第2章_鋼中奧氏體的形成

1、第二章第二章 鋼中奧氏體的形成鋼中奧氏體的形成 為了使鋼件經(jīng)熱處理后能夠獲得所需的組織為了使鋼件經(jīng)熱處理后能夠獲得所需的組織和性能，大多數(shù)熱處理工藝（如淬火、正火和普和性能，大多數(shù)熱處理工藝（如淬火、正火和普通退火）都需先將鋼件加熱至臨界點(diǎn)以上，使之通退火）都需先將鋼件加熱至臨界點(diǎn)以上，使之轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體（稱為奧氏體化），然后再以一定轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體（稱為奧氏體化），然后再以一定的方式冷卻使之轉(zhuǎn)變?yōu)樗杞M織。鋼加熱時(shí)形成的方式冷卻使之轉(zhuǎn)變?yōu)樗杞M織。鋼加熱時(shí)形成的奧氏體組織形態(tài)對(duì)熱處理后的組織和性能有很的奧氏體組織形態(tài)對(duì)熱處理后的組織和性能有很大的影響。大的影響。1第一節(jié)第一節(jié) 奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和

2、性能奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和性能奧氏體的結(jié)構(gòu)奧氏體組織奧氏體的性能2一、奧氏體的結(jié)構(gòu)一、奧氏體的結(jié)構(gòu) 奧氏體是奧氏體是C在在-Fe中中的固溶體。的固溶體。 C原子在原子在-Fe點(diǎn)陣中處點(diǎn)陣中處于面心立方晶胞的中心或于面心立方晶胞的中心或棱邊中點(diǎn)。棱邊中點(diǎn)。一個(gè)面心立方晶胞中含有一個(gè)面心立方晶胞中含有 個(gè)個(gè)Fe原子。原子。如果所有間隙位置都填滿如果所有間隙位置都填滿C原子的話，一個(gè)晶胞中原子的話，一個(gè)晶胞中含有含有 個(gè)個(gè)C原子。原子。443 但實(shí)際上，奧氏體的最大碳含量原子百分比為但實(shí)際上，奧氏體的最大碳含量原子百分比為10，說(shuō)明，說(shuō)明C原子不可能是填滿的狀態(tài)。這是因?yàn)樵硬豢赡苁翘顫M的狀態(tài)。這是因

3、為C原子進(jìn)入間隙位置后將引起原子進(jìn)入間隙位置后將引起點(diǎn)陣畸變點(diǎn)陣畸變，使其周圍，使其周圍的間隙位置不可能都填滿的間隙位置不可能都填滿C原子。原子。同時(shí)同時(shí)C原子的加入會(huì)增加奧氏體的晶格參數(shù)。原子的加入會(huì)增加奧氏體的晶格參數(shù)。45 二、奧氏體的組織二、奧氏體的組織 奧氏體的組織通常是由等軸狀的多邊形晶粒奧氏體的組織通常是由等軸狀的多邊形晶粒所組成，晶內(nèi)?？沙霈F(xiàn)孿晶組織。所組成，晶內(nèi)常可出現(xiàn)孿晶組織。6 三、奧氏體的性能三、奧氏體的性能 奧氏體是鋼中的高溫穩(wěn)定相，但若鋼中加奧氏體是鋼中的高溫穩(wěn)定相，但若鋼中加入足夠量的能夠擴(kuò)大入足夠量的能夠擴(kuò)大相區(qū)相區(qū)的元素，則可使奧氏的元素，則可使奧氏體在室溫成

4、為穩(wěn)定相。因此，奧氏體可以是鋼體在室溫成為穩(wěn)定相。因此，奧氏體可以是鋼在使用時(shí)的一種組織狀態(tài)，以?shī)W氏體狀態(tài)使用在使用時(shí)的一種組織狀態(tài)，以?shī)W氏體狀態(tài)使用的鋼稱為奧氏體鋼。的鋼稱為奧氏體鋼。7Fcc結(jié)構(gòu)結(jié)構(gòu)塑性塑性加工成形性好加工成形性好。最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)比體積小比體積小。鐵原子的鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)小擴(kuò)散系數(shù)小熱強(qiáng)性好熱強(qiáng)性好高溫用鋼。高溫用鋼。線膨脹系數(shù)大線膨脹系數(shù)大制作熱膨脹靈敏的儀表元件；制作熱膨脹靈敏的儀表元件；導(dǎo)熱性能差導(dǎo)熱性能差不宜采用過(guò)大的加熱速度，以免引起不宜采用過(guò)大的加熱速度，以免引起工件變形。工件變形。8第二節(jié)第二節(jié) 奧氏體形成的熱力學(xué)條件奧氏體形成的熱力學(xué)條件當(dāng)

5、溫度升高到當(dāng)溫度升高到GSE線以上時(shí)，線以上時(shí)，都將得到單相奧都將得到單相奧氏體。氏體。C在在PS之間之間C濃度在濃度在SE之間之間9奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力是新相奧氏體和母相之間的奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力是新相奧氏體和母相之間的體積自由能差體積自由能差。相變阻力是界面能和彈性應(yīng)變能。相變阻力是界面能和彈性應(yīng)變能。相變過(guò)程中系統(tǒng)自由能變化相變過(guò)程中系統(tǒng)自由能變化 G =V GV + S + V Gs 奧氏體是在高溫下形成，其彈性應(yīng)變能很小，因奧氏體是在高溫下形成，其彈性應(yīng)變能很小，因此其相變阻力主要是界面能。此其相變阻力主要是界面能。10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

6、）珠光體（珠光體（P）和奧氏體（）和奧氏體（）自）自由能和溫度的關(guān)系示意圖由能和溫度的關(guān)系示意圖 727C時(shí)，兩相自由能時(shí)，兩相自由能相等，相變不會(huì)發(fā)生相等，相變不會(huì)發(fā)生 高于高于A1時(shí)，時(shí)，Gv為負(fù)值，為負(fù)值，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。 低于低于A1時(shí)，奧氏體將轉(zhuǎn)時(shí)，奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。變?yōu)橹楣怏w。 相變必須在有過(guò)熱（過(guò)冷）相變必須在有過(guò)熱（過(guò)冷）的條件下才能進(jìn)行的條件下才能進(jìn)行原因？原因？阻力阻力11 加熱（冷卻）速度加熱（冷卻）速度越大，過(guò)熱（過(guò)冷）越大，過(guò)熱（過(guò)冷）程度也越大。程度也越大。 加熱和冷卻時(shí)發(fā)生加熱和冷卻時(shí)發(fā)生轉(zhuǎn)變的溫度（即臨界轉(zhuǎn)變的溫度（即臨界點(diǎn)）不在

7、同一溫度。點(diǎn)）不在同一溫度。加 熱 時(shí) 的 臨 界 點(diǎn) ：加 熱 時(shí) 的 臨 界 點(diǎn) ：Ac1，Ac3，Accm, 冷 卻 時(shí) 的 臨 界 點(diǎn) ：冷 卻 時(shí) 的 臨 界 點(diǎn) ：Ar1，Ar3，Arcm加熱速度和冷卻速度為加熱速度和冷卻速度為0.125/min時(shí)，臨界點(diǎn)的移動(dòng)時(shí)，臨界點(diǎn)的移動(dòng)加熱加熱( (冷卻冷卻) )速度對(duì)臨界點(diǎn)影響速度對(duì)臨界點(diǎn)影響擴(kuò)散來(lái)擴(kuò)散來(lái)不及不及12面心立方點(diǎn)陣復(fù)雜斜方點(diǎn)陣體心立方點(diǎn)陣以上加熱至C%77. 0AcC%67. 6CFeC%02. 013第三節(jié)第三節(jié) 奧氏體的形成機(jī)制奧氏體的形成機(jī)制點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)相差很大點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)相差很大碳含量不一樣碳含量不一樣擴(kuò)散、重新分?jǐn)U散、重新

8、分布及點(diǎn)陣重構(gòu)布及點(diǎn)陣重構(gòu)13奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程：奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程：奧氏體晶核形成奧氏體晶核形成奧氏體成分均勻化奧氏體成分均勻化奧氏體晶核長(zhǎng)大奧氏體晶核長(zhǎng)大滲碳體溶解滲碳體溶解14一、奧氏體形核一、奧氏體形核形核位置？形核位置？ 珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)邊界邊界 鐵素體和鐵素體和滲碳體交滲碳體交界面界面 珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)與先共析與先共析鐵素體之鐵素體之間的界面間的界面過(guò)冷度較小：珠光體團(tuán)邊界、鐵素體過(guò)冷度較小：珠光體團(tuán)邊界、鐵素體/珠光體珠光體界面界面過(guò)冷度較大：珠光體團(tuán)內(nèi)部鐵素體過(guò)冷度較大：珠光體團(tuán)內(nèi)部鐵素體/珠光體界珠光體界面面15 另外，在快速加熱時(shí)，因?yàn)橄嘧冞^(guò)熱度大，另外，在快速加熱時(shí)，因?yàn)橄嘧冞^(guò)熱

9、度大，奧氏體臨界晶核半徑小，奧氏體成分范圍大，所奧氏體臨界晶核半徑小，奧氏體成分范圍大，所以它也可以在鐵素體內(nèi)部的以它也可以在鐵素體內(nèi)部的亞晶界亞晶界上形核。上形核。16二、奧氏體晶核的長(zhǎng)大二、奧氏體晶核的長(zhǎng)大實(shí)質(zhì)實(shí)質(zhì)/界面界面和和/Fe3C界面向界面向鐵素體和滲碳體鐵素體和滲碳體推移的過(guò)程。推移的過(guò)程。17C C鐵素體轉(zhuǎn)變成奧氏體降鐵素體轉(zhuǎn)變成奧氏體降低低C含量含量C-c C-C原子從原子從/c界面向界面向/界界面擴(kuò)散，使?jié)B碳體溶解，面擴(kuò)散，使?jié)B碳體溶解，界面推進(jìn)界面推進(jìn)18 在奧氏體晶體長(zhǎng)大過(guò)程中，由于在奧氏體晶體長(zhǎng)大過(guò)程中，由于/Fe3C相界面相界面處的碳濃度差（處的碳濃度差（Ccem/

10、C/cem）遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于）遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于/相界相界面處的碳濃度差（面處的碳濃度差（C/C/），所以只需溶解一），所以只需溶解一小部分滲碳體就可以使其相界面處的奧氏體達(dá)到小部分滲碳體就可以使其相界面處的奧氏體達(dá)到飽和，而必須溶解大量的鐵素體才能使其相界面飽和，而必須溶解大量的鐵素體才能使其相界面處奧氏體的碳濃度趨于平衡。處奧氏體的碳濃度趨于平衡。 所以，所以，長(zhǎng)大中的奧氏體溶解鐵素體的速度始終長(zhǎng)大中的奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度大于溶解滲碳體的速度，故在共析鋼中總是鐵素，故在共析鋼中總是鐵素體先消失，有剩余滲碳體殘留下來(lái)。體先消失，有剩余滲碳體殘留下來(lái)。三、滲碳體的溶解三、滲碳體的溶解1

11、920 一般認(rèn)為滲碳體的溶解是通過(guò)一般認(rèn)為滲碳體的溶解是通過(guò)Fe3C中的碳原子中的碳原子向向中擴(kuò)散和鐵原子向貧碳中擴(kuò)散和鐵原子向貧碳Fe3C擴(kuò)散以及擴(kuò)散以及Fe3C向向晶晶體點(diǎn)陣改組來(lái)完成的。體點(diǎn)陣改組來(lái)完成的。21四、奧氏體的均勻化四、奧氏體的均勻化滲碳體溶解后，滲碳體溶解后，C原子不均勻原子不均勻繼續(xù)加繼續(xù)加熱或保熱或保溫溫C原子原子擴(kuò)散擴(kuò)散C原子趨原子趨于均勻于均勻22形核形核長(zhǎng)大長(zhǎng)大滲碳體溶解滲碳體溶解奧氏體均勻化奧氏體均勻化奧氏體的形成過(guò)程奧氏體的形成過(guò)程23形核率形核率N第四節(jié)第四節(jié) 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)線生長(zhǎng)速度線生長(zhǎng)速度v有核相變的有核相變的形成速度形成速度

12、奧氏體奧氏體相變相變等溫條件下，等溫條件下，N和和v均可近似為常數(shù)均可近似為常數(shù)243216*3()VsGGG2*vsrGG一、形核率一、形核率臨界形核半徑臨界形核半徑臨界形核功臨界形核功kTGkTGeeCNm*均勻形核率均勻形核率25 共析碳鋼奧氏體形核率共析碳鋼奧氏體形核率N與加熱溫度的關(guān)系與加熱溫度的關(guān)系奧氏體形成溫度奧氏體形成溫度T升高時(shí)升高時(shí)T N原因26形核急劇增加，有利于形成細(xì)小的奧氏體晶粒形核急劇增加，有利于形成細(xì)小的奧氏體晶粒TGv形核功形核功G*形核率形核率N擴(kuò)散系數(shù)擴(kuò)散系數(shù)促進(jìn)點(diǎn)陣重構(gòu)促進(jìn)點(diǎn)陣重構(gòu)滲碳體的溶解滲碳體的溶解形核形核(C/-C/)所需的碳濃度起伏所需的碳濃度起

13、伏3216*3()VsGGGkTGkTGeeCNm*形核形核27二、線生長(zhǎng)速度二、線生長(zhǎng)速度奧氏體的線生長(zhǎng)速度與奧氏體的長(zhǎng)大機(jī)制有關(guān)。奧氏體的線生長(zhǎng)速度與奧氏體的長(zhǎng)大機(jī)制有關(guān)。奧氏體的線生長(zhǎng)奧氏體的線生長(zhǎng)速度包括向兩側(cè)速度包括向兩側(cè)的推移速度的推移速度長(zhǎng)大速度長(zhǎng)大速度碳在奧氏體中的擴(kuò)散碳在奧氏體中的擴(kuò)散碳在鐵素體中的擴(kuò)散碳在鐵素體中的擴(kuò)散奧氏體位于奧氏體位于鐵素體和滲鐵素體和滲碳體之間碳體之間28CCdxdCDKvrCCrCCCdxdCDKv67. 6 如果忽略鐵素體與滲碳體的濃度梯度，則奧如果忽略鐵素體與滲碳體的濃度梯度，則奧氏體長(zhǎng)大時(shí)的界面推移速度為氏體長(zhǎng)大時(shí)的界面推移速度為A界面向兩側(cè)推

14、移速度與界面向兩側(cè)推移速度與擴(kuò)散系數(shù)擴(kuò)散系數(shù)DC 以及以及C含量的含量的濃度梯度濃度梯度dC/dX成成正正比，與界面兩側(cè)碳比，與界面兩側(cè)碳濃度差濃度差CC 成成反反比。比。29三、奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線三、奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線 將一組共析碳鋼試樣迅速加將一組共析碳鋼試樣迅速加熱至熱至AC1點(diǎn)以上不同溫度，保點(diǎn)以上不同溫度，保溫不同時(shí)間后在鹽水中急冷至溫不同時(shí)間后在鹽水中急冷至室溫，測(cè)出每個(gè)試樣中的馬氏室溫，測(cè)出每個(gè)試樣中的馬氏體轉(zhuǎn)變量（即高溫加熱保溫時(shí)體轉(zhuǎn)變量（即高溫加熱保溫時(shí)的奧氏體形成量），作出各溫的奧氏體形成量），作出各溫度下奧氏體形成量與保溫時(shí)間度下奧氏體形成量與保溫時(shí)間的關(guān)系曲

15、線，即為奧氏體等溫的關(guān)系曲線，即為奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線，如圖形成動(dòng)力學(xué)曲線，如圖 (a)所示。所示。30共析碳鋼奧氏體等溫形成圖的全部過(guò)程共析碳鋼奧氏體等溫形成圖的全部過(guò)程滲碳體滲碳體的溶解的溶解均化均化“終了終了”線線剩余碳化物剩余碳化物繼續(xù)保溫繼續(xù)保溫不均勻不均勻均勻化均勻化31 在高于在高于AC1溫度加熱保溫時(shí)，奧氏體并不立即形成，溫度加熱保溫時(shí)，奧氏體并不立即形成，而是經(jīng)過(guò)一定的孕育期后才開始形成。而是經(jīng)過(guò)一定的孕育期后才開始形成。 加熱溫度愈高，孕育期就愈短；（鼻尖溫度）加熱溫度愈高，孕育期就愈短；（鼻尖溫度） 奧氏體形成速度在開始時(shí)較慢，以后逐漸增大，當(dāng)奧奧氏體形成速度在開始時(shí)

16、較慢，以后逐漸增大，當(dāng)奧氏體形成量約為氏體形成量約為50時(shí)最大，以后又逐漸減慢；時(shí)最大，以后又逐漸減慢； 加熱溫度愈高，形成奧氏體所需的全部時(shí)間就愈短，加熱溫度愈高，形成奧氏體所需的全部時(shí)間就愈短，即奧氏體形成速度就愈快；即奧氏體形成速度就愈快；奧氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)奧氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)32 在珠光體中的鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還需要一在珠光體中的鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還需要一段時(shí)間使剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化。而在整個(gè)段時(shí)間使剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化。而在整個(gè)奧氏體形成過(guò)程中，剩余碳化物溶解，特別是奧氏體奧氏體形成過(guò)程中，剩余碳化物溶解，特別是奧氏體成分均勻化所需的時(shí)間最長(zhǎng)。成分均勻化所需的時(shí)

17、間最長(zhǎng)。 對(duì)于亞共析鋼或過(guò)共析鋼，當(dāng)珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閷?duì)于亞共析鋼或過(guò)共析鋼，當(dāng)珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還有過(guò)剩相鐵素體或過(guò)剩相滲碳體的轉(zhuǎn)變。奧氏體后，還有過(guò)剩相鐵素體或過(guò)剩相滲碳體的轉(zhuǎn)變。這些轉(zhuǎn)變也需要通過(guò)碳原子在奧氏體中擴(kuò)散以及奧氏這些轉(zhuǎn)變也需要通過(guò)碳原子在奧氏體中擴(kuò)散以及奧氏體與過(guò)剩相之間的相界面推移來(lái)實(shí)現(xiàn)。體與過(guò)剩相之間的相界面推移來(lái)實(shí)現(xiàn)。33四、影響奧氏體形成速度的因素四、影響奧氏體形成速度的因素l加熱溫度加熱溫度l碳含量碳含量l原始組織原始組織l合金元素合金元素34 加熱溫度愈高，加熱溫度愈高，奧氏體形成速度就愈快奧氏體形成速度就愈快。隨加熱溫度的升高，。隨加熱溫度的升高，奧氏體的

18、形核率及長(zhǎng)大速度均增大，但形核率的增大速率高奧氏體的形核率及長(zhǎng)大速度均增大，但形核率的增大速率高于線生長(zhǎng)速度的增大速率。因此，奧氏體形成溫度越高，獲于線生長(zhǎng)速度的增大速率。因此，奧氏體形成溫度越高，獲得的起始晶粒就越細(xì)小。得的起始晶粒就越細(xì)小。 隨著奧氏體形成溫度的升高，奧氏體的隨著奧氏體形成溫度的升高，奧氏體的起始晶粒尺寸減小起始晶粒尺寸減?。煌瑫r(shí)，相變的不平衡程度增大，在鐵素體相消失的瞬間，剩同時(shí)，相變的不平衡程度增大，在鐵素體相消失的瞬間，剩余滲碳體量增多，因而奧氏體基體的余滲碳體量增多，因而奧氏體基體的平均碳含量降低平均碳含量降低。 加熱溫度的影響加熱溫度的影響35碳含量增高時(shí)，碳碳含

19、量增高時(shí)，碳化物數(shù)量增多，鐵化物數(shù)量增多，鐵素體與滲碳體的相素體與滲碳體的相界面面積增大，因界面面積增大，因而增加了奧氏體的而增加了奧氏體的形核部位，使形核形核部位，使形核率增大率增大碳含量增高時(shí)，碳碳含量增高時(shí)，碳化物數(shù)量增多后，化物數(shù)量增多后，使碳的擴(kuò)散距離減使碳的擴(kuò)散距離減小小碳和鐵原子的擴(kuò)散碳和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)隨奧氏體中碳系數(shù)隨奧氏體中碳含量增加含量增加 碳含量的影響碳含量的影響碳含量增加碳含量增加增大形核率增大形核率減小減小C C擴(kuò)散距離擴(kuò)散距離增大擴(kuò)散系數(shù)增大擴(kuò)散系數(shù)延長(zhǎng)碳化物溶解和均化時(shí)間延長(zhǎng)碳化物溶解和均化時(shí)間加速了奧氏體轉(zhuǎn)變加速了奧氏體轉(zhuǎn)變36 原始組織的影響原始組織的影響組

20、織細(xì)小，分散度大組織細(xì)小，分散度大相界面就愈多相界面就愈多濃度梯度增大濃度梯度增大擴(kuò)散速度加快擴(kuò)散速度加快擴(kuò)散距離也減小擴(kuò)散距離也減小增大奧氏體的長(zhǎng)大速度增大奧氏體的長(zhǎng)大速度片狀珠光體片狀珠光體片層間距減小，dC/dx片層間距減小相界面較大，滲碳體相界面較大，滲碳體呈薄片狀，易于溶解呈薄片狀，易于溶解37 鋼中加入合金元素鋼中加入合金元素并不影響并不影響珠光體向奧氏體珠光體向奧氏體的的轉(zhuǎn)變機(jī)制轉(zhuǎn)變機(jī)制，但影響碳化物的，但影響碳化物的穩(wěn)定性穩(wěn)定性及碳在奧氏及碳在奧氏體中的體中的擴(kuò)散系數(shù)擴(kuò)散系數(shù)，并且多數(shù)合金元素在碳化物和，并且多數(shù)合金元素在碳化物和基體之間的基體之間的分布是不均勻分布是不均勻的，

21、所以合金元素將影的，所以合金元素將影響奧氏體的形核和長(zhǎng)大、碳化物溶解、奧氏體均響奧氏體的形核和長(zhǎng)大、碳化物溶解、奧氏體均勻化的勻化的速度速度。 合金元素的影響合金元素的影響38合金元素的影響合金元素的影響改變改變奧氏奧氏體化體化溫度溫度擴(kuò)大擴(kuò)大 區(qū)的元素區(qū)的元素Ni，Mn，Cu縮小縮小 區(qū)的元素區(qū)的元素Cr，Mo，Ti提高速度提高速度減慢速度減慢速度改變改變奧氏奧氏體化體化速率速率強(qiáng)碳化物形成元素強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mo、 W 、Ti減慢速度減慢速度非碳化物形成元素非碳化物形成元素Co，Ni提高速度提高速度C的擴(kuò)散速度的擴(kuò)散速度C的擴(kuò)散速度的擴(kuò)散速度Al、Si等等不明顯不明顯C的擴(kuò)散速度的擴(kuò)

22、散速度A1 過(guò)熱度過(guò)熱度A1 過(guò)熱度過(guò)熱度元素性質(zhì)元素性質(zhì)39第五節(jié)第五節(jié) 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成成 在生產(chǎn)實(shí)際中，奧氏體往往是在連續(xù)加熱過(guò)程中在生產(chǎn)實(shí)際中，奧氏體往往是在連續(xù)加熱過(guò)程中形成的。形成的。 這是因?yàn)樵谏a(chǎn)條件下，加熱速度比較快，奧氏這是因?yàn)樵谏a(chǎn)條件下，加熱速度比較快，奧氏體形成過(guò)程開始后，由于工件能夠吸收的熱量超過(guò)體形成過(guò)程開始后，由于工件能夠吸收的熱量超過(guò)轉(zhuǎn)變所需的熱量，所以溫度仍將繼續(xù)升高。轉(zhuǎn)變所需的熱量，所以溫度仍將繼續(xù)升高。40連續(xù)加熱特點(diǎn)連續(xù)加熱特點(diǎn)（1 1）相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。）相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。（2 2）相變臨界點(diǎn)隨加熱速

23、度增大而升高。）相變臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高。（3 3）奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大。）奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大。（4 4）成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大。）成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大。（5 5）起始晶粒大小隨加熱速度增大而細(xì)化。）起始晶粒大小隨加熱速度增大而細(xì)化。41（1 1）相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。）相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成的各個(gè)階段分別在一個(gè)溫度范連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成的各個(gè)階段分別在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成，而且隨加熱速度增大，各個(gè)階段的轉(zhuǎn)變溫度范圍內(nèi)完成，而且隨加熱速度增大，各個(gè)階段的轉(zhuǎn)變溫度范圍均向高溫推移并擴(kuò)大。圍均向高溫推

24、移并擴(kuò)大。 連續(xù)加熱條件下連續(xù)加熱條件下A形成的熱形成的熱分析曲線分析曲線 加熱速度不大時(shí)加熱速度不大時(shí)：轉(zhuǎn)變速度小，：轉(zhuǎn)變速度小，吸收的熱量（相變潛熱）吸收的熱量（相變潛熱）q亦很小，亦很小，外界提供熱量外界提供熱量Q等于轉(zhuǎn)變消耗熱等于轉(zhuǎn)變消耗熱量量q，全部熱量用于形成，全部熱量用于形成A，溫度，溫度不再上升，出現(xiàn)平臺(tái)，轉(zhuǎn)變?cè)诘炔辉偕仙?，出現(xiàn)平臺(tái)，轉(zhuǎn)變?cè)诘葴叵逻M(jìn)行。溫下進(jìn)行。加熱速度快時(shí)加熱速度快時(shí)：此時(shí)：此時(shí)Qq，供給熱，供給熱量除用于轉(zhuǎn)變外尚有剩余，將使量除用于轉(zhuǎn)變外尚有剩余，將使溫度繼續(xù)上升，但升溫速度減慢，溫度繼續(xù)上升，但升溫速度減慢，因而偏離直線，如圖中因而偏離直線，如圖中aa1段

25、。段。隨轉(zhuǎn)變溫度升高，轉(zhuǎn)變速度加快，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)到轉(zhuǎn)變所需熱量增加，當(dāng)達(dá)到q=Q時(shí)，時(shí)，將出現(xiàn)平臺(tái)。隨轉(zhuǎn)變速度進(jìn)一步將出現(xiàn)平臺(tái)。隨轉(zhuǎn)變速度進(jìn)一步加快，加快，A大量形成，消耗大量熱量，大量形成，消耗大量熱量，導(dǎo)致導(dǎo)致qQ，溫度開始下降，出現(xiàn)，溫度開始下降，出現(xiàn)a1c段；最后，轉(zhuǎn)變速度逐漸降低，段；最后，轉(zhuǎn)變速度逐漸降低，當(dāng)當(dāng)Qq時(shí)，溫度復(fù)又上升。時(shí)，溫度復(fù)又上升。42（2 2）在一定的加熱速度范圍內(nèi)，相變臨界點(diǎn)隨加熱速度增）在一定的加熱速度范圍內(nèi)，相變臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高。大而升高。 奧氏體形成的開始溫度及終了溫度均隨加熱速度增大而奧氏體形成的開始溫

26、度及終了溫度均隨加熱速度增大而升高。所有相變臨界點(diǎn)（升高。所有相變臨界點(diǎn)（AC1、AC3、ACcm）在快速加熱條件）在快速加熱條件下均向高溫移動(dòng)。下均向高溫移動(dòng)。43（3 3）奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大。）奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大。共析碳鋼連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體形成圖共析碳鋼連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體形成圖（V1V2V3V4） 各個(gè)階段的轉(zhuǎn)變各個(gè)階段的轉(zhuǎn)變溫度越高；溫度越高； 轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間越短，即奧氏體越短，即奧氏體的形成速度越快；的形成速度越快； 奧氏體轉(zhuǎn)變溫度奧氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍越大。范圍越大。加熱速度越快：加熱速度越快：T1T2t2t144（4 4）奧氏體成分的不均勻

27、性隨加熱速度增大而增大。）奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大。 連續(xù)加熱時(shí)，隨加熱速度增大，奧氏體形成溫度升高，連續(xù)加熱時(shí)，隨加熱速度增大，奧氏體形成溫度升高，與鐵素體相平衡的奧氏體碳濃度與鐵素體相平衡的奧氏體碳濃度C C/減小，而與滲碳體相平減小，而與滲碳體相平衡的奧氏體碳濃度衡的奧氏體碳濃度C C/cem/cem則增大。在快速加熱條件下，碳化則增大。在快速加熱條件下，碳化物來(lái)不及充分溶解，碳和合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，所以會(huì)物來(lái)不及充分溶解，碳和合金元素來(lái)不及充分?jǐn)U散，所以會(huì)造成奧氏體中碳和合金元素的濃度很不均勻。造成奧氏體中碳和合金元素的濃度很不均勻。45（5 5）奧氏體起始晶粒大小

28、隨加熱速度增大而細(xì)化。）奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細(xì)化。 超快速加熱時(shí)相變過(guò)熱度很大，除鐵素體和碳化物的相超快速加熱時(shí)相變過(guò)熱度很大，除鐵素體和碳化物的相界面以外，奧氏體也可在鐵素體內(nèi)的界面以外，奧氏體也可在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形核亞晶界上形核。 據(jù)測(cè)定，鐵素體亞晶界處的碳濃度可達(dá)據(jù)測(cè)定，鐵素體亞晶界處的碳濃度可達(dá)0.20.20.3%0.3%，在，在800800840840以上可能形成奧氏體晶核。所以，超快速加熱時(shí)以上可能形成奧氏體晶核。所以，超快速加熱時(shí)奧氏體的奧氏體的形核率急劇增大形核率急劇增大，并且由于加熱時(shí)間極短，奧氏體，并且由于加熱時(shí)間極短，奧氏體晶粒晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大來(lái)不及長(zhǎng)大，

29、經(jīng)適時(shí)淬火后可獲得超細(xì)化的原始奧氏體，經(jīng)適時(shí)淬火后可獲得超細(xì)化的原始奧氏體晶粒，并獲得超細(xì)化的淬火馬氏體組織。晶粒，并獲得超細(xì)化的淬火馬氏體組織。46 綜上所述，在連續(xù)加熱時(shí)，綜上所述，在連續(xù)加熱時(shí)，隨加熱速度增大隨加熱速度增大，奧氏體的形成溫度升高，使奧氏體的起始晶粒細(xì)化；奧氏體的形成溫度升高，使奧氏體的起始晶粒細(xì)化；同時(shí)，剩余碳化物數(shù)量增多，使奧氏體基體的平均同時(shí)，剩余碳化物數(shù)量增多，使奧氏體基體的平均碳含量降低。這兩個(gè)因素都可以碳含量降低。這兩個(gè)因素都可以使淬火馬氏體得到使淬火馬氏體得到強(qiáng)化和韌化強(qiáng)化和韌化。近年發(fā)展起來(lái)的快速加熱、超快速加。近年發(fā)展起來(lái)的快速加熱、超快速加熱和脈沖加熱淬

30、火等強(qiáng)韌化處理新工藝均是建立在熱和脈沖加熱淬火等強(qiáng)韌化處理新工藝均是建立在這個(gè)理論基礎(chǔ)上的。這個(gè)理論基礎(chǔ)上的。47第六節(jié)第六節(jié) 奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制 奧氏體晶粒大小對(duì)材料最終的組織和性能奧氏體晶粒大小對(duì)材料最終的組織和性能影響非常大，因此了解奧氏體晶粒長(zhǎng)大規(guī)律及影響非常大，因此了解奧氏體晶粒長(zhǎng)大規(guī)律及其控制奧氏體晶粒大小的方法，對(duì)材料的強(qiáng)韌其控制奧氏體晶粒大小的方法，對(duì)材料的強(qiáng)韌化有重要意義?；兄匾饬x。48一、奧氏體晶粒度一、奧氏體晶粒度晶粒度晶粒度是用來(lái)衡量晶粒大小的一個(gè)量度。是用來(lái)衡量晶粒大小的一個(gè)量度。 奧氏體晶粒度級(jí)別奧氏體晶粒度級(jí)別N與奧氏體晶粒大小的關(guān)系

31、為：與奧氏體晶粒大小的關(guān)系為： n = 2 N -1 式中，式中，n為放大為放大100倍的視野中每平方英寸（倍的視野中每平方英寸（6.45cm2）所）所含的含的平均平均奧氏體晶粒數(shù)目。奧氏體晶粒愈細(xì)小，奧氏體晶粒數(shù)目。奧氏體晶粒愈細(xì)小，n就愈大，就愈大，N也就愈大。也就愈大。方法比較繁瑣方法比較繁瑣直接測(cè)量平均晶粒的直徑大小對(duì)照晶粒度表直接測(cè)量平均晶粒的直徑大小對(duì)照晶粒度表49晶粒度級(jí)別對(duì)照表晶粒度級(jí)別對(duì)照表晶粒度級(jí)別晶粒度級(jí)別N：14級(jí)稱為級(jí)稱為粗晶粒粗晶粒58級(jí)稱為級(jí)稱為細(xì)晶粒細(xì)晶粒8級(jí)以上稱為級(jí)以上稱為超細(xì)超細(xì)晶粒晶粒。50奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度 起始晶粒度：起始晶粒度： 奧氏體化結(jié)束

32、時(shí)的晶粒度奧氏體化結(jié)束時(shí)的晶粒度 實(shí)際晶粒度：實(shí)際晶粒度： 材料的最終晶粒度材料的最終晶粒度 本質(zhì)晶粒度：本質(zhì)晶粒度：按規(guī)定方法獲得的晶粒度按規(guī)定方法獲得的晶粒度反應(yīng)晶粒反應(yīng)晶粒長(zhǎng)大的趨長(zhǎng)大的趨勢(shì)勢(shì)決定材決定材料性能料性能熱處理?xiàng)l件熱處理?xiàng)l件2101. 1vNn形核率形核率線生長(zhǎng)速度線生長(zhǎng)速度51兩種不同鋼種的奧氏體晶粒尺寸隨加熱溫度的變化兩種不同鋼種的奧氏體晶粒尺寸隨加熱溫度的變化 本質(zhì)細(xì)晶粒鋼淬本質(zhì)細(xì)晶粒鋼淬火加熱溫度范圍較火加熱溫度范圍較寬，在生產(chǎn)上易于寬，在生產(chǎn)上易于掌握。掌握。 本質(zhì)粗晶粒鋼淬本質(zhì)粗晶粒鋼淬火加熱溫度范圍較火加熱溫度范圍較窄，必須嚴(yán)格控制窄，必須嚴(yán)格控制加熱溫度。加熱

33、溫度。52二、影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素二、影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素影響因素影響因素1.加熱溫度和保溫時(shí)間：加熱溫度和保溫時(shí)間：2.加熱速度加熱速度3.碳含量碳含量4.合金元素合金元素加熱溫度越高，保溫時(shí)間越加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒越粗大。長(zhǎng)，奧氏體晶粒越粗大?？焖偌訜峒?xì)快速加熱細(xì)化晶?；ЯＫ俣人俣冗^(guò)熱度過(guò)熱度 N/v起始晶粒起始晶粒碳含量較低時(shí)，碳含量較低時(shí)，C擴(kuò)散速度擴(kuò)散速度長(zhǎng)大長(zhǎng)大碳含量較高時(shí)，碳含量較高時(shí)， C二次滲碳二次滲碳晶粒細(xì)化晶粒細(xì)化先增后減先增后減形成難溶化合物的形成難溶化合物的Nb、Ti、Zr等等 晶粒長(zhǎng)大晶粒長(zhǎng)大形成易溶化合物的形成易溶化合物的W、Mo、Cr

34、等等晶粒的長(zhǎng)大晶粒的長(zhǎng)大不形成化合物的不形成化合物的Si和和Ni晶粒長(zhǎng)大晶粒長(zhǎng)大Mn、P、O晶粒長(zhǎng)大晶粒長(zhǎng)大視情況視情況53三、三、 鋼在加熱時(shí)的過(guò)熱現(xiàn)象鋼在加熱時(shí)的過(guò)熱現(xiàn)象 鋼在熱處理時(shí)，由于加熱不當(dāng)（如加熱溫度過(guò)高或鋼在熱處理時(shí)，由于加熱不當(dāng)（如加熱溫度過(guò)高或保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)）而引起奧氏體實(shí)際晶粒粗大，以致在隨保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)）而引起奧氏體實(shí)際晶粒粗大，以致在隨后淬火或正火時(shí)得到十分粗大的組織，從而使鋼的力學(xué)后淬火或正火時(shí)得到十分粗大的組織，從而使鋼的力學(xué)性能顯著惡化的現(xiàn)象稱為性能顯著惡化的現(xiàn)象稱為過(guò)熱過(guò)熱。危害危害 降低鋼件的性能（如沖擊韌性下降，斷口呈粗晶狀等）降低鋼件的性能（如沖擊韌性下降，

35、斷口呈粗晶狀等） 淬火時(shí)鋼件容易發(fā)生變形和開裂淬火時(shí)鋼件容易發(fā)生變形和開裂54鋼件過(guò)熱時(shí)采取措施鋼件過(guò)熱時(shí)采取措施 在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，可以用一在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w時(shí)，可以用一次重新加熱奧氏體化來(lái)消除過(guò)熱。次重新加熱奧氏體化來(lái)消除過(guò)熱。 如果過(guò)熱的奧氏體在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R如果過(guò)熱的奧氏體在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體等非平衡組織，則很難用上述方法來(lái)氏體等非平衡組織，則很難用上述方法來(lái)消除過(guò)熱。消除過(guò)熱。55第七節(jié)第七節(jié) 非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成 鋼以非平衡組織（包括淬火馬氏體、貝氏體、鋼以非平衡組織（包括淬火馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、魏氏體組織等）作為

36、原始組織進(jìn)行加回火馬氏體、魏氏體組織等）作為原始組織進(jìn)行加熱時(shí)，可在奧氏體形成初期獲得針狀和顆粒狀兩種熱時(shí)，可在奧氏體形成初期獲得針狀和顆粒狀兩種形態(tài)的奧氏體晶粒。它們的形成規(guī)律與鋼的成分、形態(tài)的奧氏體晶粒。它們的形成規(guī)律與鋼的成分、原始組織和加熱條件等因素有關(guān)。以板條狀馬氏體原始組織和加熱條件等因素有關(guān)。以板條狀馬氏體為例，討論非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成。為例，討論非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成。56一、針狀?yuàn)W氏體的形成一、針狀?yuàn)W氏體的形成 低、中碳合金鋼，以板條狀馬氏體為原始組織在低、中碳合金鋼，以板條狀馬氏體為原始組織在AC1-AC3之間進(jìn)行之間進(jìn)行慢速和極快速加熱慢速和極快速加熱時(shí)，在

37、馬氏體板條間可形成時(shí)，在馬氏體板條間可形成針狀?yuàn)W氏體針狀?yuàn)W氏體。而在原奧氏體晶界、馬氏體束界及塊界形成。而在原奧氏體晶界、馬氏體束界及塊界形成顆粒狀?yuàn)W氏體顆粒狀?yuàn)W氏體。 在慢速加熱時(shí)，針狀?yuàn)W氏體常在馬氏體板條邊界上的在慢速加熱時(shí)，針狀?yuàn)W氏體常在馬氏體板條邊界上的滲碳體處形核，沿板條界長(zhǎng)成針狀?yuàn)W氏體。滲碳體處形核，沿板條界長(zhǎng)成針狀?yuàn)W氏體。 針狀?yuàn)W氏體與馬氏體保持針狀?yuàn)W氏體與馬氏體保持K-S關(guān)系關(guān)系(111) /(011)；011 /111 57 非平衡組織加熱時(shí)形成的針狀非平衡組織加熱時(shí)形成的針狀?yuàn)W氏體奧氏體58形成針狀形成針狀A(yù)條件：條件：原始組織中的原始組織中的M板條加板條加熱到熱到Ac1以

38、上時(shí)未再結(jié)晶，保留板條特征以上時(shí)未再結(jié)晶，保留板條特征部分部分M已分解，已分解，沿 板 條 界 析 出沿 板 條 界 析 出Fe3C，但，但M基體基體并未再結(jié)晶并未再結(jié)晶A核一般在有核一般在有Fe3C的板條界形成，沿的板條界形成，沿板條界長(zhǎng)成針狀?yuàn)W板條界長(zhǎng)成針狀?yuàn)W氏體。新形成的氏體。新形成的A核與核與F及及Ce都保持都保持晶體晶體學(xué)位向關(guān)系學(xué)位向關(guān)系，故只可能只有一種故只可能只有一種取向，可能合并。取向，可能合并。延長(zhǎng)時(shí)間、提高溫延長(zhǎng)時(shí)間、提高溫度，同一板條束內(nèi)度，同一板條束內(nèi)的針狀的針狀A(yù)可長(zhǎng)大合可長(zhǎng)大合并為一個(gè)并為一個(gè)等軸等軸A晶晶粒粒，但仍可在觀察，但仍可在觀察到針狀到針狀A(yù)的痕跡。的痕

39、跡。不同點(diǎn)：不同點(diǎn)：（1）在）在原原A晶界上存在部晶界上存在部分細(xì)小的等軸分細(xì)小的等軸A晶晶粒；（粒；（2）在原始）在原始A晶粒內(nèi)也存在與周晶粒內(nèi)也存在與周圍圍A向不同的孤立向不同的孤立的等軸的等軸A晶粒，它晶粒，它們可能是在們可能是在M束界束界、塊界或夾雜物邊、塊界或夾雜物邊界上形成的；（界上形成的；（3）有針狀）有針狀A(yù)的痕跡的痕跡淬火后從新得到淬火后從新得到板條狀的板條狀的M59二、顆粒狀?yuàn)W氏體的形成二、顆粒狀?yuàn)W氏體的形成當(dāng)以當(dāng)以中等的加熱速度中等的加熱速度將非平衡態(tài)組織將非平衡態(tài)組織加熱到加熱到AC1-AC3之間或之間或直接直接加熱到加熱到AC3以上以上時(shí)，將在原奧氏體晶界、時(shí)，將在原

40、奧氏體晶界、馬氏體束界、塊界，甚至在板條界，通過(guò)擴(kuò)散型相馬氏體束界、塊界，甚至在板條界，通過(guò)擴(kuò)散型相變變形成顆粒狀?yuàn)W氏體形成顆粒狀?yuàn)W氏體。由于淬火馬氏體中的馬氏體。由于淬火馬氏體中的馬氏體束界、塊界和板條界等束界、塊界和板條界等形核位置較多形核位置較多，故形成的顆，故形成的顆粒狀?yuàn)W氏體往往具有粒狀?yuàn)W氏體往往具有非常細(xì)的晶粒組織非常細(xì)的晶粒組織。60三、粗大奧氏體晶粒的遺傳性三、粗大奧氏體晶粒的遺傳性鋼的組織遺傳性鋼的組織遺傳性 粗大非平衡組織加熱，一定條件下，新奧氏體粗大非平衡組織加熱，一定條件下，新奧氏體晶?？赡芾^承和恢復(fù)原粗大奧氏體晶粒。晶粒可能繼承和恢復(fù)原粗大奧氏體晶粒。結(jié)果：結(jié)果： 粗

41、大組織遺傳，鋼的韌性得不到恢復(fù)，斷口仍粗大組織遺傳，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奧氏體化后未能呈粗晶狀，過(guò)熱組織的影響在重新奧氏體化后未能消除。消除。611、影響鋼的組織遺傳的因素、影響鋼的組織遺傳的因素（1）原始組織）原始組織 珠光體鋼一般不存在遺傳性珠光體鋼一般不存在遺傳性普遍存在于原始組織為普遍存在于原始組織為非平衡組織非平衡組織的合金鋼中；的合金鋼中；同種鋼原始組織為同種鋼原始組織為貝氏體比馬氏體的遺傳性強(qiáng)貝氏體比馬氏體的遺傳性強(qiáng)；（2）加熱速度）加熱速度采用快速或慢速加熱時(shí)，均易出現(xiàn)組織遺傳；采用快速或慢速加熱時(shí)，均易出現(xiàn)組織遺傳；只有采用中等速度加熱時(shí)才

42、有可能避免組織遺傳。只有采用中等速度加熱時(shí)才有可能避免組織遺傳。62加熱速度對(duì)組織遺傳的影響加熱速度對(duì)組織遺傳的影響632.斷口遺傳性斷口遺傳性 有過(guò)熱組織的鋼材，重新加熱淬火后，雖能使奧氏體有過(guò)熱組織的鋼材，重新加熱淬火后，雖能使奧氏體晶粒細(xì)化，但有時(shí)仍出現(xiàn)粗大顆粒狀斷口，這種現(xiàn)象稱為晶粒細(xì)化，但有時(shí)仍出現(xiàn)粗大顆粒狀斷口，這種現(xiàn)象稱為斷口遺傳斷口遺傳。分類分類（1）石狀斷口）石狀斷口（2）偽斷口遺傳）偽斷口遺傳（3）與晶粒內(nèi)織構(gòu)有關(guān)的偽斷口遺傳）與晶粒內(nèi)織構(gòu)有關(guān)的偽斷口遺傳（4）與回火脆性有關(guān)的斷口遺傳）與回火脆性有關(guān)的斷口遺傳64（1）石狀斷口）石狀斷口 由于過(guò)熱，鋼中由于過(guò)熱，鋼中MnS

43、等將溶入奧氏體中，因等將溶入奧氏體中，因Mn與與S是是內(nèi)表面活性物質(zhì)，溶入奧氏體后將向奧氏體晶界偏聚。內(nèi)表面活性物質(zhì)，溶入奧氏體后將向奧氏體晶界偏聚。 如果在過(guò)熱后緩慢冷卻，溶入奧氏體中的如果在過(guò)熱后緩慢冷卻，溶入奧氏體中的MnS將沿奧將沿奧氏體晶界析出，再次以正常溫度加熱時(shí)雖然粗大組織得到氏體晶界析出，再次以正常溫度加熱時(shí)雖然粗大組織得到了細(xì)化，但這些沿原粗大奧氏體晶界分布的了細(xì)化，但這些沿原粗大奧氏體晶界分布的MnS不能溶解，不能溶解，仍分布在原奧氏體晶界，使奧氏體晶界弱化，故斷裂將沿仍分布在原奧氏體晶界，使奧氏體晶界弱化，故斷裂將沿原奧氏體晶界發(fā)生，形成粗大斷口，稱為原奧氏體晶界發(fā)生，形

44、成粗大斷口，稱為石狀斷口石狀斷口。65（2）偽斷口遺傳）偽斷口遺傳 過(guò)熱不太嚴(yán)重時(shí)，在沿原粗大奧氏體晶界未析出過(guò)熱不太嚴(yán)重時(shí)，在沿原粗大奧氏體晶界未析出MnS等等的情況下，仍有可能出現(xiàn)斷口遺傳。的情況下，仍有可能出現(xiàn)斷口遺傳。 出現(xiàn)這種斷口遺傳的原因是過(guò)熱淬火組織中速加熱時(shí)，出現(xiàn)這種斷口遺傳的原因是過(guò)熱淬火組織中速加熱時(shí)，在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)成在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，故原粗大奧氏體晶界邊界將成為新形成的小奧氏體球冠狀，故原粗大奧氏體晶界邊界將成為新形成的小奧氏體晶界邊界而被保留。晶界邊界而被保留。 類似于粗晶的斷口，但實(shí)際上則是

45、沿新形成的小晶粒邊類似于粗晶的斷口，但實(shí)際上則是沿新形成的小晶粒邊界斷裂的細(xì)晶斷口，故不會(huì)降低鋼的韌性，可以認(rèn)為這是一界斷裂的細(xì)晶斷口，故不會(huì)降低鋼的韌性，可以認(rèn)為這是一種偽斷口遺傳。種偽斷口遺傳。 66（3）與晶粒內(nèi)織構(gòu)有關(guān)的偽斷口遺傳）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。斷口遺傳。 晶內(nèi)織構(gòu)晶內(nèi)織構(gòu)：一個(gè)粗大奧氏體晶粒衍生出來(lái)的：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)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。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

46、指數(shù)晶面如果穿晶準(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。發(fā)展將呈現(xiàn)出粗晶穿晶斷口。67（4）與回火脆性有關(guān)的斷口遺傳）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，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區(qū)域回火，則伴如果在發(fā)生低溫回火脆性或高溫回火脆性區(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，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。出現(xiàn)斷口遺傳。出現(xiàn)這種斷口遺傳的出現(xiàn)這種斷口遺傳的原因是原因是： 第一次過(guò)熱時(shí)，在原奧氏體晶界發(fā)生了第一次過(guò)熱時(shí)，在原奧氏體晶界發(fā)

47、生了Cr、Ni、S、P等等能促進(jìn)回火脆性的元素的偏聚。第二次正常溫度加熱時(shí)，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，因此在低溫回火時(shí)，與在晶界上析這些偏聚未能消除，因此在低溫回火時(shí)，與在晶界上析出的碳化物一起，使晶界弱化，發(fā)生沿原粗大奧氏體晶出的碳化物一起，使晶界弱化，發(fā)生沿原粗大奧氏體晶界的斷裂，出現(xiàn)斷口遺傳。界的斷裂，出現(xiàn)斷口遺傳。也有可能偏聚在原粗大奧氏體晶界上的也有可能偏聚在原粗大奧氏體晶界上的Cr等元素促進(jìn)了等元素促進(jìn)了回火碳化物在晶界上的析出，使晶界弱化出現(xiàn)回火脆性，回火碳化物在晶界上的析出，使晶界弱化出現(xiàn)回火脆性，導(dǎo)致斷口遺傳。導(dǎo)致斷口遺傳。683.奧

48、氏體晶粒的反常細(xì)化奧氏體晶粒的反常細(xì)化 過(guò)熱形成粗大奧氏體組織后就很有可能出現(xiàn)組織遺過(guò)熱形成粗大奧氏體組織后就很有可能出現(xiàn)組織遺傳。但如果快速加熱到傳。但如果快速加熱到比正常溫度（略高于比正常溫度（略高于AC3溫度）更溫度）更高溫度（高溫度（AC3+100200），），則奧氏體晶?？赡懿粌H不則奧氏體晶?？赡懿粌H不粗化，反而形成了細(xì)小的、晶體學(xué)位相不同的奧氏體晶粒。粗化，反而形成了細(xì)小的、晶體學(xué)位相不同的奧氏體晶粒。這種現(xiàn)象稱為這種現(xiàn)象稱為奧氏體晶粒的反常細(xì)化奧氏體晶粒的反常細(xì)化。 由于奧氏體晶粒的反常細(xì)化發(fā)生在奧氏體單相區(qū)內(nèi)，由于奧氏體晶粒的反常細(xì)化發(fā)生在奧氏體單相區(qū)內(nèi)，故不可能是相變引起的，

49、可能是由于發(fā)生了再結(jié)晶導(dǎo)致晶故不可能是相變引起的，可能是由于發(fā)生了再結(jié)晶導(dǎo)致晶粒細(xì)化，這種再結(jié)晶可稱為奧氏體的粒細(xì)化，這種再結(jié)晶可稱為奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶自發(fā)再結(jié)晶。 如果此時(shí)在提高加熱溫度，細(xì)化的奧氏體晶粒又會(huì)如果此時(shí)在提高加熱溫度，細(xì)化的奧氏體晶粒又會(huì)重新正常長(zhǎng)大重新正常長(zhǎng)大694、控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法、控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法 導(dǎo)致粗大奧氏體晶粒遺傳的主要原因是針狀?yuàn)W氏體的導(dǎo)致粗大奧氏體晶粒遺傳的主要原因是針狀?yuàn)W氏體的形成及其長(zhǎng)大合并。因此可以用一些方法來(lái)控制粗大晶粒形成及其長(zhǎng)大合并。因此可以用一些方法來(lái)控制粗大晶粒的遺傳性的遺傳性 采用適當(dāng)?shù)牟捎眠m當(dāng)?shù)募訜崴俣燃訜崴俣瓤杀苊饨M織遺傳。對(duì)于非平衡組織的過(guò)可避免組織遺傳。對(duì)于非平衡組織的過(guò)熱鋼，可以采用中速加熱，得到細(xì)小的奧氏體晶粒。熱鋼，可以采用中速加熱，得到細(xì)小的奧氏體晶粒。 消除非平衡組織消除非平衡組織：采用退火、正火，或高溫回火等，使非平：采用退火、正火，或高溫回火等，使非平衡組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織，可避免組織遺傳。衡組織轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶饨M織，可避免組織遺傳。 利用奧氏體的利用奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶自發(fā)再結(jié)晶，快速加熱（大于，快速加熱