奥氏体及其形成n课件.ppt

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1、第,2,章,奥氏体及其形成,引言,?,钢被加热到奥氏体相区，得到奥氏体组织。,?,奥氏体状态，包括奥氏体晶粒大小，亚结构，成分，,均匀性以及是否存在其他相、夹杂物等，对于在随,后冷却过程中得到的组织和性能有直接的影响。,?,熟悉钢中的奥氏体的形成机理，掌握获得奥氏体状,态的方法，具有重要的实际意义和理论价值。,金属固态相变,2.1,奥氏体的组织结构和性能,?,旧定义：碳溶入,Fe,中的固溶体。,?,钢中的奥氏体是碳或各种化学元素溶入,Fe,中所,形成的固溶体。,其中,C,、,N,等元素存在于奥氏体的,间隙位置。或者晶格缺陷处。而原子尺寸与,Fe,原子,相差不大的合金元素则固溶于替换位置。还有一

2、些,化学元素吸附于奥氏体晶界等晶体缺陷处。,?,奥氏体是多种化学元素构成的一个整合系统。,金属固态相变,2.1.1.,奥氏体组织形貌,奥氏体晶粒一般为等轴状多边形，在奥氏体晶粒内有孪晶。,图中出现的灰白不同的衬度是由于各晶粒暴露在试样表面上的晶面具有不,同的取向的缘故。,(a)50CrVA,钢的奥氏体晶粒,(,高温暗场像,),(b)1Cr18Ni9Ti,钢室温的奥氏体组织,金属固态相变,2.1.2,奥氏体的晶体结构,金属固态相变,碳原子的间隙固溶,?,在,1147,时，碳在奥氏体中的最大溶解度仅为,2.11,（质量百分数）,Fe,的八面体中心的间隙半径为,0.052nm,碳原子的半径,0.08

3、6nm,。,碳原子溶入将使八面体发生较大的膨胀，产生畸变，溶,入愈多，畸变愈大，晶格将不稳定，因此不是所有的八,面体中心都能溶入一个碳原子，溶解度是有限的。,?,如果间隙位置都被碳原子占据，质量分数和摩尔分,数分别为多少？,2.11%,时，多少个晶胞里有一个碳？,金属固态相变,碳原子的间隙固溶,?,如果间隙位置都被碳原子占据，则一个晶胞中含有,4,个铁原子和,4,个碳原子，则原子分数为,50%,折合,17.6wt,C,?,实际上原子分数为,8.7at,C,，即,25,个,Fe,晶胞中,有,9,个碳原子。,%,6,.,17,4,*,),56,12,(,4,12,%,?,?,?,?,C,金属固态相

4、变,奥氏体晶格参数与含碳量的关系,金属固态相变,2.1.3,奥氏体中的亚结构,?,任何一个奥氏体晶粒，均非完整的晶格，总是存在晶体缺,陷，如空位、位错、层错、亚晶和孪晶等。这些缺陷具有,缺陷能或畸变能。在珠光体转变为奥氏体的过程中，会形,成相变孪晶。众所周知，在外力作用下以孪生方式可以形,成形变孪晶。在高温加热奥氏体化时，没有外加应力，形,成的奥氏体中存在孪晶,此属相变孪晶或退火孪晶；这些孪,晶的形成机理尚不清楚，研究报道甚少。,?,退火孪晶的形貌特征是：,（,1,）孪晶有平直的界面，即有一条平直的孪晶线；,（,2,）孪晶可横贯奥氏体晶粒，也可终止于晶粒内，有时呈现台阶,状。,金属固态相变,图

5、,2-3 18-8,型奥氏体不锈钢中的退火孪晶,(a)0Cr18Ni9,；,（,b,）,1Cr18Ni9Ti,图,2-4TEM,（,a,）含氮奥氏体不锈钢中的层错,；,（,b,）奥氏体中的位错,金属固态相变,2.1.4,奥氏体成分的不均匀性,?,在奥氏体中，一部分碳原子固溶在,fcc,的晶格间隙,中，一部分偏聚的晶界、位错等晶体缺陷处。,?,碳含量分布实际上是不均匀的。,金属固态相变,0.2,C,的奥氏体中的间隙碳原子分布,金属固态相变,?,奥氏体中的碳和合金元素分布,是不均匀的，均匀是相对的，不,均匀是绝对的。材料的成分均质,化是指宏观上的相对均匀。不同,淬火温度和不同加热速度情况下，,奥氏

6、体中碳含量不均匀的图解。,可见加热到,1200,1300,时，该,钢的原珠光体区域和原铁素体区,域的碳含量仍然存在很大差别，,碳含量仍然不均匀分布。,图,2-5,加热速度和温度对,w,（,c,）,=0.18%,钢奥氏体碳含,量不均匀的影响,金属固态相变,Wt%,与,at%,的换算：,A,元素的,at,?,100%,B,元素的,at,?,100%,?,A,、,B,为原子量；,a,，,b,分别为,A,、,B,两元素的,wt,金属固态相变,2.1.5,奥氏体的性能,?,(1),奥氏体是最密排的点阵结构，致密度高，故奥,氏体的比容最小,(,与,F,、,M,比较,),。因此，钢被加热到,奥氏体相区时，体

7、积收缩，冷却时，奥氏体转变为,铁素体珠光体等组织时，体积膨胀，容易引起内,应力。,?,(2),奥氏体的点阵滑移系多，故奥氏体的塑性好，,屈服强度低，易于加工塑性变形。钢锭或钢坯一般,被加热到,1100,以上奥氏体化，然后进行锻轧，,塑性加工成材。,金属固态相变,?,一般钢中的奥氏体具有顺磁性，因此奥氏体钢可以,作为无磁性钢。特殊的,Fe,Ni,软磁合金，也是奥氏,体组织，但具有铁磁性。,?,奥氏体的导热性差，线膨胀系数最大，比铁素体和,渗碳体的平均线膨胀系数高约一倍。故奥氏体钢可,以用来制造热膨胀灵敏的仪表元件。,?,另外，由于其导热性差，大钢件加热时，热透较慢，,加热速度应当慢一些，以减少温

8、差应力，避免开裂。,金属固态相变,2.2,奥氏体形成机理,?,奥氏体形成是扩散性相变，转变的全过程可以分为,四个阶段,:,(1),奥氏体形核；,(2),奥氏体晶核长大；,(3),剩余渗碳体、碳化物的溶解；,(4),奥氏体成分相对均匀化。,金属固态相变,片状珠光体,奥氏体,?,珠光体转变为奥氏体，是扩散型相变，是形核长,大的过程。,金属固态相变,2.2.1,奥氏体形成的热力学条件,?,1),相变驱动力,金属固态相变,?,2),加热时的临界点,实际生产中加热速度一般较快，转变发生滞后现象，即,转变开始点随着加热速度的加快而升高。习惯上将在一,定加热速度下（,0.125,/min,）实际测定的临界点

9、用,Ac,1,表示，,临界点,A,3,和,A,cm,也附加脚标,c,即：,Ac,3,、,Ac,cm,。,金属固态相变,?,3),冷却时的临界点,冷却时的临界点与冷却速度有关。冷却时的临界点以,Ar,1,表示。,临界点,A,3,和,A,cm,也附加脚标,r,，表示为,Ar,3,、,Ar,cm,。,金属固态相变,2.2.2,奥氏体晶核的形成,金属固态相变,1),形核地点,?,一般认为奥氏体在铁素体和渗碳体交界面上形成晶,核。,?,奥氏体晶核也可以在以往的粗大奥氏体晶界上（原,始奥氏体晶界）形核并且长大，由于这样的晶界处,富集较多的碳原子和其他元素，给奥氏体形核提供,了有利条件。,?,(,图,4-5

10、b),所示为在原始粗大奥氏体晶界上开始形,成许多细小的奥氏体晶粒。,金属固态相变,a,),奥氏体在铁素体、渗碳体界面上形成,b),奥氏体在原始界面上形核,0.1mm,原,奥,氏,体,晶,界,和,晶,核,金属固态相变,c,TEM Fe-2.6Cr-1C,钢的,奥氏体的形核,1.5,m,a,SEM T8,钢奥氏体,的形核,1.5,m,b,?,第一次观察到奥氏体晶核在铁素体片,/,渗碳体片相,界面处形成。,金属固态相变,图,2,6 TEM,奥氏体在珠光体领域的边界上形核,6,金属固态相变,奥氏体晶核的尺度,100nm,金属固态相变,2),扩散型形核,?,奥氏体的形成是扩散型相变，因此奥氏体晶核是通,

11、过扩散机制形成的。,?,也存在无扩散机制形核的观点。,金属固态相变,3),晶核与母相之间存在位向关系,(K-S),金属固态相变,2.2.3,奥氏体晶核的长大,?,奥氏体同时吃掉铁素体片,(a,，,b),和渗碳体片或只是吃掉铁,素体（,c,）。,?,长大速率：,0.65,微米,/,秒,1.375,微米,/,秒,金属固态相变,晶核的长大过程分析,金属固态相变,?,当在铁素体和渗碳体交界面上形成奥氏体晶核时，,则形成了,和,Fe,3,C,两个相界面。,?,奥氏体晶核的长大过程实际上是两个相界面向原有,的铁素体和渗碳体中推移的过程。,金属固态相变,2.2.4,剩余碳化物的溶解,SEM T8,奥氏体中存

12、在剩余渗碳体,金属固态相变,结论：,?,加热到临界点以上，形成奥氏体，转变分为四个阶,段：,晶界形核；,晶核向铁素体和渗碳体两个方向长大；,剩余渗碳体或碳化物溶解；,奥氏体成分相对均匀化。,金属固态相变,2.2.5,针形奥氏体和球形奥氏体的形成,?,淬火组织或回火不充分的组织，如马氏体、贝氏体、,回火马氏体等，在加热时，常可在奥氏体转变初期,获得针形奥氏体和球形奥氏体。其形成与钢的成分、,原始组织和加热条件等因素有关。,金属固态相变,?,实验证明，低、中碳合金钢以马氏体为原始组织在,Ac,1,Ac,3,之间低温区加热时，在马氏体板条之间形成针形奥氏体。,而在原始奥氏体晶界、马氏体群边界和夹杂物

13、边界上形成,球形奥氏体。通常钢中含有推迟铁素体再结晶的合金元素,时，在一定加热条件下，容易产生针形奥氏体。,?,针形奥氏体常常在板条状马氏体边界上形成，同时，还会,在原奥氏体晶界、马氏体板条群之间产生球形奥氏体，图,2,17,所示为原始组织为回火马氏体在,Ac,1,Ac,3,之间加热时，,形成的针形奥氏体和球形奥氏体。钢的成分为,0.123%C-,3.5%Ni-0.35Mo,。,金属固态相变,图,2,17,针形奥氏体和球形奥氏体,720,加热保温,10h,，加热速度,100,/s,金属固态相变,图,2-18 25,钢的退火组织,图,2-20 25,钢不同温度淬火后的组织,1,2.2.6,亚共析

14、钢的奥氏体化,金属固态相变,图,2-22 T12,钢加热到不同温度后淬火得到的组织,1,1000,，,OM,（,a,）725；（,b,）728；（,c,）750,2.2.7,过共析钢奥氏体的形成,金属固态相变,2.3,奥氏体等温形成动力学,?,所谓形成动力学即指新相的形成速度问题。,?,钢的成分、原始组织、加热温度等均影响转变速度。,?,为了使问题简化，首先讨论当温度恒定时奥氏体形,成的动力学问题。,金属固态相变,2.3.1,共析碳素钢奥氏体等温形成动力学,奥氏体化曲线,TTA,Time Temperature Austenitizing,金属固态相变,共析钢奥氏体等温形成图,(TTA),?,

15、共析碳钢中奥氏体刚刚形,成，铁素体刚刚消失之际，,还存在剩余碳化物，继续,等温将继续溶解，碳化物,溶解完毕后，奥氏体成分,是不均匀的。均匀化还需,要较长的时间。,金属固态相变,2.3.2,亚共析碳素钢的等温,TTA,曲线,图,2-9 0.1%C,钢,TTA,曲线,图,2-10 0.6%C,钢,TTA,曲线,金属固态相变,2.3.3,连续加热时奥氏体形成的,TTA,曲线,?,图中的转变开始线,Ac,1,、,Ac,3,，终了线,Ac,1f,，均随着,加热速度的提高，而使转,变温度升高。不过，对于,大多数钢种来说，当超过,一定加热速度后，转变开,始线,Ac,1,、,Ac,3,就不再向温,度升高的方向

16、推进，而使,开始线保持平坦。由于均,匀奥氏体和不均匀奥氏体,没有严格的界线，图中将,其加上了引号，并且用虚,线隔开。,金属固态相变,2.3.4,奥氏体的形核率,N,和长大速度,G,表,2-1,金属固态相变,1),形核率,?,在均匀形核条件下形核率与温度之间的关系可用下,式表示：,式中，,常数；,Q,扩散激活能；,T-,绝对温度；,K-,波尔兹曼常数；,W-,形核功。,KT,W,KT,Q,e,e,C,N,?,?,?,?,?,C,?,金属固态相变,形核率急遽增加的原因是多方面的,?,奥氏体形成温度升高时，相变驱动力增大使形核,功,W,减小，因而奥氏体形核率增大；,?,奥氏体化温度升高，元素扩散系数

17、增大，扩散速,度加快，因而促进奥氏体形核；,?,由图,3,6a),可见，随着相变温度升高，相界面碳,浓度差减小，,与,之差减小，即奥氏体形,核所需的,C,浓度起伏减小，也有利于通过奥氏体形,核率。,?,?,?,C,?,?,?,?,C,金属固态相变,线生长速度,G,?,奥氏体位于铁素体和渗碳体之间时，受碳原子扩散,控制，奥氏体两侧界面分别向铁素体和渗碳体推移。,奥氏体长大线速度包括向两侧推移地速度。推移速,度主要取决于碳原子在奥氏体中的传输速度。,金属固态相变,奥氏体向渗碳体的推移速度为：,金属固态相变,奥氏体晶核界面向铁素体推移的总速度为：,?,式中，,K,比例常数；,?,D,碳在铁素体和奥氏

18、体中的扩散系数；,?,Dc/dx-,碳在铁素体、奥氏体中的浓度梯度；,?,奥氏体与铁素体相界面间的浓度差,式中的负号表示下坡扩散。,金属固态相变,?,由于渗碳体中的浓度梯度等于零，则奥氏体向渗碳,体推移速度为：,金属固态相变,图,2-12SEM,T8,钢,奥氏体形成后残留大量渗碳体片,金属固态相变,2.3.5,影响奥氏体形成速度的因素,?,一切影响奥氏体的形核率和增大速度的因素都影响,奥氏体的形成速度。,?,如：加热温度，钢的原始组织，化学成分等。,金属固态相变,（,1,）加热温度的影响,?,奥氏体形成速度随着加热温度升高而迅速增大。,转变的孕育期变短，相应的转变终了时间也变短。,?,随着奥氏

19、体形成温度升高，形核率增长速率高于,长大速度的增长速率。如：转变温度从,740,升高,到,800,时，形核率增加,270,倍，而长大速度只增,加,80,倍。因此，奥氏体形成温度愈高，起始晶粒度,愈小。,金属固态相变,?,随着奥氏体形成温度升高，奥氏体相界面向铁素,体的推移速度比向渗碳体的推移速度之比增大。在,780,其比值约为,12,，而在,800,，比值将增大到,约,19,。因此，当奥氏体将铁素体全部吃完时，剩下,的渗碳体量增多。,（,1,）加热温度的影响,金属固态相变,（,2,）含碳量的影响,?,珠光体向奥氏体转变,50%,所需要的时间与钢中碳含,量的关系，如图,4,12,。,金属固态相变

20、,（,3,）原始组织的影响,?,钢的原始组织愈细，奥氏体形成速度愈快。因为,原始组织中的碳化物分散度越高，相界面越多，形,核率越大。,?,珠光体的片间距愈小碳原子的扩散距离减小，奥,氏体中的浓度梯度增大，从而，奥氏体形成速度加,快。如原始组织为托氏体时奥氏体的形成速度比索,氏体和珠光体都快。,金属固态相变,片间距越小，浓度梯度越大。,金属固态相变,奥氏体等温形成时，片状珠光体比粒状的快。,?,试验表明，碳化物呈片状时，奥氏体的等温形,成速度较粒状的快。如图,4,13,。,?,金属固态相变,?,这是由于片状珠光体中的碳化物与铁素体的相界面,面积大，易于形核，也易于溶解。碳原子扩散距离,也较短。,

21、金属固态相变,（,4,）合金元素的影响,?,对扩散系数的影响,?,强碳化物形成元素，如,Cr,、,V,、,Mo,、,W,等，降低碳,在奥氏体中的扩散系数，因而减慢奥氏体的形成速,度。,?,非碳化物形成元素,Co,、,Ni,等增大碳在奥氏体中的,扩散系数，因而加速奥氏体的形成。,金属固态相变,?,合金元素改变临界点位置,?,合金元素改变了钢的临界点的位置，如升高,Ac,1,或,降低,Ac,1,；,?,或使转变在一个温度范围进行，如,Ac,1s,Ac,1f,，因,而改变了过热度，因而影响了奥氏体的形成速度。,金属固态相变,?,合金元素影响珠光体的片层间距，改变碳在奥,氏体中的溶解度，从而影响奥氏体

22、的形成速度。珠,光体的片层间距愈小，奥氏体形成速度愈快。,?,合金元素在奥氏体中分布不均匀,?,合金元素的扩散系数仅仅为碳的,1/1000,1/10000,因而,合金钢的奥氏体形成速度慢，均匀化也慢，,需要更长的时间转变完，相对均匀化时间也较长。,金属固态相变,2.4,连续加热时奥氏体的形成特征,?,实际生产中，绝大多数情,况下奥氏体是在连续加热,过程中形成的。,?,珠光体转变为奥氏体将吸,收相变潜热。,?,钢在升温过程中也不断吸,收热量。,金属固态相变,?,奥氏体连续加热时的转变也是形核、晶核长大的过,程，也需要碳化物的溶解和奥氏体的均匀化。,?,连续加热转变有一定特征,1,相变是在一个温度

23、范围内完成的,2,奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大,3,奥氏体起始晶粒随着加热速度增大而细化,金属固态相变,1,相变是在一个温度范围内完成的,?,钢在连续加热时，奥氏体在一个温度范围内完成。加热速,度愈大，各阶段转变温度范围均向高温推移、扩大。,图,4,15 0.85%C,钢在不同加热速度下的,加热曲线,连续加热、平衡加热的热分析曲,线示意图,金属固态相变,2,奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大,?,在快速加热情况下，碳化物来不及充分溶解，碳和,合金元素的原子来不及充分扩散，因而，造成奥氏,体中碳、合金元素浓度分布很不均匀,。,金属固态相变,加热速度和淬火温度对,40,钢奥氏体内高,

24、碳区最高碳浓度的影响。,在实际生产中，可能因为加热速度快，保温实际短，而导致亚共析钢淬火,后得到碳含量低于平均成分的马氏体。在共析钢、高碳钢中，可能出现碳,含量低于共析成分的低碳马氏体、中碳马氏体及剩余碳化物等。这有助于,淬火钢的韧化。,?,淬火温度一定时，随着加热速度增,大，,?,奥氏体中的碳含量差别增大,?,剩余碳化物的数量也增多,?,奥氏体的平均碳含量降低。,金属固态相变,3,、奥氏体起始晶粒随着加热速度增大而细化,?,快速加热时，相变过热度大，奥氏体形核率急剧增,大，同时，加热时间又短，因而，奥氏体晶粒来不,及长大，晶粒较细，甚至获得超细化的奥氏体晶粒。,金属固态相变,结论：,?,（,

25、1,）在连续加热时，随着加热速度的增大，奥氏,体化温度升高，初始奥氏体晶粒较细；,?,（,2,）剩余碳化物的数量会增多，故奥氏体中的碳,含量较低；,?,（,3,）碳、合金元素浓度分布不均匀性变大,。,?,这些因素均影响奥氏体过冷转变产物的组织和性能。,金属固态相变,2.5,奥氏体晶粒长大,1,、奥氏体晶粒长大现象,?,加热温度、时间对,0.48%C,0.82%Mn,钢奥氏体晶,粒大小的影响,金属固态相变,图,2,31 18Cr2Ni4WA,钢的奥氏体晶粒的长大,(a)950,，（,b,）,1000,，（,c,）,1100,，（,d,）,1200,金属固态相变,图,4-19,奥氏体晶粒直径与加热

26、温度的关系,1,不含铝的,C-Mn,钢,2,含,Nb-N,钢,加热时间一定时，奥氏体晶粒,大小与温度之间的关系如图,2,16,所示。图中曲线,1,，不含,铝的,C-Mn,钢的长大曲线，和,曲线,2,在小于,1100,时，随着,加热温度升高，奥氏体晶粒不,断长大，此称为正常长大。而,曲线,2,为含,Nb-N,钢，当温度高,于,1100,，继续加热，晶粒,急剧突然长大，此称异常长大。,该温度称为奥氏体的晶粒粗化,温度。,金属固态相变,2,、奥氏体晶粒长大驱动力,界面能,?,长大方式：大吃小，凹吃凸,金属固态相变,3,、硬相微粒对奥氏体晶界的扎钉作用,?,用铝脱氧的钢及含有,Nb,、,V,、,Ti,

27、等元素的钢，钢中,存在,AlN,、,NbC,、,VC,、,TiC,等微粒，这些析出相硬,度很高，难以变形，存在于晶界上时，阻止奥氏体,晶界移动，对晶界起了扎钉作用，在一定温度范围,内保持奥氏体晶粒细小。,?,如果在奥氏体晶界上有一个硬相微粒，设为球形，,半径为,r,，如图,4,19,所示。,金属固态相变,?,如果在奥氏体晶界上有一个,硬相微粒，设为球形，半径,为,r,，如图,4,20,所示。,金属固态相变,?,由于晶界向前移动，如图中所示，晶界从原位置位,移到新位置，则造成晶界的弯曲、变长，增加了相,界面面积为,S,，晶界能发生变化，故界面能升高为,S,。,?,这是一个非自发过程，所以，晶界受

28、到了一定的移,动阻力，使移动趋于困难。,金属固态相变,晶界弯曲的几何证明如下：,?,在晶界与微粒的交点处，三个界面处于平衡状态时，,则有：,?,?,因此，,相,1,sin,?,?,2,sin,?,?,相,2,1,?,?,金属固态相变,?,即晶界与微粒相界面应当垂直，那么离开微粒的晶,界必然弯曲。这使得奥氏体交界面面积增加，使能,量升高，等于阻止晶界右移，相当于有一个阻力,G,作用于奥氏体晶界。,金属固态相变,?,设晶界从,位移到,位，,晶界暂停移动，处于平衡,态，那么，阻力的大小必,须等于界面总张力在水平,方向上的分力，即与在水,平方向的分力相平衡。,?,微粒与晶粒相接触的周界,长度,金属固态

29、相变,?,则在水平方向上的分力,:,?,F,分,金属固态相变,可见，,F,分是,的函数：,?,得：,设单位体积中有,N,个半径为,r,的微粒，所占的体积分数为,?,，,则可以证明最大阻力：,金属固态相变,?,当,，,时，,?,最大阻力,G,m,=,?,如果是一个微粒，其半径,r,愈小，则对晶界移动的阻力愈大。,?,钢中往往存在较多的弥散的硬相微粒，当其体积分数,?,一定,时，微粒越细，半径,r,越小，晶界移动的阻力越大。微粒所,占的体积分数,?,越大，对晶界移动的阻力也越大。,0,90,?,?,0,45,?,?,r,f,2,3,?,?,金属固态相变,4,影响奥氏体晶粒长大的因素,?,奥氏体晶粒

30、长大是界面迁移的过程，实质上是原子,扩散的过程。它必将受到加热温度、保温时间、加,热速度、钢的成分和原始组织以及沉淀颗粒的性质、,数量、大小、分布等因素的影响。,金属固态相变,1),加热温度和保温时间的影响,加热温度愈高，保温时间愈长，奥氏体晶粒愈粗大。,每一个温度下，晶粒都有一个加速长大期，当晶粒长大到一定大小,后，晶粒长大趋势变缓，最后停止长大。,加热温度愈高，晶粒长大愈快。较为细小的奥氏体晶粒，必须同时,控制加热温度和保温时间。,较低温度下保温时，时间因素影响较小。,加热温度高时，保温时间的影响变大。,升高加热温度时，保温时间应当相应缩短。,金属固态相变,2),化学成分的影响,?,钢中的

31、碳含量增加时，碳原子在奥氏体中的扩散速度及铁,的自扩散速度均增加。故奥氏体晶粒长大倾向变大。在不,含有过剩碳化物的情况下，奥氏体晶粒容易长大。,?,钢中含有特殊碳化物形成元素时，如,Ti,、,V,、,Al,、,Nb,等，形,成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的碳化物、氮化物，,颗粒细小，弥散分布，阻碍晶粒长大。合金元素,W,、,Mo,、,Cr,的碳化物较易溶解，但也有阻碍晶粒长大的作用。,Mn,、,P,元素有增大奥氏体晶粒长大的作用。,金属固态相变,图,2,18 34CrNi,3,MoV,钢奥氏体晶粒，,OM,?,在实际生产中，为了细化奥氏体晶粒，,多用铝脱氧，生成大量,AlN,，以阻碍,奥氏体

32、晶粒长大。加入微量的,Nb,、,V,、,Ti,等合金元素，形成弥散的,NbC,、,VC,、,TiC,等细小颗粒，也能阻碍奥氏体晶,粒长大，达到细化晶粒的目的。图,2,18,所示为,34CrNi3MoV,钢淬火后的,原奥氏体晶粒。,金属固态相变,2.6,粗大奥氏体晶粒的遗传性及防止措施,?,将粗晶有序组织加热到高于,Ac,3,可能导致形成的奥,氏体晶粒与原始晶粒具有相同的形状、大小和取向。,这种现象称为钢的组织遗传。,0.1mm,原奥氏体晶界,?,在原始奥氏体晶粒粗大的情况下，若钢以非平衡组,织（如马氏体或贝氏体）加热奥氏体化，则在一定,的加热条件下，新形成的奥氏体晶粒会继承和恢复,原始粗大的奥

33、氏体晶粒。,金属固态相变,34CrNi3MoV,钢粗大（,1,级）奥氏体晶粒,0.1mm,原奥氏体晶界,34CrNi3MoV,钢的混晶组织,混晶现象,混晶即钢中同时存在细晶粒和粗晶粒（,1-4,级晶粒）的现象,。,金属固态相变,?,为了杜绝这种晶粒异常长大现象，需要以平衡组织进行重,新淬火，以避免组织遗传，消除混晶现象。保证组织性能,合格。为此，将,34CrNi3MoV,钢锻件在,650,去氢退火后，,再于,700,730,加热，进行低温退火，使其获得较为平衡,的索氏体组织，然后再进行调质，则可避免组织遗传性和,混晶现象。,?,对于容易发生铁素体珠光体转变的合金钢，为了纠正混,晶现象，也可以进

34、行完全退火或正火，以便获得平衡的铁,素体珠光体组织，然后再进行调质处理，以免产生混晶,现象。,金属固态相变,2.6.1,影响钢组织遗传的因素,?,（,1,）原始组织的影响,?,原始组织是影响组织遗传的重要因素。,同一种,钢原始组织为贝氏体时比马氏体的遗传性强。原始,组织为魏氏组织时也容易出现组织遗传。原始组织,为铁素体珠光体组织时，一般不发生组织遗传现,象。,?,对于原始组织为非平衡组织的合金钢，组织遗,传是一个普遍的现象。,金属固态相变,2.6.1,影响钢组织遗传的因素,?,（,2,）加热速度的影响,?,合金钢以非平衡组织加热时，采用慢速加热或者,可以快速加热均容易出现组织遗传。只有采用中等,速度加热时才有可能不发生组织遗传。加热速度可,以试验确定。但在实际生产中由于炉型不同、钢件,厚度不等，控制加热速度较为困难。,金属固态相变,2.6.2,控制粗大奥氏体晶粒遗传,?,（,1,）采用退火或高温回火，消除非平衡组织，实现,相的,再结晶，获得细小的碳化物颗粒和铁素体的整合组织。使,针形奥氏体失去形成条件，可以避免组织遗传。采用等温,退火比普通连续冷却退火好。采用高温回火时，多次回火,为好，以便获得较为平衡的回火索氏体组织。,?,(2),对于铁素体珠光体的低合金钢，组织遗传倾向较小，,可以正火校正过热组织，必要时采用多次正火，细化晶粒。,金属固态相变,