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Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.： [方法1]

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.容： 镀 层品质不良的发生多半为电镀条件,电镀设备或电镀药水的异常,及人为疏忽所致.通常在现场发生不良时比较容易找出原因克服,但电镀后经过一段时间 才发生不良就比较棘手.然而日后与环境中的酸气,氧气,水分等接触,加速氧化腐蚀作用也是必须注意的.以下本章将对电镀不良的发生原因及改善的对策加以探 讨说明. 1.表面粗糙:指不平整,不光亮的表面,通常成粗白状

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.容： (1)可能发生的原因: (2)改善对策: 1.传动速度不稳定。 1.检查传动系统，校正产速。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.容： （3）焊锡能力实验范例。 1.目的：

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.容： 1.针孔 针孔大多是气体(一般是氢气)在镀件表面上停留而造成的。针孔属于麻点，但针孔不同于麻点，它像流星一样，往往带有向上的“尾巴"，而麻点仅仅是镀层上微小的凹坑，一般是没有向上的“尾巴"。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.： 可能原因如下： 镀铜槽本身的问题

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.： 铜及铜合金表面处理方法

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.電鍍的基本裝置是一電化學電池由陰極、陽極、電源供應器、電鍍液所組成。

1) 陰極－放置基板或欲電鍍物，隨工件之種類可區分為：

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.　 钒在钢铁工业中主要用作合金添加剂。全球大约85%的钒用于钢铁工业。美国碳素钢和高强度低合金 钢是钢铁工业中钒用量最大的钢种，占钢铁工业钒用量的60%以上，其次是高合金钢。尽管碳素钢钒消耗在九十年代初经济衰退期间有所下降，但自那以后，用量 逐步增加。与此相反，HLSA钢钒用量逐年下降。高合金钢和工具钢钒用量自92年反弹以后，也逐渐下降。 　 　钒在钢中所起的作用主要是细化钢的组织和晶粒。提高晶粒粗化温度，从而降低钢的过热敏感性，提高钢的 强度和韧性。在高温时把钒溶入奥氏体时能增加钢的淬透性。此外，钒能增加淬火钢的回火稳定性，并产生二次硬化效应。钒作为强的碳化物形成元素和沉淀硬化 剂，在高温下有较强的强度和抗冲击、耐腐蚀和可焊性。 碳素钢
　　碳素钢是钢铁工业中产量最大的钢种。它广泛应用于建筑、机械、汽车、造船和铁路等工业部门。尽管目前碳素钢的许多应用受到HSLA钢和不锈钢的挑战，但对碳素钢的需求仍然很大。

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet. 纵向裂纹
裂 纹呈轴向，形状细而长。当模具完全淬透即无心淬火时，心部转变为比容最大的淬火马氏体,产生切向拉应力，模具钢的含碳量愈高，产生的切向拉应力愈大，当拉 应力大于该钢强度极限时导致纵向裂纹形成。以下因素又加剧了纵向裂纹的产生：(1)钢中含有较多S、P、***、Bi、Pb、Sn、As等低熔点有害杂 质，钢锭轧制时沿轧制方向呈纵向严重偏析分布，易产生应力集中形成纵向淬火裂纹，或原材料轧制后快冷形成的纵向裂纹未加工掉保留在产品中导致最终淬火裂纹 扩大形成纵向裂纹；(2)模具尺寸在钢的淬裂敏感尺寸范围内(碳工具钢淬裂危险尺寸为8-15mm，中低合金钢危险尺寸为25-40mm)或选择的淬火冷 却介质大大超过该钢的临界淬火冷却速度时均易形成纵向裂纹。
预防措施：(1)严格原材料入库检查，对有害杂质含量超标钢材不投产；(2) 尽量选用真空冶炼，炉外精炼或电渣重熔模具钢材；(3)改进热处理工艺，采用真空加热、保护气氛加热和充分脱氧盐浴炉加热及分级淬火、等温淬火；(4)变 无心淬火为有心淬火即不完全淬透，获得强韧性高的下贝氏体组织等措施，大幅度降低拉应力，能有效避免模具纵向开裂和淬火畸变。
横向裂纹
裂 纹特征是垂直于轴向。未淬透模具，在淬硬区与未淬硬区过渡部分存在大的拉应力峰值，大型模具快速冷却时易形成大的拉应力峰值，因形成的轴向应力大于切向应 力，导致产生横向裂纹。锻造模块中S、P．***，Bi，Pb，Sn，As等低熔点有害杂质的横向偏析或模块存在横向显微裂纹，淬火后经扩展形成横向裂 纹。
预防措施：(1)模块应合理锻造，原材料长度与直径之比即锻造比最好选在2—3之间，锻造采用双十字形变向锻造，经五镦五拔多火锻 造，使钢中碳化物和杂质呈细、小，匀分布于钢基体，锻造纤维组织围绕型腔无定向分布，大幅度提高模块横向力学性能，减少和消除应力源；(2)选择理想的冷 却速度和冷却介质：在钢的Ms点以上快冷，大于该钢临界淬火冷却速度，钢中过冷奥氏体产生的应力为热应力，表层为压应力，内层为张应力，相互抵消，有效防 止热应力裂纹形成，在钢的Ms—Mf之间缓冷，大幅度降低形成淬火马氏体时的组织应力。当钢中热应力与相应应力总和为正(张应力)时，则易淬裂，为负时， 则不易淬裂。充分利用热应力，降低相变应力，控制应力总和为负，能有效避免横向淬火裂纹发生。CL-1有机淬火介质是较理想淬火剂，同时可减少和避免淬火 模具畸变，还可控制硬化层合理分布。调正CL-1淬火剂不同浓度配比，可得到不同冷却速度，获得所需硬化层分布，满足不同模具钢需求。
弧状裂纹
常 发生在模具棱角角、缺口、孔穴、凹模接线飞边等形状突变处。这是因为，淬火时棱角处产生的应力是平滑表面平均应力的10倍。另外，(1)钢中含碳(C)量 和合金元素含量愈高，钢Ms点愈低，Ms点降低2℃，则淬裂倾向增加1．2倍，Ms点降低8℃，淬裂倾向则增加8倍；(2)钢中不同组织转变和相同组织转 变不同时性，由于不同组织比容差，造成巨大组织应力，导致组织交界处形成弧状裂纹；(3)淬火后未及时回火，或回火不充分，钢中残余奥氏体未充分转变，保 留在使用状态中，促进应力重新分布，或模具服役时残余奥氏体发生马氏体相变产生新的内应力，当综合应力大于该钢强度极限时便形成弧状裂纹； (4)具有第二类回火脆性钢，淬火后高温回火缓冷，导致钢中P，s等有害杂质化合物沿晶界析出，大大降低晶界结合力和强韧性，增加脆性，服役时在外力作用 下形成弧状裂纹。
预防措施：(1)改进设计，尽量使形状对称，减少形状突变，增加工艺孔与加强筋，或采用组合装配；(2)圆角代直角及尖 角锐边，贯穿孔代盲孔，提高加工精度和表面光洁度，减少应力集中源，对于无法避免直角、尖角锐边、盲孔等处一般硬度要求不高，可用铁丝、石棉绳、耐火泥等 进行包扎或填塞，人为造成冷却屏障，使之缓慢冷却淬火，避免应力集中，防止淬火时弧状裂纹形成；(3)淬火钢应及时回火，消除部分淬火内应力，防止淬火应 力扩展；(4)较长时间回火，提高模具抗断裂韧性值；(5)充分回火，得到稳定组织性能；多次回火使残余奥氏体转变充分和消除新的应力；(7)合理回火， 提高钢件疲劳抗力和综合机械力学性能；对于有第二类回火脆性模具钢高温回火后应快冷(水冷或油冷)，可消除二类回火脆性，防止和避免淬火时弧状裂纹形成。
剥离裂纹
模 具服役时在应力作用下，淬火硬化层一块块从钢基体中剥离。因模具表层组织和心部组织比容不同，淬火时表层形成轴向、切向淬火应力，径向产生拉应力，并向内 部突变，在应力急剧变化范围较窄处产生剥离裂纹，常发生于经表层化学热处理模具冷却过程中，因表层化学改性与钢基体相变不同时性引起内外层淬火马氏体膨胀 不同时进行，产生大的相变应力，导致化学处理渗层从基体组织中剥离。如火焰表面淬硬层、高频表面淬硬层、渗碳层、碳氮共渗层、渗氮层、渗硼层、渗金属层 等。化学渗层淬火后不宜快速回火，尤其是300~C以下低温回火快速加热，会促使表层形成拉应力，而钢基体心部及过渡层形成压缩应力，当拉应力大于压缩应 力时，导致化学渗层被拉裂剥离。
预防措施：(1)应使模具钢化学渗层浓度与硬度由表至内平缓降低，增强渗层与基体结合力，渗后进行扩散处理能使化学渗层与基体过渡均匀；(2)模具钢化学处理之前进行扩散退火、球化退火、调质处理，充分细化原始组织，能有效防止和避免剥离裂纹产生，确保产品质量。
网状裂纹
裂 纹深度较浅，一般深约0.01-1.5mm，呈辐射状，别名龟裂。原因主要有：(1)原材料有较深脱碳层，冷切削加工未去除，或成品模具在氧化气氛炉中加 热造成氧化脱碳；(2)模具脱碳表层金属组织与钢基体马氏体含碳量不同，比容不同，钢脱碳表层淬火时产生大的拉应力，因此，表层金属往往沿晶界被拉裂成网 状；(3)原材料是粗晶粒钢，原始组织粗大，存在大块状铁素体，常规淬火无法消除，保留在淬火组织中，或控温不准，仪表失灵，发生组织过热，甚至过烧，晶 粒粗化，失去晶界结合力，模具淬火冷却时钢的碳化物沿奥氏体晶界析出，晶界强度大大降低，韧性差，脆性大，在拉应力作用下沿晶界呈网状裂开。
预 防措施：(1)严格原材料化学成分．金相组织和探伤检查，不合格原材料和粗晶粒钢不宜作模具材料；(2)选用细晶粒钢、真空电炉钢，投产前复查原材料脱碳 层深度，冷切削加工余量必须大于脱碳层深度；(3)制订先进合理热处理工艺，选用微机控温仪表，控制精度达到±1.5℃，定时现场校验仪表； (4)模具产品最终处理选用真空电炉、保护气氛炉和经充分脱氧盐浴炉加热模具产品等措施，有效防止和避免网状裂纹形成。
冷处理裂纹
模 具钢多为中，高碳合金钢，淬火后还有部分过冷奥氏体未转变成马氏体，保留在使用状态中成为残余奥氏体，影响使用性能。若置于零度以下继续冷却，能促使残余 奥氏体发生马氏体转变，因此，冷处理的实质是淬火继续。室温下淬火应力和零度下淬火应力叠加，当叠回应力超过该材料强度极限时便形成冷处理裂纹。
预 防措施：(1)淬火后冷处理之前将模具置于沸水中煮30—60min，可消除15％-25％淬火内应力并使残余奥氏体稳定化，再进行-60℃常规冷处理， 或进行-120℃深冷处理，温度愈低，残余奥氏体转变成马氏体量愈多，但不可能全部转变完，实验表明，约有2％-5％残余奥氏体保留下来，按需要保留少量 残余奥氏体可松驰应力，起缓冲作用，因残余奥氏体又软又韧，能部分吸收马氏体化急剧膨胀能量，缓和相变应力；(2)冷处理完毕后取出模具投入热水中升温， 可消除40％-60％冷处理应力，升温至室温后应及时回火，冷处理应力进一步消除，避免冷处理裂纹形成，获得稳定组织性能，确保模具产品存放和使用中不发 生畸变。
磨削裂纹
常发生在模具成品淬火、回火后磨削冷加工过程中，多数形成的微细裂纹与磨削方向垂直，深约0.05— 1.0mm。(1)原材料预处理不当，未能充分消除原材料块状、网状、带状碳化物和发生严重脱碳；(2)最终淬火加热温度过高，发生过热，晶粒粗大，生成 较多残余奥氏体；(3)在磨削时发生应力诱发相变，使残余奥氏体转变为马氏体，组织应力大，加上因回火不充分，留有较多残余拉应力，与磨削组织应力叠加， 或因磨削速度、进刀量大及冷却不当，导致金属表层磨削热急剧升温至淬火加热温度，随之磨削液冷却，造成磨削表层二次淬火，多种应力综合，超过该材料强度极 限，便引起表层金属磨削裂纹。
预防措施：(1)对原材料进行改锻，多次双十字形变向镦拔锻造，经四镦四拔，使锻造纤维组织围绕型腔或轴线 呈波浪形对称分布，并利用最后一火高温余热进行淬火，接着高温回火，能充分消除块状、网状、带状和链状碳化物，使碳化物细化至2-3级；(2)制订先进的 热处理工艺，控制最终淬火残余奥氏体含量不超标；(3)淬火后及时进行回火、消除淬火应力；(4)适当降低磨削速度、磨削量，磨削冷却速度，能有效防止和 避免磨削裂纹形成。
线切割裂纹
该裂纹出现在经过淬火、回火的模块在线切割加工过程中，此过程改变了金属表层、中间层和心 部应力场分布状态，淬火残余内应力失去平衡变形，某一区域出现大的拉应力，此拉应力大干该模具材料强度极限时导致炸裂，裂纹是弧尾状刚劲变质层裂纹。实验 表明，线切割过程是局部高温放电和迅速冷却过程，使金属表层形成树枝状铸态组织凝固层，产生600-900MPa拉应力和厚约0．03mm的高应力二次淬 火白亮层。裂纹产生原因：(1)原材料存在严重的碳化物偏析；(2)仪表失灵，淬火加热温度过高，晶粒粗大，降低材料强韧性，增加脆性；(3)淬火工件未 及时回火和回火不充分，存在过大的残余内应力和线切割过程中形成的新内应力叠加导致线切割裂纹。
预防措施：(1)严格原材料入库前检查， 确保原材料组织成分合格，对不合格原材料必须进行改锻，击碎碳化物，使化学成分、金相组织等达到技术条件后方可投产。模块热处理前加工成品需留足一定磨量 后淬火．回火、线切割；(2)入炉前校验仪表，选用微机控温，控温精度±1.5℃，真空炉、保护气氛炉加热，严防过热和氧化脱碳；(3)采用分级淬火、等 温淬火和淬火后及时回火，多次回火，充分消除内应力，为线切割创造条件；(4)制订科学合理线切割工艺。
疲劳断裂
模具服 役时在交变应力反复作用下形成的显微疲劳裂纹缓慢扩展，导致突然疲劳断裂。(1)原材料存在发纹、自点、孔隙、疏松、非金属夹杂、碳化物严重偏析、带状组 织、块状游离铁素体冶金组织缺陷，破坏了基体组织连续性，形成不均匀应力集中。钢锭中112未排除，导致轧制时形成白点。钢中存在***、 Bi、Pb、Sn、As和S、P等有害杂质，钢中的P易引起冷脆，而s易引起热脆，S，P有害杂质超标均易形成疲劳源；(2)化学渗层过厚、浓度过大、渗 层过度、硬化层过浅、过渡区硬度低等都可导致材料疲劳强度急剧降低；(3)当模面加工粗糙、精度低、光洁度差，以及刀纹，刻字、划痕、碰伤、腐蚀麻面等也 易引起应力集中导致疲劳断裂。
预防措施：(1)严格选材，确保材质，控制Pb、As、Sn等低熔点杂质与S、P非金属杂质含量不超标； (2)投产前进行材质检查，不合格原材料不投产；(3)选用具有纯洁度高、杂质少、化学成分均匀、晶粒细．碳化物小、等向性能好，疲劳强度高等特点的电渣 重熔精炼钢，对模具型面表面喷丸强化和表面化学渗层改性强化处理，使金属表层为预压应力，抵消模具服役时产生的拉应力，提高模具型面疲劳强度；(4)提高 模具型面加工精度和光洁度；(5)改善化学渗层和硬化层组织性能；采用微机控制化学渗层厚度、浓度和硬化层厚度。
应力腐蚀裂纹
该 裂纹常发生在使用过程中。金属模具因化学反应或电化学反应过程，引起从表至内组织结构损坏腐蚀作用而产生开裂，这就是应力腐蚀裂纹。模具钢因热处理后组织 不同，抗蚀性能也不同。最耐蚀组织为奥氏体(A)，最易腐蚀组织为屈氏体(T)，依次为铁素体(F)一马氏体(M)一珠光体(P)一索氏体 (S)。因此，模具钢热处理不宜得到T组织。淬火钢虽经回火，但因回火不充分，淬火内应力或多或少依然存在，模具服役时在外力作用下也会产生新的应力，凡 有应力存在于金属模具中就会有应力腐蚀裂纹发生。
预防措施：(1)模具钢淬火后应及时回火，充分回火，多次回火，以消除淬%

1 腐蚀失效的分类
金属是最重要的工业材料。但是，金属在外界环境影响下常遭受化学和电化学的作用而引起腐蚀失效。从热力学的观点来看，除少数的贵金属(如金、铂) 外，各种金属都有与周围介质发生作用而转变成离子的倾向。也就是说，金属受腐蚀是自然趋势。因此，腐蚀失效现象是普遍存在的，钢铁结构在大气中生锈，海船 外壳在海水中腐蚀，地下金属管道穿孔，热电厂锅炉损坏，化工厂金属容器损坏等等，都是金属腐蚀失效的例子。据统计，1998年美国因腐蚀带来的经济损失高 达2760亿美元，占美国GDP的3%以上。世界航空业因腐蚀原因造成的民航飞机的破坏占总破坏量的40%～60%，其中不乏因腐蚀失效造成的航空事故。
由于材料表面与环境介质发生化学或电化学反应而引起的材料的破坏或变质称为材料的腐蚀。腐蚀的分类方法很多，以下是两种常见的分类方法。
1.1 按腐蚀机理分类
(1)化学腐蚀金属表面与周围介质发生化学作用而引起的破坏，其特点是在作用过程中没有电流产生。金属在干燥气体中的腐蚀，金属在非电解质中的腐蚀都属于化学腐蚀。
(2)电化学腐蚀金属表面与周围介质发生电化学作用而引起的破坏。其特点是介质中有能导电的电解质溶液存在，腐蚀过程中有电流产生。这类腐蚀最普遍，包括：大气腐蚀、土壤腐蚀、海水腐蚀、电解质溶液腐蚀和熔融盐腐蚀。
1.2按腐蚀破坏的形式分类
(1)均匀腐蚀在全部或大部分暴露的表面上发生的相对均匀的腐蚀，例如铝合金在碱性溶液里发生的腐蚀。这类腐蚀容易分析和进行寿命预测，容易防护。
(2)局部腐蚀腐蚀主要局限于微小区域中。局部腐蚀的腐蚀速度通常比均匀腐蚀大几个数量级，而且难以发现，可能导致灾难性失效，因此它的危害要比 均匀腐蚀大得多。局部腐蚀又可分为以下几类：点蚀、缝隙腐蚀、电偶腐蚀、晶间腐蚀、选择性腐蚀、磨损腐蚀、应力腐蚀、氢损伤和腐蚀疲劳。
还可以按腐蚀环境分类，如前所述的海水腐蚀、土壤腐蚀、大气腐蚀、电解质溶液腐蚀、熔融盐腐蚀，以及生物腐蚀、非电解质溶液的腐蚀、杂散电流腐蚀和高温腐蚀(氧化、硫化)等等。
2 金属腐蚀的形貌和分析方法
2.1 均匀腐蚀
前面已介绍了均匀腐蚀的特点，它是从腐蚀的外观来定义的，因此仅凭外观观察就可以做出判断。均匀腐蚀(UniformCorrosion)中“均 匀”一词并不很恰当，有人称为全面腐蚀(GeneralCorrosion)，当然“全面”应该指被暴露的面。均匀腐蚀是最常见的、也是最简单的一种腐蚀 形态。耐候钢、镁合金、锌合金和铜合金常发生均匀腐蚀，而钝化金属如不锈钢、铝合金或镍2铬合金则通常发生局部腐蚀，铝合金在碱溶液中会发生均匀腐蚀。发生均匀腐蚀的金属在化学成分、显微组织和受力状况方面在宏观尺度上是均匀的。腐蚀介质通常也是均匀的，而且可以无障碍地接触金属表面。
取决于腐蚀产物是附着在金属表面还是脱离开金属表面，发生腐蚀后的材料厚度在外观上可以增厚，也可以减薄，但剩余的金属厚度总是减薄的，有时候需要通过截面金相来测定。因此金属材料的厚度损失经常用来表征均匀腐蚀的程度。
2.2 点蚀
点蚀也是一种很常见的腐蚀形态，图1是某型航空发动机不锈钢叶片上的点蚀坑的剖面金相。
图1 航空发动机不锈钢叶片上的点蚀，表面有镍镀层这 种形态的腐蚀通常发生在具有钝性的或有保护膜的金属上，而且环境的均匀腐蚀性相对较弱。点蚀难以发现，用常规的无损检测手段也难以检测，有时蚀孔的孔口被 腐蚀产物覆盖，仅表现为一点微小的锈红色，很显然，这种情况下彩色照片比黑白照片更能显示蚀点。确认点蚀的方法是沿蚀孔深度方向制备金相磨片。沿纵深发展 的蚀孔可能在材料绝大部分尚完整的情况下造成穿孔，引起泄漏，而危险物品的泄漏可能引发灾难性事故。蚀孔处的应力集中也可能导致断裂，图2所示是航空发动 机的不锈钢叶片在蚀孔处萌生的疲劳裂纹。由于许多蚀孔弥散分布，可采用ASTMG46《点蚀的检查和评价》对腐蚀损伤进行定量评估。点蚀的生长具有自催化 能力，一旦开始生长，会加速生长。蚀孔内介质与外界的介质相比，氯化物浓缩，对蚀孔内进行成分分析，通常会发现明显的氯存在。发生点蚀时，环境介质通常是 静止的。
图2 航空发动机的不锈钢叶片在蚀孔处萌生疲劳裂纹钢铁、铜、镁、不锈钢、耐热合金、铝合金和钛合金等在大多数含有氯离子的介质中都有可能发生点蚀。含有氧化性金属阳离子的氯化物如三氯化铁、氯化铜和氯化汞等属于强烈的点蚀促进剂。
2.3 晶间腐蚀
晶间腐蚀是指晶界相或与之紧邻的区域作为阳极优先溶解，而晶内很少或没有腐蚀。发生晶界腐蚀后从材料的外观上有可能看不出任何变化。确认晶间腐蚀的方法是金相检验，抛光后无需侵蚀即可看到因腐蚀变粗变黑的晶界(图3)。
图3 航空发动机排气管1Cr18Ni9Ti不锈钢的晶间腐蚀发 生晶间腐蚀的原因 常常是在金属的热经历中曾经在某一温度段停留过一定时间，在此期间合金成分或杂质元素在晶界上富化或贫化，或者出现晶界析出物，使得晶界或晶界附近相对于 晶内为阳极优先腐蚀，晶内为阴极。这种热经历称为敏化。消除敏化的措施是进行所谓稳定化处理，让晶界析出物重新溶解。焊接中焊缝两侧一定距离处的材料会正 好处于敏化温度范围，接触腐蚀介质后，会在这个平行于焊缝的狭长区域中发生晶间腐蚀，称为焊缝腐蚀。构件发生晶界腐蚀后，很难用肉眼发现，但构件的强度已 大大降低，在一个小载荷下就可能发生沿晶分离。
图4 飞机货舱中7075铝合金结构件的剥蚀可能发生晶间腐蚀的金属有不锈钢、镍合金、铝合金和铜合金。一般地讲，含有常规碳含量(>0.04%)、且不含碳化物稳定元素钛、铌的不锈钢对晶间腐蚀敏感，把碳含量降低至0.03%以下，或添加一定量的钛、铌，则可降低敏感性。
变形铝合金有一种特殊形式的晶间腐蚀———剥层腐蚀或简称剥蚀。当铝合金被轧制、锻压或挤压成型材时，晶粒变形成为长条状，大量的晶界相互平行， 并平行于材料的长度方向。当晶间腐蚀沿着长度方向进行时，材料被一层一层地分离。腐蚀产物堆积在晶界上，如同在晶界上打入了无数的小楔子，使构件在厚度方 向发生膨胀，因此，构件表面鼓包和铆钉头断掉都是剥层腐蚀的症状。对剥蚀的确认方法仍然是金相检验。
3 应力腐蚀断裂的失效分析
3.1 应力腐蚀的条件
应力腐蚀断裂(简称SCC或应力腐蚀)是对SCC敏感的材料在环境和拉应力的同时作用下发生的脆性断裂。这里特别强调共同作用，先受拉应力再去掉 应力单纯受腐蚀或先腐蚀后再去除腐蚀环境单纯受拉应力所引起的破坏都不是应力腐蚀断裂。应力腐蚀断裂是一种亚临界裂纹生长现象，分为裂纹萌生、裂纹亚临界 扩展和剩余截面最终过载断裂三个阶段。发生SCC时，环境的腐蚀性较弱，应力水平也低于材料的屈服强度，因此材料表面一般没有明显的腐蚀现象，材料也没有 塑性变形，加之SCC裂纹很纤细，很难被发现，从而易发生突发性的断裂，造成灾难性后果。工程实践表明，SCC是很常见的同时也是很危险的一种断裂失效模 式。
发生SCC需要同时满足两个条件：
(1)拉伸应力虽然有学者认为在压应力作用下也能发生SCC，但是绝大多数SCC发生在拉应力作用下。应力可以来自工作载荷、冷加工或热加工的残 余应力、装配应力及腐蚀产物的楔力等。对于光滑试样或工件存在一个SCC门限应力，对于预裂试样或工件，存在一个SCC门限应力强度因子KⅠSCC，低于 它们则不发生SCC。
(2)特定的材料/环境组合SCC的一大特点是需要材料和环境的特定组合。表1列出了常见的能发生SCC的材料/环境组合。SCC通常只发生在合金上，纯金属很少发生。航空涡轮发动机高压涡轮段的材料主要是镍基或钴基高温合金，材料承受着高温、熔融态的氯化物或硫化物的腐蚀以及工作应力。在高温、腐蚀介质和应力三者的共同作用下，可能发生熔融盐的SCC。这一失效机理曾造成近年来某型发动机多次发生涡轮叶片断裂。
3.2 应力腐蚀断口的特征
SCC裂纹和断口有一些独特的特征，按宏观和微观分别归纳如下，所谓宏观是指靠肉眼或光学放大的尺寸范围内，微观是指应用扫描电子显微镜进行观察的尺寸范围内。需要注意的是，这些特征只是多数SCC裂纹和断口的一般规律，某些材料/环境组合发生SCC时，会有一些例外。
3.2.1 SCC的宏观特征
由于SCC的发生需要腐蚀介质的参与，因此SCC裂纹多萌生于材料表面，裂纹源一般为局部腐蚀(比如点蚀或缝隙腐蚀)的蚀坑或其它类型的裂纹(如 焊接和热处理裂纹)。SCC裂纹在宏观上是脆性的，即使原本韧性很好的材料发生SCC时也是脆性的，宏观上很少有塑性变形。微观上裂尖塑性变形很小，裂尖 尖锐，导致很大的应力集中。许多SCC裂纹在宏观上分叉，裂纹平面与主应力基本垂直。与疲劳断裂相似，从裂纹亚临界扩展区尺寸与过载瞬断区尺寸的比例关系 可以推测应力水平的高低。由于环境条件的变化或SCC/过载的交替进行，SCC断口上会出现海滩花样，应与疲劳区分开来。由于SCC断口常常由于腐蚀或介 质污染而变色，这为区分SCC与疲劳提供了一条途径。
图5 飞机不锈钢液压管中分叉的SCC裂纹SCC 主裂纹或主断口附近常出现表面裂 纹，这些表面裂纹基本平行于主断口，其机理也是SCC。在主断口上还会出现二次裂纹，图6 就是垂直于主断口的剖面所看到的二次裂纹，仍然呈现分叉、沿晶的特点。因此，当主断口因腐蚀无法观察的情况下，打开表面裂纹或垂直于断口作剖面也许可以发 现SCC的特点。由于表面裂纹和二次裂纹没有打开，不受试样清洗的影响，裂缝里保存了在发生SCC时的介质成分，某些组分还可能被浓缩，因此，对裂缝里进 行微区成分分析可以较好地了解当时介质的真实成分。
图6 在断裂的飞机4340M钢轮轴上垂直于主断口的剖面上的二次裂纹3.2.2 SCC的微观特征
SCC裂纹在材料中的路径有沿晶，也有穿晶，还有混合的，取决于材料、热处理和环境。铝合金、低碳钢、高强钢和α黄铜等材料的SCC断口为沿晶 的，而镁合金和γ不锈钢出现穿晶分叉的SCC裂纹。沿晶断口常被轻微腐蚀或被少量腐蚀产物覆盖，以致电镜下沿晶小刻面的平面不光滑、棱角不锐利(图7)， 或者小刻面上有腐蚀坑，严重时小刻面上有腐蚀沟槽，即所谓“核桃纹”。
图7T10钢的沿晶SCC断口用AC纸粘取断口表 面的附着物后，可用电子探针、能 谱或X射线荧光分析等进行成分分析，从中获取环境成分信息。穿晶SCC的断口呈现解理花样。由于腐蚀，SCC断口上有时会出现“泥纹花样”(图8)，这实 际是腐蚀产物干燥后的龟裂，应注意区分是断裂后断口的腐蚀还是在腐蚀和应力共同作用下的断裂，后者才是SCC。
图8 2024铝合金SCC断口上的泥纹花样(3.5%NaCl水溶液)4 氢脆断裂的失效分析
4.1 氢损伤的特点和分类
氢损伤指在金属中发生的一些过程，这些过程导致金属的承载能力因氢的出现而下降。氢损伤可以按照不同方式分类。按照氢损伤敏感性与应变速度的关系 可分为两大类。第一类氢损伤的敏感性随应变速度的增加而增加，其本质是在加载前材料内部已存在某种裂纹源，故加载后在应力作用下加快了裂纹的形成和扩展。 第二类氢损伤的敏感性随应变速度的增加而降低，其本质是加载前材料内部并不存在裂纹源，加载后由于应力与氢的交互作用逐渐形成裂纹源，最终导致材料的脆性 断裂。
4.1.1 第一类氢损伤
第一类氢损伤包括以下几种形式：
(1) 氢腐蚀由于氢在高温高压下与金属中第二相夹杂物或合金添加物发生化学反应，生成的高压气体，这些高压气体造成材料的内裂纹和鼓泡，使晶界结合力减弱，最终使金属失去强度和韧性。
(2) 氢鼓泡过饱和的氢原子在缺陷位置(如夹杂)析出后，形成氢分子，在局部造成很高氢气压，引起表面鼓泡或内部裂纹。
(3) 氢化物型氢脆氢与周期表中ⅣB或ⅤB族金属亲和力较大，容易生成脆性的氢化物相，这些氢化物在随后受力时成为裂纹源和扩展途径。
氢在上述三种情况下造成了金属的永久性损伤，使材料的塑性或强度降低，即使从金属中除氢，这些损伤也不能消除，塑性或强度也不能恢复，故称为不可逆氢损伤。
4.1.2 第二类氢损伤
第二类氢损伤包括以下几种形式：
(1) 应力诱发氢化物型氢脆在稀土、碱土及某些过渡族金属中，当氢含量不高时，氢在固溶体中的过饱和度较低，尚不能自发形成氢化物。在加载后，由于应力作用，使 氢在应力集中处富集，最终形成氢化物。这种应力应变作用诱发的氢化物相变，只是在较低的应变速度下出现的。然而，一旦出现氢化物，即使去载荷除氢，静止一 段时间后，再高速变形，塑性也不能恢复，故也属于不可逆氢脆。
(2) 可逆氢脆含氢金属在缓慢的变形中逐渐形成裂纹源，裂纹扩展后最终发生脆断。但在未形成裂纹前，去载荷除氢，静止一段时间后再高速变形，材料的塑性可以得到 恢复，为可逆氢脆。加载之前材料若已含有氢则称为内部氢脆，而在致氢环境中加载则称为外氢脆。人们通常所说的氢脆主要是指可逆氢脆，这是氢损伤中最主要的 一种破坏形式，因此有时把氢损伤简单地称为氢脆。本文主要针对这种形式的氢损伤。
4.2 氢脆断口的特征
4.2.1 裂纹起源
工件如果不承受高水平的外加拉伸应力或残余拉伸应力，则氢脆裂纹通常起源于工件内部或近表面处。工件如果存在严重的应力集中，比如表面有尖锐的缺口，开裂可能起源于近表面处。
4.2.2 裂纹形貌
氢脆断口与其它脆性断口很相似，容易混淆，因此在进行失效分析时应慎重对待断口花样。氢脆裂纹通常是单一裂纹，没有明显的分叉。裂纹可以是穿晶 的，也可以是沿晶的，还可以是混合的，有时随扩展的进行从一种花样转变为另一种花样。高强材料和有杂质的材料出现沿晶断口的可能性大，这时的晶界面相对于 SCC的晶界面来讲，非常干净光洁。在延性不太好的合金中(体心立方)，穿晶裂纹的花样可能是解理或准解理。在延性好的低强度钢或面心立方金属中，断口花 样可能是韧窝，随着延性下降，韧窝尺寸变小。
对于有预裂纹的高强度钢的氢致延迟断裂，断口花样与KⅠ/KⅠC的比值有关。比值大，机械断裂的比重大，断口呈现韧性花样(韧窝、准解理)的可能性大；比值小，则氢有充分的机会起作用，断口上出现脆性花样(沿晶、解理)的可能性增加。
低碳钢的氢致沿晶断口很独特。材料变形时空洞首先在FeC3上形核，但优先沿晶界扩展，这样就获得了所谓的“韧性沿晶断口”，即断口是沿晶的，但晶界面是由韧窝构成；或在沿晶小刻面上出现细小的、发育不完整的韧窝(图9)，即所谓“鸡爪痕”。
图9 高强钢电镀充氢后拉伸时发生的氢脆沿晶断口上的“鸡爪痕”有人认为这可能是氢气或甲烷气在晶界处形核的结果，也可能是氢增强局部塑性流变的结果。还有一种情况就是沿晶(或解理)与撕裂棱上的韧窝共存(图10)，这也是氢脆断口的特征之一。
图10 高强钢氢脆断口上解理与韧窝带共存4.2.3断口上的沉积
对于内部氢脆，断口上没有腐蚀产物，除非断开后断口接触过腐蚀介质。断口上的外来物质即使有也是痕量的，除非断口被污染过。对于痕量的断口表面物质，需要应用俄歇谱仪进行分析。
对于在水介质中发生的外氢脆，断口和整个暴露表面通常发生程度不一的腐蚀，腐蚀的阴极过程为氢脆的发生提供了氢。
5 腐蚀疲劳的失效分析
5.1 腐蚀疲劳的特点
材料在交变应力和腐蚀环境共同作用下发生的脆性断裂称为腐蚀疲劳。交变应力与腐蚀环境共同作用所造成的破坏要比单纯的交变应力造成的破坏(即疲 劳)或单纯腐蚀作用造成的破坏要严重得多。严格地讲，除真空中的疲劳是真正的机械疲劳外，其它任何环境(包括大气)中的疲劳都是腐蚀疲劳，但人们常把大气 中的疲劳排除在腐蚀疲劳之外。腐蚀疲劳具有以下特点：
(1)任何金属在交变应力和腐蚀介质的共同作用下都会发生腐蚀疲劳。换句话说，腐蚀疲劳不像SCC那样需要材料与环境的特定组合。
(2)腐蚀疲劳裂纹很容易在材料表面形成，所以腐蚀疲劳的裂纹扩展寿命占总寿命的绝大部分，这一特点与SCC以及大气中的光滑疲劳试验正好相反。
(3)腐蚀疲劳的S2N曲线无水平段，即没有疲劳极限，只得把人为规定的循环次数(107)所对应的应力称为条件疲劳极限。在相同条件下腐蚀疲劳S2N曲线总是位于机械疲劳S2N曲线的下方。
(4)交变应力变化频率对机械疲劳影响不大，但对腐蚀疲劳影响极大。如果循环次数一定，频率越低，腐蚀介质与金属作用的时间就越长，腐蚀疲劳就越严重。
(5)在海水中金属的腐蚀疲劳强度与其抗拉强度之间没有明显的关系，或者说提高材料的强度水平并不能提高它的腐蚀疲劳强度，但在空气中却有明显的关系。
(6)腐蚀疲劳对应力集中不及大气中的疲劳敏感，尺寸因素对腐蚀疲劳的影响则与大气中的疲劳相反。
5.2 腐蚀疲劳断口的特征
由于机理上的关联性，腐蚀疲劳断口与机械疲劳、SCC和氢脆断口有相似之处，应注意区分。在起源和扩展的不同阶段，可能发生腐蚀疲劳与其它断裂机 理之间的转变，或者多种机理同时起作用。腐蚀疲劳裂纹起始于表面腐蚀坑或表面缺陷处，往往成群出现。腐蚀疲劳和机械疲劳都可能有多个起始点并扩展汇合成一 条单一裂纹，但有时可区分两者：腐蚀疲劳经常有多条裂纹形成并同时平行扩展(图11)；机械疲劳可能在工件的一个区域中的几个点上萌生出多条裂纹，但常是 一条裂纹成为主裂纹，其它裂纹没扩展多远就汇入这条裂纹中。
图11 飞机起落架作动筒上多条腐蚀疲劳裂纹平行扩展与 机械疲劳相似，腐蚀疲劳断 口呈贝壳状，裂纹通常只有主干，很少分叉。裂纹平面垂直于主应力，多是穿晶扩展，但也有可能出现沿晶的或混合的。断口上既有腐蚀的特点，如腐蚀坑、腐蚀产 物和二次裂纹等，又有疲劳的特点，如疲劳条带，但由于腐蚀的作用而比较模糊(图12)，有时由于腐蚀太严重以致断口上没有细节。要注意区分腐蚀是在开裂之 后发生的还是与开裂同时发生的。如果断口局部区域有腐蚀，而四周无腐蚀，并且存在截然分明的边界，则应是开裂之后发生的腐蚀。
图12 2024铝合金腐蚀疲劳断口上模糊的疲劳条带和腐蚀坑6 综合分析实例
飞机主起落架轮轴(材料：4340M钢)从中部断裂，断口圆周3点钟位至10点钟位区间腐蚀严重(图13)，已无法进行断口分析。对无腐蚀的10 点钟位至3点钟位区间进行的断口分析结论为快速撕裂，人字纹的方向表明撕裂从10点钟位以下顺时针发展而来。根据轮轴承受三点弯曲载荷的特点，可以断定断 裂起源于6点钟位附近。为弄清起源处的断裂机理，在6点钟位垂直于断口做剖面磨制金相试样，可见尖锐、沿晶、分叉的二次裂纹(图6)，是典型的SCC特 点，由此可以确定断裂的起源为SCC。飞机滑跑时轮轴承受动态三点弯曲载荷，但这个时间很短。飞机升空后轮轴即卸载。每天飞机地面停放的时间相当长，轮轴 承受长时间的静态三点弯曲载荷，轮轴长度方向中部的6点钟位承受最大的拉伸应力，该应力与积存于此处的腐蚀介质的共同作用，造成SCC。SCC裂纹从轮轴 底部沿两侧圆周向上扩展，达到临界尺寸后发生轮轴的快速过载断裂。轮轴开裂后继续接触腐蚀介质，造成断口严重腐蚀。对断口上的铁锈和二次裂纹缝内进行 EDAX分析，发现除轮轴材料成分和氧外还有钠、钾、钙、铝、铜和磷，这些成分与飞机清洗水的成分相符。
图13 飞机主起落架轮轴(4340M钢)断口轮 轴的内、外表面有腐蚀，集中在轮 轴长度方向的中部并圆周方向的正下方(6点钟位)。这正是轮轴受载后的最低点，可以断定腐蚀介质确实进入了轮轴内部和轮轴外表面与轴套之间的间隙处，积存 于这些部位，导致了这些部位的腐蚀。为弄清腐蚀介质的进入途径，查图纸知，在断口附近有一个供电缆穿出的孔，位于轮轴圆周方向的2点钟位，孔斜向上通往外 部大气，靠橡胶密封。从图13可见，孔壁的下表面和孔口下方有腐蚀，表明腐蚀介质由该孔流入。可以断定密封橡胶失效导致飞机清洗水或雨水从此孔流入。
轮轴外表面有硬铬镀层，应该为轮轴基体提供良好的保护。但是，由于硬铬镀层在拉应力作用下开裂，腐蚀介质沿裂缝到达基体材料，由于铬相对于钢为阴极性镀层，从而导致基体材料的腐蚀(图14)。铬不腐蚀，但基体的腐蚀导致镀层的剥落。这一现象表明轮轴的防腐体系存在不足。
图14 硬铬镀层(上)中的开裂导致腐蚀介质顺裂缝到达基体材料(4340M钢，下)并造成基体材料的腐蚀

Bewise Inc. www.tool-tool.com Reference source from the internet.作者：大连铁道学院 戚正风
1 引言
自1898年原始钨高速钢问世以来，为了满足机械制造业不断发展的需要，人们陆续开发出了不同类型及牌号的各种高速钢，目前全世界高速钢年产量已达30多万吨。高速钢按用途可分为低碳高速钢、通用高速钢、高碳高速钢、超硬高速钢四大类。
在 新型高速钢种的研制与开发中，焦点问题是解决高速钢的硬度(包括高温硬度)与其脆性之间的矛盾。与普通钢材一样，高速钢的硬度也取决于含碳量，不同的是高 速钢中还需要加入Cr、W、Mo、V等合金元素。硬度的提高和加入合金元素均使高速钢的脆性增大。因此，人们努力的主要目标之一就是在提高高速钢硬度的同 时设法降低其脆性。
目前，W-Mo系M2通用高速钢的应用最为广泛，除了成本因素外，主要原因是M2高速钢的韧性优于W高速钢。以M2为 基础已经发展了一系列高速钢种，包括60-6-5-4-1低碳高速钢、CM2高碳高速钢、M2Al超硬高速钢等。虽然该系列高速钢已广泛应用于生产，但仍 存在许多不足之处。如60- 6-5-4-1渗碳后的渗层组织不够理想；M2的韧性有待进一步提高；CM2的硬度虽有提高，但强韧性明显下降；M2Al热处理时易脱碳及出现混晶，且脆 性偏高。为克服上述高速钢的缺陷，作者与哈尔滨鑫铁冶金工业有限公司、石家庄河北科技股份有限公司合作研制开发了M2Si系列高速钢。
Si 是一种比Co便宜得多的廉价元素，已在结构钢、弹簧钢、H系列冷作模具钢、基体钢、低合金高速钢中得到了广泛应用。Si在高合金高速钢中虽然也有应用，但 只是作为辅助元素而非主要合金元素。含Si钢超饱和渗碳时可在渗层形成细小且分布均匀的碳化物，据此我们开发了性能优于60-6-5-4-1 的M2Si-1低碳高速钢(即少无莱氏体高速钢)。
Si能促使W-Mo及Mo高速钢凝固时形成的对性能有害的M2C在再次加热时分解为 M6C及MC，从而可消除柱状M2C，使碳化物细化，韧性提高。这一点对高碳M2特别重要，因为提高M2的含碳量将使M2C含量增多。此外，Si还能细化 回火时析出的二次碳化物，使回火硬度提高。德国学者采用“降 W、增Cr、提Si”的方法研制了可取代M2的5-5-5-2-Si高速钢。据此我们开发了性能优于M2的M2Si-2通用高速钢和性能优于CM2的 M2Si-3高碳高速钢。
Si能细化奥氏体晶粒，提高600℃红硬性及低温淬火硬度，添加1%Si即可替代添加2%Co。在此基础上，我们开发了性能优于M2A1的M2Si-4超硬高速钢。
需要指出，Si还可以改善高速钢的切削性能和磨削性能。
2 M2Si系列高速钢
M2Si系列高速钢的热处理工艺及主要用途列于表1。
表1 M2Si系列高速钢热处理工艺及主要用途
类型 钢号 热处理工艺 热处理后硬度(HRC) 主要用途
低碳型 M2Si-1 Q+T 60±1 冷作模具
C+Q+T 表层67±1，芯部60±1 刀具
通用型 M2Si-2 Q+T 65±1 刀具
C+Q+T 表层67±1，芯部65±1 刀具
高碳型 M2Si-3 Q+T 66±1 刀具
超硬型 M2Si-4 Q+T 67±1 刀具
注：Q———淬火，T———回火，C———超饱和渗碳
M2Si-1高速钢已有专文介绍。下面重点介绍M2Si-2、M2Si-3和M2Si-4高速钢。
2.1 M2Si-2和M2Si-3高速钢
1) 铸态及锻坯组织
M2Si -2、M2Si-3两种高速钢均用500kg中频炉炼成，先铸成电极棒，再经电渣重熔成Ø120电渣锭。由于Ø120电渣锭冷速快，再加上Si的作用，因 此在M2Si-2铸锭组织中无共晶碳化物生成；因M2Si-3含碳量高，故在铸锭组织中有共晶碳化物生成，但奥氏体晶粒很小(边缘为5 级，中心为3级)，共晶碳化物也很细。Ø120电渣锭用750kg空气锤锻成40×40方坯，其碳化物偏析情况列于表2。
表2 M2Si-2、M2Si-3、M2、W9的碳化物不均匀级别比较
钢号 电渣锭尺寸(mm) 钢坯尺寸(mm) 碳化物不均匀级别
M2Si-2 Ø120 40×40 1
M2Si-3 Ø120 40×40 2
M2 Ø120 40×40 3
W9 Ø120 40×40 3
由表2可见，M2Si-3高碳高速钢的碳化物不均匀级别低于M2和W9通用高速钢。
2) 热处理组织与性能
将40×40钢坯热轧成Ø120圆棒及Ø8盘元，再将Ø8盘元冷拔成各种规格的钢丝。测定M2Si-3、W9及M2Al退火钢坯的脱碳层，结果列于表3。
表3 M2Si-3、W9、M2Al脱碳层厚度及退火硬度比较
钢号 钢坯直径或边长
(mm) 脱碳层厚度
(mm) 退火硬度
(HB)
M2Si-3 35 0.40 256
W9 40 0.49 239
M2Al 45 0.50 248
由表3可见，M2Si-3的脱碳较M2Al及W9轻，退火硬度与M2Al相近。
3) 淬回火后组织与性能
将Ø20圆棒加工成Ø18×8试样，在盐浴中加热至不同温度淬火。加热时间按t=KV/F计算，K取60s/mm。淬火后在不同温度回火，测定回火后硬度，并观察淬火组织。表4为M2Si-2、M2Si-3淬回火后的硬度、奥氏体晶粒度及最大碳化物尺寸。
表4 M2Si-2、M2Si-3淬回火后硬度、奥氏体晶粒度及最大碳化物尺寸
钢号 淬火
温度
(℃) 三次回火后硬度(HRC) 奥氏
体晶
粒度 最大碳
化物尺寸
(µm)
未
回火 200℃
回火 400℃
回火 500℃
回火 520℃
回火 540℃
回火 560℃
回火 580℃
回火
M2Si-2 1200 65.7 64.6 63.9 64.0 64.6 64.9 64.7 63.5 11.5 <3 t="KV/F计算，K取60s/mm。淬火后在不同温度回火，观察淬、回火后的组织结构，并测定淬回火硬度，结果列于表7。"> 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、BW捨棄式鑽石V卡刀’BW捨棄式金屬圓鋸片、木工捨棄式金屬圓鋸片、PCD木工圓鋸片、醫療配件刀具設計、汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、全鎢鋼V卡刀-電路版專用’全鎢鋼鋸片、焊刃式側銑刀、焊刃式千鳥側銑刀、焊刃式T型銑刀、焊刃式千鳥T型銑刀、焊刃式螺旋機械鉸刀、全鎢鋼斜邊刀電路版專用、鎢鋼焊刃式高速鉸刀、超微粒鎢鋼機械鉸刀、超微粒鎢鋼定點鑽、焊刃式帶柄角度銑刀、焊刃式螺旋立銑刀、焊刃式帶柄倒角銑刀、焊刃式角度銑刀、焊刃式筒型平面銑刀、木工產業鑽石刀具等等。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！！