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第一汽车集团公司 李振愚 黄春
[摘要] 以汽车、拖拉机模锻件的金相检验为基础，根据大量试验工作及国内模锻生产厂长期实践积累的经验和资料，制订了《钢质模锻件金相组织评级图与评定方法》国家标准，为指导生产检验，制订改进生产工艺提供了科学依据。
1 前言
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。我们在一汽工厂标准的基础上，吸取了北内、洛拖、二汽、南汽等厂的经验经多次修改．形成审定稿(1989年)和报批稿(1990年)，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。
2 标准的制订原则
2.l 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。
2.2 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。
2.3 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。
2.4 锻件评级标准的分级原则
2.4.1 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。
2.4.2 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。
2.5 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。
图l 半马氏体硬度与含碳量的关系
在确定较大截面调质锻件的淬透深度时，4级组织一般可视为临界组织，较大截面锻件的过渡区或心部组织，一般为5～6级或7～8级，当热处理工艺不良或在生产中违反工艺操作规程时，小截面锻件也会出现5～8级组织。
2.6 不同级别的金相组织与性能的关系
用45钢加工成拉伸和冲击试样毛坯，经过不同工艺的淬火处理，获得整个截面较均匀的不同级别的金相组织，高温回火后，加工成标准试样进行试验，结果如图。
试验结果表明：不同级别的金相组织其硬度和拉伸强度、延伸率和断面收缩率差别不大，而屈服强度和冲击韧性随着组织级别的增大而明显降低。
图2 45钢金相组织级别与机械性能关系
注 图中O～7组试样经860℃淬火+600℃回火8组为锻造状态9组为正火状态各组直方图代表符号均同第4组所示。
碳化物的形态是对屈服强度σ和冲击韧性αk产生影响的主要因素。经调质处理后的粒状珠光体组织，其碳化物呈粒状分布，σ和αk均提高，未淬火组织即珠光体、索氏体等，经高温回火后其碳化物形态仍保持条片状组织σ和αk较低，但对硬度和抗拉强度以等影响不大。
在制订标准中，对汽车转向节臂进行了疲劳试验，结果表明：除硬度影响外，不同级别的金相组织，其疲劳性能也有明显的差别，其对应关系如下表：
3 评级图的应用
3.l 合格级别的确定
锻件金相组织的合格级别，应由锻件生产厂根据锻件的技术条件决定或由锻件供需双方协商决定。在生产中贯彻和应用评级图时，必须根据本厂的实际情况，制订出相应的锻件金相检验技术条件，其内容应包括锻件生产过程的简要工序，材料钢号、锻件的硬度要求、锻件简图、取样部位、边部和心部金相组织的合格级别，以及调质件的淬硬层深度等。
合格级别的确定主要根据设计对锻件性能的要求，合理地选定试样截取部位和正确确定合格级别是非常重要的。在满足设计要求的前提下，合格级别的确定还要适当考虑生产实际情况。第一汽车集团对近100种中型卡车锻件规定了具体检验标准，对这些锻件的金相组织合格等级，取样部位等都作了规定，这些标准可供同行们参考。
3.2 金相组织的评定
各组评级图均分为8个等级，按1～8级评定，当被评定的组织介于两个级别之间时，可用半级来表示。
正火锻件的金相组织在金相显微镜下放大100倍观察，取其最差组织部位，分别按第一组评级图或第二组评级图评定组织级别边部组织是指锻件表面1～5mm范围内的组织．心部组织是指锻件截面中心附近的组织。
调质锻件金相组织在金相显微镜下放大500倍观察，取其最差组织，分别按第三组或第四组评级图评定组织级别、边部金相组织对于碳素结构钢是指距锻件表面 1～3mm范围内的组织，合金钢边部组织为1～4mm，心部组织指锻件截面中心附近的组织。在评定金相组织级别时应主要掌握以下几点：
a．在100倍显微镜下观察评定正火锻件金相组织时，主要看基体组织是否全部转变为正火状态的晶粒比较均匀的片状珠光体加铁素体组织，锻造状态的粗大晶粒和魏氏组织或粒状贝氏体消除程度如何，以及残留部分有多少，晶粒度的大小和均匀程度。
b．在500倍显微镜下观察评定调质锻件金相组织级别时，主要看回火组织是由那些淬火组织转变形成的。小截面的锻件淬火后一般为针状马氏体、针状马氏体加部分托氏体或贝氏体(合金钢)以及针状马氏体加部分托氏体(或贝氏体)加部分游离铁素体的回火转变组织。当淬火不良或锻件截面较大时，特别是在过渡区及心部，可同时产生多相并存的金相组织，经高温回火后，这些组织的形态仍是有区别的，当在500倍显微镜下分辨不清时，可改用较高倍数观察分析定性，同时还要看游离铁素体的含量多少、大小和分布形态。
4 对贯彻本标准的建议
4.1 确定进行系统金相检验的锻件清单并制订这些锻件的金相检验评级卡，规定出金相合格级别以及取样部位。
4.2制订金相检验制度应就检验周期、检验数量、检验程序以及有关部门的权力与责任等作出规定，对检验不合格的锻件处理也要作明确的规定。
4.3 及时总结经验，研究并向有关部门反馈金相检验中发现的问题。如原材料，热处理工艺是否合理。
第一汽车集团公司为了贯彻本标准，制订了一整套与国标相适应的企业标准以及锻件送检制度。这些企业标准和制度对保证国标的贯彻起到了很好的作用，使锻件内在质量得到了切实的保证，同时验证了锻件的热处理工艺。
《钢质模锻件金相组织评级图》国家标准被评为1993年度机械工业部科技进步三等奖。
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2010年8月13日 星期五
低碳退火钢中的游离渗碳体的金相研究www.tool-tool.com
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郭东城(太原重型机械学院，太原030024)
张梁(太钢钢研所，太原030003)
摘 要：本文对低碳退火钢中的游离渗碳体的形成、形态及影响因素进了工艺试验和分析。
关键词：低碳退火钢；游离渗碳体
0 引言
对于碳含量不大于0.15%的08Al、10等低碳退火钢，按其产品标准要求需检验游离渗碳体。国标《钢中显微组织检验法》中附有游离渗碳体标准评级图及其说明。但是多年来，由于人们对低碳钢游离渗碳体概念有不同的理解，以及标准评级图所存在的问题等给正确的评定带来困难，致使金相检验人员难以统一认识。不少人认为低碳钢的游离渗碳体就是三次渗碳体，即由铁素体析出者；有的人则认为，游离渗碳体并非只在低碳钢中存在，过共析钢中也有游离渗碳体，渗碳体呈自由态者皆是。对极低碳钢(C≤0.02%)，其游离渗碳体就是三次渗碳体.而属亚共析的低碳退火钢(C的含量大于0.02%)的游离渗碳体主要是珠光体的转变产物；但其中也含有三次渗碳体。因此我们认为如何正确理解低碳退火钢游离渗碳体这一概念，对正确执行标准，促进评级的统一性，提高产品质量有其重要意义。本工作试图对低碳退火钢中的游离渗碳体的形成、形态及其影响因素，根据钢铁生产第一线情况作一些分析探讨。
1 试验内容
分别观察化学成分为0.09%C、0.35%Mn、0.03%Al、0.03%Si、0.015%P、0.02%S；规格为5mm、3.2mm厚08Al冷轧未退火板的组织，用以比较、推断作为冷轧坯料的热轧钢板(12mm厚)和热轧卷板((5mm厚)轧后冷却速度与珠光体数量。
将未退火的08A1冷却试样，在箱式电护中，分别在系列温度600，620，640，660，680，700，720℃加热并保温1小时、3小时，以50℃/小时冷却降温至300℃出护。而后，对所有试样进行了观察，以了解珠光体的球化过程及渗碳体形态变化。
观察对比了在煤气翠式炉内按两种大生产退火工艺(620℃/6小时和600℃/8小时〕处理的试样的渗碳体形态及其分布。
2 试验结果
1) 分别观察由12mm厚板坯冷轧为5mm厚和由5mm厚卷板坯冷轧为3.2mm厚的08Al未退火的显微组织。前者为铁素体-珠光体，如图1。后者除铁素体 -珠光体外，还有条状渗碳体，如图2。由此推知，卷板坯轧后冷速较慢或卷取温度较高，故有条状渗碳体沿铁素体晶界析出。而12mm板坯冷却较快，但它们的珠光体数量大致相当。
图1 铁素体-珠光体 500× 图2 铁索体-珠光体-条状渗碳体 1200×
2) 将OSAI试样在箱式电炉内，在600℃保温1小时退火后，金相观察结果，在珠光体组织内少教渗碳体片有分节断开向着点线状转变的趋势.将完全相同的 08A1试样在箱式电炉内，分别在620℃，640℃保温3小时退火后，金相观寮结果:点线状渗碳体的数量增多，并有部分渗碳体呈粒状同样的08A1试样，装在同样的箱式电炉内将退火温度提高到660℃，680'C，分别保温3小时后，金相观察结果:片状渗碳体基本转变为点粒状，但仍保留珠光体岛的形貌而同样的做法，将退火温度提高至720℃时渗碳体大部分呈垃状，其数量明显减小，珠光体岛的形貌基本消失如图3，图4。
图3 640，3小时，退火。500× 图4 720，3小时，退火。500×
3) 在煤气罩式炉中620℃保温6小时退火，珠光体基本球化且炉内上层试样中的渗碳体籁杖较中下层的试样粗大；而在600℃保温8小时退火仅上层试徉中的珠光体球化，中下层试样中仍有珠光体片状组织.观寮结果表明，退火后08Al中的渗碳体分布与未退火的珠光体分布状态基本一致.珠光体呈带状分布，球化退火后渗碳体呈条链状分布.
3 讨论
3.1 关于低碳退火钢中游离渗碳体的形成及形态
从上面对各种系列温度进行热处理试样的金相观察，得出：珠光体的球化，不仅是片状共析渗碳体向粒伏珠光体的转变；并伴随着共析铁素体与先共析铁素体界限的消失及其珠光体形貌的消失；与此同时.有时有极细小碳化物的析出、聚集、长大。从而粒状渗碳体便不受其共析体-珠光体的约束，而呈自由态游离于铁累体的基体之中，见图5。再者，在缓冷的条件下，也会有三次渗碳体的析出，从对大量试样的观察分析看.标准评级图中所指的游离渗碳体，主要就是这种珠光体转变的产物。
图5 游离渗碳体 500×
片状珠光体中的片状渗碳体，在加热过程中之所以能自发的破裂、球化，解脱其共析铁素体的约束而呈自由态，是因为片状渗碳体的表面积大于同样体积的粒状渗碳体。因此从能量的角度考虑，渗碳体的球化是一个自发的过程根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关。曲率半径愈小、其溶解度愈高.片状渗碳体的尖角处的溶解度高于平面处的溶解度。这就使得铁素体与渗碳体尖角处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内形成碳的浓度梯度。引起了碳的扩散，扩散的结果破坏了界面上碳浓度的平衡.为了恢复平衡，渗碳体尖角处将进一步溶解，渗碳体平面将向外长大，如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的粒状渗碳体。
在片状渗碳内的亚品界、位错高密度区等晶体缺陷都会引起渗碳体的断裂。例如亚晶界的存在将在渗碳件内产生一界面张力，从而使片状渗碳体亚品界处出现沟槽，沟槽两侧将成为曲面与平面相比曲面具有较小的曲率半径，因此溶解度较高，曲面处的渗碳体将溶解.而使曲率半径增大.破坏了界面张力的平衡.为恢梦平衡，沟槽进一步如深.如此循环进行，直至渗碳体片熔穿，断为两截，然后再通过尖角溶解，平面长大而逐渐球化并从而克服共析体—原来的片状铁素体的约束.而自由地分布于铁素休的蓑体之中、成为游离渗碳体。
3.2 关于影响低碳钢游离渗碳体形态的主要因素
冷轧坯料--热轧板的原始组织形态、冷轧变形量及退火工艺对游离渗碳体的形貌均有重要影响观察作为冷轧坯料的12mm厚热轧板冷轧成5mm厚时显微组织为铁素体和珠光体.在610℃～630℃，6小时，正常退火后其游禽渗碳体呈细粒状，未观察到三次渗碳体析出；而以5mm厚热轧卷板冷轧成3.2mm时其显微组织除铁素体一珠光体外还出现条状渗碳体。可以推想，这是热轧卷板的组织遗传，当热轧板卷在珠光体转变之前卷取，即卷取温度较高时.由于高温区缓冷碳的扩散较为充分，渗碳体聚集而粗化。同时也因铁素体中碳的溶解度降低而析出三次渗碳体，退火后能清晰看到珠光体转变为粗粒状渗碳体明显特征。若热轧板卷曲的温度低时，在未卷之前便产生了珠光体转变，就不会得到聚集的渗碳体正常退火后，珠光体便转变为细粒状渗碳体。
对ASE1080钢不同变形量试样进行退火，使之珠光体的球化率均达到95%时，所用的保温时间各不相同.从附表可清楚地看出，试变形量愈大，珠光休球化到相同程度所需的时间愈短。
按现行大生产工艺在610～630℃保温6小时退火后，珠光体中的渗碳体基本都转变成点粒状渗碳体；加热温度达700～'720℃时由于碳化物的析出、聚集、长大而呈粗粒状；当退火温度再高至800℃左右时，出现两种情况：1、冷却较快的珠光体呈细片状；2、冷却速度缓慢时除珠光体外还有条状渗碳体析出；当退火温度560～600℃时片状珠光体球化不佳，仍有未转变的珠光体。
4 结论
1) 碳含量≤.0.15%低碳退火钢板中的游离渗碳体主要是珠光体转变产物，其中也会有三次渗碳体的存在；而极低碳钢中的游离渗碳体就是三次渗碳体。
2) 影响低碳退火钢游离渗碳体形态的主要是坯料的原始组织、退火工艺及变形量等因素。
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弊社の製品の供給調達機能は：
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BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.
BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.
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郭东城(太原重型机械学院，太原030024)
张梁(太钢钢研所，太原030003)
摘 要：本文对低碳退火钢中的游离渗碳体的形成、形态及影响因素进了工艺试验和分析。
关键词：低碳退火钢；游离渗碳体
0 引言
对于碳含量不大于0.15%的08Al、10等低碳退火钢，按其产品标准要求需检验游离渗碳体。国标《钢中显微组织检验法》中附有游离渗碳体标准评级图及其说明。但是多年来，由于人们对低碳钢游离渗碳体概念有不同的理解，以及标准评级图所存在的问题等给正确的评定带来困难，致使金相检验人员难以统一认识。不少人认为低碳钢的游离渗碳体就是三次渗碳体，即由铁素体析出者；有的人则认为，游离渗碳体并非只在低碳钢中存在，过共析钢中也有游离渗碳体，渗碳体呈自由态者皆是。对极低碳钢(C≤0.02%)，其游离渗碳体就是三次渗碳体.而属亚共析的低碳退火钢(C的含量大于0.02%)的游离渗碳体主要是珠光体的转变产物；但其中也含有三次渗碳体。因此我们认为如何正确理解低碳退火钢游离渗碳体这一概念，对正确执行标准，促进评级的统一性，提高产品质量有其重要意义。本工作试图对低碳退火钢中的游离渗碳体的形成、形态及其影响因素，根据钢铁生产第一线情况作一些分析探讨。
1 试验内容
分别观察化学成分为0.09%C、0.35%Mn、0.03%Al、0.03%Si、0.015%P、0.02%S；规格为5mm、3.2mm厚08Al冷轧未退火板的组织，用以比较、推断作为冷轧坯料的热轧钢板(12mm厚)和热轧卷板((5mm厚)轧后冷却速度与珠光体数量。
将未退火的08A1冷却试样，在箱式电护中，分别在系列温度600，620，640，660，680，700，720℃加热并保温1小时、3小时，以50℃/小时冷却降温至300℃出护。而后，对所有试样进行了观察，以了解珠光体的球化过程及渗碳体形态变化。
观察对比了在煤气翠式炉内按两种大生产退火工艺(620℃/6小时和600℃/8小时〕处理的试样的渗碳体形态及其分布。
2 试验结果
1) 分别观察由12mm厚板坯冷轧为5mm厚和由5mm厚卷板坯冷轧为3.2mm厚的08Al未退火的显微组织。前者为铁素体-珠光体，如图1。后者除铁素体 -珠光体外，还有条状渗碳体，如图2。由此推知，卷板坯轧后冷速较慢或卷取温度较高，故有条状渗碳体沿铁素体晶界析出。而12mm板坯冷却较快，但它们的珠光体数量大致相当。
图1 铁素体-珠光体 500× 图2 铁索体-珠光体-条状渗碳体 1200×
2) 将OSAI试样在箱式电炉内，在600℃保温1小时退火后，金相观察结果，在珠光体组织内少教渗碳体片有分节断开向着点线状转变的趋势.将完全相同的 08A1试样在箱式电炉内，分别在620℃，640℃保温3小时退火后，金相观寮结果:点线状渗碳体的数量增多，并有部分渗碳体呈粒状同样的08A1试样，装在同样的箱式电炉内将退火温度提高到660℃，680'C，分别保温3小时后，金相观察结果:片状渗碳体基本转变为点粒状，但仍保留珠光体岛的形貌而同样的做法，将退火温度提高至720℃时渗碳体大部分呈垃状，其数量明显减小，珠光体岛的形貌基本消失如图3，图4。
图3 640，3小时，退火。500× 图4 720，3小时，退火。500×
3) 在煤气罩式炉中620℃保温6小时退火，珠光体基本球化且炉内上层试样中的渗碳体籁杖较中下层的试样粗大；而在600℃保温8小时退火仅上层试徉中的珠光体球化，中下层试样中仍有珠光体片状组织.观寮结果表明，退火后08Al中的渗碳体分布与未退火的珠光体分布状态基本一致.珠光体呈带状分布，球化退火后渗碳体呈条链状分布.
3 讨论
3.1 关于低碳退火钢中游离渗碳体的形成及形态
从上面对各种系列温度进行热处理试样的金相观察，得出：珠光体的球化，不仅是片状共析渗碳体向粒伏珠光体的转变；并伴随着共析铁素体与先共析铁素体界限的消失及其珠光体形貌的消失；与此同时.有时有极细小碳化物的析出、聚集、长大。从而粒状渗碳体便不受其共析体-珠光体的约束，而呈自由态游离于铁累体的基体之中，见图5。再者，在缓冷的条件下，也会有三次渗碳体的析出，从对大量试样的观察分析看.标准评级图中所指的游离渗碳体，主要就是这种珠光体转变的产物。
图5 游离渗碳体 500×
片状珠光体中的片状渗碳体，在加热过程中之所以能自发的破裂、球化，解脱其共析铁素体的约束而呈自由态，是因为片状渗碳体的表面积大于同样体积的粒状渗碳体。因此从能量的角度考虑，渗碳体的球化是一个自发的过程根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关。曲率半径愈小、其溶解度愈高.片状渗碳体的尖角处的溶解度高于平面处的溶解度。这就使得铁素体与渗碳体尖角处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内形成碳的浓度梯度。引起了碳的扩散，扩散的结果破坏了界面上碳浓度的平衡.为了恢复平衡，渗碳体尖角处将进一步溶解，渗碳体平面将向外长大，如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的粒状渗碳体。
在片状渗碳内的亚品界、位错高密度区等晶体缺陷都会引起渗碳体的断裂。例如亚晶界的存在将在渗碳件内产生一界面张力，从而使片状渗碳体亚品界处出现沟槽，沟槽两侧将成为曲面与平面相比曲面具有较小的曲率半径，因此溶解度较高，曲面处的渗碳体将溶解.而使曲率半径增大.破坏了界面张力的平衡.为恢梦平衡，沟槽进一步如深.如此循环进行，直至渗碳体片熔穿，断为两截，然后再通过尖角溶解，平面长大而逐渐球化并从而克服共析体—原来的片状铁素体的约束.而自由地分布于铁素休的蓑体之中、成为游离渗碳体。
3.2 关于影响低碳钢游离渗碳体形态的主要因素
冷轧坯料--热轧板的原始组织形态、冷轧变形量及退火工艺对游离渗碳体的形貌均有重要影响观察作为冷轧坯料的12mm厚热轧板冷轧成5mm厚时显微组织为铁素体和珠光体.在610℃～630℃，6小时，正常退火后其游禽渗碳体呈细粒状，未观察到三次渗碳体析出；而以5mm厚热轧卷板冷轧成3.2mm时其显微组织除铁素体一珠光体外还出现条状渗碳体。可以推想，这是热轧卷板的组织遗传，当热轧板卷在珠光体转变之前卷取，即卷取温度较高时.由于高温区缓冷碳的扩散较为充分，渗碳体聚集而粗化。同时也因铁素体中碳的溶解度降低而析出三次渗碳体，退火后能清晰看到珠光体转变为粗粒状渗碳体明显特征。若热轧板卷曲的温度低时，在未卷之前便产生了珠光体转变，就不会得到聚集的渗碳体正常退火后，珠光体便转变为细粒状渗碳体。
对ASE1080钢不同变形量试样进行退火，使之珠光体的球化率均达到95%时，所用的保温时间各不相同.从附表可清楚地看出，试变形量愈大，珠光休球化到相同程度所需的时间愈短。
按现行大生产工艺在610～630℃保温6小时退火后，珠光体中的渗碳体基本都转变成点粒状渗碳体；加热温度达700～'720℃时由于碳化物的析出、聚集、长大而呈粗粒状；当退火温度再高至800℃左右时，出现两种情况：1、冷却较快的珠光体呈细片状；2、冷却速度缓慢时除珠光体外还有条状渗碳体析出；当退火温度560～600℃时片状珠光体球化不佳，仍有未转变的珠光体。
4 结论
1) 碳含量≤.0.15%低碳退火钢板中的游离渗碳体主要是珠光体转变产物，其中也会有三次渗碳体的存在；而极低碳钢中的游离渗碳体就是三次渗碳体。
2) 影响低碳退火钢游离渗碳体形态的主要是坯料的原始组织、退火工艺及变形量等因素。
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莱氏体钢共晶碳化物不均匀度金相检验新方法www.tool-tool.com
34wM
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长特三厂技质科 刘之伟
【摘 要】在检验莱氏体钢共晶碳化物不均匀度时，不经过淬回火处理，在退火状态下可对其直接加以浸蚀进行检验，通过机理分析与实验证明此方法切实可行。
【关键词】莱氏体；共晶碳化物；退火；浸蚀
1 引言
各种形态的莱氏体共晶碳化物，这样的共晶碳化物在钢中的分布是极不均匀的，经过锻轧等压力加工后，莱氏体组织受到一定程度的破坏，致使共晶碳化物呈明显堆集的带状或鱼骨状，这不均匀分布对莱氏体钢的工艺性能和使用性能有极大的影响，因此用以表示钢中碳化物不均匀度“共晶碳化物不均匀度”一直是考核莱氏体钢的冶金质量的重要指标，是必检项目之一。
然而，莱氏体钢共晶碳化物不均度的金相检验通常是在淬回火状态下进行，这样就要消耗大量的电力和时间，而且试样脱C，氧化比较严重，制备试样也比较困难，费时、费力、费物，为此，从检验莱氏体钢共晶碳化物不均匀度的基本原理出发，通过实验研究，寻找新的浸蚀剂，成功发现直接在交货状态-退火态下检验莱氏体钢共晶碳化物不均匀度的方法。
2 试验条件，方法及内容
2.1 试验用材料
选取我厂正常生产的Cr12Mo1V1。
2.2 试样状态及热处理
除特殊说明外，所有试样均为退火态，淬火试样系指820℃预热，1010℃加热保温10～20min空冷，200℃回火。
2.3 金相浸蚀及其选择
浸蚀剂，HNO3，C2H5OH，HCl，H2O 之组合物。考虑到寻找合适的金相浸蚀剂，我们选择了5种浸蚀剂对退火态的Cr12Mo1V1进行深腐蚀，浸蚀剂配方，浸蚀时间及效果见表1，由表1可以看出，采用NO3溶液可以清晰显示Cr12Mo1V1的退火状态下共晶碳化物的不均匀分布状况，而钢中的细小的二次碳化物和共析碳化物因电学腐蚀则被隐蔽。 HNO3-H2O溶液优于NHO3-C2H5OH溶液，当然对于不同的钢种，浸蚀时间的长短是需要注意的，由于莱氏体钢种类繁多，在此不一一叙述，检验时只需稍加试验，即可找到最佳浸蚀时间。
2.4 检验试场的选取
试样未经淬回火前，先制成金相样品，在圆试样直径或方试样对角线1ö4处，检验纵向的共晶碳化物不均性，进行评级后，将作过碳化物不均匀度检验的交货态进行淬回火处理，并按前述方法进行评级，将评级结果记录于表2。
3 结果讨论
3.1 金相试剂的选择，多相合金金相试样的浸蚀是一个电化学腐蚀过程，由于各相电化学行为的差异而产生的选择性腐蚀是清晰显示各相显微组织的前提。众所周知，稳定性高的试样需要采用浸蚀能力强即电化学电位高的浸蚀剂才能显示出组织，而稳定性低的试样则需选用电位低的浸蚀剂，一般而言，莱氏体钢的稳定性较高，其在常用浸蚀剂2～4%HNO3-C2H5OH溶液中具有比一般中低合金更高的稳定性，为了提高共晶碳化物的衬度，唯一的办法是使基体变黑，将试样淬回火处理，隐蔽细小碳化物，其目的即在于此。如果没法使基体中细小碳化物(二次碳化物和共析碳化物)隐蔽，则同样可达到清晰显示共晶碳化物的目的。
浸蚀剂的浸蚀能力是用热力学函数-电化学电位来进行描述的，浸蚀剂由电解质、溶液、结合剂和添加剂所组成，它们都会影响浸蚀剂中，HCl、H3PO4、H2SO4溶液的电位随浓度的变化很小，只有HNO3溶液的电位随浓度的增加而明显上升；而且，酸性浸蚀剂的电位与溶剂介电常数关系很密切，特别是HNO3，以水作溶剂时介电常数约80，电位可达700mv，而以C2H5OH作溶剂时，介电常数约40，电位只有500mv左右，可见，水溶液的浸蚀能力最强。为此，我们将常用的HNO3-C2H5OH溶液改成HNO3-H2O溶液，浸蚀效果十分令人满意，对于Cr12Mo1V1在5%HNO3-H2O溶液中浸蚀，轻腐蚀时基体碳化物只显示而未被腐蚀脱落，以致共晶碳化物衬度差、不明显、难以正确评级；经适度的深腐蚀脱落，在100×下基体发黑，共晶碳化物真实清晰显露出来，利于正确评级。
3.2 对比同一试样在两种热处理下的共晶碳化物不均匀度的检验结果可知，在交货(退火)状态下，用合适的浸蚀剂5%HNO3-H2O溶液，同样能清楚的显示碳化物的不均匀性，对不同级别，不同规格的钢材，其效果基本一致，经淬回火处理的试样，深度腐蚀后所显示的共晶碳化物的分布不均匀性的充分程度与退火状态相同。
3.3 所谓共晶碳化物不均匀度，是指莱氏体钢在铸造钢锭时所生成的网状共晶碳化物，通过压力加工使其网变形和破碎的程度，以及堆积在网上的碳化物其分散性得到改善的程度，莱氏体钢进行淬火处理时，溶于基体的碳化物不是粗大或较粗大的共晶碳化物，而是在临界温度析出的细小的二次碳化物或者共析碳化物，这些碳化物不属于考核对象，因为它们多分布于基体上，而不是在共晶碳化物的网上或者条带中，它们对共晶碳化物的不均匀度不作贡献，这就是说，检验样品经淬回火处理没有改变共晶碳化物的分布状况，即没有改变共晶碳化物的不均匀度，因此退火状态同淬回火状态下的共晶碳化物的不均匀度在理论上应该是一致的，但是，我们应该注意，试样经过淬回火处理后，检验样品原有表面(退火态下的受检面)有轻度氧化，因此，淬回火的样品在固定检测区中的检验面不完全是退火态下的同一表面，故两种热处理状态下同一样品的检验视场不完全是同一视场，导致两种状态不同一样品的碳化物分布状态不完全相同，但由于是轻度氧化两种热处理状态下的检验面为相邻的两层表面，碳化物的分布状况不会有大的变化，加之共晶碳化物的显露没有受到热处理状态的影响，所以，两种热处理状态下碳化物的分在由的不均匀性基本相当，共晶碳化物的不均匀度没有改变，用同一样品、同一评级图片对两种状态下的碳化物不均匀度评级、检验结果应该相同。(见表2)
3.4 经淬回火处理后进行碳化物的不均匀度检验，主要目的是将其基本组织转变为回火马氏体，以利于受腐蚀使其共晶碳化物醒目的呈现在黑色的基本上，衬度较明显，便于准确评价碳化物分布的不均匀性。
当然，经淬火的样品，其中大部分细小的碳化物要溶于基体，使其黑色基体上的共晶碳化物显露得更清晰，但交货态样品进行深腐蚀时，部分细小碳化物会受蚀隐蔽，或因相界受蚀扩大而掩盖，使其共晶碳化物的显露的清晰度达到淬回态基本相同的效果。
总之，具有莱氏体共晶碳化物组织的钢种，在退火关注和在淬回火状态能足以反映共晶碳化物不均匀分布特征的碳化物总量是十分接近的，所不同的是:淬、回火状态基体是回火马氏体，基体碳化物细小弥散分布，易受蚀，基体发黑衬度明显;退火状态基本是合金铁素体加较细小的碳化物数量略多于淬回火状态，不易受腐蚀，衬度在适中腐蚀时较不明显，只有在较深腐蚀才明显，因此。如果说检验共晶碳化物不均匀度时试样热处理的唯一目的是隐蔽细小碳化物提高组织衬度，那么，选择合适的浸蚀剂与合理的浸蚀工艺可以达到同样的目标，这正是本文提出的新方法的理论依据。
4 结论
a.采用5%HNO3-H2O溶液作浸蚀，可以清晰显示具有莱氏体组织成分的钢种的共晶碳化物不均匀度。
b.在退火状态下直接检验共晶碳化物不均匀度具有在淬回火状态下检验相同、一致的结果，这种检验方法，工艺简单、节约高效、检验结果准确可靠，可以在生产检验中推行。
歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！
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ようこそＢｅｗｉｓｅ Ｉｎｃ.の世界へお越し下さいませ、先ず御目出度たいのは新たな
情報を受け取って頂き、もっと各産業に競争力プラス展開。
弊社は専門なエンド・ミルの製造メーカーで、客先に色んな分野のニーズ、
豊富なパリエーションを満足させ、特にハイテク品質要求にサポート致します。
弊社は各領域に供給できる内容は：
（１）精密ＨＳＳエンド・ミルのＲ＆Ｄ
（２）Carbide Cutting tools設計
（３）鎢鋼エンド・ミル設計
（４）航空エンド・ミル設計
（５）超高硬度エンド・ミル
（６）ダイヤモンド・エンド・ミル
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弊社の製品の供給調達機能は：
（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計
（２）ミクロ・エンド・ミル～大型エンド・ミル供給
（３）小Ｌｏｔ生産～大量発注対応供給
（４）オートメーション整備調達
（５）スポット対応～流れ生産対応
弊社の全般供給体制及び技術自慢の総合専門製造メーカーに貴方のご体験を御待ちしております。
Bewise Inc. talaşlı imalat sanayinde en fazla kullanılan ve üç eksende (x,y,z) talaş kaldırabilen freze takımlarından olan Parmak Freze imalatçısıdır. Çok geniş ürün yelpazesine sahip olan firmanın başlıca ürünlerini Karbür Parmak Frezeler, Kalıpçı Frezeleri, Kaba Talaş Frezeleri, Konik Alın Frezeler, Köşe Radyüs Frezeler, İki Ağızlı Kısa ve Uzun Küresel Frezeler, İç Bükey Frezeler vb. şeklinde sıralayabiliriz.
BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.
BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.
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长特三厂技质科 刘之伟
【摘 要】在检验莱氏体钢共晶碳化物不均匀度时，不经过淬回火处理，在退火状态下可对其直接加以浸蚀进行检验，通过机理分析与实验证明此方法切实可行。
【关键词】莱氏体；共晶碳化物；退火；浸蚀
1 引言
各种形态的莱氏体共晶碳化物，这样的共晶碳化物在钢中的分布是极不均匀的，经过锻轧等压力加工后，莱氏体组织受到一定程度的破坏，致使共晶碳化物呈明显堆集的带状或鱼骨状，这不均匀分布对莱氏体钢的工艺性能和使用性能有极大的影响，因此用以表示钢中碳化物不均匀度“共晶碳化物不均匀度”一直是考核莱氏体钢的冶金质量的重要指标，是必检项目之一。
然而，莱氏体钢共晶碳化物不均度的金相检验通常是在淬回火状态下进行，这样就要消耗大量的电力和时间，而且试样脱C，氧化比较严重，制备试样也比较困难，费时、费力、费物，为此，从检验莱氏体钢共晶碳化物不均匀度的基本原理出发，通过实验研究，寻找新的浸蚀剂，成功发现直接在交货状态-退火态下检验莱氏体钢共晶碳化物不均匀度的方法。
2 试验条件，方法及内容
2.1 试验用材料
选取我厂正常生产的Cr12Mo1V1。
2.2 试样状态及热处理
除特殊说明外，所有试样均为退火态，淬火试样系指820℃预热，1010℃加热保温10～20min空冷，200℃回火。
2.3 金相浸蚀及其选择
浸蚀剂，HNO3，C2H5OH，HCl，H2O 之组合物。考虑到寻找合适的金相浸蚀剂，我们选择了5种浸蚀剂对退火态的Cr12Mo1V1进行深腐蚀，浸蚀剂配方，浸蚀时间及效果见表1，由表1可以看出，采用NO3溶液可以清晰显示Cr12Mo1V1的退火状态下共晶碳化物的不均匀分布状况，而钢中的细小的二次碳化物和共析碳化物因电学腐蚀则被隐蔽。 HNO3-H2O溶液优于NHO3-C2H5OH溶液，当然对于不同的钢种，浸蚀时间的长短是需要注意的，由于莱氏体钢种类繁多，在此不一一叙述，检验时只需稍加试验，即可找到最佳浸蚀时间。
2.4 检验试场的选取
试样未经淬回火前，先制成金相样品，在圆试样直径或方试样对角线1ö4处，检验纵向的共晶碳化物不均性，进行评级后，将作过碳化物不均匀度检验的交货态进行淬回火处理，并按前述方法进行评级，将评级结果记录于表2。
3 结果讨论
3.1 金相试剂的选择，多相合金金相试样的浸蚀是一个电化学腐蚀过程，由于各相电化学行为的差异而产生的选择性腐蚀是清晰显示各相显微组织的前提。众所周知，稳定性高的试样需要采用浸蚀能力强即电化学电位高的浸蚀剂才能显示出组织，而稳定性低的试样则需选用电位低的浸蚀剂，一般而言，莱氏体钢的稳定性较高，其在常用浸蚀剂2～4%HNO3-C2H5OH溶液中具有比一般中低合金更高的稳定性，为了提高共晶碳化物的衬度，唯一的办法是使基体变黑，将试样淬回火处理，隐蔽细小碳化物，其目的即在于此。如果没法使基体中细小碳化物(二次碳化物和共析碳化物)隐蔽，则同样可达到清晰显示共晶碳化物的目的。
浸蚀剂的浸蚀能力是用热力学函数-电化学电位来进行描述的，浸蚀剂由电解质、溶液、结合剂和添加剂所组成，它们都会影响浸蚀剂中，HCl、H3PO4、H2SO4溶液的电位随浓度的变化很小，只有HNO3溶液的电位随浓度的增加而明显上升；而且，酸性浸蚀剂的电位与溶剂介电常数关系很密切，特别是HNO3，以水作溶剂时介电常数约80，电位可达700mv，而以C2H5OH作溶剂时，介电常数约40，电位只有500mv左右，可见，水溶液的浸蚀能力最强。为此，我们将常用的HNO3-C2H5OH溶液改成HNO3-H2O溶液，浸蚀效果十分令人满意，对于Cr12Mo1V1在5%HNO3-H2O溶液中浸蚀，轻腐蚀时基体碳化物只显示而未被腐蚀脱落，以致共晶碳化物衬度差、不明显、难以正确评级；经适度的深腐蚀脱落，在100×下基体发黑，共晶碳化物真实清晰显露出来，利于正确评级。
3.2 对比同一试样在两种热处理下的共晶碳化物不均匀度的检验结果可知，在交货(退火)状态下，用合适的浸蚀剂5%HNO3-H2O溶液，同样能清楚的显示碳化物的不均匀性，对不同级别，不同规格的钢材，其效果基本一致，经淬回火处理的试样，深度腐蚀后所显示的共晶碳化物的分布不均匀性的充分程度与退火状态相同。
3.3 所谓共晶碳化物不均匀度，是指莱氏体钢在铸造钢锭时所生成的网状共晶碳化物，通过压力加工使其网变形和破碎的程度，以及堆积在网上的碳化物其分散性得到改善的程度，莱氏体钢进行淬火处理时，溶于基体的碳化物不是粗大或较粗大的共晶碳化物，而是在临界温度析出的细小的二次碳化物或者共析碳化物，这些碳化物不属于考核对象，因为它们多分布于基体上，而不是在共晶碳化物的网上或者条带中，它们对共晶碳化物的不均匀度不作贡献，这就是说，检验样品经淬回火处理没有改变共晶碳化物的分布状况，即没有改变共晶碳化物的不均匀度，因此退火状态同淬回火状态下的共晶碳化物的不均匀度在理论上应该是一致的，但是，我们应该注意，试样经过淬回火处理后，检验样品原有表面(退火态下的受检面)有轻度氧化，因此，淬回火的样品在固定检测区中的检验面不完全是退火态下的同一表面，故两种热处理状态下同一样品的检验视场不完全是同一视场，导致两种状态不同一样品的碳化物分布状态不完全相同，但由于是轻度氧化两种热处理状态下的检验面为相邻的两层表面，碳化物的分布状况不会有大的变化，加之共晶碳化物的显露没有受到热处理状态的影响，所以，两种热处理状态下碳化物的分在由的不均匀性基本相当，共晶碳化物的不均匀度没有改变，用同一样品、同一评级图片对两种状态下的碳化物不均匀度评级、检验结果应该相同。(见表2)
3.4 经淬回火处理后进行碳化物的不均匀度检验，主要目的是将其基本组织转变为回火马氏体，以利于受腐蚀使其共晶碳化物醒目的呈现在黑色的基本上，衬度较明显，便于准确评价碳化物分布的不均匀性。
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WC-Co硬质合金中η相的分析研究www.tool-tool.com
34wS3
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李晋尧等
摘 要：结合我国WC-Co硬质合金生产中的质检工作，采用JCXA-733型电子探针显徽分析仪和3014型x射线衍射仪，对硬质合金中的η相做了较详细系统的分析和研究，发现其断口形貌和背散射电子成分图像(BEI)具有独恃的形态.并发现合金中存在κ相、θ相等，η相类型，这分析研究对提高质检水平，对提高产品质量都具有重要意义。
主题词：WC-Co；硬质合金；η相
WC-Co硬质合金的显微组织结构似乎是很简单的组织，在理论状态下认为仅仅是存在两个相，即硬质相〔WC相)和粘结相(Co相)。当粘结相熔化时，便发生液相烧结将导致合金致密化。但是，在工业生产中，由于碳含量的控制，成形剂的加入及烧结炉内气氛等因素的影响，烧结的产品不都是理想的两相合金，有时会出现游离石墨，有时会出现脱碳生成η相。国际上许多学者作过不少的研究，而都停留在光学显微镜的观察和分析上，对于在1500倍以上的观察遇到困难，特别是η相的分子式种类和成分的分析更困难。本文采用JCXA-733型电子探针显微分析仪，观察断口形貌，分析其二次电子图像〔SEI)和背散射电子成分图像〔BEI)的特性，以及在η相上作定点定量的化学元素分析。同时结合3014型X射线衍射仪进行结构分析。较详细系统的研究阐述了η相的种类，同时说明η相、θ相、κ相的存在对WC-Co硬质合金性能的影响，这研究对WC-Co硬质合金的质量检测水平提高了一个新台阶，对保证和提高产品质量都具有重要意义。
1 试样制备和实验方法
试样制备：使用市场购买的WC和Co粉为原料，按常规粉末冶金方法：球磨、机压、真空烧结而制得WC-Co硬质合金。试样选择：在质检中选用扰弯强度较好的和较低的两种试样，一般在3000～2000MPa。具有较严重η相的产品，不但抗弯强度较低，而且试样表面可以观察到有小白亮点，对试样进行断口形貌观察和分析。
金相试样的制备：采用软质碳化硅砂轮磨削，经粗磨、细磨，再经以60%KMnO溶液在特制的橡胶盘上抛光。最后精磨是在装有呢子的铁盘上用1mm金刚石粉与酒精混合的研磨剂或金刚石膏进行精磨，而得到一个光亮如镜的磨面。金相试祥不需侵蚀，对试样进行背散射电子图像和探针成分分析以及X射线衍射结构分析。
JCXA-733型电子探针的实验条件：高压选用25kV，电子束流选用500×10-9A。
3014型X射线衍射仪的实验条件：采用Cu靶，高压10kV，电子束流20mA，扫描衍射角2θ为10～90°,用电子计算机自动描绘X射线的衍射图谱。
2 实验结果与讨论
2.1 试样表面组织结构的观察与分析
对 WC-Co硬质合金中出现严重η相的试样表面，进行背散射电子成分图像分析，其低倍观察如图la所示；高倍观察和W、C特征x射线扫描分析如图1b所示，A点定量分析结果为10%Co、90%W；B点定量分析的结果为24%Co、76%W。表明A点W、Co元索重量比(W/Co)是9.00；而B点 W、Co元索重量比(W/Co)是3.15。从图1中可发现试样表面的成分不均匀，在局部区域亮度较大，依据背散射电子成分像的特性，在试样中某区域的平均原子序数较大，则该区域的亮度较大，从这一特征可以判断，在图1中亮度较大的区域，其中含W原子数较多，从A,B两点的分析证明了这一点，从这里也说明 WC-Co硬质合金中出现η相时，η相的成分是复杂的。要了解合金相的组成与工艺参数之间的关系，必须借助干W-C-Co三元素状态的等温截面图来说明。
图1 合金中出现严重η相时的BFI和W、Co的X射线线扫描图
2.2 合金断口形貌的观察与分析
具有高性能、高抗弯强度的典型WC-Co硬质合金的断口形貌二次电子图像如图2a所示，出现严重η相的硬质合金的断口形貌，在低倍时的二次电子图像如图2b所示，在高倍观察时的二次电子像如图2c所示。
从图2a中发现高性能WC-Co硬质合金典型的断口形貌：断面显得比较平整、组织均匀，仔细观察可发现其断裂大部分是在WC晶粒与粘结相间的断裂，形成韧窝状的断裂组织，只有极个别的是WC晶粒的穿晶断裂。从图2b中发现断裂面不平整，断裂组织不均匀，断裂的走向是沿着η相严重密集的区域断裂。由图2c发现不但组织不均匀，且其断裂类型是脆性断裂。上述现象表明Co在合金中除起粘结作用外，更重要的是增加合金强度。当少量WC溶解在Co相中，生成微细的κ 相、θ相时，能起到弥散强化作用，也能起界面强化作用。当大量WC溶解在Co相中，使η相富集长大，使合金脆性加大，而抗弯强度明显降低。
图2 WC-Co硬质合金的断口形貌(SEI)
图3 WC-Co硬质合金金相组织结构(BEI)形貌
2.3 合金金相组织结构的观察与分析
关于WC-Co硬质合金的金相组织结构，本实验对其二次电子图像，吸收电子图像，背散射电子图像进行观察，认为利用背散射电子图像进行观察和分析为最佳。对高性能合金，其背散射电子成分像如图3a所示；对出现严重η相的金相组织结构如图3b,c所示；在图3c中A、B点测得W、Co的含量与图16中的A、B 点相似。
从图3a中发现WC与Co相分布均匀,WC晶粒一般为三角形、四边形或多角形，合金中WC晶粒完整，其边角清晰，具有锋利的刀刃。从图3b中发现组织不均匀，WC晶粒边角钝化，粘结相成块状。从图3c中发现粘结相中的衬度也是多种多样，衬度不同表明WC在Co相中的溶解浓度不同，在WC晶粒与粘结相间有黑色区域，这只能用溶解和析出的理论来解析。细心观察在粘结相中还可发现如箭头所指的微裂纹的存在，这表明这些微裂纹是严重影响抗弯强度的重要因素。
2.4 合金的X射线衍射结构分析
工业上合格的WC-Co硬质合金的X射线衍射谱与而含η相过多、不合格产品的X射线衍射谱进行比较，发现合格产品中的κ相和θ相不显著，而不合格产品的的x射线衍射谱线变宽，谱线条数增加，表明含η相过多的合金中存在WC相、a-Co相外，同时存在多种物相，表明这类产品合金相的组成是复杂的物相。
2.5 WC-Co硬质合金中η相形成的分析讨论
上述实验结果表明WC-Co硬质合金的物相组成取决于其化学成分，因此要了解WC-Co合金中η相的形成，不仅要知道硬质合金在烧结过程中进行的溶解析出过程，同时必须了解合金相组成与温度及化学成分之间的关系。
当工艺条件合适时，在烧结过程中，合金内部所进行的WC在钻相中的溶解、析出以及WC晶粒的发育、长大，使结晶形状比较完整，则可得到如图3a所示的合金的金相组织结构，从而可获得高性能的WC-Co硬质合金产品。
硬质合金在烧结过程中，当合金物料本身缺少碳，在烧结气氛中碳得不到补充；或者合金本身不缺少碳而烧结气氛是脱碳气氛，使物料中部分碳损失到炉气中，这时因缺少碳，钴相中溶解的部分钨在合金的冷却过程中，无法形成碳化钨，由部分钴原子参与形成钨钴碳三元化合物或钨钴二元化合物，就形成如图3b,c中的η相组织结构。
3 结论
(1) 应用背散射电子成分图像(BEI)分析能正确判断WC-Co硬质合金中η相的存在，结合探针成分分析可以判断η相类型。
(2) 应用BEI观察，WC的形状呈三角形、四角形或多角形，而月相主要是块状，在不同截面可能观察到的是杆状、竹叶状等。
(3) 合金中含η相过多时，应用二次电子图像(SET)观察其断口形貌，其断口平面不平整，组织不均匀，具脆性断裂特征口。
(4) 探针分析和X射线衍射的物相分析表明工业生产的硬质合金中η相过多时，将伴有其它复杂的物
相出现。
(5) 要获得高性能的WC-Co硬质合金产品，必须严格控制工艺条件；合金在烧结过程中，WC在合金中溶解、析出、发育和长大时，需保证适当的含碳量。
歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！
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豊富なパリエーションを満足させ、特にハイテク品質要求にサポート致します。
弊社は各領域に供給できる内容は：
（１）精密ＨＳＳエンド・ミルのＲ＆Ｄ
（２）Carbide Cutting tools設計
（３）鎢鋼エンド・ミル設計
（４）航空エンド・ミル設計
（５）超高硬度エンド・ミル
（６）ダイヤモンド・エンド・ミル
（７）医療用品エンド・ミル設計
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弊社の製品の供給調達機能は：
（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計
（２）ミクロ・エンド・ミル～大型エンド・ミル供給
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弊社の全般供給体制及び技術自慢の総合専門製造メーカーに貴方のご体験を御待ちしております。
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BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.
BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.
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李晋尧等
摘 要：结合我国WC-Co硬质合金生产中的质检工作，采用JCXA-733型电子探针显徽分析仪和3014型x射线衍射仪，对硬质合金中的η相做了较详细系统的分析和研究，发现其断口形貌和背散射电子成分图像(BEI)具有独恃的形态.并发现合金中存在κ相、θ相等，η相类型，这分析研究对提高质检水平，对提高产品质量都具有重要意义。
主题词：WC-Co；硬质合金；η相
WC-Co硬质合金的显微组织结构似乎是很简单的组织，在理论状态下认为仅仅是存在两个相，即硬质相〔WC相)和粘结相(Co相)。当粘结相熔化时，便发生液相烧结将导致合金致密化。但是，在工业生产中，由于碳含量的控制，成形剂的加入及烧结炉内气氛等因素的影响，烧结的产品不都是理想的两相合金，有时会出现游离石墨，有时会出现脱碳生成η相。国际上许多学者作过不少的研究，而都停留在光学显微镜的观察和分析上，对于在1500倍以上的观察遇到困难，特别是η相的分子式种类和成分的分析更困难。本文采用JCXA-733型电子探针显微分析仪，观察断口形貌，分析其二次电子图像〔SEI)和背散射电子成分图像〔BEI)的特性，以及在η相上作定点定量的化学元素分析。同时结合3014型X射线衍射仪进行结构分析。较详细系统的研究阐述了η相的种类，同时说明η相、θ相、κ相的存在对WC-Co硬质合金性能的影响，这研究对WC-Co硬质合金的质量检测水平提高了一个新台阶，对保证和提高产品质量都具有重要意义。
1 试样制备和实验方法
试样制备：使用市场购买的WC和Co粉为原料，按常规粉末冶金方法：球磨、机压、真空烧结而制得WC-Co硬质合金。试样选择：在质检中选用扰弯强度较好的和较低的两种试样，一般在3000～2000MPa。具有较严重η相的产品，不但抗弯强度较低，而且试样表面可以观察到有小白亮点，对试样进行断口形貌观察和分析。
金相试样的制备：采用软质碳化硅砂轮磨削，经粗磨、细磨，再经以60%KMnO溶液在特制的橡胶盘上抛光。最后精磨是在装有呢子的铁盘上用1mm金刚石粉与酒精混合的研磨剂或金刚石膏进行精磨，而得到一个光亮如镜的磨面。金相试祥不需侵蚀，对试样进行背散射电子图像和探针成分分析以及X射线衍射结构分析。
JCXA-733型电子探针的实验条件：高压选用25kV，电子束流选用500×10-9A。
3014型X射线衍射仪的实验条件：采用Cu靶，高压10kV，电子束流20mA，扫描衍射角2θ为10～90°,用电子计算机自动描绘X射线的衍射图谱。
2 实验结果与讨论
2.1 试样表面组织结构的观察与分析
对 WC-Co硬质合金中出现严重η相的试样表面，进行背散射电子成分图像分析，其低倍观察如图la所示；高倍观察和W、C特征x射线扫描分析如图1b所示，A点定量分析结果为10%Co、90%W；B点定量分析的结果为24%Co、76%W。表明A点W、Co元索重量比(W/Co)是9.00；而B点 W、Co元索重量比(W/Co)是3.15。从图1中可发现试样表面的成分不均匀，在局部区域亮度较大，依据背散射电子成分像的特性，在试样中某区域的平均原子序数较大，则该区域的亮度较大，从这一特征可以判断，在图1中亮度较大的区域，其中含W原子数较多，从A,B两点的分析证明了这一点，从这里也说明 WC-Co硬质合金中出现η相时，η相的成分是复杂的。要了解合金相的组成与工艺参数之间的关系，必须借助干W-C-Co三元素状态的等温截面图来说明。
图1 合金中出现严重η相时的BFI和W、Co的X射线线扫描图
2.2 合金断口形貌的观察与分析
具有高性能、高抗弯强度的典型WC-Co硬质合金的断口形貌二次电子图像如图2a所示，出现严重η相的硬质合金的断口形貌，在低倍时的二次电子图像如图2b所示，在高倍观察时的二次电子像如图2c所示。
从图2a中发现高性能WC-Co硬质合金典型的断口形貌：断面显得比较平整、组织均匀，仔细观察可发现其断裂大部分是在WC晶粒与粘结相间的断裂，形成韧窝状的断裂组织，只有极个别的是WC晶粒的穿晶断裂。从图2b中发现断裂面不平整，断裂组织不均匀，断裂的走向是沿着η相严重密集的区域断裂。由图2c发现不但组织不均匀，且其断裂类型是脆性断裂。上述现象表明Co在合金中除起粘结作用外，更重要的是增加合金强度。当少量WC溶解在Co相中，生成微细的κ 相、θ相时，能起到弥散强化作用，也能起界面强化作用。当大量WC溶解在Co相中，使η相富集长大，使合金脆性加大，而抗弯强度明显降低。
图2 WC-Co硬质合金的断口形貌(SEI)
图3 WC-Co硬质合金金相组织结构(BEI)形貌
2.3 合金金相组织结构的观察与分析
关于WC-Co硬质合金的金相组织结构，本实验对其二次电子图像，吸收电子图像，背散射电子图像进行观察，认为利用背散射电子图像进行观察和分析为最佳。对高性能合金，其背散射电子成分像如图3a所示；对出现严重η相的金相组织结构如图3b,c所示；在图3c中A、B点测得W、Co的含量与图16中的A、B 点相似。
从图3a中发现WC与Co相分布均匀,WC晶粒一般为三角形、四边形或多角形，合金中WC晶粒完整，其边角清晰，具有锋利的刀刃。从图3b中发现组织不均匀，WC晶粒边角钝化，粘结相成块状。从图3c中发现粘结相中的衬度也是多种多样，衬度不同表明WC在Co相中的溶解浓度不同，在WC晶粒与粘结相间有黑色区域，这只能用溶解和析出的理论来解析。细心观察在粘结相中还可发现如箭头所指的微裂纹的存在，这表明这些微裂纹是严重影响抗弯强度的重要因素。
2.4 合金的X射线衍射结构分析
工业上合格的WC-Co硬质合金的X射线衍射谱与而含η相过多、不合格产品的X射线衍射谱进行比较，发现合格产品中的κ相和θ相不显著，而不合格产品的的x射线衍射谱线变宽，谱线条数增加，表明含η相过多的合金中存在WC相、a-Co相外，同时存在多种物相，表明这类产品合金相的组成是复杂的物相。
2.5 WC-Co硬质合金中η相形成的分析讨论
上述实验结果表明WC-Co硬质合金的物相组成取决于其化学成分，因此要了解WC-Co合金中η相的形成，不仅要知道硬质合金在烧结过程中进行的溶解析出过程，同时必须了解合金相组成与温度及化学成分之间的关系。
当工艺条件合适时，在烧结过程中，合金内部所进行的WC在钻相中的溶解、析出以及WC晶粒的发育、长大，使结晶形状比较完整，则可得到如图3a所示的合金的金相组织结构，从而可获得高性能的WC-Co硬质合金产品。
硬质合金在烧结过程中，当合金物料本身缺少碳，在烧结气氛中碳得不到补充；或者合金本身不缺少碳而烧结气氛是脱碳气氛，使物料中部分碳损失到炉气中，这时因缺少碳，钴相中溶解的部分钨在合金的冷却过程中，无法形成碳化钨，由部分钴原子参与形成钨钴碳三元化合物或钨钴二元化合物，就形成如图3b,c中的η相组织结构。
3 结论
(1) 应用背散射电子成分图像(BEI)分析能正确判断WC-Co硬质合金中η相的存在，结合探针成分分析可以判断η相类型。
(2) 应用BEI观察，WC的形状呈三角形、四角形或多角形，而月相主要是块状，在不同截面可能观察到的是杆状、竹叶状等。
(3) 合金中含η相过多时，应用二次电子图像(SET)观察其断口形貌，其断口平面不平整，组织不均匀，具脆性断裂特征口。
(4) 探针分析和X射线衍射的物相分析表明工业生产的硬质合金中η相过多时，将伴有其它复杂的物
相出现。
(5) 要获得高性能的WC-Co硬质合金产品，必须严格控制工艺条件；合金在烧结过程中，WC在合金中溶解、析出、发育和长大时，需保证适当的含碳量。
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硬质合金涂层的金相分析www.tool-tool.com
34wS2
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胡希川 韩春阳（成都工具研究所）
摘 要:介绍了硬质合金涂层的金相分析方法，包括涂层试样的制备、涂层形貌观测与分析、涂层缺陷观测和厚度测量。
关键词:表面涂层，金相分析，硬质合金
1 引言
涂层硬质合金问世以来，在机械加工刀具方面得到了广泛应用，显著提高了金属切削加工效率。目前约有70%的硬质合金刀具经过表面涂层处理。近年来，随着金属切削加工要求的不断提高，刀具涂层技术也不断取得新的发展。目前常用的涂层方法主要有化学气相沉积(CVD)法、物理气相沉积
(PVD)法、物理化学气相沉积(PCVD)法等；涂层材料种类主要有TiC、TiN、TiCN、Al2O3等；涂层方式已由单一涂层发展到复合涂层。同时，为了对涂层性能、涂层工艺进行深入研究，与之相关的涂层分析检验技术也随之不断改进。本文就硬质合金涂层的金相分析方法作一介绍。
2 涂层金相试样的制备
硬质合金涂层具有硬、脆、薄的特点，其厚度通常只有几微米至十几微米。在制备试样时稍有不慎，试样表面涂层就可能崩落或倒角，因此操作时应注意小心保护涂层。在制样过程中，为保证涂层与硬质合金基体位于金相显微镜观测的同一视平面上，应使涂层制样面与硬质合金基体制样面处于同一平面内。通过反复进行制样试验，发现以下制样方法可获得较好制样效果:首先用金刚石砂轮在机床上对试样进行粗、精磨，然后将试样对镶在硫磺中，用抛光机和金刚石研磨膏对其进行精抛光。磨削试样时，可使用树脂结合剂碗形金刚石砂轮(粒度在320#、M20、M14范围内)，为反映涂层的真实厚度，磨削后的涂层制样面与涂层表面应保持垂直；根据前序磨削表面质量情况，可选用粒度为M5或M1的金刚石研磨膏对试样进行研磨和抛光。图1和图2分别为采用上述方法制备试样的单一涂层和复合涂层形貌。
图1 单一涂层形貌(746×) 图2 复合涂层形貌(746×)
3 涂层形貌的观测与分析
将制备好的涂层金相试样置于金相显微镜下进行高倍观测(1000～1500倍)。在显微镜视场内可观察到试样断面是由表面涂层、过渡区和硬质合金基体三部分组成(见图3)。
1.涂层部分(表面层)2.过渡区(η相中间层)3.硬质合金基体
图3 试样断面形貌(746×)
3.1 过渡层(中间层)的金相分析
对制备的试样进行高倍观测时，有时会发现在涂层与基体之间存在一连续带状(或断续)的白亮色狭窄区域。用赤血盐和氢氧化钠水溶液侵蚀后，该区域的颜色转变由橙色→深褐色→黑色，这是η相WxCoxC 的典型特征之一，通常工业合金缺碳时都会出现η1相，它的存在对涂层合金的使用性能有很大影响(目前对η1相所起作用尚有不同看法，限于篇幅，本文不作论述)。总之，在观测试样时，对过渡层进行金相分析是必不可少的步骤。图4、图5分别为无过渡层和有过渡层(呈均匀带状)的涂层组织。
图4 无过渡层的涂层组织(746×) 图5 有过渡层的涂层组织(746×)
3.2涂层显微结构的显现与形貌观测
由于涂层为极薄的单层或多层膜，因此显现其显微结构时需特别仔细。对于不同材料的涂层，需要采用不同的试剂进行侵蚀显现。
(1) 碳化钛涂层的显现
将抛光后的碳化钛涂层试样用10%K3Fe(CN)6+10%NaOH水溶液侵蚀20～30秒钟后，即可在金相显微镜下对其显微结构进行高倍观测(见图6)。
(2)氮化钛、碳氮化钛涂层的显现
对于氮化钛、碳氮化钛(或碳化钛)涂层试样，均可采用10ml硝酸+10ml氢氟酸+10ml水的混合溶液滴蚀15～30秒钟后进行显现，在金相显微镜下高倍观测到的显微结构见图7。
图6 碳化钛涂层的显微结构(746×) 图7 氮化钛、碳氮化钛(或碳化钛)涂层的显微结构(746×)
(3)复合涂层的显现
对于复合涂层，应视具体的涂层种类，采用分段侵蚀方法对其显微结构进行显现，然后在金相显微镜下进行形貌观测。
4 涂层缺陷的观测
当表面涂层工艺出现某些问题时，涂层表面会产生各种缺陷。图8～图11为几种常见的涂层缺陷。
图8 涂层上出现裂纹(746×) 图9 涂层上出现裂纹和凸起(746×)
图 10涂层上出现孔洞和凸起(746×) 图11 涂层上出现凸起(746×)
5 涂层和过渡层的厚度测量
试验证明，涂层(表面层)和过渡层(中间层)的厚度对硬质合金涂层刀片的性能影响很大。因此，对试样各层厚度进行测量对于分析涂层性能十分重要。涂层厚度是指从涂层表面到涂层与过渡层(或基体)交界面之间的距离。过渡层(亦称脱碳层)厚度是指从涂层与过渡层的交界面到过渡层与基体的交界面之间的距离。涂层厚度一般约为几微米～20微米。对于复合涂层则需要分别测量各层厚度。测量涂层厚度的传统方法是利用金相显微镜的目镜测微尺进行测量，但该方法的测量精度较差，操作也较为烦琐。目前已可采用图象分析系统(如四川大学智胜公司产品)进行测量，该方法操作便捷，测量精度较高。此外，该系统具有多次拍照合成图象功能，可解决涂层制样面微小不同焦的问题。
歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！
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弊社は各領域に供給できる内容は：
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（２）Carbide Cutting tools設計
（３）鎢鋼エンド・ミル設計
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（６）ダイヤモンド・エンド・ミル
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弊社の製品の供給調達機能は：
（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計
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BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.
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胡希川 韩春阳（成都工具研究所）
摘 要:介绍了硬质合金涂层的金相分析方法，包括涂层试样的制备、涂层形貌观测与分析、涂层缺陷观测和厚度测量。
关键词:表面涂层，金相分析，硬质合金
1 引言
涂层硬质合金问世以来，在机械加工刀具方面得到了广泛应用，显著提高了金属切削加工效率。目前约有70%的硬质合金刀具经过表面涂层处理。近年来，随着金属切削加工要求的不断提高，刀具涂层技术也不断取得新的发展。目前常用的涂层方法主要有化学气相沉积(CVD)法、物理气相沉积
(PVD)法、物理化学气相沉积(PCVD)法等；涂层材料种类主要有TiC、TiN、TiCN、Al2O3等；涂层方式已由单一涂层发展到复合涂层。同时，为了对涂层性能、涂层工艺进行深入研究，与之相关的涂层分析检验技术也随之不断改进。本文就硬质合金涂层的金相分析方法作一介绍。
2 涂层金相试样的制备
硬质合金涂层具有硬、脆、薄的特点，其厚度通常只有几微米至十几微米。在制备试样时稍有不慎，试样表面涂层就可能崩落或倒角，因此操作时应注意小心保护涂层。在制样过程中，为保证涂层与硬质合金基体位于金相显微镜观测的同一视平面上，应使涂层制样面与硬质合金基体制样面处于同一平面内。通过反复进行制样试验，发现以下制样方法可获得较好制样效果:首先用金刚石砂轮在机床上对试样进行粗、精磨，然后将试样对镶在硫磺中，用抛光机和金刚石研磨膏对其进行精抛光。磨削试样时，可使用树脂结合剂碗形金刚石砂轮(粒度在320#、M20、M14范围内)，为反映涂层的真实厚度，磨削后的涂层制样面与涂层表面应保持垂直；根据前序磨削表面质量情况，可选用粒度为M5或M1的金刚石研磨膏对试样进行研磨和抛光。图1和图2分别为采用上述方法制备试样的单一涂层和复合涂层形貌。
图1 单一涂层形貌(746×) 图2 复合涂层形貌(746×)
3 涂层形貌的观测与分析
将制备好的涂层金相试样置于金相显微镜下进行高倍观测(1000～1500倍)。在显微镜视场内可观察到试样断面是由表面涂层、过渡区和硬质合金基体三部分组成(见图3)。
1.涂层部分(表面层)2.过渡区(η相中间层)3.硬质合金基体
图3 试样断面形貌(746×)
3.1 过渡层(中间层)的金相分析
对制备的试样进行高倍观测时，有时会发现在涂层与基体之间存在一连续带状(或断续)的白亮色狭窄区域。用赤血盐和氢氧化钠水溶液侵蚀后，该区域的颜色转变由橙色→深褐色→黑色，这是η相WxCoxC 的典型特征之一，通常工业合金缺碳时都会出现η1相，它的存在对涂层合金的使用性能有很大影响(目前对η1相所起作用尚有不同看法，限于篇幅，本文不作论述)。总之，在观测试样时，对过渡层进行金相分析是必不可少的步骤。图4、图5分别为无过渡层和有过渡层(呈均匀带状)的涂层组织。
图4 无过渡层的涂层组织(746×) 图5 有过渡层的涂层组织(746×)
3.2涂层显微结构的显现与形貌观测
由于涂层为极薄的单层或多层膜，因此显现其显微结构时需特别仔细。对于不同材料的涂层，需要采用不同的试剂进行侵蚀显现。
(1) 碳化钛涂层的显现
将抛光后的碳化钛涂层试样用10%K3Fe(CN)6+10%NaOH水溶液侵蚀20～30秒钟后，即可在金相显微镜下对其显微结构进行高倍观测(见图6)。
(2)氮化钛、碳氮化钛涂层的显现
对于氮化钛、碳氮化钛(或碳化钛)涂层试样，均可采用10ml硝酸+10ml氢氟酸+10ml水的混合溶液滴蚀15～30秒钟后进行显现，在金相显微镜下高倍观测到的显微结构见图7。
图6 碳化钛涂层的显微结构(746×) 图7 氮化钛、碳氮化钛(或碳化钛)涂层的显微结构(746×)
(3)复合涂层的显现
对于复合涂层，应视具体的涂层种类，采用分段侵蚀方法对其显微结构进行显现，然后在金相显微镜下进行形貌观测。
4 涂层缺陷的观测
当表面涂层工艺出现某些问题时，涂层表面会产生各种缺陷。图8～图11为几种常见的涂层缺陷。
图8 涂层上出现裂纹(746×) 图9 涂层上出现裂纹和凸起(746×)
图 10涂层上出现孔洞和凸起(746×) 图11 涂层上出现凸起(746×)
5 涂层和过渡层的厚度测量
试验证明，涂层(表面层)和过渡层(中间层)的厚度对硬质合金涂层刀片的性能影响很大。因此，对试样各层厚度进行测量对于分析涂层性能十分重要。涂层厚度是指从涂层表面到涂层与过渡层(或基体)交界面之间的距离。过渡层(亦称脱碳层)厚度是指从涂层与过渡层的交界面到过渡层与基体的交界面之间的距离。涂层厚度一般约为几微米～20微米。对于复合涂层则需要分别测量各层厚度。测量涂层厚度的传统方法是利用金相显微镜的目镜测微尺进行测量，但该方法的测量精度较差，操作也较为烦琐。目前已可采用图象分析系统(如四川大学智胜公司产品)进行测量，该方法操作便捷，测量精度较高。此外，该系统具有多次拍照合成图象功能，可解决涂层制样面微小不同焦的问题。
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13CrMo44+H309L焊接金相试样的制备及显微组织分析www.tool-tool.com
版1all
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王有良
(渤海船舶职业学院,辽宁葫芦岛125005)
摘 要:文章提出了13CrMo44+H309L焊接金相试样的制备方法及各区显微组织分析,解决了长期以来异种钢焊接时结构钢和不锈钢层分别制样、分别进行组织分析的难题.
关键词:结构钢;不锈钢;焊接;试样;组织分析
某造船厂研制生产的热壁加氢精制反应器是采用板焊结构.外壁材料为13CrMo44,内壁用带极堆焊615mm不锈钢焊层,内壁过渡层为309L不锈钢,H347L堆焊层厚度应大于4mm.其堆焊层修补及内外构件焊接采用手工堆焊.根据规范要求,反应器需采用分段中间消除应力热处理及整体最终热处理交验.加氢反应器主体材料13CrMo44与堆焊层H309L之间为异种钢区域,由于焊接工艺及热处理制度不同,其金相组织及性能有较大差异,将直接影响其使用,为此进行了一系列工艺及性能试验,下面仅就金相试样的制备方法及金相检验作如下介绍.
1 母材、焊接材料与堆焊层化学成分
母材13CrMo44为西德进口材料,H309L、H347L为国内研制生产.母材、焊接材料及堆焊层化学成分(见表1).
2 金相试样的制备与显微组织分析
2.1 金相试样的制备
金相试样的取样、打磨及抛光与一般焊接材料的要求及制作过程相同,但不宜采用电解抛光和化学抛光.试样的浸蚀经多种试剂,反复实验后发现采用下述方法较好, 即抛光后的试样先用4%硝酸酒精溶液浸蚀5～10s,以显示母材组织.再以试样为正极,不锈钢片为负极,在铬酐溶液中进行电解,显示不锈钢堆焊层组织,其溶液配比及规范为铬酐10g+水100(ml),空载电压6V,浸蚀时间为60～120s.化学浸蚀及电解浸蚀后均按一般要求将浸蚀观查面擦拭,冲净吹干.试样一定要先化学浸蚀后电解浸蚀,否则将会出现组织不清晰和其它假象,影响正确判断和观察.化学浸蚀要较一般结构钢试样稍重一些,经电解浸蚀后,母材部分方可观察分析.电解浸蚀时间不宜过长,也不宜反复进行,否则将会使熔合线附近出现深且宽的腐蚀沟,影响近缝区组织及形貌分析.
2.2 显微组织分析
13CrMo44+H309L焊接与同种钢焊接不同,其熔合区位于熔合线之上,属焊缝组成部分,部分熔化区位于熔合线之下,属母材组成部分(见图1).
堆焊过程中,由于浓度梯度、温度梯度和反应扩散的共同作用,母材中碳将迅速向熔池迁移进入焊缝,而熔池中的Cr、Ni等反向迁移进入熔合区,其结果使熔合区的成分在原来母材成分的基础上增加了相当数量C、Ni、Cr、Mo等元素,使其成分即不同于母材,也不同于堆焊层,试验数据(见表2).熔合区的宽度取决于焊材成分和焊接规范,焊前的预热和焊后的热处理都将增加熔合区的宽度.一般熔合区的宽度在0.1mm以下,其组织为奥氏体+马氏体,其中马氏体带的宽度在0.05mm以下.熔合区显微硬度值一般为309.8～450.4,马氏体带显微硬度值可高达612.8～677.3(见图2).
由于碳的扩散和迁移,在靠近熔合线的母材一侧(包括部分溶化区)脱碳而形成的铁素体带.在焊接规范相同的前提—下,随着热处理温度的提高和保温时间的延长,其宽度也随着增大(见表3).
熔合区及脱碳层宽度除显微组织观察确定外,还可用微区成分分析及显微硬度法来判断.
不锈钢堆焊层显微组织为奥氏体+铁素体,其中铁素体含量在3%～10%.随着回火处理温度的提高和时间的延长,部分铁素体相(主要是二次铁素体相)将发生分解,650℃以下热处理铁素体分解产物是碳化物和低铬奥氏体相,碳化物以NbC和M23C6为主,高温长时间的热处理,铁素体将分解为δ相、碳化物和贫铬的奥氏体相,碳化物以NbC为主(见图3),其中黑色部分为δ相.
母材过热区组织为贝氏体+马氏体,其回火后组织形态(见图4),正火区组织为贝氏体+铁素体+珠光体,半正火区及母材组织为铁素体+珠光体.
3 结论
1、金相分析结果证明,13CrMo44+H309L异种钢焊接接头组织分析采用本文所述的金相试样制备方法是可行的.
2、从焊缝到母材的金相组织依次为奥氏体+铁素体→奥氏体→奥氏体+马氏体→铁素体→贝氏体+马氏体→贝氏体+铁素体+珠光体→铁素体+珠光体.
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（１）精密ＨＳＳエンド・ミルのＲ＆Ｄ
（２）Carbide Cutting tools設計
（３）鎢鋼エンド・ミル設計
（４）航空エンド・ミル設計
（５）超高硬度エンド・ミル
（６）ダイヤモンド・エンド・ミル
（７）医療用品エンド・ミル設計
（８）自動車部品＆材料加工向けエンド・ミル設計
弊社の製品の供給調達機能は：
（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計
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（３）小Ｌｏｔ生産～大量発注対応供給
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Bewise Inc. talaşlı imalat sanayinde en fazla kullanılan ve üç eksende (x,y,z) talaş kaldırabilen freze takımlarından olan Parmak Freze imalatçısıdır. Çok geniş ürün yelpazesine sahip olan firmanın başlıca ürünlerini Karbür Parmak Frezeler, Kalıpçı Frezeleri, Kaba Talaş Frezeleri, Konik Alın Frezeler, Köşe Radyüs Frezeler, İki Ağızlı Kısa ve Uzun Küresel Frezeler, İç Bükey Frezeler vb. şeklinde sıralayabiliriz.
BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.
BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.
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王有良
(渤海船舶职业学院,辽宁葫芦岛125005)
摘 要:文章提出了13CrMo44+H309L焊接金相试样的制备方法及各区显微组织分析,解决了长期以来异种钢焊接时结构钢和不锈钢层分别制样、分别进行组织分析的难题.
关键词:结构钢;不锈钢;焊接;试样;组织分析
某造船厂研制生产的热壁加氢精制反应器是采用板焊结构.外壁材料为13CrMo44,内壁用带极堆焊615mm不锈钢焊层,内壁过渡层为309L不锈钢,H347L堆焊层厚度应大于4mm.其堆焊层修补及内外构件焊接采用手工堆焊.根据规范要求,反应器需采用分段中间消除应力热处理及整体最终热处理交验.加氢反应器主体材料13CrMo44与堆焊层H309L之间为异种钢区域,由于焊接工艺及热处理制度不同,其金相组织及性能有较大差异,将直接影响其使用,为此进行了一系列工艺及性能试验,下面仅就金相试样的制备方法及金相检验作如下介绍.
1 母材、焊接材料与堆焊层化学成分
母材13CrMo44为西德进口材料,H309L、H347L为国内研制生产.母材、焊接材料及堆焊层化学成分(见表1).
2 金相试样的制备与显微组织分析
2.1 金相试样的制备
金相试样的取样、打磨及抛光与一般焊接材料的要求及制作过程相同,但不宜采用电解抛光和化学抛光.试样的浸蚀经多种试剂,反复实验后发现采用下述方法较好, 即抛光后的试样先用4%硝酸酒精溶液浸蚀5～10s,以显示母材组织.再以试样为正极,不锈钢片为负极,在铬酐溶液中进行电解,显示不锈钢堆焊层组织,其溶液配比及规范为铬酐10g+水100(ml),空载电压6V,浸蚀时间为60～120s.化学浸蚀及电解浸蚀后均按一般要求将浸蚀观查面擦拭,冲净吹干.试样一定要先化学浸蚀后电解浸蚀,否则将会出现组织不清晰和其它假象,影响正确判断和观察.化学浸蚀要较一般结构钢试样稍重一些,经电解浸蚀后,母材部分方可观察分析.电解浸蚀时间不宜过长,也不宜反复进行,否则将会使熔合线附近出现深且宽的腐蚀沟,影响近缝区组织及形貌分析.
2.2 显微组织分析
13CrMo44+H309L焊接与同种钢焊接不同,其熔合区位于熔合线之上,属焊缝组成部分,部分熔化区位于熔合线之下,属母材组成部分(见图1).
堆焊过程中,由于浓度梯度、温度梯度和反应扩散的共同作用,母材中碳将迅速向熔池迁移进入焊缝,而熔池中的Cr、Ni等反向迁移进入熔合区,其结果使熔合区的成分在原来母材成分的基础上增加了相当数量C、Ni、Cr、Mo等元素,使其成分即不同于母材,也不同于堆焊层,试验数据(见表2).熔合区的宽度取决于焊材成分和焊接规范,焊前的预热和焊后的热处理都将增加熔合区的宽度.一般熔合区的宽度在0.1mm以下,其组织为奥氏体+马氏体,其中马氏体带的宽度在0.05mm以下.熔合区显微硬度值一般为309.8～450.4,马氏体带显微硬度值可高达612.8～677.3(见图2).
由于碳的扩散和迁移,在靠近熔合线的母材一侧(包括部分溶化区)脱碳而形成的铁素体带.在焊接规范相同的前提—下,随着热处理温度的提高和保温时间的延长,其宽度也随着增大(见表3).
熔合区及脱碳层宽度除显微组织观察确定外,还可用微区成分分析及显微硬度法来判断.
不锈钢堆焊层显微组织为奥氏体+铁素体,其中铁素体含量在3%～10%.随着回火处理温度的提高和时间的延长,部分铁素体相(主要是二次铁素体相)将发生分解,650℃以下热处理铁素体分解产物是碳化物和低铬奥氏体相,碳化物以NbC和M23C6为主,高温长时间的热处理,铁素体将分解为δ相、碳化物和贫铬的奥氏体相,碳化物以NbC为主(见图3),其中黑色部分为δ相.
母材过热区组织为贝氏体+马氏体,其回火后组织形态(见图4),正火区组织为贝氏体+铁素体+珠光体,半正火区及母材组织为铁素体+珠光体.
3 结论
1、金相分析结果证明,13CrMo44+H309L异种钢焊接接头组织分析采用本文所述的金相试样制备方法是可行的.
2、从焊缝到母材的金相组织依次为奥氏体+铁素体→奥氏体→奥氏体+马氏体→铁素体→贝氏体+马氏体→贝氏体+铁素体+珠光体→铁素体+珠光体.
歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！
BW Bewise Inc. Willy Chen willy@tool-tool.com bw@tool-tool.com www.tool-tool.com skype:willy_chen_bw mobile:0937-618-190 Head &Administration Office No.13,Shiang Shang 2nd St., West Chiu Taichung,Taiwan 40356 http://www.tool-tool.com / FAX:+886 4 2471 4839 N.Branch 5F,No.460,Fu Shin North Rd.,Taipei,Taiwan S.Branch No.24,Sec.1,Chia Pu East Rd.,Taipao City,Chiayi Hsien,Taiwan
Welcome to BW tool world! We are an experienced tool maker specialized in cutting tools. We focus on what you need and endeavor to research the best cutter to satisfy users’ demand. Our customers involve wide range of industries, like mold & die, aerospace, electronic, machinery, etc. We are professional expert in cutting field. We would like to solve every problem from you. Please feel free to contact us, its our pleasure to serve for you. BW product including: cutting tool、aerospace tool .HSS DIN Cutting tool、Carbide end mills、Carbide cutting tool、NAS Cutting tool、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 Cutting Tools,Carbide end mill、disc milling cutter,Aerospace cutting tool、hss drill’Фрезеры’Carbide drill、High speed steel、Compound Sharpener’Milling cutter、INDUCTORS FOR PCD’CVDD(Chemical Vapor Deposition Diamond )’PCBN (Polycrystalline Cubic Boron Nitride) ’Core drill、Tapered end mills、CVD Diamond Tools Inserts’PCD Edge-Beveling Cutter(Golden Finger’PCD V-Cutter’PCD Wood tools’PCD Cutting tools’PCD Circular Saw Blade’PVDD End Mills’diamond tool. INDUCTORS FOR PCD . POWDER FORMING MACHINE ‘Single Crystal Diamond ‘Metric end mills、Miniature end mills、Специальные режущие инструменты ‘Пустотелое сверло ‘Pilot reamer、Fraises’Fresas con mango’ PCD (Polycrystalline diamond) ‘Frese’POWDER FORMING MACHINE’Electronics cutter、Step drill、Metal cutting saw、Double margin drill、Gun barrel、Angle milling cutter、Carbide burrs、Carbide tipped cutter、Chamfering tool、IC card engraving cutter、Side cutter、Staple Cutter’PCD diamond cutter specialized in grooving floors’V-Cut PCD Circular Diamond Tipped Saw Blade with Indexable Insert’ PCD Diamond Tool’ Saw Blade with Indexable Insert’NAS tool、DIN or JIS tool、Special tool、Metal slitting saws、Shell end mills、Side and face milling cutters、Side chip clearance saws、Long end mills’end mill grinder’drill grinder’sharpener、Stub roughing end mills、Dovetail milling cutters、Carbide slot drills、Carbide torus cutters、Angel carbide end mills、Carbide torus cutters、Carbide ball-nosed slot drills、Mould cutter、Tool manufacturer.
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爆炸焊接金相技术和金相图谱www.tool-tool.com
版1all
Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.
郑远谋
(广东省鹤山市新技术应用研究所, 鹤山529721)
摘 要: 在实践的基础上对爆炸焊接金相技术进行了总结,建立了一整套爆炸焊接的金相图谱。为爆炸焊接技术和爆炸复合材料的推广应用及发展创造了条件。
关键词: 爆炸焊接; 金相技术; 金相图谱
1 引言
爆炸焊接金相技术是将一般的金相技术应用于爆炸复合材料的研究之中,是揭示其宏观和微观组织的一种研究方法和手段,并为制订和完善爆炸焊接工艺、检验和提高产品质量提供科学依据。
自爆炸焊接工艺问世后,通过光学显微镜首次观察到结合界面上的波形这一奇特现象,受到了焊接工艺人员和金相检验工作者的普遍关注。随后各种金相研究方法和手段迅速地被应用到该领域的深入研究之中。几十年来,为金属爆炸焊接理论的研究、建立,为爆炸复合材料的工程应用作出了很大贡献。特别是在爆炸焊接的双金属和多金属材料的金相研究中,建立了许多新的方法,在实践中解决了许多新的课题,已形成一门特殊的爆炸焊接金相技术。随着爆炸焊接技术的进一步发展,将会同时促进焊接金相技术的发展。
2 爆炸焊接金相技术的特点
爆炸焊接金相技术是运用各种金相分析手段研究金属爆炸复合材料的工艺、组织和性能之间关系的一种技术。在研究对象、内容和方法上不完全相同于一般常规的金相分析技术,它具有如下特点:
(1) 爆炸焊接金相技术主要研究应用爆炸焊接工艺生产的双金属和多金属复合材料。
(2) 主要研究爆炸焊接复合材料基材之间结合界面的组织(形态) 、性能与工艺参数三者之间的关系。
(3) 由于研究对象是两种或两种以上的相同或不同材料的爆炸焊接件,因此往往会存在一个或多个结合面,组织情况和内部的应力情况都不尽相同,十分复杂,具有极大的分析难度。
(4) 由于组织情况复杂和分析难度大,爆炸焊接金相技术几乎涉及所有的常规金相研究的仪器和设备,或需要几种设备配合使用。除常用的普通光学显微镜外,其它如高温金相显微镜、定量金相显微镜、显微硬度计、电子探针和电子显微镜等。
3 爆炸焊接金相样品的制备
与常规金相检验一样,爆炸焊接金相样品的制备同样是分析研究工作的基础。其制样的步骤和操作方法与单金属材料的制备方法基本相似,但有如下几个需要特别注意的事项:
(1) 取样 以复合板为例,样品通常取自于沿爆炸方向中心线稍前一点的地方,磨面长度一般不小于20mm。
(2) 预磨和抛光 这类复合材料常带有软层和硬层,因此特别是对双金属材料的预磨和抛光用力一定要均匀,避免出现斜面和台阶。
(3) 侵蚀 通常用化学侵蚀的方法来显示爆炸复合材料的内部组织。由于爆炸焊接件是由两种或两种以上金属结合在一起,故侵蚀所用的化学试剂、方法和过程与单金属往往不同。目前除少数组合外,大多需要使用两种或多种侵蚀剂分次侵蚀不同的金属层,有些金属层还难于被显示。表1～3 介绍了一些复合材料的侵蚀试剂和侵蚀方法, 以供参考。
4 爆炸焊接金相观察
用15～200倍的普通光学金相显微镜可对爆炸复合材料的宏观和微观组织进行观察和拍照。主要内容有:
(1) 单金属板、双金属板和多金属板的表面波形与底面波形;
(2) 双金属与多金属结合区(界面) 波形;
(3) 宏观下整块复合材料的界面形态;
(4) 热加工和热处理状态下复合材料的界面形态。
(5) 爆炸焊接状态下结合区金属的塑性变形、熔化和扩散。
(6) 不同状态下基材中组织的变化。
利用高温金相显微镜可连续观察、拍摄结合区在升温、保温及降温过程中每一阶段的组织形态。
利用定量金相显微镜可对基材和结合区中各种组织组成物形态、大小和分布进行定量测定;利用显微硬度计按要求对复合材料进行显微硬度测定,根据测定结果绘制结合区和断面上的显微硬度分布曲线。电子显微镜和电子探针也是爆炸复合材料微观组织结构和微区成分进行分析的常用手段,是爆炸焊接金相技术的重要组成部分。
5 爆炸焊接金相图谱
作者在爆炸焊接领域长期的研究过程中,金相技术得到了很好应用与发展,取得了丰硕的科技成果,积累了数百幅宏观与微观的金相图片。下面列出部分图片以供参考。
以上仅是爆炸焊接金相技术的一般介绍,其金相图谱的种类和图片由于受篇幅的限制只能摘其很少部分介绍,所有图谱和图片汇集在文献[2 ]中。爆炸焊接金相技术是随爆炸焊接工艺的研究与应用不断发展起来的一种金相分析技术。它的发展又大大地推动了爆炸焊接技术及其应用的发展,这些发展对丰富焊接及材料科学的理论都将起到了积极的作用。随着爆炸焊接技术的进一步发展和应用的日趋扩大,爆炸焊接金相技术将会得到进一步的发展。
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摘 要: 在实践的基础上对爆炸焊接金相技术进行了总结,建立了一整套爆炸焊接的金相图谱。为爆炸焊接技术和爆炸复合材料的推广应用及发展创造了条件。
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1 引言
爆炸焊接金相技术是将一般的金相技术应用于爆炸复合材料的研究之中,是揭示其宏观和微观组织的一种研究方法和手段,并为制订和完善爆炸焊接工艺、检验和提高产品质量提供科学依据。
自爆炸焊接工艺问世后,通过光学显微镜首次观察到结合界面上的波形这一奇特现象,受到了焊接工艺人员和金相检验工作者的普遍关注。随后各种金相研究方法和手段迅速地被应用到该领域的深入研究之中。几十年来,为金属爆炸焊接理论的研究、建立,为爆炸复合材料的工程应用作出了很大贡献。特别是在爆炸焊接的双金属和多金属材料的金相研究中,建立了许多新的方法,在实践中解决了许多新的课题,已形成一门特殊的爆炸焊接金相技术。随着爆炸焊接技术的进一步发展,将会同时促进焊接金相技术的发展。
2 爆炸焊接金相技术的特点
爆炸焊接金相技术是运用各种金相分析手段研究金属爆炸复合材料的工艺、组织和性能之间关系的一种技术。在研究对象、内容和方法上不完全相同于一般常规的金相分析技术,它具有如下特点:
(1) 爆炸焊接金相技术主要研究应用爆炸焊接工艺生产的双金属和多金属复合材料。
(2) 主要研究爆炸焊接复合材料基材之间结合界面的组织(形态) 、性能与工艺参数三者之间的关系。
(3) 由于研究对象是两种或两种以上的相同或不同材料的爆炸焊接件,因此往往会存在一个或多个结合面,组织情况和内部的应力情况都不尽相同,十分复杂,具有极大的分析难度。
(4) 由于组织情况复杂和分析难度大,爆炸焊接金相技术几乎涉及所有的常规金相研究的仪器和设备,或需要几种设备配合使用。除常用的普通光学显微镜外,其它如高温金相显微镜、定量金相显微镜、显微硬度计、电子探针和电子显微镜等。
3 爆炸焊接金相样品的制备
与常规金相检验一样,爆炸焊接金相样品的制备同样是分析研究工作的基础。其制样的步骤和操作方法与单金属材料的制备方法基本相似,但有如下几个需要特别注意的事项:
(1) 取样 以复合板为例,样品通常取自于沿爆炸方向中心线稍前一点的地方,磨面长度一般不小于20mm。
(2) 预磨和抛光 这类复合材料常带有软层和硬层,因此特别是对双金属材料的预磨和抛光用力一定要均匀,避免出现斜面和台阶。
(3) 侵蚀 通常用化学侵蚀的方法来显示爆炸复合材料的内部组织。由于爆炸焊接件是由两种或两种以上金属结合在一起,故侵蚀所用的化学试剂、方法和过程与单金属往往不同。目前除少数组合外,大多需要使用两种或多种侵蚀剂分次侵蚀不同的金属层,有些金属层还难于被显示。表1～3 介绍了一些复合材料的侵蚀试剂和侵蚀方法, 以供参考。
4 爆炸焊接金相观察
用15～200倍的普通光学金相显微镜可对爆炸复合材料的宏观和微观组织进行观察和拍照。主要内容有:
(1) 单金属板、双金属板和多金属板的表面波形与底面波形;
(2) 双金属与多金属结合区(界面) 波形;
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(4) 热加工和热处理状态下复合材料的界面形态。
(5) 爆炸焊接状态下结合区金属的塑性变形、熔化和扩散。
(6) 不同状态下基材中组织的变化。
利用高温金相显微镜可连续观察、拍摄结合区在升温、保温及降温过程中每一阶段的组织形态。
利用定量金相显微镜可对基材和结合区中各种组织组成物形态、大小和分布进行定量测定;利用显微硬度计按要求对复合材料进行显微硬度测定,根据测定结果绘制结合区和断面上的显微硬度分布曲线。电子显微镜和电子探针也是爆炸复合材料微观组织结构和微区成分进行分析的常用手段,是爆炸焊接金相技术的重要组成部分。
5 爆炸焊接金相图谱
作者在爆炸焊接领域长期的研究过程中,金相技术得到了很好应用与发展,取得了丰硕的科技成果,积累了数百幅宏观与微观的金相图片。下面列出部分图片以供参考。
以上仅是爆炸焊接金相技术的一般介绍,其金相图谱的种类和图片由于受篇幅的限制只能摘其很少部分介绍,所有图谱和图片汇集在文献[2 ]中。爆炸焊接金相技术是随爆炸焊接工艺的研究与应用不断发展起来的一种金相分析技术。它的发展又大大地推动了爆炸焊接技术及其应用的发展,这些发展对丰富焊接及材料科学的理论都将起到了积极的作用。随着爆炸焊接技术的进一步发展和应用的日趋扩大,爆炸焊接金相技术将会得到进一步的发展。
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焊缝中常见的缺陷分析及其防止措施www.tool-tool.com
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李明月
(国电合山发电厂，广西 合山 546501)
摘 要：对焊接中裂纹、未焊透、未熔合、气孔、夹渣等缺陷的产生原因、产生部位、危害性和防止措施进行介绍。
关键词：裂纹；未焊透；未熔合；气孔；夹渣
金属作为最常用的工程结构材料，往往要求具有如高温强度、低温韧性、耐腐蚀性以及其他一些基本性能，并且要求在焊接之后仍然能够保持这些基本性能。焊接过程的特点主要是温度高、温差大，偏析现象很突出，金相组织差别比较大。因此，在焊接过程中往往会产生各种不同类形的焊接缺陷而遗留在焊缝中。如裂纹、未焊透、未熔合、气孔、夹渣以及夹钨等。从而降低了焊缝的强度性能，给安全生产带来很大的不利。但是，不论什么样的缺陷，它在形成的过程中都具有特定的形成机理和规律，只要掌握其形成的基本特点，就会对我们在生产中制定焊接工艺措施，防止缺陷的产生起到很好的作用。因此，本人针对焊缝中常见的缺陷的形成及其危害性进行分析，并提出防止措施。
1 裂纹
1.1 产生裂纹缺陷的原因
根据日常所发现的裂纹缺陷分析，产生裂纹的主要因素是焊接工艺不合理、选用材料不当、焊接应力过大以及焊接环境条件差造成焊后冷却太快等。
1.2 裂纹产生的部位
焊缝裂纹一般分为热裂纹和冷裂纹。热裂纹是在焊接过程中形成的，因此，大部分都产生在焊缝的填充部位以及熔合线部位，并埋藏于焊缝中；冷裂纹也叫延时裂纹，一般都是在焊缝冷却过程中由于应力的影响而产生，有时还随着焊缝的组织的变化首先在焊缝内部形成组织晶界裂纹，经过一段时间之后才形成宏观裂纹，这类裂纹一般形成于焊缝的热影响区以及焊缝的表面。
1.3 裂纹的危害性
裂纹是焊缝中危害性最大的一种缺陷，它属于条面对面状缺陷，在常温下会导致焊缝的抗拉强度降低，并随着裂纹所占截面积的增加而引起抗拉强度大幅度下降。另外，裂纹的尖端是一个尖锐的缺口，应力集中很大，它会促使构件在低应力下扩展破坏。所以在焊缝中裂纹是一种不允许存在的缺陷。一旦发现必须进行全部清除或将所焊容器 (构件)判废。
1.4 防止裂纹产生的措施
首先是针对构件焊接情况选取合理的焊接工艺，如焊接方法、线能量、焊接速度、焊前预热、焊接顺序等。这是防止焊缝裂纹产生的最基本的措施。当在结构条件一定的情况下，合理的工艺不仅会影响和改善接头的应力状态，而且也会影响焊缝的化学成分，还可以改变杂质的偏析程度，对防止裂纹的形成都有很大的好处。其次是焊接材料的选择要正确。其三是考虑焊接环境条件以及热处理工艺等。因此，在实际生产过程中应根据实际情况综合考虑各种工艺因素所带来的影响。
2 未焊透
2.1 产生未焊透缺陷的原因
产生未焊透缺陷的主要因素有：①焊接规范选择不当，如电流太小，电弧过短或过长，焊接速度过快、金属未完全熔化；
②坡口角度夹小、钝边过厚、对口时间隙太小导致熔深减小；③焊接过程中，焊条和焊枪的角度不当导致电弧偏析或清根不彻底等。
2.2 未焊透产生的部位
未焊透实际上就是焊接接头的根部未完全熔透的现象，单面焊双面成形或加垫板焊的焊缝主要产生于V形坡口的根部，双面焊双面成形的焊缝主要产生于X形坡口或双U形坡口的钝边的边缘处。
2.3 未焊透缺陷的危害性
未焊透属于一种面状缺陷，通常都视为裂纹类缺陷，未焊透的存在会导致焊缝的有效截面减少，从而降低焊缝的强度。在应力主作用下很容易扩展形成裂纹导致构件破坏。若是连续性未焊透，更是一种极其危险的缺陷。所以焊缝中的未焊透是一种不允许存在的缺陷。
2.4 防止未焊透缺陷产生的措施
正确确定坡口形式和装配间隙，认真清除坡口两侧的油污杂质，合理选择焊接电流，焊接角度要正确，运条速度要根据焊接电流的大小、焊体的厚度以及焊接位置进行选择，不应移动过快，随时注意不断地调整焊接角度。对于导热不良、散热较快的焊件，可进行焊前预热或在焊接过程中同时用火焰进行加热。对于要求全焊透的焊缝，如果是有未焊透时，在条件允许的情况下可以将反面熔渣和焊瘤清理后进行加焊处理；对于非要求全焊透的焊缝，其焊透深度大于板厚的0.7倍即可。应尽量采用单面焊双面成形的工艺。
3 未熔合
3.1 产生未熔合缺陷的原因
①焊接规范选择不当，电流过小，焊接速度太快，焊接电流的强度不够，产生的热能量太小，致使母材坡口或先焊的金属未能完全熔化。
②电流过大，焊条过于发红而快速先熔化，在母材边缘还没有达到熔化温度的情况下就覆盖过去，同时焊条散热太快而导致母材的开始端未熔化。
③焊接时操作不当，焊条偏向某一边而另一边尚未熔化就被已熔化的金属掩盖过去形成虚焊现象。
④坡口制备不良，坡处太潮湿。熔池氧化太快，焊条生锈或有油污而进行施焊等。
3.2 未熔合产生的部位
未熔合缺陷一般产生于焊件坡口的熔合线处以及焊缝隙层间、焊缝隙的根部。在焊接时焊道与母材之间或焊道与焊道之间未完全熔化成一体，在点焊时母材与母材未完全熔合成一体而形成虚焊部位。
3.3 未熔合缺陷的危害性
未熔合缺陷大都是以面状存在于焊缝中，通常也被视为裂纹类型的缺陷。其实质就是一种虚焊现象，从而导致焊缝的有效截面积减少，在交变应力高度集中的情况下致使焊缝的强度降低，塑性下降，最终造成焊缝开裂。在焊缝中是不允许存在未熔合缺陷的。
3.4 未熔合缺陷的防止
焊前对坡口周围进行认真清理，去除锈蚀和油污；正确选择焊接规范，焊接的电流不宜太小，焊接速度不能太快；在正常施焊过程中焊接电流也不宜过大，否则焊条过于发红而快速熔化，这样就会在母材的边缘未达到熔化温度的情况下焊条的熔化金属已覆盖而造成未熔合；对于散热过快的焊件可以采取焊前预热或在焊接过程中同时用火焰加热施焊；焊接操作要正确，避免产生磁偏吹，如遇焊件带磁时应先进行退磁。
4 气孔
4.1 产生气孔的原因
焊缝中产生气孔的原因很多，由于焊接是属于金属的冶炼过程。因此，可以概括为一是冶金因素的影响，焊接熔池在凝固过程中界面上排出的氮、氢、氧、一氧化碳等气体以及水蒸汽来不及排出时被包裸在金属内部形成孔洞；二是工艺因素的影响，如焊接工艺规范选择不当、焊接电源的性质不同、电弧长度的控制、操作技能不规范等都会给气孔的形成提供条件。归纳起来有以下几点：
①焊接的基本金属或填充金属的表面有锈、油污、油漆或有机物质存在；
②焊条或焊剂没有充分烘干或焊条成份不当，焊条药皮变质；
③焊接电流过小电弧拉得过长或焊接速度太快，另外采用交流电焊接比采用直流电焊接易产生气孔；
④焊接时周围环境的空气湿度太大，阴雨天进行焊接特别容易形成气孔缺陷。
4.2 气孔缺陷产生的部位
气孔是焊缝中最常见的缺陷，按位置可分为表面气孔、内部气孔，按形状可分为点状，链状、分散状，及密集型、圆形、椭圆形、长条形、管形等。因此，气孔可以分布在焊缝的任何部位。
4.3 气孔的危害性
气孔属于体积性缺陷，它主要是削弱焊缝的有效截面积，降低焊缝的机械性能和强度，尤其是焊缝的弯曲强度和冲击韧性。同时也破坏了焊缝金属的致密性。一般来说边疆气孔是导致构件破坏的重要原因，其塑性可降低40%～50%。在交变应力的作用下焊缝的疲劳强度显著下降。但由于气孔没有尖锐的边缘，一般认为不属于危害性缺陷，并允许有限度在焊缝中存在。但也要按照规范中的规定进行评定，超过规范要求时也必须进行返修处理。
4.4 防止气孔缺陷产生的措施
焊接前对焊件坡口周围的油污和有机物质清理干净；焊条必须按照要求进行烘干，并存放于保温合内随取随用；不要使用药皮已变质的焊条及偏蕊过大的焊条；尽量采用短弧焊接规范，同时防止有害气体入侵；对于厚大工件或规程规定要进行焊前预热的工件必须进行焊前预热；焊接过程中焊接速度不宜过快；焊接场所要有防雨防风设施，管道焊接时三角要避免穿膛风。
5 夹渣
5.1 产生夹渣缺陷的原因
在焊接过程中，熔池中的熔化金属的凝固速度大于熔渣的上浮速度，在熔化金属凝固时熔渣来不及浮出熔池而被包裸在焊缝内，这就是夹渣。其影响的因素主要有以下几点：
①焊件的坡口设计不合理，坡口的角度太小。
②焊接规范选择不当，如焊接电流过小、焊接速度快。
③多层焊接时清渣不彻底。
④熔池中液态金属凝固过快，熔渣粒度过大不易浮出表面。
⑤焊件坡口处杂质及油污和有机物质清理不彻底，焊条的成份不当，药皮的熔点过高。焊接过程中未完全熔化而被裹在金属内。
5.2 夹渣缺陷产生的部位
夹渣缺陷在焊缝中的表现一般都是没有规则的，有分散点状的也有密集的，既有块状也有条状和链状。因此，夹渣缺陷可以存在于焊缝的任何部位。
5.3 夹渣缺陷的危害性
夹渣是属于体积性缺陷，它的危害程度比面状缺陷要小。但是，夹渣缺陷的形状是多种多样的，并具有尖锐的边缘，在交变应力的作用下，也很容易扩展形成裂纹而成脆性断裂；同时也会以减少焊缝的有效截面积而降低焊缝机械强度、塑性、韧性和耐腐蚀的能力以及疲劳极限。焊缝中的夹渣允许有限的存在，但必须按规程标准进行评定，不合格的夹渣缺陷也应当进行返修处理。
5.4 防止夹渣产生的措施
设计合理的焊接坡口，焊前对坡口周围要进行认真的清理，多层焊时特别要注意焊渣的彻底清理；选择适当的焊接规范，防止焊缝金属冷却过快；减慢焊接的速度，增大焊接电流来改善熔渣浮出表面的条件；运行条要正确，并有规律地摆动焊条，焊接过程中不断地搅动熔池中的熔化金属，促使熔渣与铁水分离；调整焊条的药皮或焊剂的化学成份，降低熔渣的熔点也有利于防止夹渣缺陷的产生。
6 钨夹渣
6.1 产生钨夹渣的原因
在采用钨极汽体保护焊时，由于焊接电流过大而超过极限电流或钨极直径太小而导致钨极高度发热，端部熔化进入焊缝的液态金属中。由于钨的熔点高，在冷却凝固过程中，钨首先以自由状态结晶析出而停留于焊缝中。因此任何能造成钨极熔化的因素都将引起钨夹渣的产生，如钨极夹具松动、钨极直径小、炽热的钨极顶端触及熔池而产生飞溅或汽体保护不良而引起钨极烧损等都会产生钨夹渣缺陷。
6.2 钨夹渣产生的部位
钨夹渣在焊缝中一般都是呈现为分散点状、条状和块状。在钨极全汽体焊或等离子焊接时可以在焊缝的任何部位形成。钨极汽体保护焊封底，电弧焊填充盖面焊时大都产生于焊缝的第一层。
6.3 钨夹渣缺陷的危害性
焊缝中存在的钨夹渣缺陷的形状与一般的夹渣是一样的，因此，它的危害性与夹渣的危害性基本上是一致的。
6.4 防止钨夹渣产生的措施
首先要选择良好的钨极夹具，钨极的直径要根据焊件的规格、材质而选择；根据钨极的直径选择适当的焊接电流；加强汽体保护的效果，防止钨极烧损；焊接过程中特别要避免钨极直接触及熔池或焊丝。
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李明月
(国电合山发电厂，广西 合山 546501)
摘 要：对焊接中裂纹、未焊透、未熔合、气孔、夹渣等缺陷的产生原因、产生部位、危害性和防止措施进行介绍。
关键词：裂纹；未焊透；未熔合；气孔；夹渣
金属作为最常用的工程结构材料，往往要求具有如高温强度、低温韧性、耐腐蚀性以及其他一些基本性能，并且要求在焊接之后仍然能够保持这些基本性能。焊接过程的特点主要是温度高、温差大，偏析现象很突出，金相组织差别比较大。因此，在焊接过程中往往会产生各种不同类形的焊接缺陷而遗留在焊缝中。如裂纹、未焊透、未熔合、气孔、夹渣以及夹钨等。从而降低了焊缝的强度性能，给安全生产带来很大的不利。但是，不论什么样的缺陷，它在形成的过程中都具有特定的形成机理和规律，只要掌握其形成的基本特点，就会对我们在生产中制定焊接工艺措施，防止缺陷的产生起到很好的作用。因此，本人针对焊缝中常见的缺陷的形成及其危害性进行分析，并提出防止措施。
1 裂纹
1.1 产生裂纹缺陷的原因
根据日常所发现的裂纹缺陷分析，产生裂纹的主要因素是焊接工艺不合理、选用材料不当、焊接应力过大以及焊接环境条件差造成焊后冷却太快等。
1.2 裂纹产生的部位
焊缝裂纹一般分为热裂纹和冷裂纹。热裂纹是在焊接过程中形成的，因此，大部分都产生在焊缝的填充部位以及熔合线部位，并埋藏于焊缝中；冷裂纹也叫延时裂纹，一般都是在焊缝冷却过程中由于应力的影响而产生，有时还随着焊缝的组织的变化首先在焊缝内部形成组织晶界裂纹，经过一段时间之后才形成宏观裂纹，这类裂纹一般形成于焊缝的热影响区以及焊缝的表面。
1.3 裂纹的危害性
裂纹是焊缝中危害性最大的一种缺陷，它属于条面对面状缺陷，在常温下会导致焊缝的抗拉强度降低，并随着裂纹所占截面积的增加而引起抗拉强度大幅度下降。另外，裂纹的尖端是一个尖锐的缺口，应力集中很大，它会促使构件在低应力下扩展破坏。所以在焊缝中裂纹是一种不允许存在的缺陷。一旦发现必须进行全部清除或将所焊容器 (构件)判废。
1.4 防止裂纹产生的措施
首先是针对构件焊接情况选取合理的焊接工艺，如焊接方法、线能量、焊接速度、焊前预热、焊接顺序等。这是防止焊缝裂纹产生的最基本的措施。当在结构条件一定的情况下，合理的工艺不仅会影响和改善接头的应力状态，而且也会影响焊缝的化学成分，还可以改变杂质的偏析程度，对防止裂纹的形成都有很大的好处。其次是焊接材料的选择要正确。其三是考虑焊接环境条件以及热处理工艺等。因此，在实际生产过程中应根据实际情况综合考虑各种工艺因素所带来的影响。
2 未焊透
2.1 产生未焊透缺陷的原因
产生未焊透缺陷的主要因素有：①焊接规范选择不当，如电流太小，电弧过短或过长，焊接速度过快、金属未完全熔化；
②坡口角度夹小、钝边过厚、对口时间隙太小导致熔深减小；③焊接过程中，焊条和焊枪的角度不当导致电弧偏析或清根不彻底等。
2.2 未焊透产生的部位
未焊透实际上就是焊接接头的根部未完全熔透的现象，单面焊双面成形或加垫板焊的焊缝主要产生于V形坡口的根部，双面焊双面成形的焊缝主要产生于X形坡口或双U形坡口的钝边的边缘处。
2.3 未焊透缺陷的危害性
未焊透属于一种面状缺陷，通常都视为裂纹类缺陷，未焊透的存在会导致焊缝的有效截面减少，从而降低焊缝的强度。在应力主作用下很容易扩展形成裂纹导致构件破坏。若是连续性未焊透，更是一种极其危险的缺陷。所以焊缝中的未焊透是一种不允许存在的缺陷。
2.4 防止未焊透缺陷产生的措施
正确确定坡口形式和装配间隙，认真清除坡口两侧的油污杂质，合理选择焊接电流，焊接角度要正确，运条速度要根据焊接电流的大小、焊体的厚度以及焊接位置进行选择，不应移动过快，随时注意不断地调整焊接角度。对于导热不良、散热较快的焊件，可进行焊前预热或在焊接过程中同时用火焰进行加热。对于要求全焊透的焊缝，如果是有未焊透时，在条件允许的情况下可以将反面熔渣和焊瘤清理后进行加焊处理；对于非要求全焊透的焊缝，其焊透深度大于板厚的0.7倍即可。应尽量采用单面焊双面成形的工艺。
3 未熔合
3.1 产生未熔合缺陷的原因
①焊接规范选择不当，电流过小，焊接速度太快，焊接电流的强度不够，产生的热能量太小，致使母材坡口或先焊的金属未能完全熔化。
②电流过大，焊条过于发红而快速先熔化，在母材边缘还没有达到熔化温度的情况下就覆盖过去，同时焊条散热太快而导致母材的开始端未熔化。
③焊接时操作不当，焊条偏向某一边而另一边尚未熔化就被已熔化的金属掩盖过去形成虚焊现象。
④坡口制备不良，坡处太潮湿。熔池氧化太快，焊条生锈或有油污而进行施焊等。
3.2 未熔合产生的部位
未熔合缺陷一般产生于焊件坡口的熔合线处以及焊缝隙层间、焊缝隙的根部。在焊接时焊道与母材之间或焊道与焊道之间未完全熔化成一体，在点焊时母材与母材未完全熔合成一体而形成虚焊部位。
3.3 未熔合缺陷的危害性
未熔合缺陷大都是以面状存在于焊缝中，通常也被视为裂纹类型的缺陷。其实质就是一种虚焊现象，从而导致焊缝的有效截面积减少，在交变应力高度集中的情况下致使焊缝的强度降低，塑性下降，最终造成焊缝开裂。在焊缝中是不允许存在未熔合缺陷的。
3.4 未熔合缺陷的防止
焊前对坡口周围进行认真清理，去除锈蚀和油污；正确选择焊接规范，焊接的电流不宜太小，焊接速度不能太快；在正常施焊过程中焊接电流也不宜过大，否则焊条过于发红而快速熔化，这样就会在母材的边缘未达到熔化温度的情况下焊条的熔化金属已覆盖而造成未熔合；对于散热过快的焊件可以采取焊前预热或在焊接过程中同时用火焰加热施焊；焊接操作要正确，避免产生磁偏吹，如遇焊件带磁时应先进行退磁。
4 气孔
4.1 产生气孔的原因
焊缝中产生气孔的原因很多，由于焊接是属于金属的冶炼过程。因此，可以概括为一是冶金因素的影响，焊接熔池在凝固过程中界面上排出的氮、氢、氧、一氧化碳等气体以及水蒸汽来不及排出时被包裸在金属内部形成孔洞；二是工艺因素的影响，如焊接工艺规范选择不当、焊接电源的性质不同、电弧长度的控制、操作技能不规范等都会给气孔的形成提供条件。归纳起来有以下几点：
①焊接的基本金属或填充金属的表面有锈、油污、油漆或有机物质存在；
②焊条或焊剂没有充分烘干或焊条成份不当，焊条药皮变质；
③焊接电流过小电弧拉得过长或焊接速度太快，另外采用交流电焊接比采用直流电焊接易产生气孔；
④焊接时周围环境的空气湿度太大，阴雨天进行焊接特别容易形成气孔缺陷。
4.2 气孔缺陷产生的部位
气孔是焊缝中最常见的缺陷，按位置可分为表面气孔、内部气孔，按形状可分为点状，链状、分散状，及密集型、圆形、椭圆形、长条形、管形等。因此，气孔可以分布在焊缝的任何部位。
4.3 气孔的危害性
气孔属于体积性缺陷，它主要是削弱焊缝的有效截面积，降低焊缝的机械性能和强度，尤其是焊缝的弯曲强度和冲击韧性。同时也破坏了焊缝金属的致密性。一般来说边疆气孔是导致构件破坏的重要原因，其塑性可降低40%～50%。在交变应力的作用下焊缝的疲劳强度显著下降。但由于气孔没有尖锐的边缘，一般认为不属于危害性缺陷，并允许有限度在焊缝中存在。但也要按照规范中的规定进行评定，超过规范要求时也必须进行返修处理。
4.4 防止气孔缺陷产生的措施
焊接前对焊件坡口周围的油污和有机物质清理干净；焊条必须按照要求进行烘干，并存放于保温合内随取随用；不要使用药皮已变质的焊条及偏蕊过大的焊条；尽量采用短弧焊接规范，同时防止有害气体入侵；对于厚大工件或规程规定要进行焊前预热的工件必须进行焊前预热；焊接过程中焊接速度不宜过快；焊接场所要有防雨防风设施，管道焊接时三角要避免穿膛风。
5 夹渣
5.1 产生夹渣缺陷的原因
在焊接过程中，熔池中的熔化金属的凝固速度大于熔渣的上浮速度，在熔化金属凝固时熔渣来不及浮出熔池而被包裸在焊缝内，这就是夹渣。其影响的因素主要有以下几点：
①焊件的坡口设计不合理，坡口的角度太小。
②焊接规范选择不当，如焊接电流过小、焊接速度快。
③多层焊接时清渣不彻底。
④熔池中液态金属凝固过快，熔渣粒度过大不易浮出表面。
⑤焊件坡口处杂质及油污和有机物质清理不彻底，焊条的成份不当，药皮的熔点过高。焊接过程中未完全熔化而被裹在金属内。
5.2 夹渣缺陷产生的部位
夹渣缺陷在焊缝中的表现一般都是没有规则的，有分散点状的也有密集的，既有块状也有条状和链状。因此，夹渣缺陷可以存在于焊缝的任何部位。
5.3 夹渣缺陷的危害性
夹渣是属于体积性缺陷，它的危害程度比面状缺陷要小。但是，夹渣缺陷的形状是多种多样的，并具有尖锐的边缘，在交变应力的作用下，也很容易扩展形成裂纹而成脆性断裂；同时也会以减少焊缝的有效截面积而降低焊缝机械强度、塑性、韧性和耐腐蚀的能力以及疲劳极限。焊缝中的夹渣允许有限的存在，但必须按规程标准进行评定，不合格的夹渣缺陷也应当进行返修处理。
5.4 防止夹渣产生的措施
设计合理的焊接坡口，焊前对坡口周围要进行认真的清理，多层焊时特别要注意焊渣的彻底清理；选择适当的焊接规范，防止焊缝金属冷却过快；减慢焊接的速度，增大焊接电流来改善熔渣浮出表面的条件；运行条要正确，并有规律地摆动焊条，焊接过程中不断地搅动熔池中的熔化金属，促使熔渣与铁水分离；调整焊条的药皮或焊剂的化学成份，降低熔渣的熔点也有利于防止夹渣缺陷的产生。
6 钨夹渣
6.1 产生钨夹渣的原因
在采用钨极汽体保护焊时，由于焊接电流过大而超过极限电流或钨极直径太小而导致钨极高度发热，端部熔化进入焊缝的液态金属中。由于钨的熔点高，在冷却凝固过程中，钨首先以自由状态结晶析出而停留于焊缝中。因此任何能造成钨极熔化的因素都将引起钨夹渣的产生，如钨极夹具松动、钨极直径小、炽热的钨极顶端触及熔池而产生飞溅或汽体保护不良而引起钨极烧损等都会产生钨夹渣缺陷。
6.2 钨夹渣产生的部位
钨夹渣在焊缝中一般都是呈现为分散点状、条状和块状。在钨极全汽体焊或等离子焊接时可以在焊缝的任何部位形成。钨极汽体保护焊封底，电弧焊填充盖面焊时大都产生于焊缝的第一层。
6.3 钨夹渣缺陷的危害性
焊缝中存在的钨夹渣缺陷的形状与一般的夹渣是一样的，因此，它的危害性与夹渣的危害性基本上是一致的。
6.4 防止钨夹渣产生的措施
首先要选择良好的钨极夹具，钨极的直径要根据焊件的规格、材质而选择；根据钨极的直径选择适当的焊接电流；加强汽体保护的效果，防止钨极烧损；焊接过程中特别要避免钨极直接触及熔池或焊丝。
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焊接接头缺陷分析及预防的探讨www.tool-tool.com
版1all
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刘晓燕
(太原市热力公司，山西太原，030002)
摘 要：通过对焊接接头缺陷的分析，提出了预防焊接接头缺陷的具体措施，从严把原材料质量关到焊接过程中对施工质量进行监督和检查，都提出了一定的要求。
关键词：焊接接头；焊接缺陷；结晶裂纹；延迟裂纹
控制焊接是安装工程中一项比较重要的工序，焊接过程中，由于种种因素的影响，容易产生各种类型的焊接缺陷。焊接接头缺陷的存在会直接危及整个结构的质量。因此，将焊接接头缺陷控制在允许范围内是每个焊接操作人员及工程管理人员应尽的责任。常见的焊接接头缺陷主要有外部缺陷、内部缺陷及焊接缺陷等。
1 焊接接头缺陷分析
1.1 外部缺陷
焊接接头的外部缺陷一般用肉眼就能观察到，主要有焊瘤、咬边、凹坑、烧伤、余高不足或过大、错边及弧坑处理不良等。
1.2 内部缺陷
焊接接头的内部缺陷是指必须借助仪器设备测试才能判断出的缺陷，主要有未熔合、未焊透、气孔、夹渣及白点等。内部缺陷因肉眼观察不到，危害更大，要坚决杜绝。
1.3 焊接缺陷
指在焊接过程中或焊接完放置一段时间后，在焊接接头范围内产生的局部开裂现象，如焊接裂纹是常见的焊接缺陷。在建筑工程的钢材焊接中常出现的裂纹主要是热裂纹和冷裂纹。
结晶裂纹是最常见的热裂纹，在金属凝固过程中出现，主要出现在焊缝中，少数出现在热影响区。结晶裂纹的产生是由于焊缝中含有较多的S,P等杂质，在焊缝金属凝固过程中形成了一此低熔点的结晶，然后在结晶界形成液态薄膜。这此液态薄膜成为焊缝中的薄弱环节，在焊接应力的作用下便开裂而形成结晶裂纹。
在冷裂纹中最常见的是延迟裂纹。在低、中合金钢的热影响区或焊缝中，当焊接后一段时间间，可能出现各种l1态的延迟裂纹。有的出现在接头表面，有的出现在接头内部。焊缝延迟裂纹的出现，是由以下3种因素共同作用的结果。
第一，母材淬硬现象：母材的碳当量越高其淬硬倾向越大，延迟裂纹敏感性就越大。另外，接头冷却速度对母材淬硬倾向也有较大影响，随着母材淬硬倾向的增加容易形成脆性马氏体。马氏体又会使热影响区最高硬度相应增加，从而使延迟裂纹敏感性增大。
第二，扩散氢的含量：焊缝中含氢量越高,延迟裂纹敏感性越大。当接头中扩散氢含量高于其临界扩散氢含量时，便出现延迟裂纹。
第三，焊接残余应力：焊接接头主要存在热应力、相变应力和约束应力。
板厚度越大，约束越强，残余应力也越高。焊接残余应力是引起应力腐蚀断裂的原因之一。
2 焊接接头缺陷预防
焊接全过程包括原材料、焊接材料、施工人员的焊接技能、焊接前准备、焊接和焊接后热处理等工序。因此，要预防焊接缺陷、解决焊接过程中存在的问题、抓好焊接质量，就必须加强焊接前和焊接中每一道工序的质量管理。
2.1 焊接前的质量控制
首先要把好原材料质量关。尽量选正规厂家生产的产品，检查钢厂提供的材料质量检验单，内容包括材料牌号、规格或尺寸、炉批号、检验编号、数量、重量、供货状态、力学性能、化学成分等，同时还要检查材料的表面是否有裂纹、分层及超出标准允许的凹坑和划伤以及钢印标记是否正确和齐全，并且按照国家标准进行取样，送检测部门检测。经检验合格后方能正式进入施工现场。为了保证材料的真实性，取样送检时应采取由建设方委托的该工程项目取样送检见证人专人负责。如果具有法律效应的检验结果不合格但已进入工地的钢材，应该由质量监督部门通知建设单位进行拆除和清场，坚决杜绝使用不合格钢材。另外，按照规定，建设方对工程质量负有法律责任，不能把一切责任推给施工方了事，必须委托具有专业知识的人员或监理工程师监督管理，不定期地对现场材料包括钢材进行抽检、送检测部门复验，以保证钢材的质量。其次是对焊接材料的管理。检查焊接材料是否为合格产品、贮存和烘焙制度是否执行、发放的焊接材料表面是否清洁无锈、焊条的药皮是否完好无霉变。第三是焊接区清洁管理。检查焊接区的清洁质量，不得留有水、油、铁锈和氧化膜等有害污物，这对防止外部缺陷(如凹坑、咬边等)的产生有重要作用，对防止气孔、夹浓之类内部缺陷的产生也有积极意义。第四是焊工技能资格管理。焊工的技能水平是保证焊接质量的决定性因素。焊工必须经过专业培训，具备有关基础知识和操作技能，并持有焊工考试合格证。第五是确定合格的焊接工艺流程。对不同的母材，应选择合格的焊接方法、可靠的焊接能量和适当的焊接材料。对不同直径或不同厚度的母材都应实行先试焊、后施焊的原则，以保证焊接接头优良、安全。
2.2 焊接中的质量控制
焊接过程包括焊接、预热和焊接后热处理。焊接前的质量控制和焊接中的质量控制是保证最终焊接质量、预防废品和返工的必要条件，是整个焊接质量控制过程中的重要组成部分。焊接质量控制应实行焊工、焊接工氏和专职检查员3级管理责任制。焊工应对违反焊接工艺流程及操作不当造成的质量事故承担责任，焊接质量检查员应对漏检、误检造成的质量事故承担责任。焊接过程中，要对施工过程进行监督和检查。
第一，确认焊接方法是否与规定一致，检查焊接设备是否完好和着装是否符合工艺流程规定。第二，根据焊接工艺规程复核焊接材料牌号与规格是否正确，以防错用而造成焊接质量事故。第三，对焊接预热温度和预热方式进行严格控制和检查，焊接前预热是防止焊接裂纹产生的重要措施。第四，对焊接环境进行监督。当焊接环境出现下列情况时应采取措施后才能进行焊接：温度低于 0℃；相对湿度大于90%；风速大于10 m/s或存在穿堂风以及雨、雪、雾气候的露天操作。第五，对焊接后热处理实施监督和检查。焊接后热处理的目的是促进焊缝中扩散氢的逸出，防止焊接裂纹产生，消除焊接残余应力和改养接头的力学性能。
焊工的技术水平是影响焊接质量的直接因素之一。要做到思想上重视，其体操作上细心。常见的焊接接头缺陷在施工操作时应注意以下问题：
第一，咬边。主要是由于焊接电流过大、电弧拉长或运条不稳引起的。咬边最大的危害是损伤了母材，使母材有效截面减小，也会引起应力集中。预防措施是焊接时调整好电流，电流不宜过大，且控制弧氏，尽量用短弧焊接，运条时手要稳，焊接速度不宜太快，应使熔化的焊缝金属填满焊接坡口边缘。
第二，焊瘤。主要是由于焊接电流过大或焊接速度过慢引起。它的危害是焊瘤处易应力集中且影响整个焊缝的外观质量。预防措施是适当调小焊接电流，焊接时注意熔池大小，以便调整焊接电流或焊接速度。
第三，弧坑。主要是由于断弧或熄弧引起。弧坑的存在减小了焊缝截面，降低了接头的有效强度，并且弧坑处常伴有弧坑裂纹，危害较大。预防措施是尽量减小短弧次数，每次熄弧前应稍微停留或做几次摆动运条，使有较多的焊条熔化填满弧坑处。
第四，气孔。产生气孔的因素较多，如焊条未按规定烘干、母材除锈不彻底、焊接电压不稳、弧氏过氏等。气孔的存在使焊缝截面减小，金属内部组织疏松，应力宜集中，也易诱发裂纹等更严重的缺陷。预防措施是在焊接前应按要求烘干焊条，清理坡口及母料表面的油污、锈迹；注意大气的变化，刮风、下雨要有遮挡措施；焊接时选择适当的电流及焊接速度。
第五，夹渣。夹渣一般是由于熔池冷却过程中非金属物质如焊条药皮中某些高熔点组分、金属氧化物等来不及浮出熔池表面而残留在焊缝金属中引起的。其危害是影响了焊缝金属的致密性及连贯性，易引起应力集中。预防措施是焊接前应严格清理母材坡口及附近的油污、氧化皮等，多层焊接时彻底清理前一道焊缝流下的熔浓。焊接时选择适当的焊接参数，运条稳定，注意观察熔池，防止焊缝金属冷却过快。
第六，根部未焊透。主要原因是接头对接缝隙过小，焊接电流过小，焊接速度过快，其危害性是降低接头的机械性能。预防措施是控制接头坡口尺寸及对接间隙，选择合适的焊接电流和焊接速度。
第七，未熔合。指焊缝金属与母材未能完全熔化结合，多层焊接也存在层间未熔合。主要原因是焊接线能量过小，或焊接电弧偏离焊缝中心。预防措施是选择合适的焊接参数，焊接时不宜过快，弧长适当，注意焊条角度。
第八，裂纹及裂缝。这是焊缝中危害最大的一种缺陷，任何可焊缝都不容许有裂纹及裂缝出现，一经发现必须马上清除返修。按裂纹产生的原因不同，有热裂纹、冷裂纹及再热裂纹之分。热裂纹一般是在焊缝金属结晶过程中形成的，是应力对焊缝金属结晶过程作用的结果。预防措施是控制钢材及焊条中有害元素如P、S等的含量，重要结构的焊接宜采用碱性焊条(又称低氢焊条)以降低焊缝中的杂质含量，改养焊缝金属组织；焊接接头的固定要正确，避免不必要的外力作用于接头部位。冷裂纹是焊缝冷却过程中出现的，它可在焊接后立即出现，也可在焊接后较长时间后出现，它的出现与氢有关，所以又称氢致延迟裂纹，由于其具有延迟特性，它的出现相当于埋下了一颗定时炸弹，危害极大。预防措施是首先从减少氢元素的来源入手，焊接时采用碱性焊条，焊条在使用前必须按规定进行烘干、保温；对接头部位必须先清除油污、水分和锈蚀。焊接时采用焊接前预热、焊接后热处理等措施，以利于氢的逸出。再热裂纹一般产生于热影响区，大多发生在应力集中部位，一般在焊缝区域再次受热时形成。预防措施是增加焊接前预热、焊接后缓冷措施，以减少残余应力和应力集中。
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刘晓燕
(太原市热力公司，山西太原，030002)
摘 要：通过对焊接接头缺陷的分析，提出了预防焊接接头缺陷的具体措施，从严把原材料质量关到焊接过程中对施工质量进行监督和检查，都提出了一定的要求。
关键词：焊接接头；焊接缺陷；结晶裂纹；延迟裂纹
控制焊接是安装工程中一项比较重要的工序，焊接过程中，由于种种因素的影响，容易产生各种类型的焊接缺陷。焊接接头缺陷的存在会直接危及整个结构的质量。因此，将焊接接头缺陷控制在允许范围内是每个焊接操作人员及工程管理人员应尽的责任。常见的焊接接头缺陷主要有外部缺陷、内部缺陷及焊接缺陷等。
1 焊接接头缺陷分析
1.1 外部缺陷
焊接接头的外部缺陷一般用肉眼就能观察到，主要有焊瘤、咬边、凹坑、烧伤、余高不足或过大、错边及弧坑处理不良等。
1.2 内部缺陷
焊接接头的内部缺陷是指必须借助仪器设备测试才能判断出的缺陷，主要有未熔合、未焊透、气孔、夹渣及白点等。内部缺陷因肉眼观察不到，危害更大，要坚决杜绝。
1.3 焊接缺陷
指在焊接过程中或焊接完放置一段时间后，在焊接接头范围内产生的局部开裂现象，如焊接裂纹是常见的焊接缺陷。在建筑工程的钢材焊接中常出现的裂纹主要是热裂纹和冷裂纹。
结晶裂纹是最常见的热裂纹，在金属凝固过程中出现，主要出现在焊缝中，少数出现在热影响区。结晶裂纹的产生是由于焊缝中含有较多的S,P等杂质，在焊缝金属凝固过程中形成了一此低熔点的结晶，然后在结晶界形成液态薄膜。这此液态薄膜成为焊缝中的薄弱环节，在焊接应力的作用下便开裂而形成结晶裂纹。
在冷裂纹中最常见的是延迟裂纹。在低、中合金钢的热影响区或焊缝中，当焊接后一段时间间，可能出现各种l1态的延迟裂纹。有的出现在接头表面，有的出现在接头内部。焊缝延迟裂纹的出现，是由以下3种因素共同作用的结果。
第一，母材淬硬现象：母材的碳当量越高其淬硬倾向越大，延迟裂纹敏感性就越大。另外，接头冷却速度对母材淬硬倾向也有较大影响，随着母材淬硬倾向的增加容易形成脆性马氏体。马氏体又会使热影响区最高硬度相应增加，从而使延迟裂纹敏感性增大。
第二，扩散氢的含量：焊缝中含氢量越高,延迟裂纹敏感性越大。当接头中扩散氢含量高于其临界扩散氢含量时，便出现延迟裂纹。
第三，焊接残余应力：焊接接头主要存在热应力、相变应力和约束应力。
板厚度越大，约束越强，残余应力也越高。焊接残余应力是引起应力腐蚀断裂的原因之一。
2 焊接接头缺陷预防
焊接全过程包括原材料、焊接材料、施工人员的焊接技能、焊接前准备、焊接和焊接后热处理等工序。因此，要预防焊接缺陷、解决焊接过程中存在的问题、抓好焊接质量，就必须加强焊接前和焊接中每一道工序的质量管理。
2.1 焊接前的质量控制
首先要把好原材料质量关。尽量选正规厂家生产的产品，检查钢厂提供的材料质量检验单，内容包括材料牌号、规格或尺寸、炉批号、检验编号、数量、重量、供货状态、力学性能、化学成分等，同时还要检查材料的表面是否有裂纹、分层及超出标准允许的凹坑和划伤以及钢印标记是否正确和齐全，并且按照国家标准进行取样，送检测部门检测。经检验合格后方能正式进入施工现场。为了保证材料的真实性，取样送检时应采取由建设方委托的该工程项目取样送检见证人专人负责。如果具有法律效应的检验结果不合格但已进入工地的钢材，应该由质量监督部门通知建设单位进行拆除和清场，坚决杜绝使用不合格钢材。另外，按照规定，建设方对工程质量负有法律责任，不能把一切责任推给施工方了事，必须委托具有专业知识的人员或监理工程师监督管理，不定期地对现场材料包括钢材进行抽检、送检测部门复验，以保证钢材的质量。其次是对焊接材料的管理。检查焊接材料是否为合格产品、贮存和烘焙制度是否执行、发放的焊接材料表面是否清洁无锈、焊条的药皮是否完好无霉变。第三是焊接区清洁管理。检查焊接区的清洁质量，不得留有水、油、铁锈和氧化膜等有害污物，这对防止外部缺陷(如凹坑、咬边等)的产生有重要作用，对防止气孔、夹浓之类内部缺陷的产生也有积极意义。第四是焊工技能资格管理。焊工的技能水平是保证焊接质量的决定性因素。焊工必须经过专业培训，具备有关基础知识和操作技能，并持有焊工考试合格证。第五是确定合格的焊接工艺流程。对不同的母材，应选择合格的焊接方法、可靠的焊接能量和适当的焊接材料。对不同直径或不同厚度的母材都应实行先试焊、后施焊的原则，以保证焊接接头优良、安全。
2.2 焊接中的质量控制
焊接过程包括焊接、预热和焊接后热处理。焊接前的质量控制和焊接中的质量控制是保证最终焊接质量、预防废品和返工的必要条件，是整个焊接质量控制过程中的重要组成部分。焊接质量控制应实行焊工、焊接工氏和专职检查员3级管理责任制。焊工应对违反焊接工艺流程及操作不当造成的质量事故承担责任，焊接质量检查员应对漏检、误检造成的质量事故承担责任。焊接过程中，要对施工过程进行监督和检查。
第一，确认焊接方法是否与规定一致，检查焊接设备是否完好和着装是否符合工艺流程规定。第二，根据焊接工艺规程复核焊接材料牌号与规格是否正确，以防错用而造成焊接质量事故。第三，对焊接预热温度和预热方式进行严格控制和检查，焊接前预热是防止焊接裂纹产生的重要措施。第四，对焊接环境进行监督。当焊接环境出现下列情况时应采取措施后才能进行焊接：温度低于 0℃；相对湿度大于90%；风速大于10 m/s或存在穿堂风以及雨、雪、雾气候的露天操作。第五，对焊接后热处理实施监督和检查。焊接后热处理的目的是促进焊缝中扩散氢的逸出，防止焊接裂纹产生，消除焊接残余应力和改养接头的力学性能。
焊工的技术水平是影响焊接质量的直接因素之一。要做到思想上重视，其体操作上细心。常见的焊接接头缺陷在施工操作时应注意以下问题：
第一，咬边。主要是由于焊接电流过大、电弧拉长或运条不稳引起的。咬边最大的危害是损伤了母材，使母材有效截面减小，也会引起应力集中。预防措施是焊接时调整好电流，电流不宜过大，且控制弧氏，尽量用短弧焊接，运条时手要稳，焊接速度不宜太快，应使熔化的焊缝金属填满焊接坡口边缘。
第二，焊瘤。主要是由于焊接电流过大或焊接速度过慢引起。它的危害是焊瘤处易应力集中且影响整个焊缝的外观质量。预防措施是适当调小焊接电流，焊接时注意熔池大小，以便调整焊接电流或焊接速度。
第三，弧坑。主要是由于断弧或熄弧引起。弧坑的存在减小了焊缝截面，降低了接头的有效强度，并且弧坑处常伴有弧坑裂纹，危害较大。预防措施是尽量减小短弧次数，每次熄弧前应稍微停留或做几次摆动运条，使有较多的焊条熔化填满弧坑处。
第四，气孔。产生气孔的因素较多，如焊条未按规定烘干、母材除锈不彻底、焊接电压不稳、弧氏过氏等。气孔的存在使焊缝截面减小，金属内部组织疏松，应力宜集中，也易诱发裂纹等更严重的缺陷。预防措施是在焊接前应按要求烘干焊条，清理坡口及母料表面的油污、锈迹；注意大气的变化，刮风、下雨要有遮挡措施；焊接时选择适当的电流及焊接速度。
第五，夹渣。夹渣一般是由于熔池冷却过程中非金属物质如焊条药皮中某些高熔点组分、金属氧化物等来不及浮出熔池表面而残留在焊缝金属中引起的。其危害是影响了焊缝金属的致密性及连贯性，易引起应力集中。预防措施是焊接前应严格清理母材坡口及附近的油污、氧化皮等，多层焊接时彻底清理前一道焊缝流下的熔浓。焊接时选择适当的焊接参数，运条稳定，注意观察熔池，防止焊缝金属冷却过快。
第六，根部未焊透。主要原因是接头对接缝隙过小，焊接电流过小，焊接速度过快，其危害性是降低接头的机械性能。预防措施是控制接头坡口尺寸及对接间隙，选择合适的焊接电流和焊接速度。
第七，未熔合。指焊缝金属与母材未能完全熔化结合，多层焊接也存在层间未熔合。主要原因是焊接线能量过小，或焊接电弧偏离焊缝中心。预防措施是选择合适的焊接参数，焊接时不宜过快，弧长适当，注意焊条角度。
第八，裂纹及裂缝。这是焊缝中危害最大的一种缺陷，任何可焊缝都不容许有裂纹及裂缝出现，一经发现必须马上清除返修。按裂纹产生的原因不同，有热裂纹、冷裂纹及再热裂纹之分。热裂纹一般是在焊缝金属结晶过程中形成的，是应力对焊缝金属结晶过程作用的结果。预防措施是控制钢材及焊条中有害元素如P、S等的含量，重要结构的焊接宜采用碱性焊条(又称低氢焊条)以降低焊缝中的杂质含量，改养焊缝金属组织；焊接接头的固定要正确，避免不必要的外力作用于接头部位。冷裂纹是焊缝冷却过程中出现的，它可在焊接后立即出现，也可在焊接后较长时间后出现，它的出现与氢有关，所以又称氢致延迟裂纹，由于其具有延迟特性，它的出现相当于埋下了一颗定时炸弹，危害极大。预防措施是首先从减少氢元素的来源入手，焊接时采用碱性焊条，焊条在使用前必须按规定进行烘干、保温；对接头部位必须先清除油污、水分和锈蚀。焊接时采用焊接前预热、焊接后热处理等措施，以利于氢的逸出。再热裂纹一般产生于热影响区，大多发生在应力集中部位，一般在焊缝区域再次受热时形成。预防措施是增加焊接前预热、焊接后缓冷措施，以减少残余应力和应力集中。
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SEM对45钢与W9MnCrV磨擦焊焊接接头组织分析www.tool-tool.com
32bW
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李巧玲,叶 云
(华北工学院材料工程系,山西太原030051)
磨擦焊是利用金属焊接表面磨擦加热的一种热压焊接方法。它具有焊接质量好、焊接稳定,适用于焊接异种金属。磨擦焊不仅可以焊接普通的异种钢而且还可以焊接那些常温和高温机构、物理性能差别很大的异种钢和异种金属,如铜与不锈钢的焊接等。因此研究磨擦焊的材料组织结构,对合理地选择工艺,发挥材料的最大使用价值,具有重要的现实意义。本文利用SEM对W9MnCrV与45钢磨擦焊接头进行了大量的观察与研究。
材料与方法
分析样品包括三类:一是退火状态的W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头(880℃～890℃,5～6h)样品;二是焊接后直接空冷的W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头;三是断口样品。用S2530扫描电子显微镜观察。
样品制备:W9MnCrV与45钢磨擦焊接头SEM观察用的分析样品制备方法同金相样品的制备方法(断口样品除外)。
实验用腐蚀剂:5%HNO3+95%C2H5OH;腐蚀时间为60s。
扫描电镜观察与分析
图 1显示,退火状态的W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头的焊缝过热区有明显的黑色粗大颗粒,这可能是由于顶锻压力不够使其氧化或其它杂质没有完全被挤压所致,其中还可看出过热区偏45钢方向的组织几乎是铁素体,而高速钢边的焊缝区出现的是明显的脱碳层。这种脱碳现象与材料在焊接过程中的烧损与氧化有关。因在焊缝区的脱碳,导致材料在淬火时对晶粒长大的阻碍,也是造成在淬火后奥氏体晶粒特别粗大的原因,乃至回火后粗大的晶粒仍隐约可见。从图1中还可看到,45钢脱碳比高速钢要严重一些,可能会对焊接质量有一定的影响。因为近焊缝区的脱碳,在淬火后导致奥氏体晶粒的粗大,且回火时也不能完全消灭这种现象。同时由于焊缝区的组织不尽相同,各组织在不同条件下的膨胀系数不一样,也可能会出现淬火时会有不同的组织转变和体积变化,产生热影响变形。
图2显示,高速钢退火后也存在碳化细碎区,紧接着脱碳层。这主要是由于高速磨擦的热变形及顶锻压力的共同作用,使该区的碳化物多而细小,且发生不均匀偏集,沿着焊接面径向分布,高速钢的退火组织为索氏体和碳化物。
图 3是焊接后空冷的试样SEM照片。焊后空冷的材料呈现的组织是马氏体、碳化物及黑色组织,45钢一侧为由铁素体和珠光体组成的魏氏体,而针状的铁素体分布在珠光体内。其形成的原因可能是在焊接时由于焊接温度高于淬火温度,所以在焊缝附近产生了淬火组织,出现了大小不均匀的奥氏体晶粒。黑色组织形成的主要原因是由于在焊接过程中的脱碳,使得脱碳部位在高温短时间加热和空冷条件下不能转变为珠光体而转变为马氏体,故45钢由于过热而呈魏氏组织。
通过对焊件试样的焊件经退火和空冷的两种情况会产生两种不同的结果,在产品中为了降低焊接裂纹,在焊后必须进行退火。通过上述对空冷试样的分析可知,在焊接时,由于对接面附近的金属加热到淬火温度,这样在焊缝附近形成了淬火组织(高速钢一侧),45钢由于部分过热形成了由铁素体、珠光体组成的魏氏体组织,由于这几种组织的比容不同,线膨胀系数不同,则产生很复杂的组织应力,而在高速钢一侧,由于马氏体塑性较小,在该区产生的内应力也将最大。而经过焊后退火, 可以防止马氏体转变,消除组织应力、热应力,也就防止了焊接裂纹的大量产生。
图5是W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头的断口扫描照片,从图中可看出45钢比高速钢在撕裂后产生的撕裂棱明显要少,断口断裂的性质主要是以韧性断裂为主。
结论
(1)W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头扫描电镜的观察结果是:在该材料的焊缝处存在明显的脱碳区。
(2)焊后保温再直接退火是防止焊接材料产生大量应力裂纹的重要措施。
图1 W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头SEM像(Bar=5μm);
图2 高速钢退火后的碳化细碎区与脱碳层SEM像(Bar=10μm);
图3 高速钢焊后空冷的材料呈现的马氏体、碳化物及黑色组织,退火后的碳化细碎区与脱碳层扫描组织;45钢一侧为由铁素体和珠光体组成的魏氏体(Bar=25μm);
图4 为图3白框内的高速钢焊后空冷的马氏体组织的放大照片(Bar=5μm);
图5 W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头断口SEM照片(Bar=100μm)。
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BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.
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李巧玲,叶 云
(华北工学院材料工程系,山西太原030051)
磨擦焊是利用金属焊接表面磨擦加热的一种热压焊接方法。它具有焊接质量好、焊接稳定,适用于焊接异种金属。磨擦焊不仅可以焊接普通的异种钢而且还可以焊接那些常温和高温机构、物理性能差别很大的异种钢和异种金属,如铜与不锈钢的焊接等。因此研究磨擦焊的材料组织结构,对合理地选择工艺,发挥材料的最大使用价值,具有重要的现实意义。本文利用SEM对W9MnCrV与45钢磨擦焊接头进行了大量的观察与研究。
材料与方法
分析样品包括三类:一是退火状态的W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头(880℃～890℃,5～6h)样品;二是焊接后直接空冷的W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头;三是断口样品。用S2530扫描电子显微镜观察。
样品制备:W9MnCrV与45钢磨擦焊接头SEM观察用的分析样品制备方法同金相样品的制备方法(断口样品除外)。
实验用腐蚀剂:5%HNO3+95%C2H5OH;腐蚀时间为60s。
扫描电镜观察与分析
图 1显示,退火状态的W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头的焊缝过热区有明显的黑色粗大颗粒,这可能是由于顶锻压力不够使其氧化或其它杂质没有完全被挤压所致,其中还可看出过热区偏45钢方向的组织几乎是铁素体,而高速钢边的焊缝区出现的是明显的脱碳层。这种脱碳现象与材料在焊接过程中的烧损与氧化有关。因在焊缝区的脱碳,导致材料在淬火时对晶粒长大的阻碍,也是造成在淬火后奥氏体晶粒特别粗大的原因,乃至回火后粗大的晶粒仍隐约可见。从图1中还可看到,45钢脱碳比高速钢要严重一些,可能会对焊接质量有一定的影响。因为近焊缝区的脱碳,在淬火后导致奥氏体晶粒的粗大,且回火时也不能完全消灭这种现象。同时由于焊缝区的组织不尽相同,各组织在不同条件下的膨胀系数不一样,也可能会出现淬火时会有不同的组织转变和体积变化,产生热影响变形。
图2显示,高速钢退火后也存在碳化细碎区,紧接着脱碳层。这主要是由于高速磨擦的热变形及顶锻压力的共同作用,使该区的碳化物多而细小,且发生不均匀偏集,沿着焊接面径向分布,高速钢的退火组织为索氏体和碳化物。
图 3是焊接后空冷的试样SEM照片。焊后空冷的材料呈现的组织是马氏体、碳化物及黑色组织,45钢一侧为由铁素体和珠光体组成的魏氏体,而针状的铁素体分布在珠光体内。其形成的原因可能是在焊接时由于焊接温度高于淬火温度,所以在焊缝附近产生了淬火组织,出现了大小不均匀的奥氏体晶粒。黑色组织形成的主要原因是由于在焊接过程中的脱碳,使得脱碳部位在高温短时间加热和空冷条件下不能转变为珠光体而转变为马氏体,故45钢由于过热而呈魏氏组织。
通过对焊件试样的焊件经退火和空冷的两种情况会产生两种不同的结果,在产品中为了降低焊接裂纹,在焊后必须进行退火。通过上述对空冷试样的分析可知,在焊接时,由于对接面附近的金属加热到淬火温度,这样在焊缝附近形成了淬火组织(高速钢一侧),45钢由于部分过热形成了由铁素体、珠光体组成的魏氏体组织,由于这几种组织的比容不同,线膨胀系数不同,则产生很复杂的组织应力,而在高速钢一侧,由于马氏体塑性较小,在该区产生的内应力也将最大。而经过焊后退火, 可以防止马氏体转变,消除组织应力、热应力,也就防止了焊接裂纹的大量产生。
图5是W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头的断口扫描照片,从图中可看出45钢比高速钢在撕裂后产生的撕裂棱明显要少,断口断裂的性质主要是以韧性断裂为主。
结论
(1)W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头扫描电镜的观察结果是:在该材料的焊缝处存在明显的脱碳区。
(2)焊后保温再直接退火是防止焊接材料产生大量应力裂纹的重要措施。
图1 W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头SEM像(Bar=5μm);
图2 高速钢退火后的碳化细碎区与脱碳层SEM像(Bar=10μm);
图3 高速钢焊后空冷的材料呈现的马氏体、碳化物及黑色组织,退火后的碳化细碎区与脱碳层扫描组织;45钢一侧为由铁素体和珠光体组成的魏氏体(Bar=25μm);
图4 为图3白框内的高速钢焊后空冷的马氏体组织的放大照片(Bar=5μm);
图5 W9MnCrV与45钢磨擦焊焊接接头断口SEM照片(Bar=100μm)。
歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！
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Welcome to BW tool world! We are an experienced tool maker specialized in cutting tools. We focus on what you need and endeavor to research the best cutter to satisfy users’ demand. Our customers involve wide range of industries, like mold & die, aerospace, electronic, machinery, etc. We are professional expert in cutting field. We would like to solve every problem from you. Please feel free to contact us, its our pleasure to serve for you. BW product including: cutting tool、aerospace tool .HSS DIN Cutting tool、Carbide end mills、Carbide cutting tool、NAS Cutting tool、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 Cutting Tools,Carbide end mill、disc milling cutter,Aerospace cutting tool、hss drill’Фрезеры’Carbide drill、High speed steel、Compound Sharpener’Milling cutter、INDUCTORS FOR PCD’CVDD(Chemical Vapor Deposition Diamond )’PCBN (Polycrystalline Cubic Boron Nitride) ’Core drill、Tapered end mills、CVD Diamond Tools Inserts’PCD Edge-Beveling Cutter(Golden Finger’PCD V-Cutter’PCD Wood tools’PCD Cutting tools’PCD Circular Saw Blade’PVDD End Mills’diamond tool. INDUCTORS FOR PCD . POWDER FORMING MACHINE ‘Single Crystal Diamond ‘Metric end mills、Miniature end mills、Специальные режущие инструменты ‘Пустотелое сверло ‘Pilot reamer、Fraises’Fresas con mango’ PCD (Polycrystalline diamond) ‘Frese’POWDER FORMING MACHINE’Electronics cutter、Step drill、Metal cutting saw、Double margin drill、Gun barrel、Angle milling cutter、Carbide burrs、Carbide tipped cutter、Chamfering tool、IC card engraving cutter、Side cutter、Staple Cutter’PCD diamond cutter specialized in grooving floors’V-Cut PCD Circular Diamond Tipped Saw Blade with Indexable Insert’ PCD Diamond Tool’ Saw Blade with Indexable Insert’NAS tool、DIN or JIS tool、Special tool、Metal slitting saws、Shell end mills、Side and face milling cutters、Side chip clearance saws、Long end mills’end mill grinder’drill grinder’sharpener、Stub roughing end mills、Dovetail milling cutters、Carbide slot drills、Carbide torus cutters、Angel carbide end mills、Carbide torus cutters、Carbide ball-nosed slot drills、Mould cutter、Tool manufacturer.
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ようこそＢｅｗｉｓｅ Ｉｎｃ.の世界へお越し下さいませ、先ず御目出度たいのは新たな
情報を受け取って頂き、もっと各産業に競争力プラス展開。
弊社は専門なエンド・ミルの製造メーカーで、客先に色んな分野のニーズ、
豊富なパリエーションを満足させ、特にハイテク品質要求にサポート致します。
弊社は各領域に供給できる内容は：
（１）精密ＨＳＳエンド・ミルのＲ＆Ｄ
（２）Carbide Cutting tools設計
（３）鎢鋼エンド・ミル設計
（４）航空エンド・ミル設計
（５）超高硬度エンド・ミル
（６）ダイヤモンド・エンド・ミル
（７）医療用品エンド・ミル設計
（８）自動車部品＆材料加工向けエンド・ミル設計
弊社の製品の供給調達機能は：
（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計
（２）ミクロ・エンド・ミル～大型エンド・ミル供給
（３）小Ｌｏｔ生産～大量発注対応供給
（４）オートメーション整備調達
（５）スポット対応～流れ生産対応
弊社の全般供給体制及び技術自慢の総合専門製造メーカーに貴方のご体験を御待ちしております。
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ZL114A铸造铝合金焊接后的金相组织www.tool-tool.com
34wS3
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洪 鹤等（沈阳工业大学）
摘 要：ZL114A铸造铝合金用于生产飞机及导弹上较重要的零部件，铸造铝合金存在裂纹、气孔等缺陷需用焊接方法进行修复，叙述了焊接工艺对ZL114A铸造铝合金金相组织及对机械性能的影响。
关键词：铸造；铝合金；缺陷；焊接；金相
ZL114A铸造铝合金主要用于工业生产及国防装备中的重要零件。这些铸件形状复杂，要求抗拉强度高且不允许有裂纹、夹渣、缩松等缺陷存在。由于铸造铝合金受工艺影响存在偏析、夹渣、气孔、裂纹等缺陷，按专业技术标准验收是决不允许的，如导弹壳体是要求很严的军品，不允许存在直径大于1mm以上的缺陷。因此目前要想解决这个问题，不造成浪费，只能用焊接的方法进行修复。本文将对导弹壳体采用焊接方法修复铸造缺陷，防止产生焊接缺陷，如夹钨等以及焊接后的金相组织做一论述。
1 ZL114A的焊接工艺
导弹壳体内部有很多筋以提高刚度，这就形成很大的拘束度。不能保证成功冷焊导弹壳体。必须根据所焊处的厚度对零件整体加热，加热升温预定值后还需保持三十分钟以上以待升温均匀。导弹壳体预热温度与厚度关系如图$所示。
图1 预热温度与厚度关系
ZL114A 铝合金的导热性能好，导弹壳体又很大，焊接电流相应也大。NSA-500交流钨极氩弧焊机可以满足长时间的焊接要求。实践证明，钨极直径在5毫米，焊接电流在240～250A以下便不会夹钨，超过这个限度钨极便会由于熔化而形成夹钨，而且连续焊接时间越长，夹钨越严重。
许多铸造铝合金都可以用焊接工艺修补缺陷，焊补处性能高于母材，从金相照片上可以看出焊缝晶粒致密，从机械性能方面看，焊后性能符合要求。
2 ZL114A铸造铝合金不同的焊接电流对金相组织的影响
ZL114A属Al-Si-Mg系合金。铁及其它杂质很少，具有优良的铸造性能，流动性好，收缩率小，热裂倾向小。ZL114A的牌号为ZAlSi7Mg1A，化学成分如表1所示。
为了在焊接过程中补充烧损合金，使焊缝成分接近母材，使用了自制的与母材成分相近的焊丝。化学成分如表2所示：
取8mm厚导弹壳体进行焊接试验，加热300℃，取不同焊接电流进行焊接，分别为170A（见图2a）、190A（图2b）、210A（图2c）、240A（图2d）、母材组织为α(Al)，截取金相试样用0.5%HF酸腐蚀放大100倍，观察金相组织。
a b
c d
e
图2 ZL114A焊缝金相组织
a b
c
图3 ZL114A经T6处理（530℃10h+160℃6h）的金相组织
如图2所示，不同电流焊接后焊接金相组织与母材差异不大，只是晶粒大小有所区别,金相组织为白色树枝状晶α(Al)，树枝间隙中为（α+Si）共晶体及少量Mg2Si、Al3Ti，图2金相观察表明，焊缝组织比母材组织晶粒细小、致密度高，随着焊接电流的增大，焊缝晶粒在增大，图2a、b焊缝晶粒细密；c、d焊缝晶粒较大，尽管c、d焊缝晶粒较大，仍小于母材晶粒，故对性能来讲均满足要求。
分别取图2a、c、e，经T6（固溶处理加时效）后，金相组织如图3a、b、c所示。
金相组织观察表明，焊缝组织与母材组织晶粒变的细小，白色树枝状为初生α(Al)，树枝间隙中为（α+Si）共晶体，共晶Si为颗粒状。
ZL114A合金中都有Mg2Si、Al3Ti相，在热处理过程中固溶强化相溶入固溶体中，在淬火快速冷却时来不及分解，得到过饱和固溶体，产生固溶强化相，提高了合金的强度、硬度和塑性。
由于采用同种材质的焊丝填补焊缝，且焊缝容池由于凝固速度快，不易形成粗大的柱状晶，有利于提高焊缝的机械性能。而且焊缝与母材同步变化，维持了与母材机械性能的一致性。
焊后对焊缝金属的机械性能试验表明，热处理前试棒均断裂在母材处。金相观察证明，母材系铸造组织，晶粒较粗大。热处理后5根试样断裂在母材，2根断裂在焊缝。金相观察焊缝处，其金相组织与母材一致，无法分辨。这说明焊缝在热处理后仍保持了机械性能优良的特点，试样结果表明，7根试样抗拉强度均大于 300MPa，达到了母材的技术要求。
3 结论
(1) ZL114A铸造铝合金经焊接及热处理后，金相组织接近母材，焊缝组织晶粒小于母材，证明所选焊丝适用于焊接ZL114A铸造铝合金。
(2) 从金相照片可以看出，焊接电流不同，金相组织不同，电流增大，晶粒增大。
(3) 经热处理后，Si相成颗粒状，母材及焊缝组织晶粒细化，从而使机械性能提高，达到300MPa以上。
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图1 预热温度与厚度关系
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ZL114A属Al-Si-Mg系合金。铁及其它杂质很少，具有优良的铸造性能，流动性好，收缩率小，热裂倾向小。ZL114A的牌号为ZAlSi7Mg1A，化学成分如表1所示。
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焊后对焊缝金属的机械性能试验表明，热处理前试棒均断裂在母材处。金相观察证明，母材系铸造组织，晶粒较粗大。热处理后5根试样断裂在母材，2根断裂在焊缝。金相观察焊缝处，其金相组织与母材一致，无法分辨。这说明焊缝在热处理后仍保持了机械性能优良的特点，试样结果表明，7根试样抗拉强度均大于 300MPa，达到了母材的技术要求。
3 结论
(1) ZL114A铸造铝合金经焊接及热处理后，金相组织接近母材，焊缝组织晶粒小于母材，证明所选焊丝适用于焊接ZL114A铸造铝合金。
(2) 从金相照片可以看出，焊接电流不同，金相组织不同，电流增大，晶粒增大。
(3) 经热处理后，Si相成颗粒状，母材及焊缝组织晶粒细化，从而使机械性能提高，达到300MPa以上。
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SMT焊点质量金相检测www.tool-tool.com
34wM
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国营红华仪器厂 王笃诚 史孟华 (西安710032)
摘 要 较为深入地叙述了SMT焊点质量金相检测的基础理论,及质量金相检测的方法与要求;提出了SMT焊点整体质量的概念与质量金相检测的主要程序;并列举了一些金相检测的实例。对于SMT生产与SMT工艺研究有重要的实用价值。
关键词 SMT焊点 基础理论 整体质量 检测方法 检测实例
随着SMT在电子设备生产中的广泛应用,使得电子设备特别是高精度电子仪器,在小型化、高集成化、高可靠化的发展方面产生了一次较大的飞跃。SMT焊点的整体质量与可靠性对于电子设备整机高可靠性指标的实现,是至关重要,举足轻重的;特别是在焊接诸如QFP这类大规模集成电路中,所形成的SMT焊点非常纤细、薄俏时,则更是如此。因此SMT焊点整体质量(特别是内在质量)的检测,就必然成为SMT生产与工艺研究中极为重要的一环。目前SMT焊点整体质量的检测方法,主要有红外法、激光法、金相法、外观法等,它们均具有各自的优点,同时也有其局限性。SMT焊点质量的金相检测法能够直观、准确、高分辨率地显示焊点内部的显微组织形貌与结构,鉴别缺陷焊点的相组织、相化学成分,并能通过金相摄影,如实地记录SMT焊点内部的组织与结构。因此它能客观准确地评价 SMT焊点的内在质量,是目前SMT焊点质量检测的较好方法之一。
1 SMT焊点质量金相检测的基础理论
1.1 SMT焊点内部的显微组织状况
SMT 装联焊接中,在规定的焊接温度下,Pb-Sn焊料被熔化,通过润湿作用聚集在铜母材(SMD焊脚或PCB铜箔焊盘)上;这时母材中铜原子与焊料中锡原子的扩散激活能大幅度提高,铜原子向焊料进行激烈的反应扩散,并与锡原子生成多种金属间化合物,从而在母材与焊料的界面处构成一定厚度的合金层,形成焊接强度的主干。随焊接温度不同,反应扩散的形式不同,生成的界面合金层的相组织与其厚度亦不同;在通常生产条件下,SMT焊接温度为240℃～250℃,此时反应扩散主要以晶界扩散的形式进行,生成的合金层是金属间化合物Cu3Sn(E相)和Cu6Sn5(G相)构成的层状典型结构,靠近母材一侧的是E相,而靠近焊料一侧的G相。其总厚度约1Lm～5Lm。
同时,在靠近界面合金层的焊料一侧,由于铜原子持续扩散进入,与焊料中的锡原子不断生成金属间化合物,而消耗了一定量的锡原子;因此在靠近合金层的焊料中,锡元素与铅元素的比例将发生变化,铅元素含量则相应增加,这样就形成了合金层焊料一侧的富铅合金区。正常情况下其厚度应为10Lm～13Lm。
另外,一定的焊接条件下,通常是焊接温度较高时,所形成的SMT焊点,在焊接后的常温放置中,由于SMT焊点特有的后置反应作用,其界面合金层中化合物有一定幅度的增长,同时原有的富铅合金区相应持续地在Sn-Pb焊料中进行扩展,形成了新的扩展富铅区,促成了富铅层总厚度的增加。
1.2 SMT焊点显微组织与焊接质量的关系
1.2.1 SMT焊点的整体质量
SMT 焊点的整体质量是一个特定的概念。SMT焊点的整体质量应特指外观与内在质量。内在质量包括焊接强度,显微组织状况与合金层相结构,以及焊点内部缺陷(如相结构缺损、虚焊、空洞、疏松等);外观质量则包括焊点外观、形状、光泽及各种外形缺陷(如桥接、拉尖、锡珠等)。焊接的内在质量决定了SMT焊点的结构性与可靠性,是整体质量的主干与核心,而外观质量不但决定其结构性,而且还决定其工艺性。因此对一个SMT焊点,首先要保证其内在质量的合格性,其次才是外观质量,而且内在质量的合格与否,还对SMT焊点的整体质量具有否决性。以往的焊接工艺研究中,对焊接内在质量未给予足够的重视,期望并建议在今后的研究与生产中,优先考虑内在质量,实施内在质量与外观质量并重,特别是内在质量具有否决性的原则,以促进SMT焊接工艺研究与生产的稳步飞速发展。
1.2.2 焊接显微组织状况对焊接强度的影响
SMT 焊点的显微组织状况对其内在质量,特别是焊接强度具有举足轻重的决定性作用。焊接中形成的具有合格相结构的合金层,是决定SMT焊点内在质量的主干。在典型的合金层中,E相牢固地平伏于母材上,它具有金属间电子化合物结构,结合紧密,质地细致;G相不仅与焊料有电子化合物式的紧密结合,而且呈楔形钉状嵌入 Pb-Sn合金中,起到了良好的机械“钉扎”作用,并且与E相有良好的过渡性结合;因此这样的E+G相典型合金层结构就使得母材与焊料具有紧密地、非常牢固地联结,从而大大地提高了焊接强度。
试验证明,不仅合金层的相结构对焊接强度有决定性作用,而且焊点的组织的致密度、分布状况以及合金层的厚度对焊接强度也有非常重要的影响;合金层太薄、纤细、分布断续、不均匀,或合金层过厚、组织粗大、聚集疏松、微孔等均会导致焊接强度的下降。合金层厚度对焊接强度的影响见图1。
图1 合金层厚度对焊接强度的影响 图2 焊接温度对富铅层厚度的影响
1.2.3 SMT焊点的后置反应对焊接强度的影响
SMT焊点的后置反应现象是一个不容忽视的重要问题,它对SMT焊点的内在质量有着潜在的危害性。
一定焊接条件下(特别是焊接温度高于270℃时),所形成的SMT焊点在焊接后的长期常温放置中,其合金层中的金属化合物会呈现低速生长倾向,焊接中的化学变化也会以低速持续进行,从而导致合金层略微增厚富铅合金区较快扩展;焊接温度对富铅层厚度的影响如图2所示。由于高温焊接使合金层中的化合物长大聚集, 富铅脆性化合物生成,进而合金层粗化,必然会降低合金层的结合强度;而且扩展后富铅区又容易氧化;这就造成合金层与邻近富铅区的双重弱化,从而导致随化合物生长与富铅层扩展,SMT焊点强度下降。试验结果表明,在260℃以上温度焊接,试样放置96天后,其焊接强度下降3%～8%。焊接温度对焊接强度的影响如图3所示。正常情况下,优良焊点的富铅层厚度<13Lm。正因为后置反应现象对于SMT焊点的内在质量有较大的负面影响,特别是对焊接诸如 QFP这类密集焊脚集成电路时所形成的纤小细薄焊点,则更具有危害性。因此,将SMT焊点显微组织中富铅区的组织结构状况,作为质量检测项目之一,是十分必要的。
2 SMT焊点质量金相检测方法与要求
2.1 SMT焊点质量金相检测的主要内容及指标
SMT焊点质量金相检测的主要目标是SMT焊点的内在质量,其内容包括三部分,即界面处的显微组织状况;富铅合金区组织状况;与焊点内缺陷组织状况。
图3 焊接温度对焊接强度的影响
2.1.1 检测界面处显微组织状况是焊点金相检测的重要内容。主要检测合金层的相结构及相形貌,合金层的分布状况,以及合金层的厚度。通常情况下,应用普通光学金相方法,即可分析焊点界面处的全部显微组织状况。优良的SMT焊点其合金层应具有E+G相典型结构,相结构明晰可辨,各相形状规范,E→G相过渡平缓紧凑,E相与G相两相厚度比例约为1∶215,合金层总厚度应在112Lm～315Lm之间;整个合金层在界面上的分布应连续、细致、无豁断及较大的起伏。必要的情况下,需要更进一步细致定量地分析合金层时,可应用扫描电子显微镜(SEM)加微区能谱分析仪或电子探针、X射线显微分析仪(EPMA),对合金层的相结构,相比例,相成分进行精确地分析研究。
2.1.2 检测富铅合金区的组织状况要结合焊接工艺履历进行,特别是对焊接中存在的跑温嫌疑时,更要着重检测。检测的要点是观察界面处焊料一侧中,是否有枝晶状或冰花状的黑色富铅夹杂物,以及测量富铅层的厚度。优良的SMT焊点其界面处合金层与焊料间,只有少许黑色的富铅合金区域,而不应有明显的枝晶状黑色夹杂物或过多的游离态铅,富铅层厚度也不应过厚,一般应<13Lm。而在焊接中怀疑有跑温情况时,更应仔细检查富铅区的相结构与厚度,必要时应采用扫描电镜加微区能谱分析方法,分析富铅区的相成分及铅含量,以精确判断焊点的后置反应危害程度。
2.1.3 SMT焊接内部的缺陷组织,主要指合金层的相结构缺损(包括缺少G相及相形状不规则);合金层的分布残缺(断续分布及分布起伏大等);过热氧化层存在;组织粗大,聚集疏松,以及气孔等。检测缺陷组织状况同样要结合焊接工艺履历进行;缺陷组织的存在,必然会反映出焊接中工艺执行情况的失误与不当,并且还会从各种缺陷组织的特点,分析出失误的种类以及工艺参数选择不当的具体情况;例如若出现合金层相结构不全,分布断续的缺陷组织,即显示可能焊接温度较低或焊接时间偏短;而组织氧化严重,粗大疏松则显示焊接过热或跑温等生产故障。因此,SMT焊点的缺陷组织检测,对于严密监控,分析生产质量和严格工艺纪律,以及进行焊点失效分析与工艺研究,具有重要的意义。
由于SMT焊点金相检测,在通常的生产情况下,通过普通光学金相方法即可较为准确地进行显示与分析;只有在特别必要的情况下,才采用特殊金相方法(SEM分析等)进行更进一步地分析;因此本文以下着重介绍SMT焊点质量的普通光学金相检测方法。
2.2 SMT焊点质量金相检测程序
由于各生产单位SMT的生产流程、质量控制、质量检测的具体情况不尽相同,本文仅提出SMT焊点质量金相检测控制程序的要点,谨供参考。
2.2.1 把SMT焊点整体质量概念与SMT焊点质量金相检测,纳入SMT整机生产的质量控制与保证体系,作为主要的质量检测环节,并制定相应的检测制度。
2.2.2 把SMT生产中焊接工艺的执行、监控、记录等工作,纳入系列化、制度化的管理过程。从严把关,建立生产工艺履历与工艺记录档案。
2.2.3 质量金相检测在SMT焊接生产中,应例行定时、定期进行。也可按照批次生产的需要具体安排;一般情况下,建议每焊接(150～200)台次,即进行一次例行检查。
2.2.4 进行SMT焊点质量金相检测时,应附有该生产批次的工艺履历、工序能力控制图表等,以求详实地反映生产、工艺情况与进行准确地检测。
2.2.5 建立SMT批次生产金相检测控制图,使焊接生产严格地处于有序受控状态;例如使用X—R5控制图与P控制图等。并把SMT金相检测控制图要素,纳入整个生产质量控制与保证体系的运转系列中。
2.2.6 建立批次生产金相检测档案,以利于生产质量控制与工艺研究的深入发展。
2.3 SMT焊点试样的制备
2.3.1 试样的制作
SMT 焊点试样采集与制作,应严格与批次生产同步进行,以如实地反映批次生产质量与焊接工艺执行情况。每批次制作三组试样,分别在批次生产的初期、中期、后期各采制一组;每组一般为(3～5)个试样;试样的焊接应与产品PCB的焊接同时进行。试样的大小、形状一般可根据PCB上较薄弱的焊点模拟制作;也可根据具体生产情况,制定试样的标准与规程,以进行标准的制样与检测。制样的原则是,尽可能地模拟并反映PCB焊接中,焊点形成的实际物理化学变化过程。
2.3.2 试样的镶嵌
由于SMT焊接试样一般都比较细小、薄弱,因此必须对试样进行镶嵌,以利于磨制、抛光工序的进行,以及试样边角处组织的完整显示;只有这样,才能制备成合格的金相试样。SMT焊接试样一般采用塑料镶嵌法;所采用的塑料有两类,第一类为环氧树脂嵌料(6101#85%,乙二胺15%,另加少许 (200～300)目氧化铝粉),模嵌后常温固化;另一类为热塑性塑料(聚乙烯聚合树脂,醋酸、纤维素脂等),热熔后模嵌,常温固化,但其热熔模嵌温度必须低于150℃,以保证焊接试样组织的真实性。镶嵌中,试样的横截面应朝上,并与嵌料面平齐,以利于磨制。
2.3.3 试样的磨制与抛光
SMT 焊接试样的横截面是由三部分组成,即母材铜、合金层与焊料,而这三部分的硬度则不尽相同;在磨制与抛光中,操作稍有不慎,就会在各部分的结合处造成参差不平的状况;即使存在非常微小的不平度,也会在显微镜下产生显著的衬度差,使我们不能客观地观察到结合部的显微组织全貌,而无法进行焊点金相检测。因此对 SMT焊接试样的磨制与抛光,就必须特别讲究,采用实际有效地方法。根据笔者的实践经验,运用如下方法效果比较好,供参考。首先对试样进行粗磨,然后在平整的玻璃板上,用特细金相砂纸,手工对试样进行轻磨;注意一定要单方向地磨削,并用放大镜观察磨面无明显磨痕为止。将磨好的试样在抛光机上进行粗抛,采用 Cr2O3抛光粉与细吸料抛光帆布,并加煤油润滑。由于试样结合部三部分各自的电极电位有较大的差异,采用电解抛光或化学抛光的效果不甚理想,而且会造成微小的不平与组织错觉。笔者采用手工精抛的方法,收到较好的效果;即在平整板上铺覆金丝绒布,用400目以上极细MgO抛光粉或牙膏,加清水作抛光料,手工单方向地对试样进行精抛,注意用力均匀,压力适中;也可分别用以上两种精抛光料,依次轮番精抛;精抛中,不断在低倍光镜下观察抛面的平整性,直到被抛光镜面无衬度差为止。
2.3.4 试样的浸蚀
化学浸蚀工序是SMT焊接试样制备工作中非常重要的一环,它是能否充分正确地显示,准确无误地分解焊点显微组织的关键所在。对于两相或多相结合,其化学浸蚀实质上是一个电化学腐蚀的过程。在浸蚀液的作用下,试样表面具有高负电位的相被迅速溶解,形成蚀坑;而具有高正电位的相受到保护,仍保持其光亮表面;这样在试样表层就形成了一幅由无数平台与凹坑组成的有复杂反差与衬度的组织图案。浸蚀剂的正确选择是极为重要的课题,只有合适的试剂,才能浸蚀出真实、明晰和具有一定反差与衬度的组织图像;反之则易出现模糊、不真实或显露不充分。正确选择浸蚀剂的一般原则是:根据试样的合金种类、化学成分,以及结合合金相图分析出可能会出现的相组织及其电极电位,寻找合理的具有选择性浸蚀性能的化学试剂;同时结合试验,适当地调整试剂的成分与配比。SMT焊接试样的浸蚀工作是比较复杂与讲究的,这是由于SMT试样的相结构具有多相性,而且各相的电极电位又有较大的差异性所决定的。笔者采用的浸蚀方法是:在显示SMT焊点合金层的显微组织时,采用3%硝酸酒精溶液(冷蚀)与重铬酸钾硫酸溶液(热蚀) 双重浸蚀的方法;而在显示富铅合金区组织时,采用另加3%硝酸银溶液轻度揩蚀的方法。应用上述方法能较好地显示出SMT焊点的内部显微组织及后置反应引起的组织变化情况。
2.4 金相观察与金相摄影
SMT焊点试样的金相观察,一般在立式或卧式金相显微镜下均可进行,但物镜最好选用平面消色差物镜或平面复消色差物镜,以得到平坦清晰的映像;目镜采用补偿目镜与10×测微目镜,总放大倍数以450～500为宜。金相观察时,采用明视场照明方式,这样有利于分辨多相组织及金相摄影。SMT焊接试样金相观察中,视场应选择在焊接界面处,并特别要注意选择在焊料——合金层——铜母材三层的衬度差最小,黑白反差最大的映像处,以得到最为平坦、清晰的界面结合部的组织图像;同时也要兼顾整个试样中,相组织结构的代表性,从而取得试样中最有组织代表性的清晰的显微组织影像。
金相摄影是记录SMT焊点显微组织,进行质量分析与工艺研究的重要手段,因此在摄影时,务必客观、准确、认真、详实。摄影底片一般选用感光速度较快,分辨率高的GB21°全色软片为宜,也可针对实际情况,综合考虑摄影底片的感光速度、分辨率、反差性与伸缩性等诸因素灵活选用。摄影时,应调整光源使视场照明光亮均匀;使用黄绿色滤色片,以消除残余色差;适当张大孔径光栏,使照度明亮,聚焦最好,但不宜张开太大,以免产生像差。光圈以f(3～5)为宜;曝光时间以实际映像照度酌定;通常采用伸缩性好的全色软片,能比较容易地掌握曝光时间,减少忌讳的曝光不足的倾向,取得较好摄影效果。
进行SMT焊点金相试样的制备,金相观察与摄影工作,虽然有一定的技术难度,需要具备相应的专业知识与实践经验,但只要我们充分理解相关的基础知识,较熟练地掌握基本要领,经过认真仔细地多次实践,是不难掌握这门技术工作的
3 SMT焊点质量金相检测实例
下面是一些SMT焊点质量金相检测的实例,以及简要的说明,供参考。
3.1 正常SMT焊点,图4示出正常SMT焊点的显微组织。照片显示合金层具有E+G相的典型结构,相结构明晰可辨,相形态表现苍劲厚实;两相过渡均匀平缓; 合金层分布连续、细致,无割断及较大起伏,平均厚度2Lm～3Lm;在紧接合金层上方焊料一例,清楚显示有8Lm～10Lm的黑色富铅区;整个组织中无孔洞、无疏松;相结构、合金层与富铅层厚度均符合要求。表明这是一个优良的SMT焊点,具有良好的焊接强度。
图4 正常焊点显微组织金相照片450×,焊接温度250℃,
重铬酸钾硫酸溶液与4%硝酸酒精溶液双重浸蚀(以下照片均同)
3.2 欠温SMT焊点。该SMT焊点的焊接温度为215℃～220℃,焊接时间也稍欠,其显微组织如图5(a)所示。可以看到其界面合金产物很少,处于刚刚萌生阶段;合金层纤小薄弱,分布断续;相结构不能分辨,厚度<1Lm。图5(b)为界面处高倍显微照片,显示界面处焊料与母材间非常纤细的点状合金产物,并无成形的相组织,以及有部分的夹杂物。这种焊点实质上是一种平面粘附型的结合,表现为虚焊;其强度很低,电导性差。
(a)450× (b)1000×
图5 欠温SMT焊点显微组织金相照片
3.3 过温SMT焊点,图6是一个生产中跑温(约300℃～320℃)的缺陷焊点的显微组织照片。显示出合金层相组织聚集粗大,化合物生长迅速,楔型钉状的G相已横向长大,E相加厚,整个合金层厚度为9Lm～10Lm。合金层上方的焊料中Pb氧化严重,显示一片黑色。
图6 过温SMT焊点显微组织金相照片 450x
这种高温焊点,由于组织聚集粗大、疏松,其焊接中强度已相应地降低了。
3.4 有后置反应影响的SMT焊点。这是一个焊接温度已达到290℃～300℃(跑温)的SMT焊点,图7(a)是焊接后所作的金相检查显微照片。照片中清晰地显示出了合金层上方较厚的富铅层,其厚度达14Lm～15Lm。该焊点在焊接中预热不够充分,焊接时间也短,其合金层相结构虽清晰可辨,组织并无明显粗大倾向,但合金层厚度已明显增大。图7(b)是该焊点试样放置三个月后拍摄的金相照片,可清楚地看到富铅层已明显扩展,总厚度为20Lm～22
Lm。这种焊点由于富铅层的增厚与氧化,其焊接强度相应还会有一定程度的降低。
(a) 450× 焊接后制样拍摄 (b) 450× 放置三个月后拍摄
图7 有后置反应影响的SMT焊点金相照片
3.5 界面氧化膜。SMT焊点的界面氧化膜是导致虚焊或假焊的重要原因之一。其生成原因,一种是母材焊接前已被氧化。另一种原因是焊接温度高,母材在未来得及与Pb-Sn焊料润湿之前被氧化。氧化膜隔阻了焊料与母材,使他们不能在焊接中相互反应,生成合金层,从而成为虚焊或假焊。
3.6 孔洞缺陷。孔洞是焊接中残余气体不能有效地排出,在焊点内膨胀,而生成的缺陷。通常易发生于高温焊接的焊点中,形状呈类圆形,边缘平整,并位于界面上方的焊料中;因此,有孔洞缺陷的焊点,也常伴随有氧化膜缺陷,见图8。
图8 孔洞缺陷焊点金相照
SMT 焊点质量的金相检测技术,由于其具有准确、直观、分辨率高的优点,因此对SMT生产中的焊点质量检测、质量控制与工艺研究,有重要的实用价值;也对SMT 研究与发展有较好的促进效应。作者的初步研究与试验工作,仅仅是起到抛砖引玉的作用,供同行们参考,以促进SMT的飞速发展。敬请同行们批评、指正。
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国营红华仪器厂 王笃诚 史孟华 (西安710032)
摘 要 较为深入地叙述了SMT焊点质量金相检测的基础理论,及质量金相检测的方法与要求;提出了SMT焊点整体质量的概念与质量金相检测的主要程序;并列举了一些金相检测的实例。对于SMT生产与SMT工艺研究有重要的实用价值。
关键词 SMT焊点 基础理论 整体质量 检测方法 检测实例
随着SMT在电子设备生产中的广泛应用,使得电子设备特别是高精度电子仪器,在小型化、高集成化、高可靠化的发展方面产生了一次较大的飞跃。SMT焊点的整体质量与可靠性对于电子设备整机高可靠性指标的实现,是至关重要,举足轻重的;特别是在焊接诸如QFP这类大规模集成电路中,所形成的SMT焊点非常纤细、薄俏时,则更是如此。因此SMT焊点整体质量(特别是内在质量)的检测,就必然成为SMT生产与工艺研究中极为重要的一环。目前SMT焊点整体质量的检测方法,主要有红外法、激光法、金相法、外观法等,它们均具有各自的优点,同时也有其局限性。SMT焊点质量的金相检测法能够直观、准确、高分辨率地显示焊点内部的显微组织形貌与结构,鉴别缺陷焊点的相组织、相化学成分,并能通过金相摄影,如实地记录SMT焊点内部的组织与结构。因此它能客观准确地评价 SMT焊点的内在质量,是目前SMT焊点质量检测的较好方法之一。
1 SMT焊点质量金相检测的基础理论
1.1 SMT焊点内部的显微组织状况
SMT 装联焊接中,在规定的焊接温度下,Pb-Sn焊料被熔化,通过润湿作用聚集在铜母材(SMD焊脚或PCB铜箔焊盘)上;这时母材中铜原子与焊料中锡原子的扩散激活能大幅度提高,铜原子向焊料进行激烈的反应扩散,并与锡原子生成多种金属间化合物,从而在母材与焊料的界面处构成一定厚度的合金层,形成焊接强度的主干。随焊接温度不同,反应扩散的形式不同,生成的界面合金层的相组织与其厚度亦不同;在通常生产条件下,SMT焊接温度为240℃～250℃,此时反应扩散主要以晶界扩散的形式进行,生成的合金层是金属间化合物Cu3Sn(E相)和Cu6Sn5(G相)构成的层状典型结构,靠近母材一侧的是E相,而靠近焊料一侧的G相。其总厚度约1Lm～5Lm。
同时,在靠近界面合金层的焊料一侧,由于铜原子持续扩散进入,与焊料中的锡原子不断生成金属间化合物,而消耗了一定量的锡原子;因此在靠近合金层的焊料中,锡元素与铅元素的比例将发生变化,铅元素含量则相应增加,这样就形成了合金层焊料一侧的富铅合金区。正常情况下其厚度应为10Lm～13Lm。
另外,一定的焊接条件下,通常是焊接温度较高时,所形成的SMT焊点,在焊接后的常温放置中,由于SMT焊点特有的后置反应作用,其界面合金层中化合物有一定幅度的增长,同时原有的富铅合金区相应持续地在Sn-Pb焊料中进行扩展,形成了新的扩展富铅区,促成了富铅层总厚度的增加。
1.2 SMT焊点显微组织与焊接质量的关系
1.2.1 SMT焊点的整体质量
SMT 焊点的整体质量是一个特定的概念。SMT焊点的整体质量应特指外观与内在质量。内在质量包括焊接强度,显微组织状况与合金层相结构,以及焊点内部缺陷(如相结构缺损、虚焊、空洞、疏松等);外观质量则包括焊点外观、形状、光泽及各种外形缺陷(如桥接、拉尖、锡珠等)。焊接的内在质量决定了SMT焊点的结构性与可靠性,是整体质量的主干与核心,而外观质量不但决定其结构性,而且还决定其工艺性。因此对一个SMT焊点,首先要保证其内在质量的合格性,其次才是外观质量,而且内在质量的合格与否,还对SMT焊点的整体质量具有否决性。以往的焊接工艺研究中,对焊接内在质量未给予足够的重视,期望并建议在今后的研究与生产中,优先考虑内在质量,实施内在质量与外观质量并重,特别是内在质量具有否决性的原则,以促进SMT焊接工艺研究与生产的稳步飞速发展。
1.2.2 焊接显微组织状况对焊接强度的影响
SMT 焊点的显微组织状况对其内在质量,特别是焊接强度具有举足轻重的决定性作用。焊接中形成的具有合格相结构的合金层,是决定SMT焊点内在质量的主干。在典型的合金层中,E相牢固地平伏于母材上,它具有金属间电子化合物结构,结合紧密,质地细致;G相不仅与焊料有电子化合物式的紧密结合,而且呈楔形钉状嵌入 Pb-Sn合金中,起到了良好的机械“钉扎”作用,并且与E相有良好的过渡性结合;因此这样的E+G相典型合金层结构就使得母材与焊料具有紧密地、非常牢固地联结,从而大大地提高了焊接强度。
试验证明,不仅合金层的相结构对焊接强度有决定性作用,而且焊点的组织的致密度、分布状况以及合金层的厚度对焊接强度也有非常重要的影响;合金层太薄、纤细、分布断续、不均匀,或合金层过厚、组织粗大、聚集疏松、微孔等均会导致焊接强度的下降。合金层厚度对焊接强度的影响见图1。
图1 合金层厚度对焊接强度的影响 图2 焊接温度对富铅层厚度的影响
1.2.3 SMT焊点的后置反应对焊接强度的影响
SMT焊点的后置反应现象是一个不容忽视的重要问题,它对SMT焊点的内在质量有着潜在的危害性。
一定焊接条件下(特别是焊接温度高于270℃时),所形成的SMT焊点在焊接后的长期常温放置中,其合金层中的金属化合物会呈现低速生长倾向,焊接中的化学变化也会以低速持续进行,从而导致合金层略微增厚富铅合金区较快扩展;焊接温度对富铅层厚度的影响如图2所示。由于高温焊接使合金层中的化合物长大聚集, 富铅脆性化合物生成,进而合金层粗化,必然会降低合金层的结合强度;而且扩展后富铅区又容易氧化;这就造成合金层与邻近富铅区的双重弱化,从而导致随化合物生长与富铅层扩展,SMT焊点强度下降。试验结果表明,在260℃以上温度焊接,试样放置96天后,其焊接强度下降3%～8%。焊接温度对焊接强度的影响如图3所示。正常情况下,优良焊点的富铅层厚度<13Lm。正因为后置反应现象对于SMT焊点的内在质量有较大的负面影响,特别是对焊接诸如 QFP这类密集焊脚集成电路时所形成的纤小细薄焊点,则更具有危害性。因此,将SMT焊点显微组织中富铅区的组织结构状况,作为质量检测项目之一,是十分必要的。
2 SMT焊点质量金相检测方法与要求
2.1 SMT焊点质量金相检测的主要内容及指标
SMT焊点质量金相检测的主要目标是SMT焊点的内在质量,其内容包括三部分,即界面处的显微组织状况;富铅合金区组织状况;与焊点内缺陷组织状况。
图3 焊接温度对焊接强度的影响
2.1.1 检测界面处显微组织状况是焊点金相检测的重要内容。主要检测合金层的相结构及相形貌,合金层的分布状况,以及合金层的厚度。通常情况下,应用普通光学金相方法,即可分析焊点界面处的全部显微组织状况。优良的SMT焊点其合金层应具有E+G相典型结构,相结构明晰可辨,各相形状规范,E→G相过渡平缓紧凑,E相与G相两相厚度比例约为1∶215,合金层总厚度应在112Lm～315Lm之间;整个合金层在界面上的分布应连续、细致、无豁断及较大的起伏。必要的情况下,需要更进一步细致定量地分析合金层时,可应用扫描电子显微镜(SEM)加微区能谱分析仪或电子探针、X射线显微分析仪(EPMA),对合金层的相结构,相比例,相成分进行精确地分析研究。
2.1.2 检测富铅合金区的组织状况要结合焊接工艺履历进行,特别是对焊接中存在的跑温嫌疑时,更要着重检测。检测的要点是观察界面处焊料一侧中,是否有枝晶状或冰花状的黑色富铅夹杂物,以及测量富铅层的厚度。优良的SMT焊点其界面处合金层与焊料间,只有少许黑色的富铅合金区域,而不应有明显的枝晶状黑色夹杂物或过多的游离态铅,富铅层厚度也不应过厚,一般应<13Lm。而在焊接中怀疑有跑温情况时,更应仔细检查富铅区的相结构与厚度,必要时应采用扫描电镜加微区能谱分析方法,分析富铅区的相成分及铅含量,以精确判断焊点的后置反应危害程度。
2.1.3 SMT焊接内部的缺陷组织,主要指合金层的相结构缺损(包括缺少G相及相形状不规则);合金层的分布残缺(断续分布及分布起伏大等);过热氧化层存在;组织粗大,聚集疏松,以及气孔等。检测缺陷组织状况同样要结合焊接工艺履历进行;缺陷组织的存在,必然会反映出焊接中工艺执行情况的失误与不当,并且还会从各种缺陷组织的特点,分析出失误的种类以及工艺参数选择不当的具体情况;例如若出现合金层相结构不全,分布断续的缺陷组织,即显示可能焊接温度较低或焊接时间偏短;而组织氧化严重,粗大疏松则显示焊接过热或跑温等生产故障。因此,SMT焊点的缺陷组织检测,对于严密监控,分析生产质量和严格工艺纪律,以及进行焊点失效分析与工艺研究,具有重要的意义。
由于SMT焊点金相检测,在通常的生产情况下,通过普通光学金相方法即可较为准确地进行显示与分析;只有在特别必要的情况下,才采用特殊金相方法(SEM分析等)进行更进一步地分析;因此本文以下着重介绍SMT焊点质量的普通光学金相检测方法。
2.2 SMT焊点质量金相检测程序
由于各生产单位SMT的生产流程、质量控制、质量检测的具体情况不尽相同,本文仅提出SMT焊点质量金相检测控制程序的要点,谨供参考。
2.2.1 把SMT焊点整体质量概念与SMT焊点质量金相检测,纳入SMT整机生产的质量控制与保证体系,作为主要的质量检测环节,并制定相应的检测制度。
2.2.2 把SMT生产中焊接工艺的执行、监控、记录等工作,纳入系列化、制度化的管理过程。从严把关,建立生产工艺履历与工艺记录档案。
2.2.3 质量金相检测在SMT焊接生产中,应例行定时、定期进行。也可按照批次生产的需要具体安排;一般情况下,建议每焊接(150～200)台次,即进行一次例行检查。
2.2.4 进行SMT焊点质量金相检测时,应附有该生产批次的工艺履历、工序能力控制图表等,以求详实地反映生产、工艺情况与进行准确地检测。
2.2.5 建立SMT批次生产金相检测控制图,使焊接生产严格地处于有序受控状态;例如使用X—R5控制图与P控制图等。并把SMT金相检测控制图要素,纳入整个生产质量控制与保证体系的运转系列中。
2.2.6 建立批次生产金相检测档案,以利于生产质量控制与工艺研究的深入发展。
2.3 SMT焊点试样的制备
2.3.1 试样的制作
SMT 焊点试样采集与制作,应严格与批次生产同步进行,以如实地反映批次生产质量与焊接工艺执行情况。每批次制作三组试样,分别在批次生产的初期、中期、后期各采制一组;每组一般为(3～5)个试样;试样的焊接应与产品PCB的焊接同时进行。试样的大小、形状一般可根据PCB上较薄弱的焊点模拟制作;也可根据具体生产情况,制定试样的标准与规程,以进行标准的制样与检测。制样的原则是,尽可能地模拟并反映PCB焊接中,焊点形成的实际物理化学变化过程。
2.3.2 试样的镶嵌
由于SMT焊接试样一般都比较细小、薄弱,因此必须对试样进行镶嵌,以利于磨制、抛光工序的进行,以及试样边角处组织的完整显示;只有这样,才能制备成合格的金相试样。SMT焊接试样一般采用塑料镶嵌法;所采用的塑料有两类,第一类为环氧树脂嵌料(6101#85%,乙二胺15%,另加少许 (200～300)目氧化铝粉),模嵌后常温固化;另一类为热塑性塑料(聚乙烯聚合树脂,醋酸、纤维素脂等),热熔后模嵌,常温固化,但其热熔模嵌温度必须低于150℃,以保证焊接试样组织的真实性。镶嵌中,试样的横截面应朝上,并与嵌料面平齐,以利于磨制。
2.3.3 试样的磨制与抛光
SMT 焊接试样的横截面是由三部分组成,即母材铜、合金层与焊料,而这三部分的硬度则不尽相同;在磨制与抛光中,操作稍有不慎,就会在各部分的结合处造成参差不平的状况;即使存在非常微小的不平度,也会在显微镜下产生显著的衬度差,使我们不能客观地观察到结合部的显微组织全貌,而无法进行焊点金相检测。因此对 SMT焊接试样的磨制与抛光,就必须特别讲究,采用实际有效地方法。根据笔者的实践经验,运用如下方法效果比较好,供参考。首先对试样进行粗磨,然后在平整的玻璃板上,用特细金相砂纸,手工对试样进行轻磨;注意一定要单方向地磨削,并用放大镜观察磨面无明显磨痕为止。将磨好的试样在抛光机上进行粗抛,采用 Cr2O3抛光粉与细吸料抛光帆布,并加煤油润滑。由于试样结合部三部分各自的电极电位有较大的差异,采用电解抛光或化学抛光的效果不甚理想,而且会造成微小的不平与组织错觉。笔者采用手工精抛的方法,收到较好的效果;即在平整板上铺覆金丝绒布,用400目以上极细MgO抛光粉或牙膏,加清水作抛光料,手工单方向地对试样进行精抛,注意用力均匀,压力适中;也可分别用以上两种精抛光料,依次轮番精抛;精抛中,不断在低倍光镜下观察抛面的平整性,直到被抛光镜面无衬度差为止。
2.3.4 试样的浸蚀
化学浸蚀工序是SMT焊接试样制备工作中非常重要的一环,它是能否充分正确地显示,准确无误地分解焊点显微组织的关键所在。对于两相或多相结合,其化学浸蚀实质上是一个电化学腐蚀的过程。在浸蚀液的作用下,试样表面具有高负电位的相被迅速溶解,形成蚀坑;而具有高正电位的相受到保护,仍保持其光亮表面;这样在试样表层就形成了一幅由无数平台与凹坑组成的有复杂反差与衬度的组织图案。浸蚀剂的正确选择是极为重要的课题,只有合适的试剂,才能浸蚀出真实、明晰和具有一定反差与衬度的组织图像;反之则易出现模糊、不真实或显露不充分。正确选择浸蚀剂的一般原则是:根据试样的合金种类、化学成分,以及结合合金相图分析出可能会出现的相组织及其电极电位,寻找合理的具有选择性浸蚀性能的化学试剂;同时结合试验,适当地调整试剂的成分与配比。SMT焊接试样的浸蚀工作是比较复杂与讲究的,这是由于SMT试样的相结构具有多相性,而且各相的电极电位又有较大的差异性所决定的。笔者采用的浸蚀方法是:在显示SMT焊点合金层的显微组织时,采用3%硝酸酒精溶液(冷蚀)与重铬酸钾硫酸溶液(热蚀) 双重浸蚀的方法;而在显示富铅合金区组织时,采用另加3%硝酸银溶液轻度揩蚀的方法。应用上述方法能较好地显示出SMT焊点的内部显微组织及后置反应引起的组织变化情况。
2.4 金相观察与金相摄影
SMT焊点试样的金相观察,一般在立式或卧式金相显微镜下均可进行,但物镜最好选用平面消色差物镜或平面复消色差物镜,以得到平坦清晰的映像;目镜采用补偿目镜与10×测微目镜,总放大倍数以450～500为宜。金相观察时,采用明视场照明方式,这样有利于分辨多相组织及金相摄影。SMT焊接试样金相观察中,视场应选择在焊接界面处,并特别要注意选择在焊料——合金层——铜母材三层的衬度差最小,黑白反差最大的映像处,以得到最为平坦、清晰的界面结合部的组织图像;同时也要兼顾整个试样中,相组织结构的代表性,从而取得试样中最有组织代表性的清晰的显微组织影像。
金相摄影是记录SMT焊点显微组织,进行质量分析与工艺研究的重要手段,因此在摄影时,务必客观、准确、认真、详实。摄影底片一般选用感光速度较快,分辨率高的GB21°全色软片为宜,也可针对实际情况,综合考虑摄影底片的感光速度、分辨率、反差性与伸缩性等诸因素灵活选用。摄影时,应调整光源使视场照明光亮均匀;使用黄绿色滤色片,以消除残余色差;适当张大孔径光栏,使照度明亮,聚焦最好,但不宜张开太大,以免产生像差。光圈以f(3～5)为宜;曝光时间以实际映像照度酌定;通常采用伸缩性好的全色软片,能比较容易地掌握曝光时间,减少忌讳的曝光不足的倾向,取得较好摄影效果。
进行SMT焊点金相试样的制备,金相观察与摄影工作,虽然有一定的技术难度,需要具备相应的专业知识与实践经验,但只要我们充分理解相关的基础知识,较熟练地掌握基本要领,经过认真仔细地多次实践,是不难掌握这门技术工作的
3 SMT焊点质量金相检测实例
下面是一些SMT焊点质量金相检测的实例,以及简要的说明,供参考。
3.1 正常SMT焊点,图4示出正常SMT焊点的显微组织。照片显示合金层具有E+G相的典型结构,相结构明晰可辨,相形态表现苍劲厚实;两相过渡均匀平缓; 合金层分布连续、细致,无割断及较大起伏,平均厚度2Lm～3Lm;在紧接合金层上方焊料一例,清楚显示有8Lm～10Lm的黑色富铅区;整个组织中无孔洞、无疏松;相结构、合金层与富铅层厚度均符合要求。表明这是一个优良的SMT焊点,具有良好的焊接强度。
图4 正常焊点显微组织金相照片450×,焊接温度250℃,
重铬酸钾硫酸溶液与4%硝酸酒精溶液双重浸蚀(以下照片均同)
3.2 欠温SMT焊点。该SMT焊点的焊接温度为215℃～220℃,焊接时间也稍欠,其显微组织如图5(a)所示。可以看到其界面合金产物很少,处于刚刚萌生阶段;合金层纤小薄弱,分布断续;相结构不能分辨,厚度<1Lm。图5(b)为界面处高倍显微照片,显示界面处焊料与母材间非常纤细的点状合金产物,并无成形的相组织,以及有部分的夹杂物。这种焊点实质上是一种平面粘附型的结合,表现为虚焊;其强度很低,电导性差。
(a)450× (b)1000×
图5 欠温SMT焊点显微组织金相照片
3.3 过温SMT焊点,图6是一个生产中跑温(约300℃～320℃)的缺陷焊点的显微组织照片。显示出合金层相组织聚集粗大,化合物生长迅速,楔型钉状的G相已横向长大,E相加厚,整个合金层厚度为9Lm～10Lm。合金层上方的焊料中Pb氧化严重,显示一片黑色。
图6 过温SMT焊点显微组织金相照片 450x
这种高温焊点,由于组织聚集粗大、疏松,其焊接中强度已相应地降低了。
3.4 有后置反应影响的SMT焊点。这是一个焊接温度已达到290℃～300℃(跑温)的SMT焊点,图7(a)是焊接后所作的金相检查显微照片。照片中清晰地显示出了合金层上方较厚的富铅层,其厚度达14Lm～15Lm。该焊点在焊接中预热不够充分,焊接时间也短,其合金层相结构虽清晰可辨,组织并无明显粗大倾向,但合金层厚度已明显增大。图7(b)是该焊点试样放置三个月后拍摄的金相照片,可清楚地看到富铅层已明显扩展,总厚度为20Lm～22
Lm。这种焊点由于富铅层的增厚与氧化,其焊接强度相应还会有一定程度的降低。
(a) 450× 焊接后制样拍摄 (b) 450× 放置三个月后拍摄
图7 有后置反应影响的SMT焊点金相照片
3.5 界面氧化膜。SMT焊点的界面氧化膜是导致虚焊或假焊的重要原因之一。其生成原因,一种是母材焊接前已被氧化。另一种原因是焊接温度高,母材在未来得及与Pb-Sn焊料润湿之前被氧化。氧化膜隔阻了焊料与母材,使他们不能在焊接中相互反应,生成合金层,从而成为虚焊或假焊。
3.6 孔洞缺陷。孔洞是焊接中残余气体不能有效地排出,在焊点内膨胀,而生成的缺陷。通常易发生于高温焊接的焊点中,形状呈类圆形,边缘平整,并位于界面上方的焊料中;因此,有孔洞缺陷的焊点,也常伴随有氧化膜缺陷,见图8。
图8 孔洞缺陷焊点金相照
SMT 焊点质量的金相检测技术,由于其具有准确、直观、分辨率高的优点,因此对SMT生产中的焊点质量检测、质量控制与工艺研究,有重要的实用价值;也对SMT 研究与发展有较好的促进效应。作者的初步研究与试验工作,仅仅是起到抛砖引玉的作用,供同行们参考,以促进SMT的飞速发展。敬请同行们批评、指正。
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Bewise Inc. talaşlı imalat sanayinde en fazla kullanılan ve üç eksende (x,y,z) talaş kaldırabilen freze takımlarından olan Parmak Freze imalatçısıdır. Çok geniş ürün yelpazesine sahip olan firmanın başlıca ürünlerini Karbür Parmak Frezeler, Kalıpçı Frezeleri, Kaba Talaş Frezeleri, Konik Alın Frezeler, Köşe Radyüs Frezeler, İki Ağızlı Kısa ve Uzun Küresel Frezeler, İç Bükey Frezeler vb. şeklinde sıralayabiliriz.
BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт www.tool-tool.com для получения большей информации.
BW is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide material with high-tech coating to supply cutting / milling tool for mould & die, aero space and electronic industry. Our main products include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and worm milling cutter, thread milling cutter, form cutters for spline shaft/roller chain sprocket, and special tool, with nano grade. Please visit our web www.tool-tool.com for more info.
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