不锈钢管孪晶是什么

① 金属强化方式有哪些及其应用

金属的强化
strengthening of metals
通过合金化、塑性变形和热处理等手段提高金属材料的强度，称为金属的强化。所谓强度是指材料对塑性变形和断裂的抗力，用给定条件下材料所能承受的应力来表示。随试验条件不同，强度有不同的表示方法，如室温准静态拉伸试验所测定的屈服强度、流变强度、抗拉强度、断裂强度等（见金属力学性能的表征）；压缩试验中的抗压强度；弯曲试验中的抗弯强度；疲劳试验中的疲劳强度（见疲劳）；高温条件静态拉伸所测的持久强度（见蠕变）。每一种强度都有其特殊的物理本质，所以金属的强化不是笼统的概念，而是具体反映到某个强度指标上。一种手段对提高某一强度指标可能是有效的，而对另一强度指标未必有效。影响强度的因素很多。最重要的是材料本身的成分、组织结构和表面状态；其次是受力状态，如加力快慢、加载方式，是简单拉伸还是反复受力，都会表现出不同的强度；此外，试样几何形状和尺寸及试验介质也都有很大的影响，有时甚至是决定性的，如超高强度钢在氢气氛中的拉伸强度可能成倍地下降（见应力腐蚀断裂和氢脆）。
在本文中，强化一般是指金属材料的室温流变强度，即光滑试样在大气中、按给定的变形速率、室温下拉伸时所能承受应力的提高。应强调指出：提高强度并不是改善金属材料性能惟一的目标，即使对金属结构材料来说，除了不断提高强度以外，也还必须注意材料的综合性能，即根据使用条件，要有足够的塑性和韧性以及对环境与介质的适应性。
强化的理论基础 从根本上讲，金属强度来源于原子间结合力。如果一个理想晶体，在切应力作用下沿一定晶面和晶向发生滑移形变，根据计算，此时金属的理论切变强度一般是其切变模量的1/10～1/30。而金属的实际强度只是这个理论强度的几十分之一，甚至几千分之一。例如,纯铁单晶的室温切变强度约为5kgf/mm2,而按铁的切变模量(5900kgf/mm2)来估算,其理论切变强度应达650kgf/mm2。造成这样大差异的原因曾是人们长期关注的课题。直到1934年，奥罗万(E.Orowan)、波拉尼(M.Polanyi)和泰勒 (G.I.Taylor)分别提出晶体位错的概念；位错理论的发展揭示了晶体实际切变强度（和屈服强度）低于理论切变强度的本质。在有位错存在的情况下，切变滑移是通过位错的运动来实现的，所涉及的是位错线附近的几列原子。而对于无位错的近完整晶体，切变时滑移面上的所有原子将同时滑移，这时需克服的滑移面上下原子之间的键合力无疑要大得多。金属的理论强度与实际强度之间的巨大差别，为金属的强化提供了可能性和必要性（见形变和断裂）。可以认为实测的纯金属单晶体在退火状态下的临界分切应力表示了金属的基础强度，是材料强度的下限值；而估算的金属的理论强度是经过强化之后所能期望达到的强度的上限。
强化途径 金属材料的强化途径不外两个，一是提高合金的原子间结合力，提高其理论强度，并制得无缺陷的完整晶体，如晶须。已知铁的晶须的强度接近理论值，可以认为这是因为晶须中没有位错，或者只包含少量在形变过程中不能增殖的位错。可惜当晶须的直径较大时(如大于5μm)，强度会急剧下降。有人解释为大直径晶须在生长过程中引入了可动位错，一旦有可动位错存在，强度就急剧下降了。从自前来看，只有少数几种晶须作为结构材料得到了应用。另一强化途径是向晶体内引入大量晶体缺陷，如位错、点缺陷、异类原子、晶界、高度弥散的质点或不均匀性（如偏聚）等，这些缺陷阻碍位错运动，也会明显地提高金属强度。事实证明，这是提高金属强度最有效的途径。对工程材料来说，一般是通过综合的强化效应以达到较好的综合性能。具体方法有固溶强化、形变强化、沉淀强化和弥散强化、细化晶粒强化、择优取向强化、复相强化、纤维强化和相变强化等,这些方法往往是共存的。材料经过辐照后,也会产生强化效应，但一般不把它作为强化手段。
固溶强化 结构用的金属材料很少是纯金属,一般都要合金化。合金化的主要目的之一是产生固溶强化，另外，也可能产生沉淀强化、细化晶粒强化、相变强化和复相强化等，这要看合金元素的作用和热处理条件而定。合金元素对基体的固溶强化作用决定于溶质原子和溶剂原子在尺寸、弹性性质、电学性质和其他物理化学性质上的差异，此外，也和溶质原子的浓度和分布有关（见合金相）；固溶强化的实现主要是通过溶质原子与位错的交互作用。这些交互作用可分为四种：
①溶质原子与位错的弹性交互作用 在固溶体中,无论是固溶原子或是位错，在其周围都存在着应力和点阵畸变，两个应力场之间的作用就属于弹性交互作用。这种弹性交互作用力代表固溶原子所提供的阻碍位错运动的力。其最大值取决于溶质原子的大小、浓度和分布，特别是使点阵发生畸变的对称程度。
在代位固溶体中，固溶原子与溶剂原子的尺寸差异（原子尺寸错配）愈大，固溶原子与位错的弹性交互作用就愈大，强化作用也愈显著，如钨在钢中的强化作用比钼要高，就是因为钨原子和铁原子尺寸的差异要比钼与铁原子的差异大。在间隙固溶体中，填隙原子会引起晶胞体积的改变（晶胞体积错配），如果填隙原子引起了非对称性点阵畸变，象碳、氮原子溶入体心立方点阵金属时那样，则固溶原子与位错的作用特别强，因而强化作用格外明显；而当填隙原子引起对称畸变时，如碳、氮在具有面心立方点阵的γ-Fe或镍中,所引起的交互作用要弱得多，强化作用也就不明显。
弹性交互作用还可因固溶元素与溶剂金属在弹性模量上存在差异（模量错配）而引起。即用一种弹性模量不同的原子去置换原来的溶剂原子会引起固溶原子与位错所组成的系统的能量改变，从而产生交互作用能并导致交互作用力。计算表明，这种弹性模量错配所引起的交互作用力的最大值和原子尺寸错配所引起的弹性交互作用力大致相近，但其作用力是近程的，随溶质原子与滑移面的距离增大，衰减较快。
②电学交互作用 晶体中的自由电子分布对应力有敏感性,电子会较多地集中到受张应力的区域。例如,在刃位错的受胀区，电子浓度较高,具有电负性；相反,在受压地区，浓度较低，具有电正性。由于电子浓度分布不均而使刃位错相当于电学上的一个电偶极子。这种电偶极子与溶质原子的电荷产生静电作用，从而引起溶质原子与位错的交互作用而产生强化。一般来说，电学交互作用比弹性交互作用要弱，如铜在锌、镓、锗或砷中固溶后,电学交互作用能最多只有弹性交互作用能的1/6～1/3。但在某些情况下,电学交互作用也可以是主要的，如银溶于铝中，点阵变化很小，但银对铝的强化作用却是可观的，反映出此时电学交互作用成为决定性的因素。
③化学交互作用 在密排点阵金属晶体中，经常出现堆垛层错。层错边界为不全位错，层错的宽度和数目由层错能的大小来决定。在层错能较低的金属中层错数目多，层错的宽度大。层错结构与基体不同，在面心立方点阵中，层错为密排六方排列；密排六方点阵中，层错为面心立方排列。一般来说，固溶原子在两种不同的密排点阵结构中的溶解度不相同；在热力学平衡状态下，溶质原子在层错区和正常基体中的浓度也不一样。当晶体发生滑移时，不管是沿着这些层错扩张的平面，或者是这些层错发生束集和截割，都要打破平衡状态；也就是说，位错运动要求外界提供更大的能量，从而表现出强化作用。
④几何交互作用 固溶体中的溶质原子有时会出现有序化现象，当存在短程序时，塑性变形将改变原来的有序排列而增加势能，表现为短程序强化作用。
在有长程序的固溶体中，位错倾向于两两相随地通过晶体。第一个位错通过时，使有序结构中跨越滑移面的不同类原子对A-B改变为同类原子对A-A和B-B,引起能量升高；当后随的一个位错经过时，A-A和B-B原子对又恢复为A-B对,能量又降下来。在前后相随的两个位错之间的这段距离上，A-A和B-B原子对尚未恢复，形成所谓反相畴界(antiphase boundary)。为减少反相畴界的能量，两相随位错倾向于尽量靠近；但是当两个同号位错靠近时，它们之间的斥力急剧上升。在这两个因素的共同作用下，两个位错间有一个平衡距离，它与两个不全位错间存在的层错很相似。在塑性变形过程中，有序合金的反相畴界的面积不断增加，从而提高了体系的能量，表现为长程序引起的强化作用。
此外，无论是代位原子或是填隙原子，在条件合适的情况下，都可能发生原子偏聚而形成气团。对代位点阵来说，当溶质原子比溶剂原子的直径大时，溶质原子有富集在刃位错受胀区的趋向,反之,富集于受压区。填隙原子则总是向受胀区富集。这种靠扩散在位错附近富集的现象,称为柯氏气团(Cottrell atmosphere)。柯氏气团对位错有钉扎作用，特别是填隙原子，对位错的钉扎作用更为强烈，由此成功地解释了低碳钢的屈服现象，因为填隙原子比代位原子容易扩散，所以填隙原子气团的形成温度也较低。
在位错应力场的作用下，引起晶体的非对称点阵畸变而使填隙原子产生有序化的排列称为斯氏气团Snoekatmosphere。例如碳原子在α-Fe中就形成这种应力感生有序化，即当沿c轴方向有拉伸应力时,碳原子处于体心立方点阵与c轴平行的各晶胞棱边的一半处,引起晶胞沿c轴方向膨胀而产生强化作用。因为碳原子的扩散距离较短，而且是在应力作用下进行的，因此斯氏气团的形成温度比柯氏气团更低一些。
形变强化 随着塑性变形（或称范性形变）量增加，金属的流变强度也增加，这种现象称为形变强化或加工硬化。形变强化是金属强化的重要方法之一，它能为金属材料的应用提供安全保证，也是某些金属塑性加工工艺所必须具备的条件（如拔制）。
金属的形变强化可通过应力- 应变曲线来描述。对多晶金属来说，应力-应变曲线可以经验地表示为：

Image:308-01.gif

式中σ表示室温拉伸真应力，φε与ε分别为拉伸过程中的真实面积收缩率和真实延伸率,K为形变强化系数，n为形变强化指数。可以证明，在拉伸过程中，缩颈开始发生时的最大均匀形变量在数值上就等于材料的“形变强化指数”。同时，人们把开始形成缩颈时的强度命名为抗拉强度，也就是材料在塑性失稳时的流变强度。
形变强化是位错运动受到阻碍的结果。目前对金属单晶体的形变强化机制已有一定了解，特别对面心立方纯金属研究较为深入。多晶金属情况比较复杂，除晶界以外，晶粒取向也多种多样，对其形变强化的细节至今还不很清楚。
面心立方金属单晶的典型应力-应变曲线见图1。可以看出，它分为三个阶段。单晶所受应力达到临界分切应力(τ0)时，发生屈服。随着切变量的增加，流变强度缓慢上升，其形变强化率，μ为切变模量, 这就是形变强化的第一阶段，一般称为易滑移阶段。这个阶段的主要特征是单系滑移，在试样表面可观察到滑移线，这些滑移线的间距和长度不变，只是随着应变量的增加，台阶高度变大, 如Cu和Ni-Co合金便是如此。在阶段Ⅰ。位错的分布形式主要是位错偶带。临界切应力的大小(τ0)，与晶体的取向，材料和纯度有关。在阶段Ⅰ的后期, 曲线的斜率增大，直到又变为一条直线而继续升高,这就是形变强化的第Ⅱ阶段,其强化率(θⅡ)最大，典型Image:308-03.gif的数值为Image:308-04.gif，比Image:308-06.gif大几十倍。从结构变化来看，向阶段Ⅱ的过渡是从次系滑移的出现开始的。在阶段Ⅱ新形成的滑移线的长度越来越短，也就是由一个位错源产生的“位错圈”越来越小，位错圈与晶体表面交截部位越来越短，螺位错平均运动距离越来越小，或者说晶体中阻止位错运动的障碍在不断增加，同时流变强度在不断提高。在阶段Ⅱ的初期，由主系位错偶带和联结它们的少数次系位错形成位错栅栏。随着形变量的增加，平行于主滑移面出现了一些位错密度较高的区域称为位错席。如果形变量再提高，晶体中便全形成胞状组织。

为了说明形变强化的物理实质，必须了解在形变过程中位错的产生、分布和运动与流变强度的关系。阶段Ⅰ的强化可以认为是通过形成位错偶使大量位错受到羁绊而阻滞，但是偶中正负号位错的长程应力场在很大程度上互相抵销，因而位错偶只提供很小的阻止位错运动的应力场，导致阶段Ⅰ的强化效应微弱。阶段Ⅱ的强化模型很多，如位错塞积群长程应力强化模型(1952)，位错林强化模型(1959),位错割阶强化模型(1960),网眼长度强化模型(1962)，流变应力统计强化模型(1966)以及高位错密度区强化模型(1967)等等，每一种模型都解释一部分实验现象，但也存在不少问题。其中以西格(A.See-ger)根据莫特(F.Mott)所提出的位错塞积群长程应力强化模型比较经典，可得出流变强度与位错密度的线性关系式,同时推算的Image:308-05.gif和实验结果也比较符合。形变强化的第Ⅲ阶段应力-应变曲线呈抛物线形,亦即强化效应逐渐下降，这是因为在高形变量下出现大量交滑移及异号位错兼并的缘故。由于应力的提高，有些位错可能绕过障碍前进，这些都减少强化效应。也就是说，在阶段Ⅲ有动态回复出现。 在多晶金属的加工硬化过程中，阶段Ⅱ强化起决定性作用。为了保持多晶体塑性变性的连续性和协调性,每个晶粒发生变形时，必须有五个以上的滑移系统同时开动；所以，在多晶体里实际上不存在象单晶那样的阶段Ⅰ单系滑移和强化。
总之，形变强化决定于位错运动受阻，因而强化效应与位错类型、数目、分布、固溶体的晶型、合金化情况、晶粒度和取向及沉淀颗粒大小、数量和分布等有关。温度和受力状态有时也是决定性的因素。
一般来说，退火单晶的位错密度为106cm-2，变形量很大的金属可在1012cm-2以上。层错能低的金属比层错能高的金属加工硬化更为显著。细晶粒、有淀淀相、高速形变和低温形变都表现出较高的形变强化效应。
沉淀强化与弥散强化 过饱和固溶体随温度下降或在长时间保温过程中（时效）发生脱溶分解。时效过程往往是很复杂的,如铝合金在时效过程中先产生GP区,继而析出过渡相（θ"及θ'）,最后形成热力学稳定的平衡相(θ)。细小的沉淀物分散于基体之中,阻碍着位错运动而产生强化作用，这就是“沉淀强化”或“时效强化”。为了提高金属，特别是粉末冶金材料的强度，往往人为地加入一些坚硬的细质点，弥散于基体中，称为弥散强化。从弥散质点引起强化这一点来说，沉淀强化与弥散强化并没有大区别。但是,前一情况是内生的沉淀相,后一情况为外加质点；而且，在时效前期，沉淀相和基体之间往往保持共格或半共格关系，在每个细小沉淀物附近存在着一个较大范围的应力场（图2），与位错发生交互作用，产生十分显著的强化作用。如果时效温度提高或时间延长，则出现非共格产物，强化效应下降，以致于合金强度降低，称为“过时效”；最后产生平衡相。因为沉淀引起合金元素的贫化，此时合金材料的强度甚至低于固溶体状态。弥散强化时，外加的质点在高温使用过程中也会聚集、长大以减少颗粒的表面能，同样会引起软化。

晶体中的位错在外力作用下产生运动，在运动过程中首先遇到的是第二相质点周围的应力场（如果有这种应力场存在的话），对其产生阻碍作用，它属于长程作用。继而有两种可能，一种是位错切割质点而过，一种是位错以某种方式绕过质点（图3），两者都需作功，因而产生强化效应。前者功耗方式主要有:①位错切过质点,使基体和质点之间的界面增大，增加表面能（图3a）；②改变第二相结构，第二相具有长程有序结构时（如高温合金中的(γ'相)，位错通过后增加了反相畴界，对无序系统来说，有可能改变层错宽度；③析出相和基体之间切变模量不同，也会引起强化作用。位错绕过质点的方式是多种多样的：位错可以发生弯曲（弓弯机理）从质点间通过，在质点周围留下位错圈而进一步强化（图3b）；位错可以交滑移进入另外的滑移面，绕过质点；在温度较高时，位错也可以通过攀移绕过质点等等。这些都是当位错靠近第二相质点之后发生的，属于近程作用。

上述质点强化随质点大小、分布、数量和质点性质而不同。研究结果指出，在以切割机理强化时，因强化而产生的剪切屈服应力τ的增加，与质点半径r,质点体积分数f的关系为Δτ∝f(1～1/3)r1/2,f幂次随合金中质点结构的不同，取不同数值（1～1/3）。在以弓弯机理强化时,Δτ∝f1/2r-1。由此可以看出,在质点半径很小时，位错以切割质点的方式通过，此时的强度取决于切割机理。在时效(脱溶)的初期,随f和r不断增加，合金强度相应地升高。当脱溶接近完成时，f增长变缓,但r继续增大，这时合金强度仍有提高，而强化的趋势下降。随着时效进一步发展，质点进一步增大，位错主要绕过或按弓弯机理越过质点；第二相质点继续变大，强度相应明显下降，这就是合金的过时效阶段。
细化晶粒强化 从位错塞积或其他模型可以推导出多晶金属的屈服强度（σy）与晶粒直径(d)的关系,表示为：

σy＝σ0＋kyd剧?/center>
称为霍耳-派赤（Hall-Petch）关系式。式中σ0、ky均为材料常数。对α-Fe来说,ky值与位错钉扎情况有关,位错被钉扎得愈牢, ky值愈大；在严重钉扎情况下，ky可达2kgf/mm2。据此进行计算,低碳钢的晶粒度每提高两级(即晶粒直径减少一半)，屈服强度可提高约2.8kgf/mm2。如果低碳钢的晶粒度从ASTM标准的0级细化到12级,即其平均直径由0.359mm降至0.00561mm，则屈服强度可提高16kgf/mm2左右。而且，随着晶粒的细化,断裂强度比屈服强度有更大幅度的提高,同时冲击韧性也得到改善,如同属体心立方金属的低碳钢和钼，晶粒每细化一级，韧性－脆性转变温度可分别降低10～20℃及24℃。
在所有金属强化方法中，细化晶粒是目前唯一可以做到既提高强度，又改善塑性和韧性的方法。所以近年来细化晶粒工艺受到高度重视和广泛应用。当前正在发展中的快冷微晶合金便是其中一例。有上述优异性能的原因可以从两方面考虑：①晶界所占比例较大，晶界结构近似非晶态，在常温下具有比晶粒更高的强度；②细小晶粒使位错塞积所产生的正应力随之降低，不容易产生裂纹，从而表现为提高强度而不降低塑性。但细晶粒金属的高温强度下降，这是因为在高温下晶界强度降低了，特别在变形速度很低的情况下（蠕变），这种效应更为突出。
相变强化 通过相变而产生强化效应也是常见的金属强化方法。相变的种类很多，上述的沉淀相的形成和析出就是其中之一。现以应用最普遍的马氏体相变强化为例，说明相变强化机理。
马氏体相变是一种以剪切方式进行的非扩散型相变，相变产物与基体间保持共格或半共格联系，在其周围也存在很大的内应力，甚至使周围的奥氏体发生形变而出现形变强化。
从马氏体本身来看，其结构有两种类型：一种常见于低碳钢和18-8不锈钢中,主要是板条马氏体(或称位错马氏体)。这种马氏体中存在大量位错，其密度在1011～1012cm-2,与经过大量冷加工的金属的位错密度相近。另一种常见于高碳和Fe-Ni-C合金中,主要是针状马氏体（或称孪晶马氏体），马氏体针由大约100┱大小的孪晶所构成。这种孪晶组织随碳含量而增加，当铁中的碳含量为0.1％时,没有孪晶组织,碳为0.8％时,孪晶达100％。马氏体中的位错或孪晶的出现，与相变过程中的形变量和温度有关。一般来说，由于马氏体相变而产生的局部形变量可高达10％。这种形变如发生于较高温度(即Ms高时),则增殖位错以缓和内应力；如发生在较低温度（即Ms低时）,再加形变速度又高，就会产生孪晶。碳含量愈高，相变应力愈大，孪晶量也愈多。细小的孪晶相当于晶粒的细化，产生强化效应。
钢中马氏体相变强化的另一个主要原因是碳原子在相变过程中的有序化，即碳原子转移到体心立方Image:310-01.gif的0位置使其沿一个方向(c)伸长而成为体心正方结构。碳原子所引起的强化作用，可用下式表示：

σ＝2.1×102(％C)1/2 (kgf/mm2)

钢经形变热处理后，强度进一步提高，而韧性却不下降,这主要是因为奥氏体在Ms点以上形变后，马氏体针更为细小；同时，马氏体点(Ms)明显下降，马氏体中的孪晶大幅度增加，从而使钢在形变热处理后的强度明显提高，而韧性却不下降，这是细化晶粒强化的效应。此外，如含碳量为0.48％的钢在形变热处理后全部是孪晶马氏体，经一般热处理的同一钢种却只有一半孪晶马氏体。如前所述，含碳量为0.8％的钢,经一般热处理后，才可使孪晶达100％。根据这个情况,碳含量低的钢在形变热处理后强度的提高比高碳钢更为明显，主要是因为后者孪晶增加的幅度不大。
纤维强化 根据断裂力学观点，高强度材料可容许存在的临界裂纹尺寸很小,一旦出现裂纹就很快扩展,容易发生断裂。而将细纤维排在一起，粘结起来，可免除上述缺点，是解决脆性高强材料用于实际结构的一个重要途径。因为经过复合之后，不但解决了纤维的脆性问题，也提高了材料的比强度、比模量和疲劳性能。纤维强化复合材料，是当前很有发展前途的一类材料。
纤维强化的复合材料的力学性质，可根据纤维和基体（粘合剂）的体积分数计算出来,如弹性模量（E），

Ec＝EfVf＋EmVm

其中Ec、En和Em分别为复合材料、纤维和基体的弹性模量, Vn和Vm为两相的体积分数。由于纤维和基体的泊松比不同,可引起的误差达百分之几。对抗拉强度来说,也可得出类似方程。但由于纤维和基体的强度和塑性不同，其间的结合力也不一样，还有其他许多影响因素使问题复杂化。关于复合材料的强度问题，已形成专门的学问。
在高温下使用的纤维强化复合材料，必须要考虑纤维和基体间的热稳定性;因在高温、长期工作过程中,两相发生互扩散，最后纤维被溶解，失去强化作用。目前改善的途径有二：①在纤维与基体间涂上一层防扩散层，如铂、钽等；②采用定向共晶生长，使纤维在热力学平衡状态生长出来，增加热稳定性。这种途径受合金系统的限制，局限性很大。
择优取向强化 金属在凝固过程、冷加工或退火过程中都会发生晶体的择优取向，力学性质因取向不同而有区别。金属可以利用择优取向而得到较高的强度，这在工业上已得到应用，但不如利用磁性能的择优取向硅钢片那样普遍。
辐照强化 由于金属在强射线条件下产生空位或填隙原子,这些缺陷阻碍位错运动,从而产生强化效应（见金属的辐照损伤和辐照效应）。
参考书目
徐祖耀：《马氏体相变与马氏体》，科学出版社，北京，1980。
J.J.Harwood,Strengthening Mechanisms in Solids,ASM Seminar,1960.
Kelly & R.B.Nicholson，Precipitation Hardening，Progress in Materials Science,Vol.10,No.3,1963.
A.Kelly，Strong Solids,2nd ed.,Clarenton Press,1973.
A. Seeger, Dislocations and Mechanical Pro-perties of Crystals，edited by J. C.Fishet, W.G. Johnston,R. Thomson, ＆ T.Vreeland, Jr, pp.143～329, 1956.

② 不锈钢321是什么材质

321属于美标奥氏体不锈钢，执行标准：ASTM A276/A276M-2017

321不锈钢化学成分如下图：

321不锈钢是在304成分基础上加入钛元素而成。其性能与304钢非常相似。钛有优异的抗酸碱腐蚀性，加到不锈钢中，只需百分之一左右，就大大提高抗锈本领。

暴露在450℃~850℃温度中，奥氏体不锈钢很容易产生敏化现象。敏化过程中，碳化物（以C23C6碳化铬为主）沿晶界和孪晶间界析出，合金元素的这些间界的邻域受到破坏，在特定的腐蚀环境中，晶间腐蚀随之发生。

321由于加入了稳定化元素钛，在426℃~815℃温度下能够抵制碳化铬形成，因此具有更好的耐晶间腐蚀性能和高温性能，比304和304L有更高的蠕变和应力断裂性能。

除此之外，321还具有良好的低温韧性以及优异的成形性和焊接特性，焊后无需退火。

321中添加的钛使其更适应高温应用，适用于304有敏化反应和304L高温强度不足的应用环境。典型应用包括热膨胀接头，波纹管，飞机排气系统部件，加热元件护套管，炉体部件和热交换器。

③ 不锈钢板310S焊接怎么可以杜绝裂纹

一：牌号310S奥氏体铬镍不锈钢

二：化学成分

C :≤0.08， Si :≤1.500， Mn :≤2.00， P :≤0.035， S :≤0.030， Ni :≤19.00-22.00，

Cr :≤24.00-26.00

三：应用范围应用领域：

冲压模具，夹具，工具，规、裁纸刀、辅助工具等

改善通常碳素工具钢易碎裂的性质，而达到延长工具的寿命。真空脱气精炼钢，质量稳定。淬透性良好，油冷淬硬（淬裂和变形少）韧性和耐磨性良好，工具经久耐用。

四：物理性能

抗拉强度(бb)(Mpa) :≥520 屈服强度(σs)(Mpa) :≥205 面积缩减(ψ)% :≥50

机械性能ób(MPa)≥520，ó0.2(MPa)≥205 ，δ5(%)≥40， Ψ(%)≥50，HB≤187 能耐1150℃以上高温。熔点在1398℃~1454℃

五：概况

0Cr25Ni20不锈钢是奥氏体铬镍不锈钢，具有很好的310S不锈钢抗氧化性、耐腐蚀性，因为较高百分比的铬和镍，使得拥有好得多蠕变强度，在高温下能持续作业，具有良好的耐高温性。因镍(Ni)、铬(Cr)含量高，具有良好耐氧化、耐腐蚀、耐酸碱、耐高温性能，耐高温钢管专用于制造电热炉管等场合，奥氏体型不锈钢中增加碳的含量后，由于其固溶强化作用使强度得到提高，奥氏体型不锈钢的化学成分特性是以铬、镍为基础添加钼、钨、铌和钛等元素，由于其组织为面心立方结构，因而在高温下有高的强度和蠕变强度。熔点1470℃，800℃开始软化，许用应力持续降低。

④ 不锈钢的硬度怎样达到60HRC以上，甚至更高。

为什么要这么高的硬度呢？马氏体不锈钢系列经热处理后的最高使用硬度也是52-54HRC，再高就有可能会爆裂了；奥氏体就更加不用说了。要60HRC的话还是用高速钢或者冷作钢系列吧。

⑤ 铁素体不锈钢和304哪种好

1. 铁素体不锈钢是一种以铁素体为主要组织结构的不锈钢，其含铬量在11%至30%之间，具有体心立方晶体结构。
2. 这类不锈钢通常不含镍，也可能含有少量的Mo、Ti、Nb等元素，它们的特点包括导热系数大、膨胀系数小、抗氧化性好以及抗应力腐蚀性能优良。
3. 铁素体不锈钢主要应用于制造耐受大气、水蒸气、水和氧化性酸腐蚀的零部件。
4. 尽管铁素体不锈钢存在塑性较差、焊接后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，但炉外精炼技术（如AOD或VOD）的应用显著降低了碳、氮等间隙元素，从而使其得到广泛应用。
5. 铁素体晶界圆滑，晶内很少见孪晶或滑移线，颜色浅绿且发亮，深腐蚀后发暗。铁素体在钢中可能以片状、块状、针状和网状等形式存在。
6. 先共析铁素体是铁素体的一种形态，它根据形成条件不同，可能呈现等轴形、沿晶形、纺锤形、锯齿形和针状等不同形态。
7. 铁素体是珠光体组织的基体，在碳钢和低合金钢的热轧（正火）和退火组织中，铁素体是主要组成相。
8. 铁素体的成分和组织对钢的工艺性能有重要影响，在某些场合下也对钢的使用性能产生影响。

⑥ 马氏体和魏氏体的关系

1魏氏组织的形成

在实际生产中，ωc＜0.6%的亚共析钢和ωc＞1.2%的过共析钢在铸造、热轧、锻造后的空冷，焊缝或热影响区空冷，或者当温度过高并以较快速度冷却时，先共析铁素体或先共析渗碳体从奥氏体晶界沿奥氏体一定晶面往晶内生长，呈针片状析出。

2魏氏组织的微观形态

在金相显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长出来的近平行的或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体组织，这种组织称为魏氏组织，下图为铁素体魏氏组织与渗碳体魏氏组织。

3魏氏组织的形成机制

魏氏组织中铁素体是按切变机制形成的，与贝氏体中铁素体形成机制相似，试样也会出现浮凸现象。由于铁素体是在较快冷却速度下形成的，因此铁素体只能沿奥氏体某一特定晶面析出，并与母相奥氏体存在晶体学位向关系。

这种针状铁素体可以从奥氏体中直接析出，也可以沿着奥氏体晶界首先析出网状铁素体，然后再从网状铁素体平行地向晶内长大。当魏氏组织中的铁素体形成时，铁素体中的碳扩散到两侧母相奥氏体中，从而使铁素体针之间的奥氏体碳含量不断增加，最终转变为珠光体。按贝氏体转变机制形成的魏氏组织，其铁素体实际上就是无碳贝氏体。

4影响因素

魏氏组织的形成与钢中含碳量、奥氏体晶粒大小及冷却速度（转变温度）有关，下图表示各类铁素体及渗碳体的形成温度和含碳量的范围。

由图可见，只有在较快冷却速度和一定碳含量范围内才能形成魏氏组织（W区）。当亚共析钢中碳的质量分数超过0.6%时，由于含碳量高，形成贫碳区的几率很小，故魏氏组织难以形成。研究表明，对于亚共析钢，当奥氏体晶粒较细小时，只有含碳量在ωc=0.15%~0.35%的狭窄范围内，冷却速度较快时才能形成魏氏组织。

奥氏体晶粒越细小，越容易形成网状铁素体，而不容易形成魏氏组织。奥氏体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织，形成魏氏组织的含碳量的范围变宽。因此魏氏组织通常伴随奥氏体粗晶组织出现。

5魏氏组织的性能

（1）魏氏组织是一种钢的过热组织。它使钢的力学性能，特别是冲击韧度和塑性有显著降低，并提高钢的脆性转折温度，因而使钢容易发生脆性断裂。

（2）一般研究指出，只有当奥氏体晶粒粗化，出现粗大的铁素体或渗碳体魏氏组织并严重切割基体时，才使钢的强度和冲击韧度显著降低，而当奥氏体晶粒比较细小时，即使存在少量针状的铁素体魏氏组织，并不显著影响钢的力学性能。这是由于魏氏组织中的铁素体有较细的亚结构、较高的位错密度所致。因此所说的魏氏组织降低钢的力学性能总是和奥氏体晶粒粗化联系在一起。

（3）当钢或铸钢中出现魏氏组织降低其力学性能时，首先应当考虑是否由于加热温度过高，使奥氏体晶粒粗化造成的。

（4）对于易出现魏氏组织的钢材可以通过控制轧制、降低终锻温度、控制锻（扎）后的冷却速度或者改变热处理工艺，例如通过细化晶粒的调质、正火、退火、等温淬火等工艺来防止或消除魏氏组织。

6魏氏组织鉴赏
钢在冷却时的转变之马氏体
氏体晶体结构、组织、性能

1定义
（1）马氏体转变：钢从奥氏体状态快速冷却，抑制其扩散性分解（低于MS点发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。值得注意的是基本特征属于马氏体转变的相变，其相变产物都称为马氏体。

2）马氏体：钢中的马氏体就其本质来说，是碳在α-Fe中过饱和的间隙固溶体。
2马氏体的晶体结构

3马氏体的组织形态
钢中马氏体有两种基本形态：板条马氏体（位错马氏体）、片状马氏体（又称针状马氏体）。
（1）板条马氏体 板条马氏体是在低碳钢、中碳钢、马氏体时效钢、不锈钢等铁基合金中形成一种典型的马氏体组织。

a）结构形态：马氏体板条（D）→马氏体束（B-2条；C-1条）→板条群（3~5个）→板条马氏体。

b）密集的板条之间通常由含碳量较高的残余奥氏体分割开，这一薄层残留奥氏体存在显著地改善钢的力学性能。

c）板条马氏体内有大量位错，这些位错分布不均匀。形成胞状亚结构，称为位错胞，所以又称位错马氏体。

（2）片状马氏体 高碳钢（ωC＞0.6%）、ωNi=30%的不锈钢及一些有色金属和合金，淬火时形成的片状马氏体组织。

a）结构形态：片状马氏体的空间形态呈凸透镜状，由于试样抛磨与其截面相截，因此在光学显微镜下呈针状或竹叶状，故片状马氏体又称针状马氏体或竹叶状马氏体。

b）显微组织特征：马氏体片互相不平行，在一个奥氏体晶粒内，第一片形成的马氏体往往贯穿整个奥氏体晶粒，并将其分割成两半，使以后形成的马氏体片尺寸越来越小。

c）尺寸：最大尺寸取决于原始奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越大，则马氏体片越粗大。

d）隐晶马氏体：当最大的马氏体片细小到光学显微镜不能分辨时，便成为“隐晶马氏体”在生产中正常淬火得到的马氏体，一般都是隐晶马氏体。

e）片状马氏体的亚结构主要是孪晶，因此片状马氏体又称孪晶马氏体。孪晶通常分布在马氏体的中部，不扩展到马氏体片的边缘区，在边缘区有高密度的位错。在含碳量ωC＞1.4%的钢中可见到马氏体片中的中脊线，它是高密度的细的微细孪晶区。

f）显微裂纹：马氏体形成速度极快，在其相互碰撞或奥氏体晶界相撞时将产生相当大的应力场，片状马氏体本身硬而脆，不能通过滑移或孪生变形使应力得以松弛，因此容易形成撞击裂纹。

通常奥氏体晶粒越大，马氏体片越大，淬火后显微裂纹越多。显微裂纹的存在增加了高碳钢零件的脆性，在内应力的作用下显微裂纹将会逐渐扩展成宏观裂纹，可以导致工件开裂或使工件的疲劳寿命明显下降。

g）马氏体中的形态主要取决于奥氏体的含碳量，从而与钢的马氏体转变开始温度MS点有关，奥氏体含碳量越高，则MS、Mf点越低。

h）元素对马氏体形态的影响：Cr、Mo、Mn、Ni（降低MS点）和Co（升高MS点）的元素都增加形成片状马氏体的倾向。

4马氏体的性能

（1）马氏体力学性能显著特点：高强度、高硬度。

（2）含碳量对马氏体性能的影响：硬度主要取决于含碳量。ωC＜0.5%时马氏体的硬度随着含碳量增加急剧增高，当ωC＞0.6%左右虽然马氏体硬度有所增高，但是由于残余奥氏体量增加，反而使得钢的硬度有所下降。

（3）合金元素对马氏体的硬度影响不大，但可以提高强度。

（4）马氏体高强度、高硬度的硬度是多方面的，主要包含：固溶强化、相变强化以及时效强化，具体介绍如下：

固溶强化：间隙原子处于α相晶格的八面体间隙中，造成晶格的正方畸变，并形成了一个应力场。该应力场与位错发生强烈的交互作用，从而提高马氏体的强度。

相变强化：马氏体转变时在晶体内造成密度很高的晶格缺陷，无论板条马氏体中的高密度位错还是片状马氏体中的孪晶都阻碍位错运动，从而使马氏体强化。

时效强化：马氏体形成以后，碳及合金元素的原子向位错或其他晶格缺陷处扩散偏聚或析出，钉扎位错，使位错难以运动，从而造成马氏体强化。

（5）马氏体板条群或马氏体片尺寸越小，则马氏体强度越高；这是由于马氏体相界面阻碍位错运动而造成的，原始奥氏体晶粒越小，则马氏体强度越高。马氏体的塑性和韧性主要取决于它的亚结构。

孪晶马氏体：高强度、但韧性差。

位错马氏体：高强度、良好的韧性。

（6）马氏体的体积：在钢中的各种组织中，奥氏体的比体积最小，马氏体的比体积最大；因此，淬火形成马氏体时由于钢的体积膨胀是淬火时产生较大的内应力、引起工件变形甚至开裂的主要原因之一。

马氏体转变的特点

马氏体转变同其他固态相变一样，相变驱动力也是新相与母相的化学自由能差，即单位体积马氏体与奥氏体的自由能差。相变阻力也是新相形成时的界面能及应变能。

尽管马氏体形成时与奥氏体存在共格界面，界面能很小，但是由于共格应变能较大，特别是马氏体与奥氏体比体积相差较大以及需要克服切面阻力并产生大量的晶格缺陷，增加很大的弹性应变能，导致马氏体转变的相变阻力很大，需要足够大的过冷度才能使相变驱动力大于相变阻力，以发生奥氏体向马氏体的转变。

马氏体转变开始温度Ms点则可以定义为马氏体与奥氏体的自由能差到相变所需要的最小驱动力值时的温度。

马氏体转变是过冷奥氏体在低温范围内的转变，相对于珠光体转变和贝氏体转变具有如下一系列特点：

1马氏体转变的无扩散性

马氏体转变是奥氏体在很大过冷度下进行的，此时无论是铁原子、碳原子还是合金元素原子，其活动能力很低，因而，马氏体转变是在无扩散的情况下进行的。只有点阵规则的重构，新相和母相无成分的变化。

2马氏体的转变的切变共格性

切变：两个距离很近、大小相等、方向相反的平行力作用于同一物体上所引起的形变。

马氏体转变时在预先抛光的试样上表面出现倾斜，产生表面浮凸。这个现象说明马氏体转变和母相的宏观有着直接的联系，说明马氏体是以切变方式形成的。

马氏体和母相奥氏体保持共格，界面上的原子既属于马氏体又属于奥氏体。

相界面是一个切变共格晶界，又叫惯习面；马氏体转变是新相在母相特定的晶面惯习面上形成的，并以母相的切变来保持共格关系的相变过程。

3马氏体转变是在一个温度范围内进行的

马氏体核胚形成位置

不是在合金中均匀分布的，而是在母相中某些有利的位置（晶格缺陷处、形变区、贫碳区）。

马氏体转变过程

与其他固态相变一样，也是通过形核和长大的方式进行的；马氏体转变是原子的短程迁移，晶核形成后长大速度极快（102~106mm/s），甚至在极低温度下仍能高速长大。

马氏体转变速度

取决于马氏体的形核率，当大于临界晶核半径的核胚全部耗尽，相变终止。由于过冷度越大，临界晶核尺寸越小，只有进一步降温才能使更小的核胚成为晶核并长大成马氏体。

一般工业用碳钢及合金钢，马氏体转变是连续（变温）冷却过程中进行的。钢中奥氏体以大于临界淬火速度的速度冷却到MS点以下，立即形成一定数量的马氏体，相变没有孕育期；随着温度的下降，又形成一定数量的马氏体，而先形成的马氏体不再长大。马氏体转变量随着温度的降低而逐渐增加。

马氏体的转变量仅取决于冷却所到达的温度，而与保温时间无关。

残留奥氏体

高碳钢和许多合金钢的MS点在室温以上，而Mf点在室温以下，则淬火冷却到室温将保留相当数量未转变的奥氏体，这个部分叫残留奥氏体；如果为使残留奥氏体全部转变“冷处理”，可以放入液氮中处理。

影响残奥数量的因素：碳含量越高，残奥越多、含有降低Ms的元素，残奥越多。

残留奥氏体的机械稳定化：由于奥氏体在淬火过程中受到较大塑性变形或者受到压应力而造成的稳定化现象叫做奥氏体的机械稳定化。残留奥氏体就与机械稳定化有关，被包围在马氏体之间的奥氏体处于受压缩状态无法进行转变而残留下来。

形变诱发马氏体（形变马氏体）

在Ms点以上对奥氏体进行塑性变形可引起马氏体转变，变形量越大，马氏体转变量越多，这种现象称为形变诱发马氏体相变。

4马氏体转变的可逆性

可逆性：在某些铁和金、镍与其他有色金属中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热时已形成的马氏体又能无扩散的转变为奥氏体。

一般碳钢中不发生按马氏体转变机构的逆转变，因为在加热时马氏体早已经分解为铁素体和碳化物；这个过程为“回火”。