第二章 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,1,2.1,奥氏体及其形成条件,2.1.1,奥氏体的组织结构,奥氏体是碳溶于,g,-Fe,所形成的固溶体。碳原子位于,g,-Fe,八面体间隙的中心，即面心立方点阵晶胞的中心或棱边的中点。,如果所有的八面体中心均能容纳入一个碳原子，奥氏体的极限含碳量是多少,?,为什么,?,g,-Fe,八面体间隙的半径仅为,0.052nm,，小于,C,原子的半径,0.077nm,。,合金钢的奥氏体：,C,、,N,等间隙原子位于,g,-Fe,八面体间隙的中心，而,Mn,、,Si,、,Cr,、,Ni,、,Co,等合金元素的原子则置换部分,Fe,原子，处于面心立方点阵的结点位置。,2,图,2.1,奥氏体的晶体结构,3,图,2.2,奥氏体点阵参数与碳含量的关系,4,组织形态,：,与原始组织、加热速度以及加热转变的程度等有关；,一般均为颗粒状；,非平衡态的含碳较低的钢以较低的速度加热到（,a+g,）两相区时可以得到针状奥氏体；,加热转变刚结束时所得的颗粒状奥氏体晶粒比较细小，晶粒边界呈不规则弧形。经过一段时间高温保温后，奥氏体晶粒将长大，晶粒边界将通过平直化而变直，呈等轴多边形。有的奥氏体晶粒内还可能存在孪晶。,5,图,2.3 1Crl8Ni9Ti,固溶处理后的等轴奥氏体颗粒状组织,6,图,2.4,奥氏体的针状组织,7,图,2.5 Mn18,钢带有孪晶的奥氏体,8,2.1.2,奥氏体的性能,（,1,）塑性很好：面心立方点阵，滑移系统多。,（,2,）硬度与强度低：碳的溶入也不能有效地提高奥氏体的硬度与强度。,（,3,）比容最小：面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，紧密度高，故比体积最小。,（,4,）热强性好：奥氏体钢可作为高温用钢。,（,5,）顺磁性：无磁性钢。,（,6,）线膨胀系数高：用来制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。,（,7,）导热性能差：奥氏体钢不宜用过大的速度加热。,9,2.1.3,奥氏体的形成条件,共析钢：加热到共析温度,727,时，珠光体可以全部等温转变为奥氏体。,亚共析钢：加热到共析温度时，珠光体首先转变为奥氏体；,进入两相区，铁素体逐渐转变为奥氏体；在,A,c3,原始组织全部转变为奥氏体。,过共析钢：加热到共析温度时，珠光体首先转变为奥氏体；,进入两相区，渗碳体逐渐转变为奥氏体；在,A,cm,过共析钢的原始组织全部转变为奥氏体。,10,图,2.6 Fe-Fe,3,C,状态图,11,加热转变的热力学条件：,珠光体被加热到,A,1,（,727,）以上时将转变为奥氏体。,图,2.7,珠光体与奥氏体的自由能与温度的关系,12,奥氏体化：,钢加热时，原始组织向奥氏体的转变。,完全奥氏体化：,原始组织全部转变为奥氏体。,部分奥氏体化：,原始组织部分转变为奥氏体。,过热度：,转变温度与临界点,A,1,之差。过热度愈大，驱动力也就愈大，转变速度也就愈快。加热速度极慢时，有较充分的时间进行转变。只要过热度大于零，转变即可进行。,Ac,1,：,在一定,(0.125/min),的加热速度下实际测得的临界点,Ac,1,转变的开始点是随加热速度的增加而升高的。,Ar,l,：,冷却时所发生的由奥氏体到珠光体的转变，也会因冷却速度的加快而发生滞后现象。习惯上将实测所得的发生冷却转变的温度称为,A,rl,。,A,rl,随冷却速度的增加而下降。,A,3,及,A,cm,也可附加下脚标,c,及,r,以表示实际的加热与冷却时的 实际临界点，即,Ac,3,、,Ar,3,、,Ac,cm,、,Ar,cm,。,13,临界点,同一炉亚共析钢的临界点的高低,?,Ac,3,、,A,3,、,Ac,1,、,A,1,、,Ar,l,、,Ar,3,Ac,3,A,3,Ar,3,Ac,1,A,1,Ar,l,A,3,A,1,Ac,cm,、,A,cm,、,Ac,1,、,A,1,、,Ar,l,、,Ar,cm,?,14,2.2,奥氏体的形成机理,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,分为四个过程：,奥氏体形核；,奥氏体长大；,剩余渗碳体溶解；,奥氏体均匀化。,15,图,2.8,珠光体向奥氏体转变过程示意图,a.,奥氏体形核；,b.,奥氏体长大；,c.,剩余渗碳体溶解；,d.,奥氏体均匀化,16,2.2,奥氏体的形成机理,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,(,重点,),2.2.1.1,奥氏体形核,奥氏体的晶核,通常首先,在铁素体与渗碳体的交界面上形成,。奥氏体晶核之所以在铁素体与渗碳体的交界面形成，是因为,界面处能够满足奥氏体形核的成分条件、能量条件以及结构条件,。,奥氏体也可能在珠光体团界、珠光体团与先共析铁素体的界面形核。,快速加热时，由于转变在较高温度发生，奥氏体核可优先在铁素体内亚晶界上形成。,17,2.2,奥氏体的形成机理,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,2.2.1.2,奥氏体长大,奥氏体核的长大是通过渗碳体的溶解、碳原子在奥氏体中的扩散以及奥氏体两侧的界面向铁素体及渗碳体的推移来进行的。,结合,Fe-Fe,3,C,状态图来说明奥氏体核长大过程以及碳的扩散过程。,18,图,2.9,奥氏体核的长大,(a),奥氏体形成时各相碳浓度,(b),奥氏体长大示意图,g+a,g+,Fe,3,C,T1,温度,/,19,2.2,奥氏体的形成机理,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,2.2.1.2,奥氏体长大,(1),原始组织为片状珠光体,因,故在奥氏体内碳原子将向铁素体一侧扩散。扩散的结果破坏了界面碳的平衡。为恢复平衡，低碳的铁素体将转变为奥氏体而使碳含量降低，高碳的,Fe,3,C,将溶入奥氏体而使碳含量增加，亦即奥氏体分别向铁素体与渗碳体推移，不断长大。,显然,奥氏体晶核的这一长大过程是受碳在奥氏体中的扩散所控制的,。,20,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,(2),原始组织为粒状珠光体,奥氏体核的长大是受碳在奥氏体内的扩散所控制。,奥氏体核在铁素体晶粒边界上形成，先是沿边界长成条状，然后向晶内长成颗粒状。奥氏体在消耗完与其相接触的、包括界面上的碳化物后，将为铁素体所包围。,因,奥氏体核的长大是受碳在铁素体内的扩散所控制：,故碳不断由,a,-Fe,3,C,界面向,a,-,g,界面扩散。扩散的结果是铁素体中,a,-Fe,3,C,界面处的碳浓度不断降低，,a,-,g,界面处的碳浓度不断增高。打破了界面的碳平衡，结果引起渗碳体的不断溶解，碳向该处不断扩散，铁素体中,a,-,g,界面处的碳浓度不断增高，为奥氏体的长大提供了浓度条件，使奥氏体的界面不断向铁素体推进。,21,2.2,奥氏体的形成机理,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,2.2.1.3,剩余渗碳体溶解,当共析钢珠光体中的铁素体全部溶入奥氏体时，渗碳体还未完全溶解。,由于奥氏体与渗碳体界面的浓度差远远大于奥氏体与铁素体界面的浓度差。只需要溶解一小部分渗碳体就可以使界面处的奥氏体达到碳饱和，而必须溶解大量的铁素体才能使界面处的奥氏体达到碳平衡。而奥氏体界面的推移速度与相界面处两相的碳浓度差成正比，所以奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度。,随时间的延长，,渗碳体中的碳原子继续向奥氏体内部扩散，奥氏体中的铁原子继续向贫碳的渗碳体扩散，不断贫碳的渗碳体的晶体点阵逐渐改组为奥氏体的晶体点阵，,直至剩余渗碳体完全溶解为止。,22,2.2,奥氏体的形成机理,2.2.1,共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理,2.2.1.4,奥氏体均匀化,当共析成分的珠光体恰好完全转变为奥氏体时，奥氏体的成分仍是不均匀的。原渗碳体部位的碳含量高，原铁素体部位的碳含量低。高温下形成的奥氏体碳含量低，低温下形成的奥氏体碳含量高。,当继续在奥氏体区保温时，碳原子在奥氏体中将从浓度高的部位向浓度低的部位扩散，使奥氏体中碳的分布均匀化。,23,2.2.2,非共析钢奥氏体的形成,过共析钢中的先共析渗碳体的进一步溶解与共析钢转变时的第三阶段没有差别，可以将其看成是第三阶段的延续。,亚共析钢退火组织在两相区的等温转变过程可分为两个阶段：（,1,）奥氏体核在铁素体与珠光体交界面形成后，快速长进珠光体直至珠光体全部转变为奥氏体；（,2,）奥氏体向先共析铁素体慢速长进，直至碳达到平衡浓度为止。,24,2.2.3,非平衡组织向奥氏体的转变（自学）,马氏体向奥氏体的转变,也要经历形核、长大、渗碳体溶解和奥氏体均匀化四个阶段,。,针状奥氏体的形核,：在马氏体板条之间，优先在马氏体板条与碳化物交界处形核。,球状奥氏体形核,：优先在马氏体板条束之间以及原奥氏体晶界上形核。,加热温度和加热速度对奥氏体形态的影响：,当在,Ac,1,以上附近加热时，几乎没有针状奥氏体形成；当加热速度小于,50/min,时或大于,100/s,时，易于形成针状奥氏体。当采用,20/s,以下的中等加热速度时，则不易形成针状奥氏体。,马氏体向奥氏体转变，主要是转变为球状奥氏体。针状奥氏体只不过是在奥氏体化初始阶段的一种过渡性组织形态。在随后的保温或升温过程中，针状奥氏体会进一步发生变化，或者通过再结晶转变为球状奥氏体，或者通过合并长大的机理变成粗大等轴晶粒奥氏体。,25,2.3,奥氏体形成动力学,2.3.1,共析钢奥氏体等温形成动力学,奥氏体形成速度取决于形核率,I,和线长大速度,v,。,2.3.1.1,形核率,I,(2-1),式中，,C,为常数，,Q,为扩散激活能，,T,为绝对温度，,k,为波尔兹曼常数，,G,*,为临界晶核的形核功。在忽略应变能时，形核功,G*,可表示为,(2-2),式中，,A,为常数；,s,为奥氏体与珠光体的比界面能；,G,V,为奥氏体与珠光体的单位体积自由能差。,26,式,(2-1),和式,(2-2),表明，当奥氏体形成温度,T,升高时，一方面使形核率,I,以指数函数关系迅速增大；另一方面，随温度升高相变驱动力,G,V,增大而使形核功,G,*,减小，导致形核率,I,进一步增大。,因此，奥氏体形成温度升高，即相变过热度增大，可以使奥氏体形核率急剧增加。,以激光束、电子束等高能束对钢表面进行高温快速奥氏体化，可以得到极细的奥氏体晶粒。,27,250,m,m,250,m,m,250,m,m,250,m,m,NiTi,合金不同功率密度条件下激光重熔处理熔池截面形貌,28,17-4PH,钢激光熔凝层截面宏观组织,29,2.3.1.2,线长大速度,u,可由扩散定律导出奥氏体形成时的相界面推移速度为,式中，,K,为常数，为碳在奥氏体中的扩散系数，,为相界面处奥氏体中碳的浓度梯度，,C,B,为奥氏体与铁素体的相界面处或奥氏体与渗碳体的相界面处的两相浓度差，负号表示下坡扩散。,由此可推出,在,780,：,在,780,奥氏体界面向铁素体的推移速度是向渗碳体推移速度的,15,倍,30,奥氏体的长大速度随温度升高而增大的原因：,原子的扩散系数 呈指数增大，而且奥氏体中两相界面之间的碳浓度差,(),增大，增大了碳在奥氏体中的浓度梯度，因而增加了奥氏体的长大速度；,铁素体中奥氏体形核率增多，原子扩散距离相对缩短，有利于奥氏体长大；,奥氏体与铁素体两相相界面的浓度差,(,-,),以及奥氏体与渗碳体的两相相界面的浓度差,(),均减小，因而加速了奥氏体长大时的相界面推移速度。,31,表,2.1,奥氏体的形核率,I,和长大速度,u,与温度的关系,转变温度,T,形核率,I,/mm,-3,s,-1,长大速度,v,/mms,-1,转变,50%,组织,所需时间,/,s,740,2280,0.0005,100,760,11000,0.010,9,780,51500,0.026,3,800,616000,0.041,1,32,2.3.1.3,共析钢奥氏体等温形成动力学,图,2.10 T8A,钢奥氏体等温形成动力学曲线,33,共析钢奥氏体等温形成动力学曲线,特点：,（,1,）珠光体到奥氏体的转变需要经过一段孕育期后才能开始。,（,2,）在转变初期，转变速度随时间的延长而加快。当转变量达到,50,时，转变速度达到最大后，转变速度又随时间的延长而下降。,（,3,）随等温温度提高，曲线往左移，即孕育期缩短，转变速度加快。,2.3.1.3,共析钢奥氏体等温形成动力学,34,图,2.11,共析钢奥氏体等温形成动力学图,35,2.3.2,亚共析钢奥氏体等温形成动力学（自学）,亚共析钢退火组织向奥氏体的转变动力学分为两个阶段，首先奥氏体快速长进珠光体直至珠光体全部转变为奥氏体，然后奥氏体向先共析铁素体慢速长进。,第一阶段与共析钢一样也是受碳在奥氏体中的扩散所控制。此时，碳的扩散距离很小（即为珠光体片层间距之半），且珠光体量很少，故转变速度极快，转变所需时间较共析钢为少。例如化学成分为,w,（,C,）,0.12%-,w,（,Mn,）,1.5%,的钢在,740,仅需,45,秒珠光体就已全部转变为奥氏体。,36,2.3.2,亚共析钢奥氏体等温形成动力学（自学）,第二阶段的特点是不再形成新的奥氏体核，只是已形成的奥氏体向铁素体长入。这一过程也受碳在奥氏体中扩散所控制。由于在第二阶段的长大过程中，奥氏体中的碳原子要作较长距离的扩散，故奥氏体形成速度极慢。用碳含量不同的钢得出在两相区转变到终了所需的时间长达,400min,。亚共析钢在两相区的转变与共析钢在相同温度下的转变相比要慢得多。,亚共析钢碳含量越高，奥氏体形成速度越快。这是因为，原始组织为退火组织时，碳含量愈高，先共析铁素体量愈少，故使转变的第一阶段增加，第二阶段减少，使奥氏体形成速度加快。,37,2.3.3,奥氏体形成的影响因素,2.3.3.1,加热温度的影响,加热温度越高，奥氏体形成速度就越快。随加热温度的升高，奥氏体的形核率,I,及长大速度,v,均增大，但,I,的增大速率高于,v,的增大速率。因此，奥氏体形成温度越高，获得的起始晶粒度就越细小。,表,2.2,奥氏体形成温度对基体碳含量的影响,奥氏体形成温度,735,760,780,850,900,基体碳含量,(,a,相消失时,),%,0.77,0.69,0.61,0.51,0.46,38,2.3.3.2,碳含量的影响,钢的碳含量越高，奥氏体形成速度就越快。,随碳含量的增高，碳化物数量增多，相界面面积增大，增加了奥氏体的形核部位，使形核率增大。同时，碳化物数量增多后，使碳的扩散距离减小，并且随奥氏体中碳含量增加，碳和铁原子的扩散系数增大，这些因素都加速了奥氏体的形成。,例如，在,740,等温进行奥氏体转变时，碳含量为,0.46%,（质量分数）的钢珠光体向奥氏体转变,50%,（体积分数）需要,7min.,，碳含量为,0.85%,（质量分数）的钢需要,5min.,，碳含量为,1.35%,（质量分数）的钢仅需要,2min.,。,39,2.3.3.3,合金元素的影响,强碳化物形成元素,如,Mo,、,W,、,Cr,等降低碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以显著减慢奥氏体的形成速度。,合金元素可能改变相变临界点,A,1,、,A,3,、,A,cm,的位置，从而改变相变时的过热度，影响奥氏体的形成速度。如,Ni,、,Mn,、,Cu,等降低,A,1,点，故使奥氏体的形成速度增大；,Cr,、,Mo,、,Ti,、,Si,、,Al,、,W,、,V,等提高,A,1,点，所以减慢了奥氏体的形成速度。,合金元素在原始组织各相中的分布是不均匀的。由于合金元素的扩散系数比碳原子的扩散系数小约,1000,10000,倍，同时碳化物形成元素还降低碳原子在奥氏体中的扩散系数，如若形成特殊碳化物,(,如,VC,、,TiC,等,),则更难于溶解。因此，合金钢的奥氏体均匀化过程比碳钢要长得多。,40,2.3.3.4,原始组织的影响,（,1,）片间距,在钢的化学成分相同的情况下，原始组织越细小，即珠光体片间距越小，剩余碳化物越细，奥氏体的形成速度就越快。,这是因为珠光体片间距越小，剩余碳化物越细，则相界面就越多，形核率也就越大。同时由于珠光体的片层间距减小，奥氏体中碳的浓度梯度增大，使碳原子的扩散速度加快，而且碳原子扩散距离也减小，这些都增大奥氏体的长大速度。,（,2,）原始组织形态,与粒状珠光体相比，由于片状珠光体的相界面较大，渗碳体呈薄片状，易于溶解，所以加热时奥氏体形成速度相对要快。,41,2.4,连续加热时奥氏体的形成,奥氏体在连续加热时的形成与等温形成一样，也是通过,形核、长大、碳化物的溶解以及奥氏体的均匀化,完成的。,用共析碳钢研究加热速度对加热转变的影响所得的结果见图,2.122.13,。,42,图,2.12 0.85C,钢在不同速度加热时的加热曲线,43,图,2.13,共析碳钢连续加热时的奥氏体形成图,(V,1,V,2,V,3,V,4,),44,2.4,连续加热时奥氏体的形成,2.4.1,奥氏体转变的临界温度,奥氏体转变的临界温度由一个固定的温度已转变为一定的温度范围。,2.4.2,奥氏体转变的临界温度的区域,加热速度愈快，斜平台所对应的温度愈高。这表明,奥氏体转变的温度范围随加热速度的增大而升至更高的温度区间。,45,2.4,连续加热时奥氏体的形成,2.4.3,奥氏体转变的速度,奥氏体转变的速度随加热速度的增大而加快。,2.4.4,奥氏体晶粒,奥氏体晶粒随加热速度的增大而变细。,用,w,(C)0.96%-,w(,Mn)0.17%,钢得出，当加热速度从,40/s,提高到,200/s,时，可使奥氏体晶粒的直径减少一半。采用更高速度的超高频冲击加热时所形成的奥氏体晶粒更为细小，即使放大两万倍也难以分辨。,46,2.4,连续加热时奥氏体的形成,2.4.5,奥氏体成分的不均匀性,奥氏体成分的不均匀性随加热速度的增大而增加。,亚共析钢如果快速加热奥氏体化，将导致淬火后得到碳含量低于平均成分的马氏体和尚未完全转变的铁素体及碳化物，碳浓度极不均匀。这往往是有害的，应当尽量避免。,高碳钢如果快速加热奥氏体化，将导致奥氏体起始晶粒细化，淬火后出现碳含量低于共析成分的低、中碳马氏体，剩余碳化物数量增多。这往往有助于高碳钢的力学性能得到强化和韧化，应当加以利用。,47,2.5,奥氏体晶粒的长大及控制,2.5.1,奥氏体晶粒度的概念,设,n,为放大,100,倍时每,645mm,2,（,l,平方英寸）面积内的晶粒数，则下式中的,N,被用来表示晶粒大小的级别，称为晶粒度,n,=2,N,1,（,2-1,）,晶粒越细，,n,越大，,N,也越大,。,N,小于,4,的称为粗晶粒，,58,称为细晶粒，,8,以上称为超细晶粒。,48,图,2.14,标准晶粒度,18,级示意图,49,几个与晶粒度有关的概念,起始晶粒度：,奥氏体化加热转变终了时（原始组织恰恰完全转变为奥氏体时）所得奥氏体晶粒称为奥氏体起始晶粒，其大小称为,起始晶粒度,。,实际晶粒度：,奥氏体化保温阶段结束，冷却转变开始时的奥氏体晶位称为实际晶粒，其大小称为,实际晶粒度,。,本质晶粒度：,以加热到,93010,、保温,38 h,后所得的实际晶粒称为本质晶粒，其大小称为,本质晶粒度,。,本质晶粒度为,14,级的钢为,本质粗晶粒钢,。,本质晶粒度未,68,级的钢为,本质细晶粒钢,。,50,2.5.2,奥氏体晶粒长大的特点,长大的方式,：,晶界迁移、使弯曲晶界变直、大晶粒吞并小晶粒,时间一定时，奥氏体晶粒的大小与温度之间的关系如图,2.15,所示。,51,图,2.15,奥氏体晶粒直径与加热温度的关系,1,不含,Al,的,C-,Mn,钢；,2,含,Nb,-N,的钢,52,正常长大：,随温度升高，奥氏体晶粒不断长大,异常长大：,由曲线,2,可见，必须当温度超过某一定值后晶粒才随温度升高急剧长大，称为,异常长大,。该温度被称为,奥氏体晶粒粗化温度,。,混晶现象,粗晶粒是依靠消耗细晶粒而长大的。粗晶粒越长越大，所占体积分数也越来越大，而细晶粒基本上不长大，所占体积分数则不断减少。当细晶粒被消耗完时，混晶也就消失。,53,本质细晶粒钢而言，奥氏体晶粒长大的过程可分为三个阶段，即：,（,1,）孕育期：奥氏体起始晶粒不长大；,（,2,）不均匀长大期：大晶粒吞并小晶粒，形成混晶期；,（,3,）均匀长大期：待细小晶粒被吞并后，所有晶粒开始均匀长大。,54,2.5.3,奥氏体晶粒长大的影响因素,2.5.3.1,加热温度的影响,晶粒也将随温度的增高而迅速长大。,2.5.3.2,保温时间的影响,在一定的加热温度下，奥氏体的晶粒将随着保温时间的延长而长大。,时间对晶粒的长大作用不如温度作用大。,55,图,2.16,w,(C)0.48%-,w,(Mn)0.82%,钢奥氏体晶粒温长大曲线,56,2.5.3,奥氏体晶粒长大的影响因素,2.5.3.3,加热速度的影响,加热速度越大，过热度越大，形核率越高，奥氏体起始晶粒度越细。,2.5.3.4,化学成分的影响,（,1,）含碳量的影响,先增后减。在一定的加热温度和相同的加热条件下，钢中的含碳量低于一定的限度时，奥氏体晶粒长大倾向随钢中含碳量的增大而增大。这是因为随着含碳量的增加，碳及铁原子在奥氏体中的扩散速度增大，从而加速了奥氏体的晶粒长大。含碳量超过该浓度时，就会形成过剩的二次渗碳体，成为晶粒长大的障碍物，阻止晶粒长大。钢中含碳量超过一定的数值后，奥氏体晶粒长大倾向又有减小的缘故。,57,图,2.18,碳含量与奥氏体晶粒度,(,加热时间为,3h),58,2.5.3,奥氏体晶粒长大的影响因素,（,2,）合金元素的影响,在共析钢中加入合金元素并不改变奥氏体形成机制。但由于,合金元素的加入可以改变临界点的位置、影响碳在奥氏体中的扩散速度、还可与碳形成各种稳定性不同的碳化物，,故将影响奥氏体晶粒的长大速度。,强烈阻止奥氏体晶粒长大的元素：铝、钒、钛、锆等。,中等程度阻止奥氏体晶粒长大的元素：钨、钼等。,稍许阻止奥氏体晶粒长大的元素：氧、镍、钴、铜等。,促进奥氏体晶粒长大的元素：磷、锰等。,59,2.5.3,奥氏体晶粒长大的影响因素,2.5.3.5,原始组织,碳化物呈片状时，奥氏体晶粒长大速度较颗粒状为快。对于片状珠光体来说，片层越薄，奥氏体线长大速度越大，最终奥氏体晶粒越粗大。,存在未溶第二相微粒时能阻止奥氏体晶粒长大。微粒所占体积分数愈大，半径愈小，阻止奥氏体晶粒长大效果愈佳。,60,2.5.4,细化奥氏体晶粒的措施,2.5.4.1,合理选择加热温度和保温时间,加热温度高，奥氏体形成速度加快，其晶粒长大倾向增大，实际晶粒度越粗大。延长保温时间也会出现奥氏体晶粒的长大。但,加热温度对晶粒长大的影响要比保温时间的影响显著的多,，因此要合理选择加热温度。,2.5.4.2,合理选择钢的原始组织,高碳工具钢一般要求其原始组织为碳化物具有一定分散度的球化退火组织。,2.5.4.3,加入一定量的合金元素,加入合金元素，使其在晶界上形成十分弥散的化合物，如碳化物、氧化物、氮化物等等；另外钢中加入硼及少量稀土元素，主要吸附在晶界上并降低晶界的能量，从而减小晶粒长大的动力，也可限制或推迟晶粒的长大。,61,2.5.4,细化奥氏体晶粒的措施,2.5.4.4,采用重结晶处理,重结晶就是将固态金属及合金在加热,(,或冷却,),通过相变点时，从一种晶体结构转变成另一种晶体结构的过程。,这里是指钢件加热到临界点稍上温度，使奥氏体重新形核并长大。实际生产中，工件经热加工,(,铸造、锻造、轧制、焊接等,),后，往往晶粒粗大，力学性能降低。对此，可用重结晶来细化晶粒，例如对于有粗大晶粒的亚共析钢工件，可用完全退火或正火来细化晶粒。,62,2.6,奥氏体化的缺陷及防止,2.6.1,欠烧,2.6.2,过热,2.6.3,过烧,2.6.4,氧化和脱碳,2.6.5,变形和开裂,2.6.6,组织遗传和断口遗传,63,2.6,奥氏体化的缺陷及防止,2.6.1,欠烧,欠热也叫加热不足，是由于加热温度过低或加热时间太短，未充分进行奥氏体化而引起的组织缺陷。欠热使亚共析钢淬火组织中出现铁素体或过共析钢淬火组织中出现较多未溶碳化物，造成淬火钢出现软点或硬度不均现象。,2.6.2,过热,金属或合金由于加热温度过高，使奥氏体晶粒长得过大，以致力学性能性能显著降低的现象称为过热。,64,2.6,奥氏体化的缺陷及防止,2.6.3,过烧,金属或合金的加热温度达到其固相线附近时，晶界氧化和开始部分熔化的现象称为过烧。,过烧工件只能报废。,2.6.4,氧化和脱碳,金属加热时，介质中的氧、二氧化碳和水等与金属反应生成氧化物的过程称为氧化。,加热时由于气体介质和钢铁表面层碳的作用，使表层含碳量降低的现象称为脱碳。,65,2.6,奥氏体化的缺陷及防止,2.6.5,变形和开裂,热处理工件在奥氏体化的加热过程中有产生变形与开裂的可能。产生的原因主要是工件在加热过程中由于不同部位存在着温差而引起的热应力。,2.6.6,组织遗传和断口遗传,2.6.6.1,组织遗传,2.6.6.2,断口遗传,66,2.6,奥氏体化的缺陷及防止,2.6.6,组织遗传和断口遗传,2.6.6.1,组织遗传,原始组织为马氏体或贝氏体的钢在加热转变时使原来粗大奥氏体晶粒恢复原状的现象，称为组织遗传。,67,图,2.19 T7,钢的组织遗传,(b)8000.25h,(a)11002h,68,组织遗传产生的条件,非平衡组织快速加热或慢速加热时，都有可能形成粗大的等轴颗粒状奥氏体晶粒，即可能产生组织遗传。,加热速度分为慢速、中速与快速三类：,（,1,）以,12/min,的速度加热称为慢速加热；,（,2,）以大于,1000/s,的速度 加热称为快速加热；,（,3,）加热速度介于慢速与快速之间称为中速加热。,69,组织遗传产生的原因,非平衡组织快速加热时发生,逆变,（切变）转变为奥氏体，使原奥氏体组织得到完全恢复。,存在于板条马氏体边缘的,残余奥氏体,，当温度超过临界点后这些奥氏体就可以成为现成的奥氏体的核。由于在原奥氏体同一个晶粒内的残余奥氏体具有相同的空间取向，由同一个奥氏体晶粒内的核所长成的奥氏体晶粒，将能合并成为一个大的晶粒，即原奥氏体晶粒。,淬火获得板条马氏体后慢速加热时，奥氏体在板条界形核并沿条界长大成针状。由于同一板条束内的的奥氏体晶体学位相相同，,针状奥氏体相遇后合并,成大小相当于板条束尺寸的较粗大的颗粒状奥氏体晶粒。,70,奥氏体晶粒再结晶,奥氏体晶粒可通过提高加热温度使之发生再结晶而细化。,原因：,相遗传,淬火态钢加热转变时将马氏体的晶体缺陷遗传给了奥氏体。奥氏体中存在较多的由相硬化所造成的缺陷，足以引起一次再结晶而使奥氏体晶粒细化。这种现象被称为,相遗传,。,奥氏体的形核位置、奥氏体的形态及形成条件，可汇总成表,2.3,。,71,表,2.3,由非平衡组织形成的奥氏体形态及形成特点,形态,形核位置,A/P,界面,形核功,形核条件,加热温度,加热速度,钢材,成分,其他,针状,板条界,碳化物旁,共格或,半共格,较小,Ac,1,慢速,中低碳合金钢,铁素体未再结晶,细小颗粒状,原奥氏体晶界，板条束界,一侧共格,一侧半共格,较大,Ac,3,中速,细小颗粒状,F/C,界面,非共格,较大,Ac,3,中速,粗等轴状,针状奥氏体合并,Ac,3,慢速,中低碳合金钢,铁素体未再结晶,粗等轴状,原始奥氏体晶粒恢复原状,Ac,3,快速,稳定奥氏体的元素较多,残余奥氏体较多,72,2.6.6.2,断口遗传,由粗大的奥氏体形成的非平衡组织以中速加热获得细小的奥氏体晶粒后，冲击试验时仍旧可能出现粗大颗粒状断口，即出现,断口遗传,。,原因：,（,1,）,MnS,夹杂沿晶界析出；,（,2,）细化后仍保留着原始粗大奥氏体晶界；,（,3,）可逆回火脆性元素沿晶界富集。,73,2.7,奥氏体转变的应用举例,2.7.1,奥氏体不锈钢的固溶处理,使钢中,Cr,23,C,6,等碳化物第二相在加热过程中充分溶解于奥氏体，提高耐蚀性。,2.7.2,高锰钢的水韧处理,以,Mn13,为代表的高锰钢是指约含,w,(C)0.91.3,和,w,(Mn,)1114,的钢。这种钢在,10501100,范围内加热可以得到单一的奥氏体组织，然后迅速在水中冷却，称为,水韧处理,。,铸造状态：碳化物沿晶界析出硬度较高，韧性较差。,水韧处理目的：消除碳化物，得到单一的奥氏体组织。,2.7.3,高速钢淬火加热时的奥氏体晶粒度控制,小钻头：,1110,级；钻头：,910,级；车刀：,89.5,级。,74,张松,王佳华,宋长芹,.,复合铸造高铬铸铁轮锤的应用,.,铸造,1996,(3):41-43,75,8,号,9,号,10,号,11,号,图,2.22,奥氏体晶粒度的企业标准,76,