钢中奥氏体的形成ppt课件

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1、第二章第二章 钢中奥氏体的构成钢中奥氏体的构成奥氏体化：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构成规律，非平衡组织加热时奥氏体的构成奥氏体：钢中的奥氏体是碳溶于-Fe构成的间隙固溶体，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第一节 奥氏体的构造、组织和性能奥氏体的构造、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：2.11wt%1148oC，而不是八面体空隙被填满时的17.7wt%。按最大

2、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中构成的固溶体。Mn、Si、Cr、Ni、Co等合金元素溶入-Fe后将取代Fe原子构成置换式固溶体，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原子的半径差等要素有关。稳定存在温度：Fe-C合金：727以下不稳定相Fe-C合金中参与足够数量的扩展相区的合金元素，室温、室温以下稳定奥氏体钢：能在室温下以奥氏体形状运用的钢。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

3、，易塑性变形，塑性成型？Fe-Fe3C相图：A1以下：A1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。第二节第二节 奥氏体构成的热力学条件奥氏体构成的热力学条件相变驱动力：Gv系统自在能变化：G=VGv+S+VGsV：S：单位面积界面能Gs：应变能注：奥氏体在高温下构成，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在能随温度的变化曲线：交于1点727C727C时，两相自在能相等，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。相变必需在有过热过冷的条件下才干进展加热加热(冷却冷却)速度对速度对临

4、界点影响：临界点影响： 加热冷却加热冷却速度越大，过热速度越大，过热过冷程度也越大。过冷程度也越大。 加热和冷却时加热和冷却时发生转变的温度发生转变的温度即临界点不在同即临界点不在同一温度一温度加热时的临界点：加热时的临界点：Ac1，Ac3，Accm, 冷却时的临界点：冷却时的临界点：Ar1，Ar3，Arcm加热速度和冷却速度为0.125/min时，临界点的挪动共析成分珠光体：加热至共析成分珠光体：加热至Ac1以上，将转变成单相奥氏体以上，将转变成单相奥氏体第三节第三节 奥氏体的构成机制奥氏体的构成机制碳的分散与重新分布、点阵重构：三者点阵构造相差很大，碳含量也不一样转变全过程分为四个阶段：奥

5、氏体晶核构成、奥氏体晶核长大渗碳体溶解、奥氏体成分均匀化一、奥氏体晶核的构成一、奥氏体晶核的构成形核位置形核位置 共析钢中：通常构成于铁素体和渗碳体交界面共析钢中：通常构成于铁素体和渗碳体交界面 优先部位：珠光体团边境，珠光体与先共析铁素体间的界面优先部位：珠光体团边境，珠光体与先共析铁素体间的界面 亚共析钢中亚共析钢中 过热度小，优先在珠光体团界、铁素体过热度小，优先在珠光体团界、铁素体/珠光体界面构成珠光体界面构成 过热度大，也可以在片状珠光体团内部铁素体过热度大，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，快速加热，

6、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构成。故也可在铁素体内亚晶界上构成。亚共析钢中奥氏体形核两相区加热单相区加热，20CrMnTi钢淬火+高温回火组织(+Fe3C)加热到两相区时奥氏体的构成二、奥氏体晶核的二、奥氏体晶核的长大大A在在F和和Fe3C界面构成，界面构成，长大大时-和和-Fe3C相界面推相界面推进奥氏体核在奥氏体核在T1构成，相界面平直，界面构成，相界面平直，界面处各相的碳各相的碳浓度度C-：与：与A接触的接触的F的的C浓度度 C-c：与：与Fe3C接触的接触的F的的C浓度度C-：与：与F接触的接触的A的的C浓度度 C-c：与：与Fe3C接触的接触

7、的A的的C浓度度Cc-：与：与A相接触的相接触的Fe3C的的C浓度度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/铁素体界面分散铁素体内：C在奥氏体中分散的同时，也在铁素体中分散.这种分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表示图共析钢奥氏体晶核长大表示图a) 相界面推移表示图；相界面推移表示图；b) 奥氏体在奥氏体在T1温度形核时各相中温度形核时各相中C浓度浓度三、渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化三、渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化Fe3C溶解溶解 奥氏体核构成后，向奥氏体核构成后，向Fe3C中长大的速度较低，铁素体全中长大的速度较低，铁素

8、体全部消逝后将残留一部分部消逝后将残留一部分Fe3C 随保温时间延伸，残留随保温时间延伸，残留Fe3C将继续溶入奥氏体将继续溶入奥氏体奥氏体成分的均匀化奥氏体成分的均匀化 Fe3C溶解终了时，奥氏体中仍存在溶解终了时，奥氏体中仍存在C浓度梯度，继续经过浓度梯度，继续经过分散过程消除，称为奥氏体均匀化。分散过程消除，称为奥氏体均匀化。奥氏体构成速度取决于形核率奥氏体构成速度取决于形核率N和线生长速度和线生长速度v。在等温条件下，在等温条件下，N和和v均为常数。均为常数。一、形核率一、形核率在奥氏体均匀形核的条件下，形核率在奥氏体均匀形核的条件下，形核率N与温度与温度T之间的关系为：之间的关系为：

9、第四节第四节 奥氏体等温构成动力学奥氏体等温构成动力学C常数；Gm分散激活能；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迅速增大原子分散才干添加、相变驱动力增大，临界形核功G*减小、奥氏体形核所需求的C浓度起伏减小。提高加热速度，奥氏体晶粒细化奥氏体构成温度升高，奥氏体形核率急剧增大表表2-1 奥氏体形核率奥氏体形核率N和线生长速度和线生长速度v与温度的关系与温度的关系转变温度oC形核率N1/mm3s线生长速度v（mm/s）转变完成一半所需的时间s740760780800228011000515006160000.00050.0100.0260.041100931二、二

10、、线生生长速度速度与与长大机制有关：碳在大机制有关：碳在A中分散控制，碳在中分散控制，碳在F中分散控中分散控制制长大受碳在大受碳在A中分散控制：中分散控制：A在在F和和Ce之之间，两，两侧向向F与与Ce推移，推移， 速度速度为两两侧推移速度之和，取决于碳原子在推移速度之和，取决于碳原子在A中中传输速度速度碳原子碳原子传输速度：碳在速度：碳在A中的分散系数、中的分散系数、浓度梯度度梯度温度升高，分散系数添加，温度升高，分散系数添加，浓度梯度那么与度梯度那么与A的厚度以的厚度以及温度决及温度决议的的 浓度差度差C-c-C-有关有关由分散定律由分散定律导出出A长大的界面推移速度大的界面推移速度K常数

11、 DCC在奥氏体中的分散系数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浓度负号表示下坡分散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呈指数添加、C-c与C-差值添加而使Dc/Dx添加、界面两侧碳浓度差C-c-及6.67-C-c均减小，故V及VC均随温度升高而添加。F位于A与Ce中间：A长大将受碳在F中分散控制。同样可推导出V为：Dc: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?三三 奥氏体等温构成动力奥氏体等温构成动力学曲线学曲线共析钢等温构成：共析钢等温

12、构成：形核率形核率N和生长速度和生长速度v为为常数常数奥氏体等温构成动力学奥氏体等温构成动力学曲线：转变量与转变时曲线：转变量与转变时间的关系，可得出各个间的关系，可得出各个温度下等温构成的开场温度下等温构成的开场及终了时间，温度越高，及终了时间，温度越高，N和和v越大，等温构成动越大，等温构成动力学曲线越靠左，等温力学曲线越靠左，等温构成的开场及终了时间构成的开场及终了时间越短，见表越短，见表2-1。奥氏体等温构成图：不奥氏体等温构成图：不同温度等温构成的开场同温度等温构成的开场及终了时间综合绘制在及终了时间综合绘制在转变温度与时间坐标系转变温度与时间坐标系上，上，TTT图图0.86%C钢奥

13、氏体等温构成动力学曲线(a)和等温构成图(b)A构成有孕育期构成有孕育期转变开场：转变开场：转变终了：转变终了：图中终了曲线对应图中终了曲线对应F全部全部消逝时间，消逝时间，还有渗碳体全部溶解、还有渗碳体全部溶解、A成分完全均匀化，成分完全均匀化，所需的时间都很长所需的时间都很长图2-10共析钢奥氏体等温构成图亚共析钢、过共析钢：亚共析钢、过共析钢：P全部转变为全部转变为A后，后，F或或Ce继续转变继续转变 需求经过需求经过C原子在原子在A中的分散及中的分散及A与剩余相间相界推移来进展与剩余相间相界推移来进展 F转变终了曲线、转变终了曲线、Ce溶解终了曲线画在溶解终了曲线画在A等温构成图中等温

14、构成图中 过共析钢的过共析钢的Ce溶解和溶解和A成分均匀化所需时间要长得多成分均匀化所需时间要长得多奥氏体等温构成图(a)1.2%C钢)(b)0.45%C钢四、影响奥氏体构成速度的要素：温度、原始组织、化学成分四、影响奥氏体构成速度的要素：温度、原始组织、化学成分等等 影响影响A形核率、线生长速度，从而影响形核率、线生长速度，从而影响A构成速度构成速度一加热温度一加热温度温度高，转变快温度高，转变快相变驱动力增大，相变驱动力增大，C原子分散快，原子分散快，N及及V均大大添加，表均大大添加，表2-1，A构成速度快构成速度快图图2-10，奥氏体构成温度越高，转变的孕育期越短，转变完成，奥氏体构成温

15、度越高，转变的孕育期越短，转变完成时间也越短时间也越短快速加热细化晶粒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，转变温度从转变温度从740oC提高到提高到800oC时，形核率增长时，形核率增长270倍，而线倍，而线生长速度只添加生长速度只添加80倍。倍。A构成温度越高，所得起始晶粒越细。构成温度越高，所得起始晶粒越细。快速加热、短时保温等强韧化处置新工艺快速加热、短时保温等强韧化处置新工艺 高碳工具钢高碳工具钢温度升高，温度升高，A/F界面向界面向F推移的速度与推移的速度与A/Ce界面向界面向Ce推移的速推移的速度之比也增大。度之比

16、也增大。如，如，780oC时，二者之比为时，二者之比为14.8， 800oC时，为时，为19.1由式由式2-4计算。计算。A构成温度升高，构成温度升高，F消逝时残留消逝时残留Ce量增大，量增大，A的平均碳含量降低。的平均碳含量降低。(二二)钢的碳含量和原始的碳含量和原始组织钢中中C越高，越高，A构成越快构成越快 钢中中C添加，添加，Ce增多，添加增多，添加F/Ce相界面，添加相界面，添加A形核部位，形核部位，N增大增大 Ce量添加后，量添加后，C分散分散间隔减少隔减少 C和和Fe原子的分散系数也增大，原子的分散系数也增大，这些加快些加快A的构成。的构成。 但但过共析共析钢中，中，Ce数量数量过

17、多，随多，随C添加，也会引起残留添加，也会引起残留Ce溶解和溶解和 A均匀化均匀化时间的延伸。的延伸。原始原始组织越越细，A构成越快构成越快 钢成分一成分一样，原始，原始组织中中Ce分散度越高，分散度越高，F/Ce界面越多，界面越多，N越大越大 Ce分散度高、分散度高、P片片间距减小，距减小，A中中C的的浓度梯度增大，分散加快度梯度增大，分散加快 760oC时，P片片间距从距从0.5m减至减至0.1m，A线生生长速度速度约增增7倍倍 钢原始原始组织为屈氏体屈氏体时，A构成速度比构成速度比S和和P都快都快原始原始组织为片状片状P，比粒状，比粒状P的的A构成快构成快 片状片状P中的中的Ce呈薄片状

18、，相界面大，所以加呈薄片状，相界面大，所以加热时A形核率高形核率高不影响P到A转变机制，影响：Ce稳定性、C在A中分散系数，且在Ce和基体间分配不同因此Me影响A的构成速度、碳化物溶解、奥氏体均匀化速度影响分散强碳化物构成元素Cr、Mo、W等：降低C在A中分散系数，显著减慢A构成速度非碳化物构成元素Co和Ni：增大C在A中分散系数，加速A构成Si和Al：对C在A中分散影响不大，对A构成速度无显著影响影响临界点及A构成速度Me改动A1、A3、Acm等位置，并使之扩展为一个温度范围，改动相变时的过热度，影响奥氏体构成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对地增大过热度，提高A构成速度Cr、Mo、

19、Ti、Si、Al、W、V等提高A1点，相对地降低过热度，减慢奥A构成速度(三三)合金元素合金元素Me的影响的影响影响珠光体片层间距、改动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构成速度Me在钢中的分布是不均匀非碳化物构成元素主要分布在相中，如Ni、Si；弱碳化物构成元素主要分布在Fe3C中，如Mn；强碳化物构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，退火形状下碳化物中约含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，在退火形状下碳化物中仅含1%Ni，大部分存在于固溶体中。Me在钢中分布的不均匀性，在

20、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的分散系数仅相当于碳的1/10001/10000，同时，碳化物构成元素还降低C在A中的分散系数，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。第五节第五节 延续加热时奥氏体的构成延续加热时奥氏体的构成 消费条件下，加热速度较快，消费条件下，加热速度较快，A多在延续加热过程构成。多在延续加热过程构成。 A构成过程可看成是许多等温过程的叠加。构成过程可看成是许多等温过程的叠加。 与等温构成过程一样，经过形核、长大、残留与等温构成过程一样，经过形核、长大、

21、残留Ce溶解、溶解、A均匀化四个阶段，但有特点：均匀化四个阶段，但有特点：延续加热条件下A构成的热分析曲线等速加热，A构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等于转变耗费热量q，全部热量用于构成A，温度不再上升，出现平台，转变在等温下进展。加热速度快：此时Qq，供应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，因此偏离直线，如图中aa1段。随转变温度升高，转变速度加快，转变所需热量添加，当到达q=Q时，将出现平台。随转变速度进一步加快，A大量构成，耗费大量热量，导致qQ，温度开场下降，出现a1c段；最后，转变速度逐渐降低，

22、当Qq时，温度复又上升。一、转变在一个温度范围内完成一、转变在一个温度范围内完成 钢延续加热时，钢延续加热时，A构成的各个阶段都是在一个温度范围内完成的，构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展。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展。提高加热速度，aa1段向高温推移，下降段逐渐消逝，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添加而添加二、转变速度随加热速度添加而添加 从图从图2-14中，得出不同加热速度下的中，得出不同

23、加热速度下的A构成开场及终了的温构成开场及终了的温度与时间。度与时间。 将开场点及终了点衔接成线，得出共析碳钢在延续加热时的将开场点及终了点衔接成线，得出共析碳钢在延续加热时的A构成图。构成图。 加热速度越快，开场和终了温度越高，转变所需时间越短，加热速度越快，开场和终了温度越高，转变所需时间越短，即即A构成速度越快构成速度越快 延续加热时，延续加热时，P到到A转变的各个阶段都不是在恒定的温度下转变的各个阶段都不是在恒定的温度下进展的，而是在一个相当大的温度范围内进展的，加热速度越进展的，而是在一个相当大的温度范围内进展的，加热速度越快，转变温度范围越大。快，转变温度范围越大。图2-15共析碳

24、钢延续加热时的奥氏体构成图V1V2V3V4三、奥氏体成分不均匀性随加三、奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大速度增大而增大 延延续加加热时，速度添加，速度添加，转变温度高，温度高，C-减小，减小，C-c增增大：大：Ce来不及充分溶解，来不及充分溶解，C和和Me的原子来不及充分分散。的原子来不及充分分散。结果果A中碳、中碳、Me分布不均匀分布不均匀 图2-16 加加热速度和温度速度和温度对40钢A内高碳区最高碳含量的影响内高碳区最高碳含量的影响 随加随加热速度的升高，高碳区内最高碳含量也增大，并向高温速度的升高，高碳区内最高碳含量也增大，并向高温方向推移。方向推移。 原原为P和和F区域内的区域

25、内的A碳含量差碳含量差别增大，并且剩余碳化物数量增大，并且剩余碳化物数量增多，增多，导致致A基体的平均碳含量降低。基体的平均碳含量降低。消费中能够出现：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，应留意防止，方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，快速加热，转变过热度增大，A形核率急剧增大，线生形核率急剧增大，线生长速度也随之添加，但较少，

26、长大时间短，长速度也随之添加，但较少，长大时间短，A晶粒来不及长晶粒来不及长大，立刻淬火可以获得超细组织。大，立刻淬火可以获得超细组织。 如，采用超高频脉冲加热时间为如，采用超高频脉冲加热时间为10-3s淬火后，在淬火后，在两万倍的显微镜下也难以分辨出两万倍的显微镜下也难以分辨出A晶粒大小。晶粒大小。 综上所述，综上所述， 延续加热时，随加热速度增大，延续加热时，随加热速度增大，A构成被推向高温，构成被推向高温，A起始晶粒细化起始晶粒细化 同时，由于残留碳化物数量随加热速度添加而增多，故同时，由于残留碳化物数量随加热速度添加而增多，故A的平均碳含量下降的平均碳含量下降. 这两个要素均可提高淬火

27、这两个要素均可提高淬火M的强韧性。的强韧性。 近年来开展起来的快速加热、超快速加热和脉冲加热淬近年来开展起来的快速加热、超快速加热和脉冲加热淬火均是据此而开展出来的。火均是据此而开展出来的。第六第六节 奥氏体晶粒奥氏体晶粒长大及其控制大及其控制 A晶粒大小晶粒大小对冷却冷却转变过程及所得程及所得组织、性能影响很、性能影响很大大 了解了解A晶粒晶粒长大大规律，控制律，控制A晶粒大小意晶粒大小意义很大很大一、奥氏体晶粒度一、奥氏体晶粒度A晶粒度：表示晶粒度：表示A晶粒大小晶粒大小 n：放大：放大100倍倍时，1平方英寸面平方英寸面积内的晶粒数个内的晶粒数个/in2N：A晶粒度晶粒度级别14级粗晶粒

28、晶粒平均直径粗晶粒晶粒平均直径为0.250.088mm，58级细晶粒晶粒平均直径晶粒晶粒平均直径为0.0620.022mm，8级以上以上为超超细晶粒。晶粒。 随着控制随着控制轧制、控制冷却工制、控制冷却工艺的开展，曾的开展，曾经很容易很容易获得得1112级超超细晶粒晶粒钢晶粒平均直径小于晶粒平均直径小于10m，性，性能大幅度提高能大幅度提高 国家国家规范范GB6394-86备有有规范范评级图三种A晶粒度：起始晶粒度：A构成过程刚终了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践晶粒度：热处置加热终了时的晶粒度取决于钢材的本质晶粒度及实践

29、加热条件。加热温度越高，保温时间越长，越粗大本质晶粒度：YB276493010oC、保温38h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，决议于钢种、冶炼方法等二、影响A晶粒长大的要素A晶粒构成后，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那么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，以及原始组织等要素的影响。一加热温度和

30、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顿长大。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分散激活能；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制时，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构

31、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添加先增后减，出现极大值。极大值与加热温度有关图2-20。碳含量添加时，C原子在A中的分散系数及Fe的自分散系数均增大，故A晶粒长大倾向增大。超越一定碳含量，出现阻止A晶粒长大的二次渗碳体，故随钢中碳含量的添加，二次数量增多，阻止A晶粒长大，使A晶粒

32、度添加。过共析钢在Ac1-Accm之间加热时，可以坚持较为细小的晶粒，而在一样的加热温度下，共析钢的晶粒长大倾向最大，这是由于共析钢的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3h四合金元素的影响Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta强碳、氮化合物构成元素，构成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的NbC、NbN、NbC、N、TiC等化合物，阻止晶粒长大W、Mo、Cr等构成较易溶解碳化物，也能阻止A晶粒长大，影响程度中等。不构成化合物的Si和Ni，影响很小，Cu几乎没有影响。Mn、P、C、O：一定限制以下时，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，

33、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晶界挪动的推力决议于界面曲率半径。A晶粒长大，晶界曲率半径添加，推力降低，当降到与未溶粒子提供的阻力相等时晶界停顿挪动，停顿长大。加热温度超越未溶粒子溶解温度，粒子消逝，A晶粒将迅速长大本质粗、细晶粒钢差别：脱氧方法：Al脱氧Si、Mn脱氧少量Nb、V、TiTi、Zr、Nb、V、Al对A晶粒粗化温度的影响三、钢在加热时的过热景象三、钢在加热时的过热景象过热：热处置加热不当温度过高、时间过长，引起过热：热处置加热不当温度过高、时间过长，引起A实践晶粒度粗实践晶粒度粗大，随后淬火或正火时得到非常粗大的组织，从而使钢的机械性能显著

34、大，随后淬火或正火时得到非常粗大的组织，从而使钢的机械性能显著恶化如冲击韧性下降，断口呈粗晶状等的景象。恶化如冲击韧性下降，断口呈粗晶状等的景象。钢过热，在淬火时极易发生变形和开裂钢过热，在淬火时极易发生变形和开裂过热返修：过热返修： 如过热如过热A冷却转变成冷却转变成M等非平衡组织，那么很难用上述方法消除过等非平衡组织，那么很难用上述方法消除过热。热。第七节第七节 非平衡组织加热时奥氏体的构成非平衡组织加热时奥氏体的构成非平衡组织非平衡组织M、B、M回、回、W等加热，等加热， A构成初期获得针状和颗粒状两种形状构成初期获得针状和颗粒状两种形状A晶粒，影响最晶粒，影响最终晶粒粗细等终晶粒粗细等

35、构成规律：与钢成分、原始组织、加热条件等有关构成规律：与钢成分、原始组织、加热条件等有关 以板条以板条M为例，讨论非平衡组织加热时为例，讨论非平衡组织加热时A构成构成一、一、针状奥氏体的构成状奥氏体的构成 低、中碳合金低、中碳合金钢，板，板条状条状M为原始原始组织，Ac1Ac3间，慢速和极快，慢速和极快速加速加热时，在，在M板条板条间可可构成构成针状状A。原。原A晶界、晶界、M束界及束界及块界那么构成界那么构成颗粒粒状状A。 慢速加慢速加热，针状状A常常在在M板条板条边境上境上处形核，形核，沿板条界沿板条界长成成针状状A非平衡组织加热时构成的针状奥氏体一束M板条中的板条间构成的针状A能够具有一

36、样的空间取向，且都和M板条坚持K-S关系： (111)/(011)；011 /111 延伸时间、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，但仍可在察看到针状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，它们能够是在M束界、块界或夹杂物边境上构成的针状A在板条M基体上形核长大过程表示图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构成针状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，板条特征保管如Ac1Ac3之间，M板条已再结晶，板条特征

37、消逝，不构成针状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核普通在有Fe3C的板条界构成，沿板条界长成针状A。新构成的A核与F及Ce都坚持晶体学位向关系，故只能够只需一种取向，能够合并。极快速加热：少量剩余A来不及分解，为A核，长成的针状A具有一样的空间取向，能合并成大晶粒。二、颗粒状奥氏体的构成中速加热时构成：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，甚至板条界经过分散型相变构成颗粒状A。淬火M中的束界、块界和板条界等形核位置较多，构成颗粒状A往往很细三、粗大奥氏体晶粒的遗传

38、性及其控制三、粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制钢的组织遗传：钢的组织遗传： 粗大非平衡组织加热，一定条件下，新粗大非平衡组织加热，一定条件下，新A晶粒能够承继晶粒能够承继和恢复原粗大和恢复原粗大A晶粒晶粒结果：结果： 粗大组织遗传，钢的韧性得不到恢复，断口仍呈粗晶状，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过热组织的影响在重新A化后未能消除化后未能消除一影响钢组织遗传要素1、原始组织当原始组织为P类型组织时，普通不发生；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。合金构造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

39、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景象，只需采用中速加热时才有能够防止出现组织遗传。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，30CrMnSi和37CrNi3钢经1280oC加热淬油，A晶粒为1级，再次以100200oC/min的速度加热至860oC水淬，A晶粒曾经细化至68级，但断口仍是粗大的。断口遗传按构成机制可分为四类：1.石状断口。过热钢中的MnS等将溶入奥氏体中，因Mn与S是内外表活性物质，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

40、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，构成粗大断口，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，原粗大奥氏体晶界构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境将成为新构成的小奥氏体晶粒边境而被保管。类似粗晶断口，实那么沿新小晶粒边境断裂的细晶断口，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能够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能够是平行的。假设穿晶准解理断裂是沿这样的低指数晶面开展将呈现出粗晶

41、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，假设在发生低温回火脆性或高温回火脆性的温度区域回火，那么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+100200oC)，那么奥氏体晶粒能够不仅不粗化，反而构成了细小的、晶体学位向不同的奥氏体晶粒。不能够是相变过程引起的，因此人们推想

42、能够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，在淬火前先进展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，由于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。但这种方法在热处置消费中因耗能过多而难于适用。希望获得粗大晶粒？复习思索题复习思索题1. 试从点阵构造分析奥氏体塑性好的缘由。试从点阵构造分析奥氏体塑性好的缘由。2. 试述钢中奥氏体的点阵构造，试述钢中奥氏体的点阵构造，C原子能够存在的部位及其在单胞中原子能够存在

43、的部位及其在单胞中的最大含量，并计算奥氏体含的最大含量，并计算奥氏体含2.11%Cwt%时平均几个时平均几个-Fe晶胞才有一个碳原子晶胞才有一个碳原子3. 温度高于温度高于A1时，珠光体中铁素体的碳含量是多少？时，珠光体中铁素体的碳含量是多少？4. 如何用金相法研讨奥氏体等温构成过程？如何用金相法研讨奥氏体等温构成过程？5. 以共析钢为例，阐明奥氏体的构成过程及碳的分散。以共析钢为例，阐明奥氏体的构成过程及碳的分散。6. 试用试用Fe-Fe3C形状图阐明受碳在铁素体中的分散所控制的奥氏体的形状图阐明受碳在铁素体中的分散所控制的奥氏体的长大过程。长大过程。7. 以共析钢为例，讨论为什么在以共析钢

44、为例，讨论为什么在相消逝的瞬间，还有部分渗碳体未相消逝的瞬间，还有部分渗碳体未溶解。溶解。8. 试讨论试讨论Fe-Fe3C形状图所给出的临界点与消费实践中加热、冷却时形状图所给出的临界点与消费实践中加热、冷却时的临界点之间的关系。的临界点之间的关系。9. 钢在延续加热时珠光体钢在延续加热时珠光体-奥氏体转变有何特点？快速加热对奥氏体奥氏体转变有何特点？快速加热对奥氏体构成过程有何影响？构成过程有何影响？10.何谓钢的本质晶粒度、起始晶粒度和实践晶粒度？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要素有哪些？如何影响？12.钢以非平衡组织加热时，奥氏体构成过程有什么特点？13.何谓钢的组织遗传，它主要受哪些要素影响？14.试讨论产生组织遗传的能够机制。15.何谓钢的断口遗传？讨论其构成机制。16.试述在实践消费实践中如何防止粗大奥氏体晶粒遗传？17.根据奥氏体的构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践晶粒度？19.实验测得共析钢试样0.5mm厚在780oC盐浴炉中加热奥氏体化时，在相消逝瞬间，奥氏体基体碳含量为0.61%，假设采用900oC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。