钢中奥氏体的形成.ppt

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,第二章 钢中奥氏体的形成,奥氏体化,：,加热转变与奥氏体的意义,：,本章：了解奥氏体，讨论,平衡组织加热时奥氏体形成规律,，非平衡组织加热时奥氏体的形成,奥氏体：,钢中的奥氏体是碳溶于,-,Fe,形成的间隙固溶体，,C,原子在,-,Fe,八面体中心空隙，即,fcc,晶胞中心或棱边中点,第一节 奥氏体的结构、组织和性能,间隙大小：,-,Fe,点阵常数为,3.64,时，最大空隙的半径为,0.52,，C,原子半径,0.77,奥氏体点阵常数,：,C,原子进入空隙后，引起点阵畸变，点阵常数增大。溶入碳越多，点阵常数越大。,碳在奥氏体中最大溶解度,：,2.11,wt%（1148,o,C），,而不是八面体空隙被填满时的,17.7,wt%。,按最大溶解度计算，大约,2.5,个,-,Fe,晶胞中才有一个,C,原子。,合金钢中的奥氏体：,是,C,及合金元素溶于,-Fe,中形成的固溶体。,Mn,、Si、Cr、Ni、Co,等合金元素溶入,-Fe,后将取代,Fe,原子形成置换式固溶体，引起点阵畸变和点阵常数变化。所以合金奥氏体的点阵常数除与碳含量有关外，还与合金元素的含量及合金元素原子和,Fe,原子的半径差等因素有关。,稳定存在温度：,Fe-C,合金：,727,以下不稳定相,Fe-C,合金中加入足够数量的扩大,相区的合金元素，室温、室温以下稳定,奥氏体钢：,能在室温下以奥氏体状态使用的钢。奥氏体呈顺磁性，无磁钢,奥氏体的物理性能：,密度最高，比体积最小，线膨胀系数最大，导热性能最差，加热速度？,滑移系多，屈服强度低，易塑性变形，塑性成型？,Fe-Fe,3,C,相图,：,A,1,以下,：,A,1,以上,：,继续升温,：,亚共析钢,过共析钢,奥氏体的成份沿,GS,和,ES,曲线变化,GSE,线以上,，单相奥氏体。,第二节 奥氏体形成的热力学条件,相变驱动力,：,Gv,系统自由能变化：,G=V,Gv,+S,+V,Gs,V：S：,：,单位面积界面能,Gs：,应变能,注：奥氏体在高温下形成，应变能较小，相变的阻力主要是界面能,共析钢奥氏体和珠光体的体积自由能随温度的变化曲线：交于,1,点（,727,C）,727C,时，两相自由能相等，相变不会发生,高于,A1,时，,Gv,为负值，珠光体将转变为奥氏体。反之奥氏体将转变为珠光体。,相变必须在有过热（过冷）的条件下才能进行,加热,(,冷却,),速度对临界点影响：,加热（冷却）速度越大，过热（过冷）程度也越大。,加热和冷却时发生转变的温度（即临界点）不在同一温度,加热时的临界点：,Ac1，Ac3，,Accm,冷却时的临界点：,Ar1，Ar3，,Arcm,加热速度和冷却速度为,0.125,/,min,时，临界点的移动,共析成分珠光体：加热至,Ac1,以上，将转变成单相奥氏体,第三节 奥氏体的形成机制,碳的扩散与重新分布、,点阵重构：,三者点阵结构相差很大，碳含量也不一样,转变全过程分为四个阶段,：,奥氏体晶核形成、奥氏体晶核长大,渗碳体溶解、奥氏体成分均匀化,一、奥氏体晶核的形成,形核位置,共析钢中：,通常形成于铁素体和渗碳体交界面,优先部位：珠光体团边界，珠光体与先共析铁素体间的界面,亚共析钢中,过热度小，优先在珠光体团界、铁素体,/,珠光体界面形成,过热度大，也可以在片状珠光体团内部铁素体,/,渗碳体界面形核,快速加热，过热度大，奥氏体临界晶核半径小，成分范围大，,故也可在铁素体内亚晶界上形成。,亚共析钢中奥氏体形核,两相区加热,单相区加热,，,20,CrMnTi,钢淬火,+,高温回火组织,(,+,Fe,3C),加热到两相区时奥氏体的形成,二、奥氏体晶核的长大,A,在,F,和,Fe,3,C,界面形成，长大时,-,和,-Fe,3,C,相界面推进,奥氏体核在,T1,形成，相界面平直，界面处各相的碳浓度,C-：,与,A,接触的,F,的,C,浓度,C-c：,与,Fe3C,接触的,F,的,C,浓度,C-：,与,F,接触的,A,的,C,浓度,C-c：,与,Fe3C,接触的,A,的,C,浓度,Cc-：,与,A,相接触的,Fe3C,的,C,浓度（,6.67%）,奥氏体内：,出现碳浓度梯度，,C,从高浓度的奥氏体,/,渗碳体界面向,低浓度的奥氏体,/,铁素体界面扩散,铁素体内：,C,在奥氏体中扩散的同时，也在铁素体中扩散,.,这种扩散同样也促进奥氏体的长大，但作用甚微。,共析钢奥氏体晶核长大示意图,a),相界面推移示意图；,b),奥氏体在,T1,温度形核时各相中,C,浓度,三、渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化,Fe3C,溶解,奥氏体核形成后，向,Fe3C,中长大的速度较低，铁素体全部消失后将残留一部分,Fe3C,随保温时间延长，残留,Fe3C,将继续溶入奥氏体,奥氏体成分的均匀化,Fe3C,溶解结束时，奥氏体中仍存在,C,浓度梯度，继续通过扩散过程消除，称为奥氏体均匀化。,奥氏体形成速,度取决于,形核率,N,和,线生长速度,v,。,在等温条件下，,N,和,v,均为常数。,一、形核率,在奥氏体均匀形核的条件下，形核率,N,与温度,T,之间的关系为：,第四节 奥氏体等温形成动力学,C,常数；,G,m,扩散激活能；,T,绝对温度；,k,波尔兹曼常数；,G*,临界形核功；,转变温度升高，形核率,N,迅速增大,原子扩散能力增加、相变驱动力增大，临界形核功,G*,减小、,奥氏体形核所需要的,C,浓度起伏减小。,提高加热速度，奥氏体晶粒细化,奥氏体形成温度升高，奥氏体形核率急剧增大,表,2-1,奥氏体形核率,N,和线生长速度,v,与温度的关系,转变温度,o,C,形核率,N,1/mm,3,s,线生长速度,v,（,mm/s,）,转变完成一半所需的时间,s,740,760,780,800,2280,11000,51500,616000,0.0005,0.010,0.026,0.041,100,9,3,1,二、线生长速度,与,长大机制有关,：,碳在,A,中扩散控制,，,碳在,F,中扩散控制,长大受碳在,A,中扩散控制,：,A,在,F,和,Ce,之间,，两侧向,F,与,Ce,推移，,速度为两侧推移速度之和，取决于碳原子在,A,中传输速度,碳原子传输速度,：碳在,A,中的扩散系数、浓度梯度,温度,升高，扩散系数增加，浓度梯度则与,A,的厚度以及温度决定的,浓度差（,C-c-C-）,有关,由扩散定律导出,A,长大的界面推移速度,K,常数,D,C,C,在奥氏体中的扩散系数,dC,/,dX,相界面处,A,中,C,的浓度梯度,C,与,F,接触的,A,的,C,浓度,C,与奥,A,接触的,F,的,C,浓度,；,C,C,与,Ce,接触的,A,的,C,浓度,负号,表示下坡扩散,A,界面向两侧推移速度与,D,及,dC,/,dX,成正比，与界面两侧碳浓度差成反比,T,，D,呈指数增加、,C,-c,与,C,-,差值增加而使,Dc/,Dx,增加、,界面两侧碳浓度差（,C,-,-,c,-,）,及（,6.67-,C,-c,）,均减小，故,V,及,V,C,均随温度升高而增加。,F,位于,A,与,Ce,中间：,A,长大将受碳在,F,中扩散控制。同样可推导出,V,为：,D,c,:,dC,/,dX,:,F,中,D,大，但式中,dC,/,dX,小，所以长大速度很小,综上：温度升高，长大,?,三 奥氏体等温形成动力学曲线,共析钢等温,形成：,形核率,N,和生长速度,v,为常数,奥氏体等温形成动力学曲线,：转变量与转变时间的关系，可得出各个温度下等温形成的开始及终了时间，温度越高，,N,和,v,越大，等温形成动力学曲线越靠左，等温形成的开始及终了时间越短，见表,2-1,。,奥氏体等温形成图：,不同温度等温形成的开始及终了时间综合绘制在转变温度与时间坐标系上，,TTT,图,0.86%,C,钢奥氏体等温形成动力学曲线,(,a),和等温形成图,(,b),A,形成有孕育期,转变开始：,转变终了：,图中终了曲线对应,F,全部消失时间，,还有渗碳体全部溶解、,A,成分完全均匀化，,所需的时间都很长,图2-10,共析钢奥氏体等温形成图,亚共析钢、过共析钢,：,P,全部转变为,A,后，,F,或,Ce,继续转变,需要通过,C,原子在,A,中的扩散及,A,与剩余相间相界推移来进行,F,转变终了曲线、,Ce,溶解终了曲线画在,A,等温形成图中,过共析钢的,Ce,溶解和,A,成分均匀化所需时间要长得多,奥氏体等温形成图,(,a)1.2%C,钢)(,b)0.45%C,钢,四、影响奥氏体形成速度的因素：,温度、原始组织、化学成分等,影响,A,形核率、线生长速度，从而影响,A,形成速度,（一）加热温度,温度高，转变快,相变驱动力增大，,C,原子扩散快，,N,及,V,均大大增加,，表,2-1，,A,形成速度快,图,2-10,，奥氏体形成温度越高，转变的孕育期越短，转变完成时间也越短,快速加热细化晶粒,温度升高，形核率增速高于生长速度增速,。表,2-1,，,转变温度从,740,o,C,提高到,800,o,C,时，形核率增长,270,倍，而线生长速度只增加,80,倍。,A,形成温度越高，所得起始晶粒越细。,快速加热、短时保温等强韧化处理新工艺,高碳工具钢,温度升高，,A/F,界面向,F,推移的速度与,A/,Ce,界面向,Ce,推移的速度之比也增大,。,如，,780,o,C,时，二者之比为,14.8,，,800,o,C,时，为,19.1,（由式,2-4,计算）。,A,形成温度升高，,F,消失时残留,Ce,量增大，,A,的平均碳含量降低。,(二),钢的碳含量和原始组织,钢中,C,越高，,A,形成越快,钢中,C,增加，,Ce,增多，增加,F/,Ce,相界面，增加,A,形核部位，,N,增大,Ce,量增加后，,C,扩散距离减少,C,和,Fe,原子的扩散系数也增大，这些加快,A,的形成。,但过共析钢中，,Ce,数量过多，随,C,增加，也会引起残留,Ce,溶解和,A,均匀化时间的延长。,原始组织越细，,A,形成越快,钢成分相同，原始组织中,Ce,分散度越高，,F/,Ce,界面越多，,N,越大,Ce,分散度高、,P,片间距减小，,A,中,C,的浓度梯度增大，扩散加快,760,o,C,时，,P,片间距从,0.5,m,减至,0.1,m，A,线生长速度约增,7,倍,钢原始组织为屈氏体时，,A,形成速度比,S,和,P,都快,原始组织为片状,P，,比粒状,P,的,A,形成快,片状,P,中的,Ce,呈薄片状，相界面大，所以加热时,A,形核率高,不影响,P,到,A,转变机制，,影响：,Ce,稳定性、,C,在,A,中扩散系数，且在,Ce,和基体间分配不同,因此,Me,影响,A,的形成速度、碳化物溶解、奥氏体均匀化速度,影响扩散,强碳化物形成元素,Cr、Mo、W,等：降低,C,在,A,中扩散系数，显著减,慢,A,形成速度,非,碳化物形成元素,Co,和,Ni：,增大,C,在,A,中扩散系数，加速,A,形成,Si,和,Al：,对,C,在,A,中扩散影响不大，对,A,形成速度无显著影响,影响临界点及,A,形成速度,Me,改变,A1、A3、,Acm,等位置，并使之扩大为一个温度范围，改变相变时的过热度，影响奥氏体形成速度。,如,Ni、,Mn,、Cu,等降低,A1,点，相对地增大过热度，提高,A,形成速度,Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V,等提高,A1,点，相对地降低过热度，减慢奥,A,形成速度,(三),合金元素,Me,的影响,影响珠光体片层间距、改变,C,在,A,中的溶解度,影响相界面浓度差、,C,在,A,中浓度梯度、形核功等，影响,A,形成速度,Me,在钢中的分布是不均匀,非碳化物形成元素主要分布在,相中，如,Ni、Si；,弱碳化物形成元素主要分布在,Fe3C,中，如,Mn,；,强碳化物形成元素主要分布在特殊碳化物中，如,Mo、W、V、Ti,等。,钢中含,1%,Cr,时，退火状态下碳化物中约含,5%,Cr，,而,-Fe,中仅含,0.5%,Cr，,可见,Cr,主要集中在碳化物中。,钢中含,4%,Ni,时，在退火状态下碳化物中仅含,1%,Ni，,大部分存在于固溶体中。,Me,在钢中分布的不均匀性，在碳化物完全溶解后也还存在,合金钢,A,均匀化，,C,均匀化外，,Me,均匀化。由于,Me,的扩散系数仅相当于碳的,1/10001/10000,，同时，碳化物形成元素还降低,C,在,A,中的扩散系数，故,VC、,TiC,等特殊碳化物更难于溶解。,因此，,合金钢,A,均匀化过程比碳钢长得多,。,为使合金钢,A,成分均匀化，较高温度和较长时间。,第五节 连续加热时奥氏体的形成,生产条件下，加热速度较快，,A,多在连续加热过程形成。,A,形成过程可看成是许多等温过程的叠加。,与等温形成过程一样，经过形核、长大、残留,Ce,溶解、,A,均匀化四个阶段，但有特点：,连续加热条件下,A,形成的热分析曲线,等速加热，,A,形成过程的热分析曲线呈马鞍形。,加热速度不大：转变速度小，吸收的热量（相变潜热）,q,亦很小，外界提供热量,Q,等于转变消耗热量,q，,全部热量用于形成,A，,温度不再上升，出现平台，转变在等温下进行。,加热速度快：此时,Qq，,供给热量除用于转变外尚有剩余，将使温度继续上升，但升温速度减慢，因而偏离直线，如图中,aa1,段。,随转变温度升高，转变速度加快，转变所需热量增加，当达到,q=Q,时，将出现平台。随转变速度进一步加快，,A,大量形成，消耗大量热量，导致,qQ，,温度开始下降，出现,a1c,段；最后，转变速度逐渐降低，当,Qq,时，温度复又上升。,一、转变在一个温度范围内完成,钢连续加热时，,A,形成的各个阶段都是在一个温度范围内完成,的，且随加热速度的增大，各个阶段的转变温度范围均向高温推移并扩大。,提高加热速度，,aa1,段向高温推移，下降段逐渐消失，两者合并为一斜率较小的直线且随加热速度的进一步提高继续向高温推移并缩短。,0.85%,C,钢在不同加热速度下的加热曲线,二、转变速度随加热速度增加而增加,从图,2-14,中，得出不同加热速度下的,A,形成开始及终了的温度与时间。,将开始点及终了点连接成线，得出,共析碳钢在连续加热时的,A,形成图,。,加热速度越快，开始和终了温度越高，转变所需时间越短，即,A,形成速度越快,连续加热时，,P,到,A,转变的各个阶段都不是在恒定的温度下进行的，而是在一个相当大的温度范围内进行的，加热速度越快，转变温度范围越大。,图2-15,共析碳钢连续加热时的奥氏体形成图（,V1V2V3V4）,三、奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大,连续加热时，速度增加，转变温度高，,C-,减小，,C-c,增大：,Ce,来不及充分溶解，,C,和,Me,的原子来不及充分扩散。结果,A,中碳、,Me,分布不均匀,图,2-16,加热速度和温度对,40钢,A,内高碳区最高碳含量的影响,随加热速度的升高，高碳区内最高碳含量也增大，并向高温方向推移。,原为,P,和,F,区域内的,A,碳含量差别增大，并且剩余碳化物数量增多，导致,A,基体的平均碳含量降低。,生产中可能出现：,亚共析钢：,加热速度快，保温时间短，淬火后得到碳含量低于平均成分的,M,和尚未完全转变的,F,及碳化物，应注意避免，办法是细化原始组织,高碳钢：,碳含量低于共析成分的低、中碳,M,及剩余碳化物，提高韧性,加热速度和温度对,0.4%,C,钢,A,中,高碳区最高碳含量的影响,，,。,四、奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化,快速加热，转变过热度增大，,A,形核率急剧增大，线生长速度也随之增加，但较少，长大时间短，,A,晶粒来不及长大，立即淬火可以获得超细组织。,如，采用超高频脉冲加热（时间为,10,-3,s）,淬火后，在两万倍的显微镜下也难以分辨出,A,晶粒大小。,综上所述，,连续加热时，随加热速度增大，,A,形成被推向高温，,A,起始,晶粒细化,同时，由于残留碳化物数量随加热速度增加而增多，故,A,的平均碳含量下降,.,这,两个因素均可提高淬火,M,的强韧性,。,近年来发展起来的快速加热、超快速加热和脉冲加热淬火均是据此而发展出来的。,第六节 奥氏体晶粒长大及其控制,A,晶粒大小对冷却转变过程及所得组织、性能影响很大,了解,A,晶粒长大规律，控制,A,晶粒大小意义很大,一、奥氏体晶粒度,A,晶粒度：,表示,A,晶粒大小,n：,放大,100,倍时，,1,平方英寸面积内的晶粒数（个,/,in,2,）,N：A,晶粒度级别,14,级粗晶粒（晶粒平均直径为,0.250.088,mm），,58,级细晶粒（晶粒平均直径为,0.0620.022,mm），,8,级以上为超细晶粒。,随着控制轧制、控制冷却工艺的发展，已经很容易获得,1112,级超细晶粒钢（晶粒平均直径小于,10,m），,性能大幅度提高,国家标准,GB6394-86,备有标准评级图,三种,A,晶粒度：,起始晶粒度：,A,形成过程刚结束时的晶粒度,取决于形核率,N,和线生长速度,V，N/V,值越大，,n,越大，晶粒越细,加热温度对奥氏体晶粒大小的影响,实际晶粒度,：热处理加热终了时的晶粒度,取决于钢材的本质晶粒度及实际加热条件。加热温度越高，保温时间越长，越粗大,本质晶粒度,：,YB2764（93010,o,C、,保温,38,h）,的晶粒度：,本质细晶粒钢，本质粗晶粒钢,表示钢在一定的条件下,A,晶粒长大的倾向性，决定于钢种、冶炼方法等,二、影响,A,晶粒长大的因素,A,晶粒形成后，长大，,规律,：大晶粒吞并周围小晶粒而使总晶界面积减小,长大驱动力：,界面能减小，与晶界曲率半径和界面能有关。,晶界曲率半径,越小（晶粒越细），界面能越大，,A,晶粒长大驱动力越,大，即晶粒长大的倾向性越强。,长大阻力,：分布在晶界上的,未溶粒子,则对晶界起钉扎作用,可见，晶粒长大过程受加热速度、加热温度、保温时间、钢的成分、未,溶粒子的性质、数量、大小和分布，以及原始组织等因素的影响。,（一）加热温度和保温时间的影响,温度越高，时间越长，,A,晶粒就越粗大。,每一温度保温过程中都有一个加速长大期，一定的大小后，长大趋势将减缓直至停止长大。,温度越高，,A,晶粒长大得越快，也长得越大。,A,晶粒大小与加热温度、保温时间的关系（,0.48%,C，0.82%Mn,钢）,A,晶粒平均长大速度 （晶粒平均直径随时间的变化率）与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力（总晶界能,）成正比，与晶粒平均直径 成反比,K,常数,k,波尔兹曼常数；,T,绝对温度；,Gm,扩散激活能；,由可见，,加热温度升高，,A,晶粒长大速度成指数关系迅速增大。同时，晶粒越细小，界面能越高，晶粒长大速度越大。当晶粒长大到一定限度时，由于,增大，,减小，而使 降低，即长大速度减慢,。,（二）加热速度的影响,加热速度越大，,A,形成温度越高，形核率与长大速度之比随之增大（见表,2-1,），因此快速加热时可以获得细小的起始晶粒度。加热速度越快，,A,起始晶粒度越细小（图,2-19,）。所以，,快速加热，短时间保温可以获得细小的,A,晶粒。,但如长时间保温，由于,A,起始晶粒细小，加之加热温度高，,A,晶粒很容易长大。,图2-19,奥氏体晶粒大小与加热速度的关系,（三）碳含量的影响,温度、时间一定时，,A,晶粒大小随钢中碳含量的增加先增后减，出现极大值。极大值与加热温度有关（图,2-20,）。,碳含量增加时，,C,原子在,A,中的扩散系数及,Fe,的自扩散系数均增大，故,A,晶粒长大倾向增大。,超过一定碳含量，出现阻止,A,晶粒长大的二次渗碳体，故随钢中碳含量的增加，二次,数量增多，阻止,A,晶粒长大，使,A,晶粒度增加。,过共析钢在,Ac1-Accm,之间加热时，可以保持较为细小的晶粒，而在相同的加热温度下，共析钢的晶粒长大倾向最大，这是因为共析钢的,A,中没有未溶二次,。,图2-20,钢中碳含量对,A,晶粒长大的影响（保温时间均为,3,h）,（四）合金元素的影响,Ti、,Zr,、V、Al、,Nb,、Ta,强碳、氮化合物形成元素，形成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的,NbC,、,NbN,、,Nb,（C、N）、,TiC,等化合物，阻止晶粒长大,W、Mo、Cr,等形成较易溶解碳化物，也能阻止,A,晶粒长大，影响程度中等。,不形成化合物的,Si,和,Ni，,影响很小，,Cu,几乎没有影响。,Mn,、P、C、O：,一定限度以下时，增大,A,晶粒长大倾向。,未溶粒子阻力,，与粒子,体积分数,及,A,晶界的界面能成正比，与,未溶粒子半径,成反比，未溶粒子量越多，越细，阻力越大。,曲面晶界提供的,A,晶界移动的推力决定于界面曲率半径。,A,晶粒长大，晶界曲率半径增加，推力降低，当降到与未溶粒子提供的阻力相等时晶界停止移动，停止长大。,加热温度超过未溶粒子溶解温度，粒子消失，,A,晶粒将迅速长大,本质粗、细晶粒钢差异：脱氧方法：,Al,脱氧,Si、,Mn,脱氧,少量,Nb,、V、Ti,Ti、,Zr,、,Nb,、V、Al,对,A,晶粒粗化温度的影响,三、钢在加热时的过热现象,过热：,热处理加热不当（温度过高、时间过长），引起,A,实际晶粒度粗大，随后淬火或正火时得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能显著恶化（如冲击韧性下降，断口呈粗晶状等）的现象。,钢过热，在淬火时极易发生变形和开裂,过热返修,：,如过热,A,冷却转变成,M,等非平衡组织，则很难用上述方法消除过热。,第七节 非平衡组织加热时奥氏体的形成,非平衡组织,（,M、B、M,回,、,W,等）加热，,A,形成初期获得针状和颗粒状两种形态,A,晶粒，影响最终晶粒粗细等,形成规律：,与钢成分、原始组织、加热条件等有关,以板条,M,为例，讨论非平衡组织加热时,A,形成,一、针状奥氏体的形成,低、中碳合金钢，板条状,M,为原始组织，,Ac1Ac3,间，慢速和极快速加热时，在,M,板条间可形成针状,A。,原,A,晶界、,M,束界及块界则形成颗粒状,A。,慢速加热，,针状,A,常在,M,板条边界上,处形核，沿板条界长成针状,A,非平衡组织加热时形成的针状奥氏体,一束,M,板条中的板条间形成的针状,A,可能具有相同的空间取向，且都和,M,板条保持,K-S,关系：,(111),/(011),；011,/111,延长时间、提高温度，同一板条束内的,针状,A,可长大合并为一个,等轴,A,晶粒,，但仍可在观察到针状,A,的痕迹。,不同点：,（,1,）在原,A,晶界上存在部分细小的等轴,A,晶粒；（,2,）在原始,A,晶粒内也存在与周围,A,向不同的孤立的等轴,A,晶粒，它们可能是在,M,束界、块界或夹杂物边界上形成的,针状,A,在板条,M,基体上形核长大过程示意图,a),析出,Fe3C,的板条,M；b),针状,A,形核；,c),针状,A,合并长大；,d),粗大,A,晶粒复原；,e),淬火后获得的粗大板条,A,形成针状,A,的先决条件：,原始组织中的,M,板条加热到,Ac1,以上时未再结晶，板条特征保留,如,Ac1Ac3,之间，,M,板条已再结晶，板条特征消失，不形成针状,A，,原始,A,晶粒不复原,形核机制：由上述归纳出,慢加热，针状,A,形核前，,M,已分解，沿板条界析出,Fe3C，,但,基体并未再结晶，为先决条件,A,核一般在有,Fe3C,的板条界形成，沿板条界长成针状,A。,新形成的,A,核与,F,及,Ce,都保持晶体学位向关系，故只可能只有一种取向，可能合并。,极快速加热：,少量残余,A,来不及分解，为,A,核，长成的针状,A,具有相同的空间取向，能合并成大晶粒。,二、,颗粒状奥氏体的形成,中速加热时形成：,非平衡态组织加热到,Ac1Ac3,之间或,Ac3,以上，将在原,A,晶界、,M,束界、块界，甚至板条界通过扩散型相变形成颗粒状,A。,淬火,M,中的束界、块界和板条界等形核位置较多，形成颗粒状,A,往往很细,三、粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制,钢的组织遗传：,粗大非平衡组织加热，一定条件下，新,A,晶粒可能继承和恢复原粗大,A,晶粒,结果：,粗大组织遗传，钢的韧性得不到恢复，断口仍呈粗晶状，过热组织的影响在重新,A,化后未能消除,（一）影响钢组织遗传因素,1,、原始组织,当原始组织为,P,类型组织时，一般不发生；,原始组织为非平衡组织,时，组织遗传较普遍。其中以贝氏体较马氏体的组织遗传性强。合金结构钢容易得到非平衡组织，所以容易出现组织遗传。,2,、加热速度,非平衡组织的合金钢加热，不论是慢速加热还是快速加热都容易出现组织遗传现象，只有采用中速加热时才有可能避免出现组织遗传。,加热速度对组织遗传的影响,（二）断口遗传,断口遗传：消除了组织遗传后，,A,晶粒细化，但断口粗大，细晶粒组织出现粗晶断口,如，,30,CrMnSi,和37,CrNi3,钢经,1280,o,C,加热淬油，,A,晶粒为,1,级，再次以,100200,o,C,/min,的速度加热至,860,o,C,水淬，,A,晶粒已经细化至,68,级，但断口仍是粗大的。,断口遗传按形成机制可分为四类：,1.,石状断口。,过热钢中的,MnS,等将溶入奥氏体中，因,Mn,与,S,是内表面活性物质，向,A,晶界偏聚，过热后慢冷，,MnS,将沿奥氏体晶界析出，,再次正常温度加热，粗大组织细化，但原粗大奥氏体晶界分布,MnS,不能溶解，仍分布在原奥氏体晶界，使原奥氏体晶界弱化，故断裂将沿原奥氏体晶界发生，形成粗大断口，称为石状断口。,2.,伪断口遗传。,过热不严重，与,MnS,无关,过热淬火组织中速加热，原粗大奥氏体晶界形成的新的奥氏体的核只能往一侧长成球冠状，故原粗大奥氏体晶粒边界将成为新形成的小奥氏体晶粒边界而被保留。,类似粗晶断口，实则沿新小晶粒边界断裂的细晶断口，不降低钢韧性,3.,与晶粒内织构有关的伪断口遗传。,在发生穿晶准解理断裂时也可能出现一种伪断口遗传。,晶内织构：一个粗大奥氏体晶粒衍生出来的空间取向不同的众多的细小奥氏体晶粒的低指数晶面很可能是平行的。,如果穿晶准解理断裂是沿这样的低指数晶面发展将呈现出粗晶穿晶断口。,4.,与回火脆性有关的断口遗传。,当第二次正常温度加热淬火得到细小马氏体组织后，如果在发生低温回火脆性或高温回火脆性的温度区域回火，则伴随着回火脆性的发生，将出现沿原粗大奥氏体晶界的断裂，出现断口遗传。,第一次过热时在原奥氏体晶界发生了,Cr、Ni、S、P,等能促进回火脆性的元素的偏聚。第二次正常温度加热时，这些偏聚未能消除，,（三）奥氏体晶粒的反常细化,过热粗大组织，冷却后非平衡组织，快速或慢速加热至正常，得到粗大奥氏体晶粒，出现组织遗传。继续加热到更高温度,(,Ac3+100200,o,C)，,则奥氏体晶粒可能不仅不粗化，反而形成了细小的、晶体学位向不同的奥氏体晶粒。,不可能是相变过程引起的，因此人们推想可能是发生了,再结晶,而导致晶粒细化，这种再结晶可称之为奥氏体的,自发再结晶,。,（四）控制粗大,A,粒遗传方法,1.,非平衡组织过热钢，中速加热,2.,非平衡组织过热钢，在淬火前先进行一次退火或高温回火，,3.,利用奥氏体的自发再结晶，,4.,对低合金钢，可采用多次正火使过热得到校正，因为这类钢的遗传倾向相对较小，每经一次转变，遗传性均有所减弱，故多次转变即可校正。但这种办法在热处理生产中因耗能过多而难于实用。,希望获得粗大晶粒？,复习思考题,1.,试从点阵结构分析奥氏体塑性好的原因。,2.,试述钢中奥氏体的点阵结构，,C,原子可能存在的部位,及其在单胞中的最大含量，并计算奥氏体含,2.11%,C（wt%）,时平均几个,-,Fe,晶胞才有一个碳原子,3,.,温度高于,A1,时，珠光体中铁素体的碳含量是多少？,4.,如何用金相法研究奥氏体等温形成过程？,5.,以共析钢为例，说明奥氏体的形成过程及碳的扩散。,6.,试用,Fe-Fe3C,状态图说明受碳在铁素体中的扩散所控制的奥氏体的长大过程。,7.,以共析钢为例，讨论为什么在,相消失的瞬间，还有部分渗碳体未溶解,。,8.,试讨论,Fe-Fe3C,状态图所给出的临界点与生产实际中加热、冷却时的临界点之间的关系。,9.,钢在连续加热时珠光体,-,奥氏体转变有何特点？快速加热对奥氏体形成过程有何影响？,10.,何谓钢的本质晶粒度、起始晶粒度和实际晶粒度？钢中第二相粒子,对奥氏体晶粒长大有什么影响？,11.,影响奥氏体晶粒长大的因素有哪些？如何影响？,12.,钢以非平衡组织加热时，奥氏体形成过程有什么特点,？,13,.,何谓钢的组织遗传，,它主要受哪些因素影响？,14.,试讨论产生组织遗传的可能机制。,15.,何谓钢的断口遗传,？讨论其形成机制。,16.,试述在实际生产实际中如何防止粗大奥氏体晶粒遗传？,17.,根据奥氏体的形成规律讨论细化奥氏体晶粒的途径。,18.,在钢中,Al、,Nb,、V、Ti、,等含量一定的情况下如何能提高奥氏体的,实际晶粒度？,19.,实验测得共析钢试样（,0.5,mm,厚）在,780,oC,盐浴炉中加热奥氏体化,时，在相消失瞬间，奥氏体基体碳含量为,0.61%,，如果采用,900,oC,盐炉奥氏体化，奥氏体基体碳含量下降到,0.46%,，试分析产生的原,因，并讨论对钢淬火后性能的影响。,