这个金相组织好像不正常
本帖最后由 oliver 于 2014-4-21 00:34 编辑一只M3x12螺丝，材质10B21，渗碳要求0.05-0.18mm；要求表面硬度>HV450，要求破断扭矩>2.2Nm。
渗碳温度920°C，直接淬火，应该380- 415°C回火（实际回火温度不清楚）。实测芯部硬度HV340-350。但32只有3只在扭矩1.8-2.0Nm扭断。原以为是氢脆，但观察低倍断口显示韧性断口特征。
以下是断口低倍照片（x30），白色部分是断裂后上下部分在继续扭转过程中互相刮伤。
以下是断口附近金相照片（x500）。看上去芯部组织不太正常（铁素体比较多），是造成早期扭断的原因吗？
（前3张和后3张完全相同，贴重复了，不知如何删除前3张。抱歉！）
这些铁素体是回火产生的吧，看上去组织粗大了些。为什么不跟合格的样品对照一下呢。 从断口来看，材料韧性很好，建议监测一下硬度是否偏低。至于金相组织，还是和合格的做个对比吧。 表面硬度多少，怎么没检测，层深也没测，组织怎么样？感觉组织有点粗。 本帖最后由 oliver 于 2014-4-21 13:36 编辑
层深0.20，表面硬度HV535左右，芯部HV345左右。
M3螺丝底径大约2.62-2.66。10B21材质相当于20#钢（加硼），淬透性应该没有问题。
金相照片的白色区域硬度HV270。我想弄清楚这些白色组织是铁素体，还是有可能是贝氏体？低碳钢渗碳+直接淬火+中温回火，怎么会出现这种组织。 个人观点认为白色是贝氏体，但是扭矩跟心部关系不是很大，而跟表面关系大，应该仔细检查表面情况，另外组织看起来有点粗大 是什么设备做的？ 个人认为淬火温度高了，880度为即可。 白色是贝氏体，疲劳断口 今天查到，因渗碳+淬火+中温回火后表面硬度低于HV450（极有可能是因为残奥过多），热处理厂返工，重新调质（从表面硬度有HV535看，第二次回火温度可能在300°C左右）。估计是返工时淬火温度过低或保温时间不足，白色块状组织是未溶铁素体？
白色区域硬度HV270，是不是因为组织（返工前是回火索氏体）没有完成奥氏体化，所以留在未溶铁素体中的碳也没有充分扩散到奥氏体中？
那位能讲讲第二次调质时，淬火加热升温过程中回火索氏体的相变过程？谢谢！ 白色区域：从形状上看，感觉是无碳化物贝氏体；从硬度上看，不可能是未溶铁素体。 能不能解释一下在返工中形成这种无碳贝氏体的大概过程？谢啦！ 在形成这种无碳贝氏体源于材料自身，第一加入硼，可以大大提高淬透性，在渗碳淬火时，由于没有马上淬火，有先共析铁素体析出，在一个就是彭的加入，让C曲线发生右移，淬火时候容易穿过贝氏体的区域，产生贝氏体。你这个金相做的区域很典型，而且金相里面在腐蚀时候，有些部分为褐色，这些褐色部分为未转变马氏体，粗针状的马氏体，非常明显，500倍都已经很是粗大了，马氏体的针交叉部位夹杂的为残余奥氏体，不过量倒是很少的，白色部分不是贝氏体，没有明显的贝氏体组织特征，很显然是铁素体组织！ 非常感谢，很有启发！那是不是意味着：
1. 粗针状马氏体的存在，可推测返工时淬火加热温度比较高，有过热的情形？
2. 块状铁素体的存在，可推测返工时加热时间比较短，之前的先共析铁素体没来得及全部转变为奥氏体？
3. 褐色马氏体应该是回火马氏体吧，那么可推测回火温度比较低以及回火温度比较短？ 我说一下我的看法，这个螺栓只有M3，渗层.05-.18mm，如果采用920℃渗碳，我认为渗层很难合格的，渗速过快不好掌控。很容易超渗，而螺栓很细，很容易导致脆性。我认为采用890—900渗碳，直接淬火就可以了。至于其中白色条块状组织，个人以为是马氏体，只是位相不同看上去是白色的。 860渗碳足已。。我以前做过！
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