鋼中奧氏體的形成

1、鋼中奧氏體的形成第1頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三間隙大?。?Fe點(diǎn)陣常數(shù)為3.64時(shí)，最大空隙的半徑為0.52，C原子半徑0.77奧氏體點(diǎn)陣常數(shù)：C原子進(jìn)入空隙后，引起點(diǎn)陣畸變，點(diǎn)陣常數(shù)增大。溶入碳越多，點(diǎn)陣常數(shù)越大。第2頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三碳在奧氏體中最大溶解度：2.11wt%（1148oC），而不是八面體空隙被填滿時(shí)的17.7wt%。按最大溶解度計(jì)算，大約2.5個(gè)-Fe晶胞中才有一個(gè)C原子。合金鋼中的奧氏體：是C及合金元素溶于-Fe中形成的固溶體。Mn、Si 、Cr、Ni、Co等合金元素溶入-Fe后將取代Fe原子形成置換式

2、固溶體，引起點(diǎn)陣畸變和點(diǎn)陣常數(shù)變化。所以合金奧氏體的點(diǎn)陣常數(shù)除與碳含量有關(guān)外，還與合金元素的含量及合金元素原子和Fe原子的半徑差等因素有關(guān)。穩(wěn)定存在溫度：Fe-C合金：727以下不穩(wěn)定相Fe-C合金中加入足夠數(shù)量的擴(kuò)大相區(qū)的合金元素，室溫、室溫以下穩(wěn)定奧氏體鋼：能在室溫下以?shī)W氏體狀態(tài)使用的鋼。奧氏體呈順磁性，無(wú)磁鋼奧氏體的物理性能：密度最高，比體積最小，線膨脹系數(shù)最大，導(dǎo)熱性能最差，加熱速度？滑移系多，屈服強(qiáng)度低，易塑性變形，塑性成型？第3頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三Fe-Fe3C相圖：A1以下：A1以上：繼續(xù)升溫：亞共析鋼過(guò)共析鋼奧氏體的成份沿GS和ES曲線變化

3、GSE線以上，單相奧氏體。第二節(jié) 奧氏體形成的熱力學(xué)條件第4頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三相變驅(qū)動(dòng)力： Gv 系統(tǒng)自由能變化： G=VGv + S +V GsV： S： ：?jiǎn)挝幻娣e界面能Gs：應(yīng)變能注：奧氏體在高溫下形成，應(yīng)變能較小，相變的阻力主要是界面能共析鋼奧氏體和珠光體的體積自由能隨溫度的變化曲線：交于1點(diǎn)（727C）727C時(shí)，兩相自由能相等，相變不會(huì)發(fā)生高于A1時(shí)，Gv為負(fù)值，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。反之奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。相變必須在有過(guò)熱（過(guò)冷）的條件下才能進(jìn)行第5頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三加熱(冷卻)速度對(duì)臨界點(diǎn)影響：

4、加熱（冷卻）速度越大，過(guò)熱（過(guò)冷）程度也越大。 加熱和冷卻時(shí)發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度（即臨界點(diǎn)）不在同一溫度加熱時(shí)的臨界點(diǎn)：Ac1，Ac3，Accm, 冷卻時(shí)的臨界點(diǎn)：Ar1，Ar3，Arcm加熱速度和冷卻速度為0.125/min時(shí)，臨界點(diǎn)的移動(dòng)第6頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三共析成分珠光體：加熱至Ac1以上，將轉(zhuǎn)變成單相奧氏體第三節(jié) 奧氏體的形成機(jī)制碳的擴(kuò)散與重新分布、點(diǎn)陣重構(gòu)： 三者點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)相差很大，碳含量也不一樣轉(zhuǎn)變?nèi)^(guò)程分為四個(gè)階段： 奧氏體晶核形成、奧氏體晶核長(zhǎng)大 滲碳體溶解、奧氏體成分均勻化第7頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三一、奧氏體

5、晶核的形成形核位置 共析鋼中：通常形成于鐵素體和滲碳體交界面 優(yōu)先部位：珠光體團(tuán)邊界，珠光體與先共析鐵素體間的界面 亞共析鋼中 過(guò)熱度小，優(yōu)先在珠光體團(tuán)界、鐵素體/珠光體界面形成 過(guò)熱度大，也可以在片狀珠光體團(tuán)內(nèi)部鐵素體/滲碳體界面形核 快速加熱，過(guò)熱度大，奧氏體臨界晶核半徑小，成分范圍大， 故也可在鐵素體內(nèi)亞晶界上形成。亞共析鋼中奧氏體形核兩相區(qū)加熱單相區(qū)加熱第8頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三 ，20CrMnTi鋼淬火+高溫回火組織(+Fe3C) 加熱到兩相區(qū)時(shí)奧氏體的形成第9頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三二、奧氏體晶核的長(zhǎng)大A在F和F

6、e3C界面形成，長(zhǎng)大時(shí)-和-Fe3C相界面推進(jìn)奧氏體核在T1形成，相界面平直，界面處各相的碳濃度C-：與A接觸的F的C濃度 C-c：與Fe3C接觸的F的C濃度C-：與F接觸的A的C濃度 C-c：與Fe3C接觸的A的C濃度Cc-：與A相接觸的Fe3C的C濃度（6.67%） 奧氏體內(nèi)：出現(xiàn)碳濃度梯度， C從高濃度的奧氏體/滲碳體界面向 低濃度的奧氏體/鐵素體界面擴(kuò)散鐵素體內(nèi)：C在奧氏體中擴(kuò)散的同時(shí)，也在鐵素體中擴(kuò)散. 這種擴(kuò)散同樣也促進(jìn)奧氏體的長(zhǎng)大，但作用甚微。第10頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三共析鋼奧氏體晶核長(zhǎng)大示意圖a) 相界面推移示意圖；b) 奧氏體在T1溫度形

7、核時(shí)各相中C濃度第11頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三三、滲碳體的溶解和奧氏體的均勻化Fe3C溶解 奧氏體核形成后，向Fe3C中長(zhǎng)大的速度較低，鐵素體全部消失后將殘留一部分Fe3C 隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)，殘留Fe3C將繼續(xù)溶入奧氏體奧氏體成分的均勻化 Fe3C溶解結(jié)束時(shí)，奧氏體中仍存在C濃度梯度，繼續(xù)通過(guò)擴(kuò)散過(guò)程消除，稱為奧氏體均勻化。第12頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三奧氏體形成速度取決于形核率N和線生長(zhǎng)速度v。在等溫條件下，N和v均為常數(shù)。一、形核率在奧氏體均勻形核的條件下，形核率N與溫度T之間的關(guān)系為：第四節(jié) 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)C常數(shù)；

8、Gm擴(kuò)散激活能；T絕對(duì)溫度； k波爾茲曼常數(shù)；G*臨界形核功；轉(zhuǎn)變溫度升高，形核率N迅速增大 原子擴(kuò)散能力增加、相變驅(qū)動(dòng)力增大，臨界形核功G*減小、 奧氏體形核所需要的C濃度起伏減小。提高加熱速度，奧氏體晶粒細(xì)化 奧氏體形成溫度升高，奧氏體形核率急劇增大第13頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三表2-1 奧氏體形核率N和線生長(zhǎng)速度v與溫度的關(guān)系轉(zhuǎn)變溫度oC形核率N1/mm3s線生長(zhǎng)速度v（mm/s）轉(zhuǎn)變完成一半所需的時(shí)間s740760780800228011000515006160000.00050.0100.0260.041100931第14頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5

9、月20日，22點(diǎn)50分，星期三二、線生長(zhǎng)速度與長(zhǎng)大機(jī)制有關(guān)：碳在A中擴(kuò)散控制，碳在F中擴(kuò)散控制長(zhǎng)大受碳在A中擴(kuò)散控制：A在F和Ce之間，兩側(cè)向F與Ce推移， 速度為兩側(cè)推移速度之和，取決于碳原子在A中傳輸速度碳原子傳輸速度：碳在A中的擴(kuò)散系數(shù)、濃度梯度溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)增加，濃度梯度則與A的厚度以及溫度決定的 濃度差（C-c-C-）有關(guān)由擴(kuò)散定律導(dǎo)出A長(zhǎng)大的界面推移速度K常數(shù) DCC在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)dC/dX相界面處A中C的濃度梯度 C與F接觸的A的C濃度 C 與奧A接觸的F的C濃度； C C與Ce接觸的A的C濃度負(fù)號(hào)表示下坡擴(kuò)散第15頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星

10、期三A界面向兩側(cè)推移速度與D及dC/dX成正比，與界面兩側(cè)碳濃度差成反比T，D呈指數(shù)增加、C-c與C-差值增加而使Dc/Dx增加、 界面兩側(cè)碳濃度差（C- c - ）及（6.67- C-c ）均減小，故V 及V C均隨溫度升高而增加。F位于A與Ce中間：A長(zhǎng)大將受碳在F中擴(kuò)散控制。同樣可推導(dǎo)出V 為：Dc : dC/dX: F中D大，但式中dC/dX小，所以長(zhǎng)大速度很小 綜上：溫度升高，長(zhǎng)大? 第16頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三三 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線共析鋼等溫形成：形核率N和生長(zhǎng)速度v為常數(shù)奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線：轉(zhuǎn)變量與轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系，可得出各個(gè)溫度下等

11、溫形成的開(kāi)始及終了時(shí)間，溫度越高，N和v越大，等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線越靠左，等溫形成的開(kāi)始及終了時(shí)間越短，見(jiàn)表2-1。奧氏體等溫形成圖：不同溫度等溫形成的開(kāi)始及終了時(shí)間綜合繪制在轉(zhuǎn)變溫度與時(shí)間坐標(biāo)系上，TTT圖0.86%C鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線(a)和等溫形成圖(b)第17頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三A形成有孕育期轉(zhuǎn)變開(kāi)始：轉(zhuǎn)變終了：圖中終了曲線對(duì)應(yīng)F全部消失時(shí)間，還有滲碳體全部溶解、A成分完全均勻化，所需的時(shí)間都很長(zhǎng)圖2-10 共析鋼奧氏體等溫形成圖第18頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三亞共析鋼、過(guò)共析鋼：P全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，F(xiàn)或Ce繼續(xù)

12、轉(zhuǎn)變 需要通過(guò)C原子在A中的擴(kuò)散及A與剩余相間相界推移來(lái)進(jìn)行 F轉(zhuǎn)變終了曲線、Ce溶解終了曲線畫(huà)在A等溫形成圖中 過(guò)共析鋼的Ce溶解和A成分均勻化所需時(shí)間要長(zhǎng)得多奧氏體等溫形成圖 (a) 1.2%C鋼) (b)0.45%C鋼第19頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三四、影響奧氏體形成速度的因素：溫度、原始組織、化學(xué)成分等 影響A形核率、線生長(zhǎng)速度，從而影響A形成速度（一）加熱溫度溫度高，轉(zhuǎn)變快相變驅(qū)動(dòng)力增大，C原子擴(kuò)散快，N及V均大大增加，表2-1，A形成速度快圖2-10，奧氏體形成溫度越高，轉(zhuǎn)變的孕育期越短，轉(zhuǎn)變完成時(shí)間也越短快速加熱細(xì)化晶粒溫度升高，形核率增速高于生長(zhǎng)

13、速度增速。表2-1，轉(zhuǎn)變溫度從740oC提高到800oC時(shí)，形核率增長(zhǎng)270倍，而線生長(zhǎng)速度只增加80倍。A形成溫度越高，所得起始晶粒越細(xì)。快速加熱、短時(shí)保溫等強(qiáng)韌化處理新工藝 高碳工具鋼溫度升高，A/F界面向F推移的速度與A/Ce界面向Ce推移的速度之比也增大。如，780oC時(shí)，二者之比為14.8， 800oC時(shí)，為19.1（由式2-4計(jì)算）。A形成溫度升高，F(xiàn)消失時(shí)殘留Ce量增大，A的平均碳含量降低。第20頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三(二)鋼的碳含量和原始組織鋼中C越高，A形成越快 鋼中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

14、，C擴(kuò)散距離減少 C和Fe原子的擴(kuò)散系數(shù)也增大，這些加快A的形成。 但過(guò)共析鋼中，Ce數(shù)量過(guò)多，隨C增加，也會(huì)引起殘留Ce溶解和 A均勻化時(shí)間的延長(zhǎng)。原始組織越細(xì)，A形成越快 鋼成分相同，原始組織中Ce分散度越高，F(xiàn)/Ce界面越多，N越大 Ce分散度高、P片間距減小，A中C的濃度梯度增大，擴(kuò)散加快 760oC時(shí)，P片間距從0.5m減至0.1m，A線生長(zhǎng)速度約增7倍 鋼原始組織為屈氏體時(shí)，A形成速度比S和P都快原始組織為片狀P，比粒狀P的A形成快 片狀P中的Ce呈薄片狀，相界面大，所以加熱時(shí)A形核率高第21頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三 不影響P到A轉(zhuǎn)變機(jī)制，影響：C

15、e穩(wěn)定性、C在A中擴(kuò)散系數(shù)，且在Ce和基體間分配不同 因此Me影響A的形成速度、碳化物溶解、奧氏體均勻化速度影響擴(kuò)散 強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mo、W等：降低C在A中擴(kuò)散系數(shù)，顯著減 慢A形成速度 非碳化物形成元素Co和Ni：增大C在A中擴(kuò)散系數(shù)，加速A形成 Si和Al：對(duì)C在A中擴(kuò)散影響不大，對(duì)A形成速度無(wú)顯著影響影響臨界點(diǎn)及A形成速度Me改變A1、A3、Acm等位置，并使之?dāng)U大為一個(gè)溫度范圍，改變相變時(shí)的過(guò)熱度，影響奧氏體形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1點(diǎn)，相對(duì)地增大過(guò)熱度，提高A形成速度Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1點(diǎn)，相對(duì)地降低過(guò)熱度，減慢奧A形成速度(三)合金元素

16、Me的影響第22頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三影響珠光體片層間距、改變C在A中的溶解度 影響相界面濃度差、C在A中濃度梯度、形核功等，影響A形成速度Me在鋼中的分布是不均勻 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； 強(qiáng)碳化物形成元素主要分布在特殊碳化物中，如Mo、W、V、Ti等。 鋼中含1%Cr時(shí)，退火狀態(tài)下碳化物中約含5%Cr，而-Fe中僅含0.5%Cr，可見(jiàn)Cr主要集中在碳化物中。 鋼中含4%Ni時(shí)，在退火狀態(tài)下碳化物中僅含1%Ni，大部分存在于固溶體中。 Me在鋼中分布的不均勻性，在碳化物完全溶解后也還存在

17、 合金鋼A均勻化，C均勻化外，Me均勻化。由于Me的擴(kuò)散系數(shù)僅相當(dāng)于碳的1/10001/10000，同時(shí)，碳化物形成元素還降低C在A中的擴(kuò)散系數(shù)，故VC、TiC等特殊碳化物更難于溶解。 因此，合金鋼A均勻化過(guò)程比碳鋼長(zhǎng)得多。 為使合金鋼A成分均勻化，較高溫度和較長(zhǎng)時(shí)間。第23頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三第五節(jié) 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成 生產(chǎn)條件下，加熱速度較快，A多在連續(xù)加熱過(guò)程形成。 A形成過(guò)程可看成是許多等溫過(guò)程的疊加。 與等溫形成過(guò)程一樣，經(jīng)過(guò)形核、長(zhǎng)大、殘留Ce溶解、A均勻化四個(gè)階段，但有特點(diǎn)：第24頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三

18、 連續(xù)加熱條件下A形成的熱分析曲線 等速加熱，A形成過(guò)程的熱分析曲線呈馬鞍形。 加熱速度不大：轉(zhuǎn)變速度小，吸收的熱量（相變潛熱）q亦很小，外界提供熱量Q等于轉(zhuǎn)變消耗熱量q，全部熱量用于形成A，溫度不再上升，出現(xiàn)平臺(tái)，轉(zhuǎn)變?cè)诘葴叵逻M(jìn)行。 加熱速度快：此時(shí)Qq，供給熱量除用于轉(zhuǎn)變外尚有剩余，將使溫度繼續(xù)上升，但升溫速度減慢，因而偏離直線，如圖中aa1段。 隨轉(zhuǎn)變溫度升高，轉(zhuǎn)變速度加快，轉(zhuǎn)變所需熱量增加，當(dāng)達(dá)到q=Q時(shí)，將出現(xiàn)平臺(tái)。隨轉(zhuǎn)變速度進(jìn)一步加快，A大量形成，消耗大量熱量，導(dǎo)致qQ，溫度開(kāi)始下降，出現(xiàn)a1c段；最后，轉(zhuǎn)變速度逐漸降低，當(dāng)Qq時(shí)，溫度復(fù)又上升。一、轉(zhuǎn)變?cè)谝粋€(gè)溫度范圍內(nèi)完成 鋼連續(xù)

19、加熱時(shí)，A形成的各個(gè)階段都是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的，且隨加熱速度的增大，各個(gè)階段的轉(zhuǎn)變溫度范圍均向高溫推移并擴(kuò)大。第25頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三 提高加熱速度，aa1段向高溫推移，下降段逐漸消失，兩者合并為一斜率較小的直線且隨加熱速度的進(jìn)一步提高繼續(xù)向高溫推移并縮短。 0.85%C鋼在不同加熱速度下的加熱曲線 第26頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三二、轉(zhuǎn)變速度隨加熱速度增加而增加 從圖2-14中，得出不同加熱速度下的A形成開(kāi)始及終了的溫度與時(shí)間。 將開(kāi)始點(diǎn)及終了點(diǎn)連接成線，得出共析碳鋼在連續(xù)加熱時(shí)的A形成圖。 加熱速度越快，開(kāi)始和終了

20、溫度越高，轉(zhuǎn)變所需時(shí)間越短，即A形成速度越快 連續(xù)加熱時(shí)，P到A轉(zhuǎn)變的各個(gè)階段都不是在恒定的溫度下進(jìn)行的，而是在一個(gè)相當(dāng)大的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，加熱速度越快，轉(zhuǎn)變溫度范圍越大。圖2-15 共析碳鋼連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體形成圖（V1V2V3V4）第27頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三 三、奧氏體成分不均勻性隨加熱速度增大而增大 連續(xù)加熱時(shí)，速度增加，轉(zhuǎn)變溫度高，C-減小，C-c增大：Ce來(lái)不及充分溶解，C和Me的原子來(lái)不及充分?jǐn)U散。結(jié)果A中碳、Me分布不均勻 圖2-16 加熱速度和溫度對(duì)40鋼A內(nèi)高碳區(qū)最高碳含量的影響 隨加熱速度的升高，高碳區(qū)內(nèi)最高碳含量也增大，并向高溫方向

21、推移。 原為P和F區(qū)域內(nèi)的A碳含量差別增大，并且剩余碳化物數(shù)量增多，導(dǎo)致A基體的平均碳含量降低。生產(chǎn)中可能出現(xiàn)： 亞共析鋼：加熱速度快，保溫時(shí)間短，淬火后得到碳含量低于平均成分的M和尚未完全轉(zhuǎn)變的F及碳化物，應(yīng)注意避免，辦法是細(xì)化原始組織 高碳鋼：碳含量低于共析成分的低、中碳M及剩余碳化物，提高韌性加熱速度和溫度對(duì)0.4%C鋼A中高碳區(qū)最高碳含量的影響第28頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三， 。 四、奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細(xì)化 快速加熱，轉(zhuǎn)變過(guò)熱度增大，A形核率急劇增大，線生長(zhǎng)速度也隨之增加，但較少，長(zhǎng)大時(shí)間短，A晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，立即淬火可以獲得超細(xì)組織。

22、 如，采用超高頻脈沖加熱（時(shí)間為10-3s）淬火后，在兩萬(wàn)倍的顯微鏡下也難以分辨出A晶粒大小。 綜上所述， 連續(xù)加熱時(shí)，隨加熱速度增大，A形成被推向高溫，A起始晶粒細(xì)化 同時(shí)，由于殘留碳化物數(shù)量隨加熱速度增加而增多，故A的平均碳含量下降. 這兩個(gè)因素均可提高淬火M的強(qiáng)韌性。 近年來(lái)發(fā)展起來(lái)的快速加熱、超快速加熱和脈沖加熱淬火均是據(jù)此而發(fā)展出來(lái)的。第29頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三第六節(jié) 奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制 A晶粒大小對(duì)冷卻轉(zhuǎn)變過(guò)程及所得組織、性能影響很大 了解A晶粒長(zhǎng)大規(guī)律，控制A晶粒大小意義很大一、奧氏體晶粒度A晶粒度：表示A晶粒大小 n：放大100倍時(shí)，1

23、平方英寸面積內(nèi)的晶粒數(shù)（個(gè)/in2）N：A晶粒度級(jí)別14級(jí)粗晶粒（晶粒平均直徑為0.250.088mm），58級(jí)細(xì)晶粒（晶粒平均直徑為0.0620.022mm），8級(jí)以上為超細(xì)晶粒。 隨著控制軋制、控制冷卻工藝的發(fā)展，已經(jīng)很容易獲得1112級(jí)超細(xì)晶粒鋼（晶粒平均直徑小于10m），性能大幅度提高 國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB6394-86備有標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖第30頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三三種A晶粒度：起始晶粒度：A形成過(guò)程剛結(jié)束時(shí)的晶粒度 取決于形核率N和線生長(zhǎng)速度V， N/V值越大，n越大，晶粒越細(xì) 加熱溫度對(duì)奧氏體晶粒大小的影響實(shí)際晶粒度：熱處理加熱終了時(shí)的晶粒度 取決于鋼材的本

24、質(zhì)晶粒度及實(shí)際加熱條件。加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，越粗大本質(zhì)晶粒度：YB2764（93010oC、保溫38h）的晶粒度： 本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，本質(zhì)粗晶粒鋼表示鋼在一定的條件下A晶粒長(zhǎng)大的傾向性，決定于鋼種、冶煉方法等第31頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三二、影響A晶粒長(zhǎng)大的因素A晶粒形成后，長(zhǎng)大，規(guī)律：大晶粒吞并周?chē)【Я６箍偩Ы缑娣e減小長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力：界面能減小，與晶界曲率半徑和界面能有關(guān)。 晶界曲率半徑越?。ňЯＴ郊?xì)），界面能越大，A晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力越 大，即晶粒長(zhǎng)大的傾向性越強(qiáng)。長(zhǎng)大阻力：分布在晶界上的未溶粒子則對(duì)晶界起釘扎作用 可見(jiàn)，晶粒長(zhǎng)大過(guò)程受加熱速度、加熱溫度、

25、保溫時(shí)間、鋼的成分、未 溶粒子的性質(zhì)、數(shù)量、大小和分布，以及原始組織等因素的影響。（一）加熱溫度和保溫時(shí)間的影響溫度越高，時(shí)間越長(zhǎng)，A晶粒就越粗大。每一溫度保溫過(guò)程中都有一個(gè)加速長(zhǎng)大期，一定的大小后，長(zhǎng)大趨勢(shì)將減緩直至停止長(zhǎng)大。 溫度越高，A晶粒長(zhǎng)大得越快，也長(zhǎng)得越大。A晶粒大小與加熱溫度、保溫時(shí)間的關(guān)系（0.48%C，0.82%Mn鋼）第32頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三A晶粒平均長(zhǎng)大速度 （晶粒平均直徑隨時(shí)間的變化率）與晶界遷移速率及晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力（總晶界能）成正比，與晶粒平均直徑 成反比 K常數(shù)k波爾茲曼常數(shù)；T絕對(duì)溫度；Gm擴(kuò)散激活能；由可見(jiàn)，加熱溫度升高，

26、A晶粒長(zhǎng)大速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。同時(shí)，晶粒越細(xì)小，界面能越高，晶粒長(zhǎng)大速度越大。當(dāng)晶粒長(zhǎng)大到一定限度時(shí)，由于 增大，減小，而使 降低，即長(zhǎng)大速度減慢。第33頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三（二）加熱速度的影響 加熱速度越大，A形成溫度越高，形核率與長(zhǎng)大速度之比隨之增大（見(jiàn)表2-1），因此快速加熱時(shí)可以獲得細(xì)小的起始晶粒度。加熱速度越快，A起始晶粒度越細(xì)?。▓D2-19）。所以，快速加熱，短時(shí)間保溫可以獲得細(xì)小的A晶粒。 但如長(zhǎng)時(shí)間保溫，由于A起始晶粒細(xì)小，加之加熱溫度高，A晶粒很容易長(zhǎng)大。圖2-19 奧氏體晶粒大小與加熱速度的關(guān)系第34頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月2

27、0日，22點(diǎn)50分，星期三（三）碳含量的影響 溫度、時(shí)間一定時(shí)，A晶粒大小隨鋼中碳含量的增加先增后減，出現(xiàn)極大值。極大值與加熱溫度有關(guān)（圖2-20）。 碳含量增加時(shí)，C原子在A中的擴(kuò)散系數(shù)及Fe的自擴(kuò)散系數(shù)均增大，故A晶粒長(zhǎng)大傾向增大。 超過(guò)一定碳含量，出現(xiàn)阻止A晶粒長(zhǎng)大的二次滲碳體，故隨鋼中碳含量的增加，二次數(shù)量增多，阻止A晶粒長(zhǎng)大，使A晶粒度增加。 過(guò)共析鋼在Ac1-Accm之間加熱時(shí)，可以保持較為細(xì)小的晶粒，而在相同的加熱溫度下，共析鋼的晶粒長(zhǎng)大傾向最大，這是因?yàn)楣参鲣摰腁中沒(méi)有未溶二次。圖2-20 鋼中碳含量對(duì)A晶粒長(zhǎng)大的影響（保溫時(shí)間均為3h）第35頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20

28、日，22點(diǎn)50分，星期三 （四）合金元素的影響Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta強(qiáng)碳、氮化合物形成元素，形成熔點(diǎn)高、穩(wěn)定性強(qiáng)、不易聚集長(zhǎng)大的NbC、NbN、Nb（C、N）、TiC等化合物，阻止晶粒長(zhǎng)大W、Mo、Cr等形成較易溶解碳化物，也能阻止A晶粒長(zhǎng)大，影響程度中等。不形成化合物的Si和Ni，影響很小，Cu幾乎沒(méi)有影響。Mn、P、C、O：一定限度以下時(shí)，增大A晶粒長(zhǎng)大傾向。 未溶粒子阻力，與粒子體積分?jǐn)?shù)及A晶界的界面能成正比，與未溶粒子半徑成反比，未溶粒子量越多，越細(xì)，阻力越大。 曲面晶界提供的A晶界移動(dòng)的推力決定于界面曲率半徑。A晶粒長(zhǎng)大，晶界曲率半徑增加，推力降低，當(dāng)降到與未溶粒子提供的阻

29、力相等時(shí)晶界停止移動(dòng)，停止長(zhǎng)大。 加熱溫度超過(guò)未溶粒子溶解溫度，粒子消失，A晶粒將迅速長(zhǎng)大本質(zhì)粗、細(xì)晶粒鋼差異：脫氧方法：Al脫氧 Si、Mn脫氧少量Nb、V、Ti Ti、Zr、Nb、V、Al對(duì)A晶粒粗化溫度的影響第36頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三 三、鋼在加熱時(shí)的過(guò)熱現(xiàn)象過(guò)熱：熱處理加熱不當(dāng)（溫度過(guò)高、時(shí)間過(guò)長(zhǎng)），引起A實(shí)際晶粒度粗大，隨后淬火或正火時(shí)得到十分粗大的組織，從而使鋼的機(jī)械性能顯著惡化（如沖擊韌性下降，斷口呈粗晶狀等）的現(xiàn)象。鋼過(guò)熱，在淬火時(shí)極易發(fā)生變形和開(kāi)裂過(guò)熱返修： 如過(guò)熱A冷卻轉(zhuǎn)變成M等非平衡組織，則很難用上述方法消除過(guò)熱。第37頁(yè)，共48頁(yè)，

30、2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三 第七節(jié) 非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成非平衡組織（M、B、M回、W等）加熱， A形成初期獲得針狀和顆粒狀兩種形態(tài)A晶粒，影響最終晶粒粗細(xì)等形成規(guī)律：與鋼成分、原始組織、加熱條件等有關(guān) 以板條M為例，討論非平衡組織加熱時(shí)A形成一、針狀?yuàn)W氏體的形成 低、中碳合金鋼，板條狀M為原始組織，Ac1Ac3間，慢速和極快速加熱時(shí)，在M板條間可形成針狀A(yù)。原A晶界、M束界及塊界則形成顆粒狀A(yù)。 慢速加熱，針狀A(yù)常在M板條邊界上處形核，沿板條界長(zhǎng)成針狀A(yù) 非平衡組織加熱時(shí)形成的針狀?yuàn)W氏體第38頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三一束M板條中的板條

31、間形成的針狀A(yù)可能具有相同的空間取向，且都和M板條保持K-S關(guān)系： (111)/(011)；011 /111 延長(zhǎng)時(shí)間、提高溫度，同一板條束內(nèi)的針狀A(yù)可長(zhǎng)大合并為一個(gè)等軸A晶粒，但仍可在觀察到針狀A(yù)的痕跡。不同點(diǎn)：（1）在原A晶界上存在部分細(xì)小的等軸A晶粒；（2）在原始A晶粒內(nèi)也存在與周?chē)鶤向不同的孤立的等軸A晶粒，它們可能是在M束界、塊界或夾雜物邊界上形成的針狀A(yù)在板條M基體上形核長(zhǎng)大過(guò)程示意圖a) 析出Fe3C的板條M；b) 針狀A(yù)形核；c) 針狀A(yù)合并長(zhǎng)大；d) 粗大A晶粒復(fù)原；e) 淬火后獲得的粗大板條A第39頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三形成針狀A(yù)的先決條

32、件： 原始組織中的M板條加熱到Ac1以上時(shí)未再結(jié)晶，板條特征保留 如Ac1Ac3之間，M板條已再結(jié)晶，板條特征消失，不形成針狀A(yù)，原始A晶粒不復(fù)原形核機(jī)制：由上述歸納出 慢加熱，針狀A(yù)形核前，M已分解，沿板條界析出Fe3C，但基體并未再結(jié)晶，為先決條件 A核一般在有Fe3C的板條界形成，沿板條界長(zhǎng)成針狀A(yù)。 新形成的A核與F及Ce都保持晶體學(xué)位向關(guān)系，故只可能只有一種取向，可能合并。極快速加熱：少量殘余A來(lái)不及分解，為A核，長(zhǎng)成的針狀A(yù)具有相同的空間取向，能合并成大晶粒。第40頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三二、顆粒狀?yuàn)W氏體的形成中速加熱時(shí)形成： 非平衡態(tài)組織加熱到A

33、c1Ac3之間或Ac3以上，將在原A晶界、M束界、塊界，甚至板條界通過(guò)擴(kuò)散型相變形成顆粒狀A(yù)。 淬火M中的束界、塊界和板條界等形核位置較多，形成顆粒狀A(yù)往往很細(xì) 三、粗大奧氏體晶粒的遺傳性及其控制鋼的組織遺傳： 粗大非平衡組織加熱，一定條件下，新A晶粒可能繼承和恢復(fù)原粗大A晶粒結(jié)果： 粗大組織遺傳，鋼的韌性得不到恢復(fù)，斷口仍呈粗晶狀，過(guò)熱組織的影響在重新A化后未能消除第41頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三（一）影響鋼組織遺傳因素1、原始組織 當(dāng)原始組織為P類(lèi)型組織時(shí)，一般不發(fā)生； 原始組織為非平衡組織時(shí)，組織遺傳較普遍。其中以貝氏體較馬氏體的組織遺傳性強(qiáng)。 合金結(jié)構(gòu)鋼

34、容易得到非平衡組織，所以容易出現(xiàn)組織遺傳。2、加熱速度 非平衡組織的合金鋼加熱，不論是慢速加熱還是快速加熱都容易出現(xiàn)組織遺傳現(xiàn)象，只有采用中速加熱時(shí)才有可能避免出現(xiàn)組織遺傳。加熱速度對(duì)組織遺傳的影響第42頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三（二）斷口遺傳斷口遺傳：消除了組織遺傳后，A晶粒細(xì)化，但斷口粗大，細(xì)晶粒組織出現(xiàn)粗晶斷口 如，30CrMnSi和37CrNi3鋼經(jīng)1280oC加熱淬油，A晶粒為1級(jí)，再次以100200 oC/min的速度加熱至860oC水淬，A晶粒已經(jīng)細(xì)化至68級(jí)，但斷口仍是粗大的。斷口遺傳按形成機(jī)制可分為四類(lèi)：1. 石狀斷口。過(guò)熱鋼中的MnS等將溶入

35、奧氏體中，因Mn與S是內(nèi)表面活性物質(zhì)，向A晶界偏聚，過(guò)熱后慢冷，MnS將沿奧氏體晶界析出，再次正常溫度加熱，粗大組織細(xì)化，但原粗大奧氏體晶界分布MnS不能溶解，仍分布在原奧氏體晶界，使原奧氏體晶界弱化，故斷裂將沿原奧氏體晶界發(fā)生，形成粗大斷口，稱為石狀斷口。2.偽斷口遺傳。過(guò)熱不嚴(yán)重，與MnS無(wú)關(guān)過(guò)熱淬火組織中速加熱，原粗大奧氏體晶界形成的新的奧氏體的核只能往一側(cè)長(zhǎng)成球冠狀，故原粗大奧氏體晶粒邊界將成為新形成的小奧氏體晶粒邊界而被保留。類(lèi)似粗晶斷口，實(shí)則沿新小晶粒邊界斷裂的細(xì)晶斷口，不降低鋼韌性第43頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20日，22點(diǎn)50分，星期三3. 與晶粒內(nèi)織構(gòu)有關(guān)的偽斷口遺傳。 在發(fā)生穿晶準(zhǔn)解理斷裂時(shí)也可能出現(xiàn)一種偽斷口遺傳。 晶內(nèi)織構(gòu)：一個(gè)粗大奧氏體晶粒衍生出來(lái)的空間取向不同的眾多的細(xì)小奧氏體晶粒的低指數(shù)晶面很可能是平行的。如果穿晶準(zhǔn)解理斷裂是沿這樣的低指數(shù)晶面發(fā)展將呈現(xiàn)出粗晶穿晶斷口。4.與回火脆性有關(guān)的斷口遺傳。 當(dāng)?shù)诙握囟燃訜岽慊鸬玫郊?xì)小馬氏體組織后，如果在發(fā)生低溫回火脆性或高溫回火脆性的溫度區(qū)域回火，則伴隨著回火脆性的發(fā)生，將出現(xiàn)沿原粗大奧氏體晶界的斷裂，出現(xiàn)斷口遺傳。第一次過(guò)熱時(shí)在原奧氏體晶界發(fā)生了Cr、Ni、S、P等能促進(jìn)回火脆性的元素的偏聚。第二次正常溫度加熱時(shí)，這些偏聚未能消除，第44頁(yè)，共48頁(yè)，2022年，5月20