al-Al原子团簇破裂, 使得原子团簇的尺寸有所减小, 数量增多, 合金熔体在快速降温的过程中, 虽然温度己降低到690℃, 但结构状态的改变滞后于温度的变化, α-Al的形核与生长主要靠Al原子的扩散进行, 由于冷速较快, Al原子只能进行短程扩散。所以凝固组织中α-Al的枝晶尺寸减小, 同时, 共晶组织的面积百分比升高。
5 结论
本文针对ZL114合金, 通过实验研究了凝固条件、熔体处理、过热处理和热速处理对合金凝固组织和性能的影响。主要结论如下。
(1) 熔体温度越高, 越容易消除异质形核的核心, 增加凝固时的过冷度, 有利于组织的细化。
(2) 通过熔体热速处理工艺, ZL114合金的抗拉强度和相对延伸率均比原始材料以及细化和变质处理试样增大, 其韧性都大大增加。尤其是经过950℃热速处理的试样, 相对延伸率达4.9%, 其抗拉强度也已达到非常高的程度。因此, 通过对熔体热速处理, 选取合适的处理温度, 可以显著提高合金的力学性能。
摘要：本文的研究背景及目标:金属产品在很大程度上是由原始熔体的结构决定其本省的性能和组织, 炉料的原始状态对液态和固态合金的结构有极大的遗传影响。本课题主要从亚共晶铝合金遗传性的角度出发, 系统地研究热速处理过程中, 过热温度对ZL114合金组织、力学性能影响, 以及对第二相形态、尺寸、分布的影响, 建立并优化ZL114合金热速处理工艺参数。
关键词：过热温度,影响
参考文献
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金属组织 篇7
1资料与方法
1.1一般资料
60例肝硬化患者均为台州恩泽医疗集团路桥医院2011年1月~2012年6月收治的, 按照中华医学会肝病学分会以及寄生虫与传染病学分会于2000年制定的诊断标准[5], 纳入乙型肝炎病毒感染转为肝硬化病程, 经过病理学检查确诊为肝硬化患者。 其中代偿组患者30例, 男17例, 女13例, 年龄32~77岁, 平均 (48.26±5.13) 岁;失代偿组患者30例, 男19例, 女11例, 年龄33~81岁, 平均 (49.82±7.21) 岁;正常对照组30例, 男18例, 女12例, 年龄32~80岁, 平均 (48.11±4.87) 岁, 均为健康体检人群, 无乙肝肝硬化等相关疾病。 三组一般资料比较, 差异均无统计学意义 (P > 0.05) , 具有可比性。
1.2方法
所有受试对象均于清晨同一时间空腹采血, 静脉抽取血量为2 m L。血液样品放置短时间后, 3000 r/min离心5 min, 取上清液, -80℃保存。测定时, 提前20 min将血清样品拿出放置室温解冻, 再将ELISA试剂盒在室温中 (22~25℃) 放置30 min, 让其平衡用。MMP-3的测定与TIMP-1的测定按照试剂盒说明说严格操作。 自制标准曲线。
1.3统计学方法
采用统计软件SPSS 17.0对数据进行分析, 正态分布计量资料以均数±标准差 (±s) 表示, 两独立样本的计量资料采用t检验。 以P < 0.05为差异有统计学意义。
2结果
2.1代偿组与正常对照组血清MMP-3、TIMP-1表达情况比较
代偿组患者血清MMP-3水平显著高于正常对照组血清MMP-3水平, 差异有统计学意义 (P < 0.05) ; 代偿组患者血清TIMP-1水平显著高于正常对照组, 差异有统计学意义 (P < 0.05) ;代偿组TIMP-1/MMP-3值为 (0.088±0.010) , 比正常对照组TIMP-1/MMP-3值 (0.086±0.010) 有所升高, 但差异无统计学意义 (P > 0.05) 。 见表1。
注:TIMP:基质金属蛋白组织抑制因子;MMP:基质金属蛋白酶
2.2失代偿组与正常对照组血清MMP -3、TIMP -1表达情况比较
失代偿组患者血清MMP-3水平显著高于正常对照组, 差异有统计学意义 (P < 0.05) ;失代偿组患者血清TIMP-1水平显著高于正常对照组, 差异有统计学意义 (P < 0.05) ;失代偿组患者TIMP-1/MMP-3值为 (0.103±0.020) , 显著高于正常对照组 (0.086±0.010) , 差异有统计学意义 (P < 0.05) 。 见表2。
注:TIMP:基质金属蛋白组织抑制因子;MMP:基质金属蛋白酶
2.3代偿组患者血清MMP-3水平与失代偿组患者比较
失代偿组患者血清中MMP-3水平显著高于代偿组患者, 差异有统计学意义 (P < 0.05) ;失代偿组患者血清TIMP-1水平显著高于代偿组患者, 差异有统计学意义 (P < 0.05) ;失代偿组患者TIMP-1/MMP-3值显著高于代偿组患者, 差异有统计学意义 (P < 0.05) 。
3讨论
肝硬化在临床上是常见的慢性进行性肝脏疾病, 该病通常是由于一种或者多种原因的长期反复作用而导致的肝脏损伤[6]。 我国肝硬化患者多为肝炎相关性肝硬化, 还有少部分为血吸虫性肝硬化以及酒精性肝硬化[7]。 肝硬化在病理组织学上主要表现为肝脏多部位出现肝细胞坏死、肝脏结缔组织增生、肝细胞结节性再生以及形成纤维隔[8], 从而造成肝小叶结构损伤以及形成假小叶, 进一步病变导致肝脏变形、变硬而形成肝硬化。 由于肝脏具有较强的代偿功能, 肝硬化早期一般不表现出明显症状, 肝硬化后期主要表现为门脉高压以及肝脏功能损害[9]。 严重者可累及多器官, 肝硬化晚期通常会出现肝性脑病、上消化道出血、 脾脏功能亢进、腹水以及癌变等症状[10,11]。
细胞外基质的合成与分解主要靠MMPs和TIMPs调节。 MMPs家族中MMP-3、MMP-9、MMP-13等是降解细胞外基质的主要酶[12]。 在肝纤维化的病理进程中, 其关键作用的并不是基质金属蛋白酶含量的减少, 而是基质金属蛋白酶组织抑制因子酶含量的增加。 TIMPs的作用是以1 ∶1的方式和MMPs结合形成TIMP-MMP复合体, 竞争性阻断MMPs和底物结合从而发挥的催化作用, 从而达到抑制MMPs功能的作用, 进而导致细胞外基质含量的增加、沉积。当基质金属蛋白酶组织抑制因子与基质金属蛋白酶结合后, 由于结合是不可逆的[13], 因此基质金属蛋白酶组织抑制因子也丧失了活性。TIMPs有多种亚型, 包括TIMP-1~TIMP-4, 但肝脏中表达的TIMPs只有TIMP-1和TIMP-2。
有研究结果表明, TIMP-1可以调节MMP-3的表达[14]。 此外, 通过一种MMP的活性TIMP-1还可以抑制已经激活的肝星状细胞的凋亡[15]。 上述研究结果显示, 在肝脏纤维化进程中TIMP-1是一个重要的因素, 而且TIMP-1还可能作为独立调节因子在肝硬化进程中发挥作用。
MMP-3/TIMP-1比值对于肝硬化进程具有一定的影响作用, 此作用可能不是由于MMP-3单独变化而造成了胶原蛋白降解减少, 而是由于TIMP-1的增加抑制了MMP-1的活性, 从而导致二者比例失调, 进而造成肝脏纤维组降讲解减少, 以上作用持续进行, 造成肝纤维化持续形成并加重, 最终造成肝硬化。 此外, MMP-3/TIMP-1的比值与TIMP-1的表达与肝硬化程度存在相关性。 有研究者的研究结果也表明血清中MMP-3/TIMP-1的比值与肝硬化进程密切相关[16,17]。
摘要：目的 探讨肝硬化患者血清中的基质金属蛋白酶-3 (MMP-3) 和基质金属蛋白组织抑制因子-1 (TIMP-1) 值对于肝硬化进程的影响。方法 分析台州恩泽医疗集团路桥医院2011年1月2012年6月收治的30例乙型肝炎后肝硬化代偿期患者 (代偿组) 及30例失代偿期患者 (失代偿组) 的临床资料, 30名健康者作为正常对照组。采用BAS-ELISA法测定MMP-3的血清含量, 同时采用ELISA双抗体夹心法测定TIMP-3的浓度;计算TIMP-1/MMP-3的比值。对比两组患者的MMP-3、TIMP-1的临床指标的异同。结果 ①代偿组患者血清MMP-3水平[ (20.32±3.10) ng/mL]显著高于正常对照组血清MMP-3水平[ (17.45±2.30) ng/mL], 差异有统计学意义 (P<0.05) ;代偿组患者血清TIMP-1水平[ (1.72±0.40) ng/mL]显著高于正常对照组[ (1.49±0.30) ng/mL], 差异有统计学意义 (P<0.05) ;代偿组TIMP-1/MMP-3值为 (0.088±0.010) , 比正常对照组TIMP-1/MMP-3值 (0.086±0.010) 有所升高, 但差异无统计学意义 (P>0.05) 。②失代偿组患者血清MMP-3水平[ (22.73±5.20) ng/mL]显著高于正常对照组[ (17.45±2.30) ng/mL], 差异有统计学意义 (P<0.05) ;失代偿组患者血清TIMP-1水平[ (2.24±0.30) ng/mL]显著高于正常对照组[ (1.49±0.30) ng/mL], 差异有统计学意义 (P<0.05) ;失代偿组患者TIMP-1/MMP-3值为 (0.103±0.020) , 显著高于正常对照组 (0.086±0.010) , 差异有统计学意义 (P<0.05) 。③失代偿组患者血清中MMP-3水平显著高于代偿组患者, 差异有统计学意义 (P<0.05) ;失代偿组患者血清TIMP-1水平显著高于代偿组患者, 差异有统计学意义 (P<0.05) ;失代偿组患者TIMP-1/MMP-3值显著高于代偿组患者, 差异有统计学意义 (P<0.05) 。结论 代偿期肝硬化患者MMP-3以及TIMP-1皆显著升高, TIMP-1/MMP-3比值有升高趋势。失代偿期肝硬化患者MMP-3以及TIMP-1皆显著升高, TIMP-1/MMP-3比值显著升高。MMP-3/TIMP-1的比值与TIMP-1的表达与肝硬化程度有关。
金属组织 篇8
为了减少污染、节约能源,汽车车身结构广泛采用轻量化的铝合金[1]。铝合金和镀锌钢板的热物理性能存在巨大的差异,采用常规的熔化焊焊接时,焊接性较差,易萌生裂纹,焊接接头组织不均匀,存在较大的残余应力,且焊缝中易生成大量硬而脆的Al-Fe金属间化合物[2],严重影响了接头的力学性能和使用性能。
国内外很多学者对铝合金和镀锌钢薄板的连接进行了探索性的研究,其方法主要是熔钎焊连接。焊接过程中,低熔点的铝合金薄板熔化,同时镀锌钢板保持固态,通过熔融状态的铝合金在镀锌钢板表面润湿铺展形成搭接接头,从而实现两者之间的连接。
冷金属过渡(cold metal transfer,CMT)技术作为一种新型的异种金属焊接方法,具有焊接质量好、焊接热输入低、无飞溅起弧、焊接变形小、无焊后清理工作等优点,良好的搭桥能力使得焊接过程操作容易,其特殊的熔滴过渡形式使得其在异种金属焊接中体现出了较大的优势[3]。笔者采用CMT焊接方法对铝合金和镀锌钢板进行焊接试验,研究铝合金和镀锌钢板的熔钎焊工艺、焊接头组织特征、焊接缺陷及力学性能。
1 试验材料、设备及方法
1.1 试验材料
试验所用材料为变形铝合金6061和冷轧热镀锌钢板HDG60,其物理性能如表1所示。焊接试板变形铝合金和镀锌钢板的尺寸均为200mm×100mm×1mm,焊接时选用的焊丝为直径1.2mm的ER4043(Al Si5)。
1.2 试验设备
本试验中对铝合金和镀锌钢板进行搭接焊所采用的试验设备为Fronius公司生产的TPS3200系列数字化CMT焊机。
1.3 试验过程
焊前,先用砂纸和钢丝刷将铝合金试件表面的氧化膜去除,再用丙酮去除铝合金和镀锌钢板上的水渍和油污,最后对清洗后的铝合金进行碱洗和酸洗。将表面处理干净的试板组合成搭接接头(铝合金板在上,镀锌钢板在下)。焊枪施焊方式为“前推”(前进方向与倾角相反)方式,夹角为135°,焊接形式如图1所示。焊接过程中,焊接电流为45A,电弧电压为10V,送丝速度为3.0m/min,焊接速度为5.14mm/min,焊接起始电流为55A,收弧电流为40A,采用氩气保护,氩气流量为20L/min。
焊后切取铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面,用不同腐蚀剂分别对镀锌钢的一侧和铝合金焊缝一侧进行腐蚀。采用OLYMPUS GX51金相显微镜、JSF-6700F型扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDAX)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头的显微组织进行观察和分析。
同时为了检测铝合金和镀锌钢板异种金属熔钎焊接头的力学性能,室温(20℃)环境下,在WDW-100D的微机控制电子式万能试验机上进行静态拉伸试验,测量接头的抗拉强度。焊接接头力学性能试验按照GBT2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》进行,焊件接头上沿垂直焊缝方向切取拉伸试样,保证焊缝处于试样中部。拉伸速度为1mm/min,拉伸试样尺寸如图2所示。
2 试验结果及分析
2.1 焊缝成形与接头形貌
通过焊接参数的优化,得到了成形美观的焊缝。焊接试样的焊缝表面成形如图3所示,接头的正面成形美观,接头表面形成连续均匀、无飞溅、窄而低的鱼鳞状焊缝,从焊接接头的背面可以看到镀锌钢板颜色略有变化,这表明其镀锌层烧损较少,有利于保持镀锌钢板的抗腐蚀性。
采用金相显微镜和SEM对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面进行观察,如图4所示(由于显微镜镜头所限,图4由3张照片拼接而成)。试验结果表明,接头形貌为典型的搭接接头。据熔钎焊接方法的特点,由于6061铝合金的熔点仅为610℃,而镀锌钢板的熔点为1535℃,所以在电弧的作用下只有上层金属(铝合金)熔化,而下层金属(镀锌钢板)没有熔化或只有微熔。接头由钎焊接头和熔焊接头组成。钎焊接头是实现铝钢钎焊连接的主要部分,主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区,以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢母材组成。熔焊接头由焊缝(熔化区)、焊接热影响区及6061铝合金母材组成。
2.2 界面区显微组织特征
在CMT熔钎焊过程中,由于Al-Si钎料的熔点较低(为577℃),钎料在电弧温度下将迅速达到熔点。当温度高于铝合金的熔点时,固态镀锌钢板和液态铝合金相互作用。铁与铝形成金属间化合物的速度远远大于液体铝合金向镀锌钢板表面扩散的速度及金属间化合物的溶解速度,所以铝铁扩散过程以反应扩散为主[4]。根据FeAl二元合金相图,铁铝相互作用可形成α-Fe、α-Al固溶体及Fe3Al、Fe Al、Fe Al2、Fe2Al5、Fe Al3及Fe Al6等一系列金属间化合物,其中,Fe3Al基合金和Fe Al基合金有着优异的抗氧化、抗硫化性能以及较高的比强度和中温强度[5]。由于铁铝金属间化合物的生长系数的不同,在电弧钎焊的作用下,并不是所有的金属间化合物均能形成和长大。
2.2.1 中心界面区组织
对焊后接头的中心界面区反应层进行组织观察和能谱分析,对结合面不同部位进行线扫描和点分析,如图5所示。试验结果表明,焊后接头界面形成了一种亮灰色的致密新相,其平均厚度为3~5μm,形貌与母材大不相同。新相厚度小于文献所讲的临界厚10μm[6]。且该新相沿着熔化区呈针状生长。靠近反应层的镀锌钢板一侧,晶粒得到了一定的细化,这是由焊接热输入量不是很大造成的。从图5可以观察到Fe、Al元素从镀锌钢板→钎接界面区→熔焊焊缝金属有一个明显的渐变过程,分别呈下降和上升的趋势,而其他元素基本保持不变。这是Fe、Al元素向对方基体母材扩散的结果,其中,Al元素向镀锌钢板一侧扩散更为明显。在根据Fe-Al二元合金相图和表2可知,镀锌钢板母材Mn含量较高;靠近镀锌钢板一侧生成的铝铁金属间化合物为Fe3Al;近熔化区一侧生成的金属间化合物为Fe Al3;中间区的金属间化合物为Fe2Al5;熔化区下部靠近钎焊结合面的亮白色的为固溶体;焊缝熔化区主要为α-Al在熔池金属凝固过程中,达到共晶温度时,熔池金属发生共晶反应并在枝晶边界生成细密的(α-Al+Si)共晶,新生成的(α-Al+Si)共晶体附着在熔化区的铝基体上。另外,通过能谱发现,界面区没有Zn元素,这是由于电弧的温度较高,而Zn的挥发温度仅有906℃,所以在接头形成过程中镀锌钢板上的Zn主要起稳定电弧、润湿铺展、引领焊缝成形的作用,最后大量的锌形成富锌区,使得结合界面区基本上不含Zn元素。整体而言,由图5和表2可知,沿着镀锌钢板→钎焊结合面→焊缝熔化区这条路径上,相分布变化趋势为α-Fe固溶体、Fe3Al、Fe Al3、Fe2Al5金属间化合物、α-Al+Si共晶。
2.2.2 过渡界面区组织
从图6可以观察到,焊接接头过渡界面的反应层为2~3μm的致密生成相,这是因为这一区域电弧的加热温度有所降低,从而使得过渡界面区反应层的平均厚度小于中心界面区的平均厚度。通过能谱发现,如表3所示,靠近钢一侧的亮灰色的化合物层为Fe Al2,中间层灰色的化合物为Fe Al3,靠近熔化区的化合物为富铝的化合物。
2.2.3 富锌区组织
焊接过程中,由于电弧边缘温度较低,焊缝中只发生熔化没有挥发的锌以及镀锌钢板上的锌被保留下来。保留下来的锌引导熔融的焊丝和部分熔化的铝合金母材在镀锌板表面铺展,在熔化的铝合金的推动下,在接头的一侧富集形成富锌区,如图7所示。富锌区是由亮灰色树枝状晶体和枝晶间的黑色物质组成的网状结构,由于锌原子的半径比铝原子的半径小,故在一定程度上阻止了铁铝间相互作用,并且由于电弧边缘温度较低,在富锌区与钢之间几乎没有反应层,如图7所示。铁铝间不能生成致密的化合物层,而是生成了絮状的结构,根据能谱分析结果(表4),该絮状结构为Fe-Al-Zn三元化合物相;由铝锌二元合金相图可知,亮白色的为铝锌α固溶体,图7b中亮白色规则的几何形状相为Al-Si固溶体。
2.3 焊接接头缺陷及形成
铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头的缺陷主要为气孔和缩孔,并且这些缺陷主要集中于焊缝熔化区上部,如图8所示。气孔大多数集中在熔化区的上部及其边角区域,气孔的直径一般约为50μm。气孔形成的原因可能有两个:一是,铝合金母材和焊丝表面的氧化膜焊前清理不彻底,导致焊件表面容易吸附水分、油脂等污染物,焊接过程中该污染物受热分解产生气体(氢气、氧气等),焊缝冷却过程中没有及时逸出而形成了气孔;二是,由于锌的熔、沸点较低,高温电弧使得中心部分的锌挥发,而CMT焊接方法焊接过程中热输入量较低,焊缝的形成时间短,不足以使全部的锌蒸汽从焊缝中逸出而形成了气孔。
在焊接过程中,靠近熔化区一侧的近热影响区中的低熔强化相受热熔化,液态的低熔强化相在晶界处聚集,随后冷却析出。而在冷却的过程中,若液态的强化相在晶界处填充不充足,则在焊后热影响区很容易形成“缩孔”。
综上所述,在铝合金和镀锌钢板CMT法的焊接接头中存在气孔、缩孔等焊接缺陷,但由于这些焊接缺陷主要存在于熔化区的上部,所以对焊接接头的性能影响较小。
2.4 焊接接头力学性能试验
由接头力学性能试验可知:焊缝的拉伸试样断在热影响区,断后的试样宏观形貌如图9所示。焊接接头的最大承载力为5.13k N,抗拉强度可达204MPa,其载荷位移曲线如图10所示。
3 结论
(1)焊接接头由钎焊接头和熔焊接头两部分组成。钎焊接头主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢板母材组成;熔焊接头主要由熔焊接头焊缝、焊接热影响区及铝合金母材组成。
(2)CMT熔钎焊接头中心界面区化合物层的宽度大约为3~5μm,反应层为致密的Fe2Al5金属间化合物层;过渡界面区反应层的宽度为2~3μm,在靠近熔化区的一侧有灰色的絮状物,其成分为富铝的固溶体,在靠近钢一侧致密的灰色物质为Fe Al2金属间化合物层;富锌区是由树枝状晶的铝锌α固溶体和枝晶间的残留铝所组成的网状结构。
(3)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头进行横向拉伸试验。试验结果表明:断裂发生在热影响区,断裂部分有颈缩现象,焊接接头的抗拉剪强度为204MPa。
参考文献
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[2]刘中青,刘凯.异种金属焊接技术指南[M].北京:机械工业出版社,1986.
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[5]杨思一,吕广庶,陈惠民,等.Fe3Al金属间化合物性能特点及熔制工艺研究[J].材料导报,2000,8(3):340-343.
金属组织 篇9
纯镍指纯度不小于99.5%的工业级金属镍[1],具有优良的耐蚀性,较高的电真空性能和电磁控制性能,同时具有优良的焊接性能、加工性能以及较好的力学性能[2],因此纯镍广泛应用于化工、机械电子、食品等方面,而且也越来越多的应用到特殊用途的零部件、机器制造、火箭技术装备等产品中。镍是工业上应用比较广泛的材料之一,然而纯镍N6的应用不可避免要涉及到焊接加工[3,4]。
西部某有色金属公司5000t/a镍及镍合金板带材项目已建成投产,目前采用等离子弧焊为主的镍板带拼焊技术主要问题已解决[5],但生产中发现部分批次纯镍N6经过焊接以后,在进入冷轧工序之前或经过冷 轧加工以 后会出现 断裂,而且焊接接头的母材区域、热影响区以及焊缝均会出现断裂的情况。前人在夹杂物研究方面已经做了大量的工作,主要针对钢材中非金属夹杂物的研 究,包括夹杂 物化学组成、形态与分类,夹杂物的尺寸和来源等问题,但是专门针对纯镍中夹杂物的研究并不多见。基于此,本实验对该问题进行了深入研究分析,明确了在生产过程中纯镍N6焊接接头或母材发生断裂的主要原因,同时对引起断裂的非金属夹杂物的行为进行分析,为镍及镍合金的断裂提供了理论依据。
1 实验
1.1 实验材料
实验材料采用经过固溶和保护气氛退火热处理后的热轧N6板带(化学成分见表1,力学性能见表2)。
1.2 实验方法
在镍及镍合金板带材生产线上进行取样(取样位置如图1所示),板厚厚度为6mm,所取试样包括生产过程中合格的焊缝以及发生断裂的焊缝,试样的断裂主要是在生产过程中受到拉力牵引的作用发生断裂,采用VGT-1730QT超声波清洗机对截取的断裂试样的断口进行清洗,采用线切割将试样加工成金相试样以及电解试样(尺寸5 mm×5 mm×10mm)。金相试样经砂纸研磨、抛光机抛光;电解试样放入电解萃取装置进行电解萃取,并提取分离电解得到的非金属夹杂物;采用Quanta450扫描电镜及自带能谱分析仪对断口、金相以及提取的非金属夹杂物进行SEM与EDS分析。将试样加工成拉伸试样(如图2所示),在扫描电镜拉伸台进行原位拉伸试验,试验温度为室温,试样经磨平、单面抛光并轻度腐蚀,以便观察组织的拉伸变形过程,同时对原位拉伸断口进行SEM与EDS分析。
2 结果与分析
2.1 金相分析
采用扫描电镜背散射观察抛光的金相试样表面的夹杂物(图3),并且对夹杂物的数量、尺寸、分布进行统计并综合分析(见图4、图5)。
图3为金相试样在扫描电镜下的背散射电子像,其中图3(a)、(d)为生产中未断裂的试样,图3(b)、(c)、(e)、(f)均为生产过程中出现断裂的试样。观察图3(a)、(d)中夹杂物可以明显发现夹杂物(图中黑点)的数量、尺寸都比较小,而且分布松散没有 呈现出聚 集状态,大部分夹 杂物尺寸 小于5μm;图3(b)中的夹杂物尺寸大小不一,主要为圆形,单个夹杂物尺寸最大为20μm×20μm,夹杂物数量明显要多于正常试样且呈现出聚集分布的趋势;从图3(c)中可以发现夹杂物的分密度较大;从图3(e)中可以观察到尺寸比较大且都带有棱角的非金属夹杂物;从图3(f)中可以观察到条状夹杂物(尺寸大约为30μm)、块状夹杂物(尺寸为18μm)。
对抛光试样表面夹杂物的尺寸及数量进行统计并分析,结果如图4、图5所示。从图4、图5可以看出,1、4号试样均未发生断裂,试样中夹杂物的尺寸均小于10μm且单位面积中夹杂物数量均小于50个/mm2,对于N6而言,夹杂物的数量在一定情况下,尺寸小于10μm的非金属夹杂物对纯镍N6试样的断裂并未起到主要作用;图4、图5中2、3、5、6号试样为在生产过程中出现断裂状况的试样,可以看出这些试样中单位面积中夹杂物数量均大于50个/mm2,而且试样中存在尺寸大于10μm的夹杂物,其中2号试样中,尺寸在10~50μm的夹杂物占夹杂物总数的28%;3号试样尺寸在10~50μm的夹杂物占夹杂物总数的3.2%,大于50μm的夹杂物占16.1%;5号试样中尺寸在10~50μm的夹杂物占夹杂物总数的14.3%;6号试样中尺寸在10~50μm的夹杂物占总夹杂物总数的4.1%。这说明纯镍试样的断裂与金属基体中非金属夹杂物的尺寸,数量均有很大关系,分析表明断裂试样表面夹杂物的尺寸、数量均大于未断裂试样,当纯镍中单位面积夹杂 物数量大 于50个/mm2同时尺寸 大于10μm时,试样表现出较大的断裂倾向。
研究表明[6,7],非金属夹杂物存在于合金中的数量虽不多,但对合金质量产生极大的危害,主要表现为对合金的强度、延性、韧性、疲劳等诸方面的影响。
2.2 断口分析
对断裂试样和未断裂试样的断口进行SEM和EDS分析,如图6所示。
对断裂试样以及拉伸断裂试样的断口进行SEM分析,图6(a)、(b)为断裂试样断口,均为沿晶断裂,属于典型的脆性断裂;图6(c)为拉伸断口,可以看到河流状花样的存在,同时存在大而浅的韧窝,断口属于典型的脆-韧混合断裂。研究表明[8]试样断裂形貌与应力状态密切相关,在平面应力状态下,裂纹形成于晶内缺陷和晶界交汇处,以延性破坏为主,在试样棱角处,由应力集中造成的复杂应力状态和加工硬化共同作用导致脆性断裂。由于夹杂物与金属基体的性能存在较大差异,在单轴拉伸载荷的作用下,容易导致夹杂物/金属基体结合处产生应力集中,为材料的破坏提供了最薄弱的部位。对断口上的夹杂物进行EDS分析,分析结果如图7、表3所示。
观察发现断口上存在着大量的夹杂物,EDS分析发现这些析出物主要由Si、Al、Ca、Mg、C、O等元素组成,正是这些元素组成硬脆相非金属夹杂物在纯镍N6断裂中起着重要作用。观察断口可知在 载荷的作 用下,夹杂物常 常作为裂 纹源,导致了合金的非正常断裂[9,10]。研究表明[11]金属基体中质点越大,裂纹萌生的几率越高。在Rene88DT合金中加入人工夹杂物,进行了低周疲劳试验,结果表明含有夹杂物的试样低周疲劳寿 命降低,随着夹杂 物尺寸的 增大,寿命降低[12]。正是因为这些脆性夹杂物的存在,纯镍N6焊接接头在生产过程中受到牵引力的作用,这些二次相与基体金属界面脱离形成微小的裂纹,然后这些微小的裂纹在应力的作用下不断长大,并且聚集在一起产生新的孔洞,最终导致母材或焊接接头的断裂。
2.3 非金属夹杂物分析
金相显微镜或小样电解等对其研究代表性较差,为此人们开发了大样电解的分析方法,再与其他方法配合,建立了大型氧化物夹杂的检验方法[13]。该法首先由Hoff H和Lessing H[14]提出,一般称为Slime法。采用金相法观察夹杂物具有一定的局限性,金相分析法不能完全观察到夹杂物的三维形貌及确切的尺寸大小,通过电解萃取试验,将非金属夹杂物从纯镍N6试样中完整无损地提取出来,通过扫描电镜观察提取出夹杂物的三维立体形貌、尺寸,并对非金属夹杂物进行XRD分析,确定非金属夹杂物的物相。
通过电解萃取试验对纯镍N6断裂试样进行电解,发现纯镍中的夹杂物主要有棒状、层片状、不规则块 状等 (见图8),而且不同种类的夹杂物大小不一,对夹杂物进行EDS分析(见表4,质量分数/%)表明,夹杂物主要由Si、Al、Ca、Mg、C、O、Fe等元素组成,这与断口上的夹杂物的主要组成元素是一致的。试验表明电解法可以更全面、更直观地看到夹杂物的形貌及真实的尺寸,电解萃取得到的夹杂物的尺寸要大于金相法观察到的夹杂物尺寸,如图8(a)、(b)所示,夹杂物尺寸大于50μm,研究表明[14],直径大于50~100μm的大型夹杂物对材料质量的影响尤为显著。
对提取的夹杂物进行XRD分析,结果如图9所示,可以观察到夹杂物主要有SiO2、Al2O3、MnO、TiN、MgO·MnO、MgO·FeO等夹杂物,还有一些夹杂物并没有被检测到,可能由于含量较少且设备精度达不到要求,故无法检出。
通过对夹杂物进行EDS与XRD综合分析表明,这些夹杂物的存在与纯镍N6焊接接头的断裂有很大关系,金属基体中主要是氧化铝类、硅酸盐、铝酸盐、复相夹杂物以及氮化物类夹杂物。
2.4 原位拉伸试验
对拉伸试样进行原位拉伸试验分析,图10(图10(d)是图10(b)的放大图)为原位拉伸试样中裂纹的产生与扩展的过程,图11为原位拉伸试样的断口,对起裂源处夹杂物进行EDS分析,结果如表5所示。
SEM原位拉伸试验过程及对拉伸断口的分析表明,由于夹杂物存在导致焊缝抗拉强度明显呈下降趋势,抗拉强度由316MPa下降到274 MPa。在拉伸载荷从开始到达试样的屈服强度前,夹杂物和基体外观形貌无明显变化,随着载荷的增大,夹杂物与基体由于变形程度不一样,在交界面处出现微裂纹,拉伸载荷继续增加,N6试样表面出现滑移线且试样表面变得凹凸不平(图10(a)),随着拉伸载荷继续增加裂纹沿垂直拉伸轴方向扩展深入到基体中,并且与下方的夹杂物产生的裂纹连接起来,在试样断裂时,夹杂物与金属基体完全分离,断裂部位还可清晰地观察到残留的非金属夹杂物(如图11所示)。对起裂源处夹杂物进行EDS分析,夹杂物主要含Al、Si、O、Mg元素,可以判定该夹杂物为O-Al-SiMg的复相夹杂物,该夹杂物属于典型的脆性夹杂物。由于夹杂物与金属基体的变形程度不同,在加载的情况下,夹杂物与基体的变形不一致,导致夹杂物/金属基体界面分离而产生裂纹,随着载荷增大,裂纹不断扩展,最终导致试样在低于拉伸强度时断裂。
3 分析与讨论
对引起N6焊缝及母材断裂的原因进行深入分析,结果表明N6的断裂主要由Si、Al、Ca、Mg、C、O、Fe、C等元素组成的夹杂物造成,主要有氧 化铝类、硅酸盐类、铝酸盐夹 杂物、复相夹杂物、氮化物类夹杂物。其中氧化铝类(Al2O3)大多数没有变形且带角的;硅酸盐类夹 杂物具有 较高的延 展性;钙铝酸盐(mCaO·nAl2O3)、氮化物类(AlN、TiN)、复相夹杂物均属于不易变形的夹杂物,热加工后形状保持不变,压力加工时也不变形[15,16]。其中对金属性能产生不利影响的主要为硬且脆的氧化铝类、氮化物类夹杂物以及不易变形的复相夹杂物。
这些非金属夹杂物的存在使金属应力发生再分布,引起金属内部产生应力集中,为材料的破 坏提供了 最薄弱的 部位,而且非金属夹杂物与纯镍N6基体之间有着不同的弹、塑性性能(纯镍N6弹性模量207GPa,泊松比0.29;Al2O3弹性模量390GPa,泊松比0.25)及线膨胀系数,因此夹杂物无法与金属基体的变形保持一致性且夹杂物与金属基体的连接较差,通常情况下非金属夹杂物与金属基体为机械连接,在应力的作用下裂纹首先会在夹杂物与金属基体之间产生,这样就破坏金属基体的连续性,使金属基体品质变坏降低金属性能,最终导致金属的断裂。
4 结论
(1)纯镍N6焊接接头的断裂与非金属夹杂物的尺寸、形貌、数量等因素有较大的直接关系,采用金相法分析并统计表明单位面积夹杂物数量大于50个/mm2,非金属夹杂物的尺寸大于10μm的试样,后续生产过程中均发生断裂。
(2)夹杂物主要是由Si、Al、Ca、Mg、O、Fe等元素构成的氧化铝类、硅酸盐类、铝酸盐夹杂物,复相夹杂物以及氮化物类夹杂物。
(3)由于夹杂物存在导致焊缝抗拉强度呈明显下降趋势,强度由正常试样的316MPa下降到274MPa。