金相学

ynsh518

　　引言
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# e' z: }; g# X5 d7 V5 o4 T　　合理选择、制备试样并进行光学金相检验可以提供重要的信息，如铸造铝合金产品的成分，制造工艺和热处理等。这些检查可提供由于工作时环境或力学条件对合金造成的影响方面的信息。
　　
6 j  D/ f; [8 p　　根据经验，金相学家常常可以鉴定合金种类、某种成分偏差、孔洞的有无、夹渣或偏析。根据晶粒尺寸，枝晶臂和第二相显微结构组成，以及健全程度，可以推断出孔洞类型、凝固速率和可能的铸造方法，而且评估在熔炼和铸造过程观察到的现象。可以确定热处理方法以及生产中由固溶处理中过热和固溶不充分引起的成分偏差。
　　
　　表面涂层的厚度可以被测量，涂层的类型、存在的任何溶蚀的深度和类型常常可以都被确定。对在试验或工作中产生的断口的检测使我们可能根据力学或环境条件对造成断裂的主要原因进行分类，是否是疲劳的结果，还是由于应力腐蚀开裂、应力超过抗拉强度或是这些可能性的联合作用造成的。这个信息可以显示出设计不足、选择不合适的合金、质量低劣、加工性较差、误用或偶然的损伤都会产生过早的或不可预期的失效。
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) A5 O% m. b/ _1 F$ r) r, v9 D　　金相研究常常用于工艺控制、品质保证或工作或试验失效的调查。虽然在很多情况下，从其它试验或分析方法得到的数据，可以提供明确的结论，但必须提供光学金相信息。
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4 z8 c' b+ Z2 S' _$ B  l　　为了更完整的调查，需要其它检测方法以确定化学成分(整体和局部的)，健全性，区分相以及显微组织的亚结构特征或裂纹。这样的方法有光谱化学分析，电子探针，射线照像，透射和扫描电子显微镜(图16—1)以及x射线和电子衍射。从这些方法中都能得到相应的信息，达到完整诊断的结果。本章只讨论光学显微分析获得信息的方法和种类。
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8 e- {6 H  `3 Y/ O: C+ [' F+ z　　取样
　　
　　样品以及被检测面位向的选择要求正确判断和计划以保证揭示其特征并具有代表性并符合规则。在切割或腐蚀之前应该先仔细的用肉眼检查。切割面的选择受零件形状、推测或已知形状和位置的不连续性等影响。
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5 C$ I  y' U4 f$ t: f　　铸件的完整测定要求几个剥离剖面表现在厚度方面或非常接近金属铸模或不同部分逆断层方面(可以影响固化比的)或者是通过勘探x射线检验显示内部透露特征的部分。渗透剂的检查对于粉碎的细粒定位是很有用的。断口表面会被保护装置保护，预防腐蚀或混合作用。
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　　样品分离
　　
& H; \3 m% V/ O, R　　铸件的宏观或微观研究样品用锯或用磨料切割轮进行切割。弓锯或电锯刀片应该是锐利和润滑的，用润滑油将切割表面的变形深度降至最低程度。易碎的或小的样品可以使用镶金刚石的手锯。
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　　宏观检验
　　
　　宏观研究检验在不放大的情况下进行，虽然在一般的用法中，这个条件适用于放大率达到10倍直径的时候。断口表面检查在没有任何准备或腐蚀并且只有一点或几乎没有放大率时可以提供孔洞存在的证明；非金属夹杂物；大的、有小刻面的金属间化合物颗粒；颗粒尺寸；断裂类型的断口特征指示。
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0 j$ ]# J  |/ n7 G& q9 E( \3 l　　疲劳断口或产生应力腐蚀开裂的断口可以揭示出裂纹扩展的特征，这就可以确定裂纹的起点，及在某些情况下评估扩展的速率。疲劳裂纹的初始位置常常可以追踪到具体的预先存在的非连续性介质中，如非金属夹杂或孔洞；或可追踪到应力集中的表面特征，如冷疤、机加工的痕迹或缺口、不够大的半径或小刻痕，或由于偶然损伤造成的擦伤。这样的初步宏观检测对选择合理的截面及为进一步微观检测做样品剥离是很重要的。
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　　对适当准备并腐蚀的截面进行的宏观检测除了可揭示孔洞、夹杂和偏析的存在外，对揭示晶粒尺寸和形状也是很有用处的。
　　
　　机械预加工
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! w/ k+ b- `0 D( ]. G7 }+ o　　根据需要宏观检测样品的尺寸，更进一步还有机械方面被锯表面的准备。应该准备合适的刨床，可以进行手工操作或机械操作。对于小剖面，将被锯表面的粗糙表面和错动层清除掉，通过一条带状的或圆盘砂轮仔细地锉或磨样品。
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　　要锯开的表面需要进一步机械预加工，该表面应该是相当平的，这些机械加工可以用手工操作，也可以用机器加工。对于小剖面，锯开表面的粗糙部分及干扰层可以通过仔细锉去或将样品在一个带状或盘形的打磨器上研磨来去掉。
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7 `; {+ F1 h- y: ^8 x' z　　可能不需要更进一步表面的机械预加工，但根据观察细节的需要，通常最好是继续用较细的金相砂纸磨。这些可以用手工磨或装一台水平轮进行。在任何情况下，应该用润滑剂／冷却剂来减少在表面里埋藏的研磨颗粒。，通过一张粒度为400的砂纸得到的一个干净表面，在经过宏观腐蚀以后将可以提供良好的细节。
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' _, d: W6 n' R0 A& _& C, W  E　　由车床、铣床或牛头刨床用锐利工具切出来的机械表面对于粗形腐蚀和其它在宏观尺度上的检验来说效果是令人满意的。
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　　如果机械加工合适，对于热处理的铝铜合金或铝镁合金的晶粒结构在腐蚀之前是可以看见的，有时很清晰，不过通常是模糊的。裂纹或孔洞在腐蚀之前是明显的，但是初步轻度腐蚀对于避免任何由于受污或摩擦金属引起的桥连或闭锁是必须的。当用渗透剂检验来揭示孔洞的分布和尺寸时，可以推荐用初步的轻度苛性腐蚀。
　　
　　宏观检验用的腐蚀剂常常是有很强的苛性或酸性溶液，腐蚀的温度和时间必须仔细地控制以避免过腐蚀(表16—1)。一份溶解了10％氢氧化钠的水溶液使用的温度在60-70度时，是一份非常好的多种用途的粗形腐蚀试剂。当在这种苛性溶液中腐蚀时，时间范围为3一10分钟，清洗腐蚀可以用更长一点的时间。
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1 J& S  b+ h+ m0 T5 f5 d$ l% O4 h6 X　　对含铜的合金，在腐蚀剂的腐蚀过程中，在表面上会形成一层黑的涂层或残余物。因为这涂层罩住了组织，必须除去。在用水洗后要这么做：浸入或淹没在50％强HNO3溶液里，然后再用水清洗、吹干。特别对铝铜合金的晶粒的对比可以通过再次浸入腐蚀液几秒钟后腐蚀，然后用水洗净吹干。
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  k. J% |8 c, J　　对含硅量高于3％的合金，通过在腐蚀液中腐蚀显现出很少或根本没有晶粒的对比度。实际上，这些含硅量较高的合金通过宏观腐蚀很难揭示晶粒组织，但对氢氟酸或在混合酸腐蚀是很有用的，特别是对已经固溶处理过的铸件。Poulton试剂用于这个目的很合适。晶粒对比度可以通过在含10～30％CuCl2水浴液中另加几滴HF的腐蚀剂腐蚀来显现。腐蚀是通过连续的擦拭来去掉黑色的覆盖层并促使均匀腐蚀的。为了避免在酸或CuCl2溶液中不均匀腐蚀，预先在Na0H溶液中脱脂处理可能是很必要的。
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% W0 m9 z9 V5 t6 D9 `6 Z　　晶粒结构
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& {' f5 x! k- b- Q$ P* I* e: x7 ~9 t2 r　　铸造铝合金的晶粒结构，除了晶粒内部微观结构特征尺寸排列外，还紧密依靠在凝固过程中的凝固速率和瞬态热梯度。在一些高热梯度条件下，Ixx(99％铝)合金和相对稀释或固溶体合金像5xx(铝，镁)型成为柱状晶粒(图16-2)，但是大部分铸造产品是近似等轴的各向同性的晶粒结构(图16-3)。在砂型铸件中晶粒平均直径可以在0.25—5 mm(0.01—0.2in．)范围之内。这分别相当于ASTM宏观晶粒尺寸值M-14到M-5.5(ANSI／ASTM Ell2)。对于金属型或激冷组合模或“高级”铸件，这个范围可以是0.13—1.3mm(0.005—0.05in．)。除了凝固速率和温度梯度等因素影响外，平均晶粒直径还受截面厚度和模具材料所决定。晶粒尺寸会受到熔体、浇注温度的显著影响，并也受到晶粒细化添加剂的形核率及其使用的工艺过程的显著影响。压铸件的晶粒尺寸比砂型或金属型铸件的晶粒尺寸小得多。因而在压铸件生产过程中通常不需要晶粒细化处理。
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5 Z+ |, J% a1 S( O! k7 o+ `8 f　　晶粒细化有利于减少热裂，也可有助于补缩，并能增强强度和塑性。从质量控制的观点来看，宏观腐蚀剖面可用于检查晶粒细化的有效性，也用于为了质量控制及失效分析两个目的与铸造产品的其它金相组织特征相关的检查。
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　　微观检验
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3 A9 k4 n' u- c6 Q3 v4 f/ E　　用于微观检验的样品尺寸将会随用于检验的铸件的尺寸、形状和特征以及检验目的而变化。不使用大样品提高了达到合适磨光面的难度(虽然在罕见位置、在毁灭性的切割面是不允许的)，它甚至可能在一个没有错动样品的铸造部分表面产生一小块面积。
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　　近似13×13×7mm(1／2×1／2×1／4 in．)或稍微大一点的切割样品可以被简便、迅速地制备好。较小的样品、那些不规则形状的和那些用于铸模横截面研究、机械的、表面覆层的、腐蚀的样品，应该装在一个塑料装置。

# {3 P% ]; M) i7 b[ 本帖最后由 ynsh518 于 2008-3-4 09:27 编辑 ]

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　　金相学(二)
# l% e' h4 P0 ^$ a8 S　　镶样
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　　酚醛树脂或乙二烯苯二酸树脂、不透明的或有机玻璃(一种透明材料)通常被用于热塑模，在模腔中形成一个直径为25—37mm(1—1.5in.)的柱状固定件。压模是在266—284F(130℃一400℃)温度下，在一个金相镶样试块上加压不大于33Mpa(4.8Ksi)的压力进行的。截面太大而不能压制成型的，则可装在一种冷行材料中进行压制，如环氧树脂。
　　
+ `! I7 `5 o+ e* }  i　　机械预加工
　　
　　磨光和抛光可以从样品表面移去变形或受影响的金属以达到所要切割的平面，提供一个干净光滑和平整的表面。试样可以是镶样的也可以不镶，为锉屑抛光做好准备，紧接着在一系列磨粒粒度逐渐细的砂纸上手工磨，每一阶段试样的方向旋转90。。另外，研磨可以在带状或旋转的湿式研磨机上进行。
　　
4 j4 X2 y5 E8 h. U( `　　在两个连续阶段之间，样品应该清洗，预防粗磨料颗粒被带入下一个细磨阶段，所有先前纸产生的划痕应该在进入下一张纸之前去除掉。各种磨料都能用，一系列典型防水硅碳化物砂纸，砂粒粒度为240，320或400，随后是600的，金相纸为0或更细的，2／0或3／0。
　　
9 t* H$ t& @3 w* L3 U, m　　过渡或粗抛阶段一般用一块布盖在旋转轮上。通常在尼龙布上或在一种短绒毛布盘上使用一种6um金刚石研磨膏，使用煤油或丙稀作润滑剂。接着清洗，然后下一步再用1µm的金刚石磨膏，并用煤油或丙稀作润滑剂。
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' {" G) z0 L' c- v1 F# ?0 b& Q) r　　最后的抛光可用在一块短绒毛圆布洒入一种0．05tma氧化铝的水悬浮液。换个办法，可以用一种重级的镁氧化物粉研磨膏，在这种情况下，再用研磨膏及重压下研磨后接着减小压力和速度，并添加去离子或蒸馏水来稀释研磨膏。用自来水漂洗，用湿棉花擦干净，然后在热空气下烘干，则完成最后一步，准备检验并进一步腐蚀。
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　　在抛光条件下微观检查试样来确定不存在引起错觉得假相，如埋人金属的磨料颗粒，或由于没能去掉所有的在早期研磨阶段产生的划痕而产生的小坑。而孔洞、夹杂或偏析在抛光态应该很清晰。
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　　为了避免错误的解释，中间的抛光操作必须以足够的压力和时间进行来使孔洞露出，这些孔洞如果没有打开，可以显现为毛刺或氧化膜。可以用一个简单的测试来确定这些线性的或不规则的特征的本质，这些特征常常会被误解。测试是这样的：在显微镜下观察操作时用一个针状物去压金属的周围。如果孔洞上一层在针压下塌落，这个间断点就不是浮渣薄膜。
　　
　　腐蚀
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( z6 o2 D/ n5 F1 E7 H! g& h　　用于微观研究的腐蚀溶液是非常稀的，比用于粗形腐蚀的化学腐蚀性要小很多。样品的腐蚀是用一个浸满腐蚀溶液的棉球擦或者浸入腐蚀溶液，去除金属由于抛光产生的最后划痕，清晰地显露出详细的微观组织。
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　　氢氟酸腐蚀剂是最常用的腐蚀剂，而当使用其它溶液时，这些溶液可在使用HF腐蚀后再用而不需要再次抛光。Keller’s腐蚀一直是浸入的，这可以提供相当多的关于合金的信息，这些合金为包含铜的2XX类和那些用于铝锌7xx类的。在表16—2中显示的时间是一般的准则，可以得到各式各样的微观结构外表的信息。
　　
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　　一般特征
　　
( c( S. M6 e( D; i" k- _' b# f　　大多数的工业的铝铸造合金是亚共晶的。虽然在那些基于AL-Si系统的合金，有一些基本上是100％共晶成分，而其他是过共晶的。这些术语从作为成分和温度的函数的平衡成分的关系中衍生出来的。
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* o  p' q" {% n. @; r5 _　　例如，我们考虑一下A1-Si系合金，这是铝合金系中最简单的一种，因为在这种三元合金中，不会形成中间相，且不用考虑两种元素的比例，不会出现多于两相。一相是铝，在铝固溶体中最多可含1.65％的硅，而另一相是硅，硅基本上是纯的(99.93％Si)，在其中铝的最大溶解度只有0.07％。
　　
1 b7 Z+ X& U7 K　　在大约87.4％铝、12.6％的硅处产生共晶相或是产生两相混合物的熔体的最低温度(见图16_4)。含硅量少于12.6％的二元合金为亚共晶(图16—5)，而含硅量较高的为过共晶(图16—6)。
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　　在工业用合金中，那些被认为基本上是共晶成分的包含339.0(图16—7)，413.0，A413.0，383.0，384.0和B384.0(1旷13％硅)。亚共晶工业用合金的例子有319.0(图16-8)，333.0，336.0，355.0，356.0和A356.0。过共晶成分是指那些含硅量多于13％的合金，有390.0，A390.0，B390.0(图16-9)，392.0和393.0。
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　　如319．0，带有一种枝晶图案(图16-10)，在枝晶中细长的清晰的区域是初生相，即铝固溶体。这些铝固溶体被一个网格包围着，网格由铝固溶体和硅粒子组成。术语初生相是指这个事实：随金属从熔化的液态冷却，这些相是首先凝固的。
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　　在亚共晶合金硅含量的范围中，初生铝固溶体的体积和面积分数会减少，而枝晶间共晶的体积和面积分数会增加，直到硅含量约为12.0％，合金为共晶成分，其特点是显微组织是细小的硅粒子均匀分布于铝固溶体基体上。这种二元合金在一个固定温度凝固1071℉(577℃)(和熔化)，并且没有初生相。
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　　硅作为初生相被共晶组织包围着，工业用过共晶铝合金的显微组织的代表与含硅18％合金的显微组织相一致。
　　不考虑合金系，亚共晶合金有一种初生铝固溶体的枝晶结构。共晶是一种分离型的，由在铝固溶体内离散的第二相颗粒组成，这些铝固溶体和初生相间是连续的。第二相颗粒可能是二元的、三元的或多元金属间化合物或是基本成分。对于后者，硅是最重要的，而元素sn在某些合金中以球状形式出现(图16-11)，用于轴承等。
　　
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　　铸态下的初生铝固溶体成分并不均匀，从枝晶的心部到分枝或臂固溶度增加，这种状态称为晶内偏析。
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2 G4 t% s3 R3 s, \( K　　晶内偏析虽然一直存在，但金相上可能是不明显的，因为在固溶体中Mg或Si成分的不同而产生的腐蚀效果区别很少或基本没有。然而，对含超过约1％铜的，合金或对含zn的合金，用Keller’s腐蚀剂会从初生相枝晶的心部到分枝产生颜色的变化，可以揭示晶内偏析组织。(图16—12)。

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　　金相学(三)
' q5 z! \6 ^; U' H; w6 {　　某些溶质在凝固时溶解在固溶体中，而在凝固后冷却过程中可能会沉淀出来，这种固态沉淀通常发生在含有溶质浓度最高的初生枝晶的部分，即枝晶的分枝区域和共晶组织上，虽然这些沉淀l物主要为亚微观尺寸的，但它的存在也会改变腐蚀效果。即使没有发生沉淀，通过腐蚀也可揭示晶内偏析的证据。(图16-13)
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　　第二相组元
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　　显微组织特征对于铝合金主要依赖于合金的成分，及对可热处理合金来说，依赖于热处理状态。所有工业用合金(包括在表16-3中列出的合金)都有一些第二相组元颗粒。即使那些合金中的添加元素大部分在固固溶体中的合金中也包含由杂质元素形成相，其中最突出的是铁。
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$ T6 ^- l% E( J　　由于许多合金的多组元成分和凝固的亚稳条件，显微组织通常都比一个简单平衡相图所指出的更复杂而且包含更多的相。(图16-14，16-15，16-16)。
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2 \" f$ P3 }# H　　在某些情况下，第二相组元拉子的形态是很有特点的，但它们会受到凝固速率和热处理影响的。缓慢凝固组织可容易地通过特征形状、颜色或腐蚀结果来区别，而对快速凝固材料鉴别可能更困难。表16-4中给了相识别的指导资料。
　　
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( W9 {0 k+ I- x5 n　　合金类型鉴定
　　
$ ?2 `2 B) w) x　　合金类型常常通过第二相组元存在的本性和数量及铝基体的腐蚀特征来确定。随合金元素的量增加超过固溶度，有特色的组元的体积(或面积)分数也会增加，如在某些合金中会产生si、Al2Cu或Al8Mg5。
　　
　　在可比条件下，通过与可知成分铸件样品的比较，就可以鉴别合金类型。杂质元素含量异常高或非同寻常的元素，如Fe，对有经验的金相学家来说常常可明显看出的。这些观察并不是高度定量的，一定只当作估评，需要通过化学或光谱化学方法进行定量分析来确认。
　　
　　凝固速率的影响
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　　金属凝固速率可由显微组织的几种特征反映出来。随凝固速率的增加，枝晶单元的尺寸(枝晶臂或分枝的横截面)和它们的间距减小，第二相粒子的尺寸也会减小。随凝固速率从砂型到金属型及到压铸逐步增加，初生枝晶单元的尺寸和间距都会减小，且Si粒子也会变得更细。在Al-5％Si-1.30％Cu-0.5％Mg合金中观察到同样的影响(355.0)。
　　
& c. \. a6 E; R& o* \" ]9 g! a" w% O8 \　　晶粒尺寸也趋向于随凝固速率增加而减小，但单独一个晶粒尺寸并不是一个凝固速率的可靠的判据，因为晶粒尺寸除受熔化和浇注温度的影响外，也受形核剂和晶粒细化添加剂的使用的强烈影响。
　　
　　平均二次枝晶臂间距的大小和凝固速率之间已建立了对应关系，表示为指数形式：
　　λ=KR-n
& h  S! |: G8 U1 l/ ]" U. ]5 r0 o　　式中：λ=平均二次枝晶臂间距，µm
　　R=凝固时间，s
) ?, q0 ?) y6 E　　K=常数(可能会随温度梯度变化)
- H% ^/ r* J. u' X+ c9 X' x/ I# ?5 t　　n=指数(0.3到0.4)
　　
8 m: W! ~# {" f$ ^) ]- g" ~　　通常认为上述关系与合金成分无关，所以，可用于通过测量平均间距来估计凝固速率。当关于铸造工艺类型的资料没有提供时，可用这样的计算来对铸造工艺类型作一个判断。
　　
　　凝固速率除了会影响组元粒子的尺寸和间距外，还可能影响组元粒子的形状，而且它还可能改变在显微组织中产生的某些相。后一种影响的一个例子是443.0合金中的含铁的相。增加冷却速率的影响可通过从砂型铸造(图16-17a)到金属型铸造(图16-17b)再到压铸(图16-17c)工艺的顺序来说明。含铁相在从砂型铸造显微组织中针状的A15FeSi相转变为金属型铸造合金中的呈特有的菊花瓣的Al15(Mn，Fe)3Si2相。
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# g7 T7 [/ s" m2 x* C　　涉及Al15(Mn，Fe)3Si2相形态的一个附加因素是冷却速度。在含锰量足够高的合金中，针状Al15(Mn，Fe)3Si2相的形成就被抑制了，提高冷取速度的作用是使Al15(Mn，Fe)3Si2相从很低的冷却速率下的块状转变为较高冷速下的中文手写体状。
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　　Al15(Mn，Fe)3Si2相通常是不希望有的，因为它会降低塑性，断口显示了由于与基体的非共格及由于板状颗粒产生的解理面，及在凝固过程的后期颗粒妨碍补缩(某些情况下)而导致产生缩孔。通常采用添加Mn、Co或Al来将含铁相转化为更合乎要求的形式。

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　　金相学(四)
& E* y6 y1 ]+ f　　简单的铸造显微组织
　　
　　从合金的光学显微组织的观点来看，最简单的合金是那些基本上由铸态条件下的固溶体并只带有小量的由杂质元素形成的第二相组元颗粒组成的。
　　
　　适于这个描述的工业合金只有514.0、513.0和710.0合金。虽然其它的含锰量为7％或更少得5xx合金，如535.0(图16-18)和其它的7xx合金，713.0(图16-19)只含有中等量的添加剂——通常少于1％的元素，如硅、锰或铬——这些元素会引发生成另外的第二相组元颗粒。
　　
6 g* \5 r0 i+ P3 o0 {! u　　含锰量不超过7％的5XX合金不进行热处理。它们依赖于固溶来增强，而并不呈现出显著的自然时效效果。Al—Zn7xx合金凝固，随所有的固溶元素(Mg、Zn和Cu)基本上溶入固溶体中，会在浇注后再通过在室温自然时效数同后产生的强度基础上产生额外的强度。
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- A6 d. R$ u$ l　　热处理
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& k5 i" q8 h" E0 i　　应用于铸造材料的热处理会产生显微组织的变化，在许多情况下，可通过这些变化确定处理的类型及某些处理的条件是常态还是极端的，并确定温度或时间的范围。固溶处理产生的组织变化通常是有特色的。
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　　那些由于应用于铸态材料(T5热处理)或固溶处理后(T6或T7型热处理)材料所产生的组织变化是亚微观结构的变化，但在某些情况下可通过腐蚀反应的变化或晶界上析出物的影响来检测到。这些变化都归因于合金元素的固溶、析出反应，也表明了固溶体与温度的依赖关系，并导致力学性能随热处理而变化。
　　
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　　固溶热处理
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  k5 x0 W. A+ o/ b. n$ Y6 x( f　　固溶热处理和淬火都是趋向于尽可能多地将可溶合金元素溶入固溶体中并保持在那种状态。当然，根据理论固溶元素或在固溶温度的合金元素的平衡固溶度，这是有限的。某些合金有很少或没有超量的这种元素，而其它合金含量可远远超过其最大固溶度，虽然理论可以广泛应用，但具体相对于合金的类型和成分而变化。
　　
　　最简单的情况并能展示出最明显的固溶处理产生的显微组织变化的情况是基于二元系并且溶质元素浓度很少或根本没有超过平衡固溶度的合金。这种情况的一个好的例子就是A1—10％Mg合金520.0，固溶处理并淬火后l进行T4回火，吸收了几乎所有的Al8Mg5组元，这些组元是在凝固成固溶体的过程中形成的。(图16-20a)
　　
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6 f9 d, P* E/ T, C( v　　F状态下(铸态)，组织的相当大的面积分数是组元Al8Mg5，这些组元形成一个相对连续的枝晶间和晶界上的网络。因为相对连续及这种组元较脆的特性(图16—20b)，合金520.0-F是脆性的，热处理前的铸件可能开裂或甚至落到地上都可能粉碎。
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3 b* Z8 O8 n5 ~) K! t$ P　　固溶处理溶解了大部分成分Al8Mg5组元并且破坏了网格，使Al固溶体相成为连续的相。对于这种结构，材料将具有较高的强度、塑性和断裂韧性。杂质元素(铁和硅)形成一种相(A13Fe)。该相具有非常低的固溶度，固溶处理后保持相对不变。
4 r, a& D4 g8 `6 e: ^9 B　　
　　另一种这种类型的合金是合金295．0，成分为Al4.5％Cu-1％Si该合金中大部分溶质在常规固溶温度下是可溶的。随Cu溶人固溶体中，在凝固过程中形成的A12Cu相在固溶处理过程中差不多消失了(图16-21a)。在F状态(铸态)下由Kellers腐蚀剂揭示的枝晶偏析也被清除了，则表现为在固溶处理用这种腐蚀剂腐蚀后晶粒的对比度不明显了。(图16-21b)
　　
1 G, k- T  {, D　　晶粒之间的对比度是由于在腐蚀出的极细微的表面组织中倾角不同造成的，对于检验的平面，晶粒有不同的方向。另外，对含Cu合金，这些影响对可通  过由混合酸性腐蚀剂，如Keller腐蚀剂产生的腐蚀反应形成的膜产生的着色而增强。
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　　由杂质(这种情况是指硅和铁)形成的显微组织的组元是一种三元金属问化合物相，即Al5(Mn,Fe)3Si2，合金中硅含量介于固溶体和该相之间。该相的量和它的特征菊花瓣形状通过常规固溶处理是不变的。
　　
　　错误的固溶处理可能是由于工艺控制不充分或偶然因素。不充分的固溶是由于温度低于标准温度范围或时间不够。例如，部分的A12cu可能没有溶解(图16-22)。将样品置于不仅超过固溶处理的规定温度范围而且也超过合金的最低熔化温度的温度下会导致过    热，这可通过菊花状共晶体或在晶界的共晶体的形成来证实。(图16—23)
　　
! R. Y. P" J9 I6 u/ M　　另外，在热处理过程中的这种异常高的温度可能引起通常是不溶的且处于菊花状的Al15(Mn,Fe)3Si2相凝聚成较大的、甚至更大的颗粒。显示出这些特征的显微组织是给金相学家提供导致过热的线索。这会降低延性，甚至更严重的情况下会降低强度。这也是证明在多数热处理铸件的规范下过热是报废原因的证据。
3 b7 w9 Y, a  f& R) A　　
　　应用最广泛得铸造合金通常含有不完全溶解的合金元素硅或铜，其含量都相当大地超过其固溶度。除了某些2xx型合金和所有的含si的压铸合金外(这些合金通常不进行固溶处理)，A1-Si(4XX)，A1-Si-Mg和A1-Si-Cu-Mg(3xx)合金也是这样的。对于进行固溶处理的合金，如220.0、319.0、333.0、354.0、355.0、C355.0、356.0、A356.0、357.0、A357.0和359.0合金，固溶处理可能并不能溶解掉所有的Si、A12Cu或Mg2Si组元颗粒，而可能显著地改变它们的大小和形状。图16-24到16-26对合金242.0 355.0和356.0举例说明了这点。
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1 ?3 Y) O. }2 M  p8 P5 s& t　　F回火(铸态)显微组织通过变质细化后，由被A1-Si共晶包围着的初生A1固溶体枝晶组成，在A1-Si共晶体中Si颗粒非常细小，在这个Si含量下固溶体和共晶的相对体积(和截面上的面积)大致相等。在这个成分下可能形成的Mg2Si的重量百分数大约为0.5％(Mg2Si=1.6×Mg)。理论上是通过随后的沉淀热处理来通过Mg2Si提高强度。析出MgzSi相的大部分的Mg和足够的Si在F状态下存在于固溶体中，Mg2Si在显微组织中很少或没有显现出来。
　　
　　强度和硬度的增加可进一步证明Mg和Si处在固溶体中，增加强度和硬度可通过将F回火材料沉淀热处理成T51回火材料来获得。在A356.0合金可形成少量针状或叶状难溶A15FeSi颗粒(图16-27a)。在A356.0合金中可能出现的量较大，因为合金允许含铁量较高(图16-27b)。
　　
　　固溶处理可增加固溶体中溶质的浓度而消除偏析，在这类合金中在显微组织上偏析并不明显。增加的固溶体浓度和均匀化都可能在随后沉淀处理到T6或T6l回火状态使强度额外增加。固溶处理后显微组织变化的唯一证据就是共晶体尺寸增大和共晶体中Si颗粒的形状更圆了(图16-28)，这称为球化。
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　　细的硅颗粒选择性地溶解，而较大的硅颗粒粗化并长大。不充分的固溶处理可通过中等尺寸分布的、形状没有怎么改变、棱角更尖的并带有小刻面的si粒子来证实。过热会导致Si颗粒的聚集长大而且晶问共晶熔化(图16-29)。
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6 p& p( y6 ^1 o　　在合金Al-5％Si-1.3％Cu-0.5％Mg，即合金C355.0中也可观察到类似的效果，因为高的Mg含量和Cu含量，在这种合金的F回火(铸态)状态下可能含有少量的Mg2Si和A12Cu，而且用Keller’s腐蚀剂腐蚀后偏析很明显。而较高的Fe含量，这在在355.0合金中是允许的，A15FeSi组元的尺寸和龟量都会增加。
　　
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　　金相学(五)
3 ^. U7 b1 u9 Y  d! y# F" S9 `& @# n　　脱溶处理
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　　对力学性能有影响的析出颗粒来自于脱溶处理(直接铸造后和固溶处理后得到)。这些粒子对于光学显微镜来说，是亚显微尺寸而只能由电子显微镜分辨。所以，对于许多合金，脱溶处理之前和之后的光学显微组织是不可能区分的。
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" P' u* }( d0 K9 _　　对于含铜合金，脱溶处理由于Keller‘s腐蚀后颗粒对比下降，而经过，17的较高温度处理的稳定化的析出颗粒可能是可以检测的。这些影响是定性的，不能作出关于析出程度是否足够的判据。
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& [. c. p/ x6 S: v　　A1-Si合金的变质
　　
% @0 S( {! e5 `# C4 _( e　　含硅量从约5％到共晶成分(12.6％Si)的A1-Si合金，通常使用金属添加剂或通过含钠或锶的碱性稀土的盐溶剂来处理，调整Al—Si共晶中的Si颗粒，称之为“变质”，显微组织为“变质组织”(图16-30和16-31)。需要更多的资料请参见第3章，熔融铝合金的化学和物理特征。
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+ M* F" A1 b* d8 [: n　　变质除了可通过促进铸件的补缩性能而增强完整性外，还通过显微组织的细化而增强力学性能。这些益处对铸件或以相对较慢冷却速率凝固的部分铸件最为显著，因为以非常快的速度凝固而没有通过化学添加剂变质对组织和完整l生也会产生虽不完全一样但也是类似的影响(图16—32)。
　　
　　对于在生产铸造合金锭及在铸造生产过程中实际应用，经常会使用金相检验或断口分析作为质量控制工序的一部分，来确定是否进行合适的变质。
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: e4 P* I8 O$ _7 ~' T3 i8 o. u( o　　过共晶A1-Si合金中初生硅的细化
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" P# x4 v: r1 }% A4 \* h5 o　　在过共晶A1-Si合金中，如390.0，A390.0，392.0或393.0合金中，用含少量磷的添加剂处理熔体，可产生显著的显微组织的变化(详见第3章)。这种处理细化了初生硅颗粒(图16-33和16-34)，降低了Si的偏析并改进加工性能。
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) P1 x1 y" C* q; G+ K8 y3 l5 C/ [$ v　　其他的A1-Si-Mg和A1-Si-Cu-Mg合金
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4 q& i  V( \8 ^　　可利用砂型、金属型、复合型生产的一些其它成分的3XX系合金，及优质铸件含硅量从中等到上文所述的量，在标准含Cu和／或Mg量和允许杂质含量方面存在一些不同。这些合金的基本的显微组织和前文所述很类似，虽然在某些情况下会形成另外的且更复杂的相。图16-35和16-36显示了合金308.0-F和512.0-F。
　　
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　　压铸
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　　对制作压铸件应用最广泛的合金是3xx Al-Si-Mg、Mg．Al-Si-Cu类合金和4XX A1-Si类合金，这些合金都有类似于应用于其它铸造工艺的类似成分合金的基本的组成和结构。
　　
　　因为压铸件通常有较快的凝固速度，显微组织更细小，而较小尺寸的第二相组元颗粒通常会增加在相间区分及识别相的难度(图16-37)。同样因为合金通常含较高的铁，铁有利减小粘模性，也因为其它金属夹杂物的量的增加，由这些元素形成的相的量和复杂性也常常会增加(图16-38)。
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5 U6 U$ R# R3 ^$ z5 f　　除了Al-Mg合金515.0(图16-39)和518.0，这两种合金含有基本的固溶体组织并常有中等量的第二相组元，压铸合金都含5％或更多的Si。量为3％或更多的压铸合金，有亚共晶到过共晶结构。在易溶质成分中，结构是细致的、相对一致的(即使形状表面不一样)，硅颗粒的尺寸和间距都会出现。
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/ N2 C# A3 v1 @5 `: C. z　　不连续性
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　　在铝合金铸件中可能会碰到各种类型和大小的不连续性，这些不连续性对产生功能损伤的潜力大小的严重性有所不同。可以分类并通过金相检验来识别可能的原因或源头。
　　
　　
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/ E* H. S" ?3 E　　孔洞和孔隙可能是由于空气截留(图16-40)(可能经常发生于压铸)、在固化过程中气体(氢气)放出或收缩而造成的。由捕获空气而得到的孔洞常常被隔离、分立，并且趋于大约的球形。
　　
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. ^" p3 T* U& h& h& b　　当气孔出现的量比较大时也可能是球形的，但通常是更细小且量更大，通常分布于铸件中。它经常假装成枝晶问的形状，因为它是在合金开始凝固后形成的。因此，它与疏松中的气体区别起来是有点困难的(图16-41)，疏松常常呈现枝晶间形状。[注：疏松只在孤立的共晶体中产生，而不在枝晶中。它是圆的，就如lxx合金。]
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　　在两种形式之间最好的辨别依据是他们的分布，对于气孔的这种分布趋于全面(图16-42)，而疏松集中分布于补缩不充分的区域(图1643)。对于确定孔洞的类型，x射线检查可能比进一步金相分析更有效，因为x射线检查可提供有关分布更直接、更完整的信息。
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　　夹杂物可能呈现为粗大的、不连续的颗粒，不规则薄层或非金属材料薄片束。颗粒性的夹杂物经常比合金硬，而且在抛光的金相试样上是肉眼可见的，因为这些夹杂物很明显呈现出来，并在抛光时产生拖痕。透明或半透明的非金属在垂直光线下显出黑色。
　　
! s* c7 U6 l' L' x2 d$ X0 C. _　　当在斜的光线下时，一些材料之间可以通过颜色或透明度的不同而加以区别。举个例子，A14C在自然条件下为黄褐色，与黑褐色的尖晶石(Mg3Al2O4)或黑色的金刚砂(A12O3)成对比。
　　
　　在铸造期间和热处理之前会遇到裂纹，经常是热裂型。这些是枝晶问的或晶间的，并且有时局部填满了共晶体。在固溶处理或淬火期间由于机械损坏或不正常条件也会产生裂纹。   
　　
, H- w' R* L/ K3 _) ~　　在这些条件下产生的裂纹会显出相似的热裂纹，但是他们一般都不能证明是共晶体再填充，除非铸件过热。在裂纹一边的特征也趋于配合那些在另外一边的。不连续性，就如缺肉或冷闭，一般都不要求为鉴定进行金相检验。
　　
: o0 [/ x( J" c+ _+ t1 U; [2 d　　在由于现存的比正常合金成分浓度更高的金相样品中可以查出分离。这可能与热裂纹、收缩、孔洞或液化有关。
　　
/ P, u6 R$ t0 y+ s0 D: F　　表面涂层
　　
　　可能应用于铸件表面涂层——如电解氧化物涂层、电镀涂层或涂料——通过在塑料上增加一个交叉切面来检查。厚度的测量可以直接从可见显微镜中读数或通过涂层的投影，并且测量放大映像。
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　　电解氧化物(阳极氧化)涂层(图16-44)在暗场下是半透明的，它的特点在于合金成分突出到涂层中，因此成分也形成小的涂层，或它的形成速度低于铝合金基体的形成速度。
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& r$ O3 s3 S2 {: j7 b/ {/ M+ S　　电解沉积金属涂层的特点在于金属性的外观，经常呈现为垂直于平面的柱状组织(图16—45)。特征颜色的不同可用于识别电镀系统产生的镀层。涂料涂层在暗场照明下显现出无光泽的，彩色的和薄片状形态。
　　
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& p2 b! K" s6 K! K　　
: Y( |, `3 b' |# |0 b! e　　与工作有关影响
　　
: }, b: _5 k: q6 r5 Q- Y　　腐蚀
, Q% e3 a2 r! k5 u% ]( ?% Q　　
　　对于大多数处于正常工作寿命内的铝合金铸件，腐蚀不是一个重要因素，由于截面厚度足够厚，腐蚀深度不足以引起结构失效或穿透铸件。当然，腐蚀可能在外观上引起不希望有的改变，是对在外观和功能因素都需要最强的抵抗力的应用场合选用合金时应考虑的一个因素。
  I# _" \& m! G$ U5 S1 O  g　　
0 _# j! l% l) O! t; a/ E: P2 f　　腐蚀可以是不同类型的，这在与显微组织特征的关系方面有所区别。点蚀呈现出直接与显微组织相关的很少的腐蚀部位和腐蚀速率的区别，并导致产生简单的、相对较光滑的孔洞。局部晶间腐蚀可能是由于Al固溶体枝晶的择优腐蚀或在晶粒内在合金组元和基体之间的电化学腐蚀引起的。晶间腐蚀理论上是沿晶界进行，而且如果进一步发展，可能形成一个腐蚀网格，包围整个晶粒。
　　
* C3 A: x5 @3 |$ I) S　　晶间腐蚀和应力腐蚀开裂不经常遇到，经常只限于热处理的、高强2xx合金，不合理热处理的520.0-T4和7xx系列合金。利用良好的工艺、良好的设计和对环境条件和应力的仔细考虑，可以避免应力腐蚀开裂。在这些敏感合金中，优先产生晶间断裂，可以避免应力腐蚀开裂。在这些敏感合金中，优先产生晶间断裂。然而，当涉及到产生持续高的拉伸应力条件时，产生应力腐蚀开裂的敏感性可能增加。
+ W3 l9 _0 c0 W　　
/ A4 n/ v9 c; Y9 N: R4 k. u　　过载
. t- Y1 R# J4 n0 z7 F  }　　
　　铸件有时是欠安全的设计，或合金的强度／选择的热处理状态不充分。这在发展阶段或工作早期很有可能变得很明显，并需要调整。这种条件或工作中异常高载荷的出现都可能导致拉伸或弯曲失效。
3 f# s! `, B4 I　　
, O9 P" U  p8 _9 r' j" [　　过载和超强度产生的断裂并没有展示出优先的显微组织路径，是随机的或无规律的，可能部分穿过铝合金基体，同时部分沿枝晶网络和晶界断裂。
　　
5 A  {9 p, S4 }3 [　　疲劳
& Z* j$ U, @; ^* w6 f/ n! Z　　
  r. L7 i$ H3 O( N　　疲劳断裂通过显示出和过载导致的断裂不同的断口形貌和金相组织特征，断口表面可提供渐进扩展的证据。通常起源于一个辨认得出的源点或一个内涵不连续点。早期部分可能是光滑的或由相对表面的运动产生的小刻面，并显示出特征的海滩的痕迹或以源点为中心的贝纹线。
: E6 {- e0 v+ O- A0 q/ _　　
　

ynsh518

　在金相切面上，分支的或次生裂缝的特征常常可以提供很多信息，因为通过相对移动磨损，他们是没被损坏的外表形状。裂隙的路径是跟随着某些结晶学平面，随振动的平行表面提供了振动的或闪电式迅速的显现。　　
( c4 b! i& F, _" @. Z　　铝铸造合金典型显微组织
　　
　　一般铝铸造合金的典型显微相片在图16一l至图16-39中以图的形式显示了出来。在工业铸造温度时这些合金是标称的成分。显微照片指出了主要成分，列在表16-3中。
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/ P' t1 d+ J1 O' K7 g" i5 Y% z0 m9 o　　大部分的显微相片都是在放大倍数为250X时拍得的，不仅可以看到一般的显微组织(包括尺寸，分布，所含成分的数量和铝固态溶液树枝石的尺寸)也可以鉴别成分。实际上，其他的放大倍数也可以用范围从一般研究的100X到成分鉴定的500X。
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　　这些显微相片的研究使那些不熟悉铝铸造合金结构的金相学家能够通过相同显微照片样品成分类型和数量的比较确定一种合金样品的成分是否大概正确。因此，举个例子，现存的针状的β(Al-Fe-Si)比那些在显微照片中的443.0合金要大得多(图16—17)。这可以表明含了过多的铁。