钢中奥氏体的形成

1、钢中奥氏体的形成第1页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三间隙大小：-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。第2页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三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中形成的固溶体。Mn、Si 、Cr、Ni、Co等合金元素溶入-Fe后将取代Fe原子形成置换式

2、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原子的半径差等因素有关。稳定存在温度：Fe-C合金：727以下不稳定相Fe-C合金中加入足够数量的扩大相区的合金元素，室温、室温以下稳定奥氏体钢：能在室温下以奥氏体状态使用的钢。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，易塑性变形，塑性成型？第3页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三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

3、GSE线以上，单相奥氏体。第二节 奥氏体形成的热力学条件第4页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三相变驱动力： Gv 系统自由能变化： G=VGv + S +V GsV： S： ：单位面积界面能Gs：应变能注：奥氏体在高温下形成，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由能随温度的变化曲线：交于1点（727C）727C时，两相自由能相等，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。相变必须在有过热（过冷）的条件下才能进行第5页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三加热(冷却)速度对临界点影响：

4、加热（冷却）速度越大，过热（过冷）程度也越大。 加热和冷却时发生转变的温度（即临界点）不在同一温度加热时的临界点：Ac1，Ac3，Accm, 冷却时的临界点：Ar1，Ar3，Arcm加热速度和冷却速度为0.125/min时，临界点的移动第6页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三共析成分珠光体：加热至Ac1以上，将转变成单相奥氏体第三节 奥氏体的形成机制碳的扩散与重新分布、点阵重构： 三者点阵结构相差很大，碳含量也不一样转变全过程分为四个阶段： 奥氏体晶核形成、奥氏体晶核长大 渗碳体溶解、奥氏体成分均匀化第7页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三一、奥氏体

5、晶核的形成形核位置 共析钢中：通常形成于铁素体和渗碳体交界面 优先部位：珠光体团边界，珠光体与先共析铁素体间的界面 亚共析钢中 过热度小，优先在珠光体团界、铁素体/珠光体界面形成 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 快速加热，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形成。亚共析钢中奥氏体形核两相区加热单相区加热第8页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三 ，20CrMnTi钢淬火+高温回火组织(+Fe3C) 加热到两相区时奥氏体的形成第9页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三二、奥氏体晶核的长大A在F和F

6、e3C界面形成，长大时-和-Fe3C相界面推进奥氏体核在T1形成，相界面平直，界面处各相的碳浓度C-：与A接触的F的C浓度 C-c：与Fe3C接触的F的C浓度C-：与F接触的A的C浓度 C-c：与Fe3C接触的A的C浓度Cc-：与A相接触的Fe3C的C浓度（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/铁素体界面扩散铁素体内：C在奥氏体中扩散的同时，也在铁素体中扩散. 这种扩散同样也促进奥氏体的长大，但作用甚微。第10页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三共析钢奥氏体晶核长大示意图a) 相界面推移示意图；b) 奥氏体在T1温度形

7、核时各相中C浓度第11页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三三、渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化Fe3C溶解 奥氏体核形成后，向Fe3C中长大的速度较低，铁素体全部消失后将残留一部分Fe3C 随保温时间延长，残留Fe3C将继续溶入奥氏体奥氏体成分的均匀化 Fe3C溶解结束时，奥氏体中仍存在C浓度梯度，继续通过扩散过程消除，称为奥氏体均匀化。第12页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三奥氏体形成速度取决于形核率N和线生长速度v。在等温条件下，N和v均为常数。一、形核率在奥氏体均匀形核的条件下，形核率N与温度T之间的关系为：第四节 奥氏体等温形成动力学C常数；

8、Gm扩散激活能；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 原子扩散能力增加、相变驱动力增大，临界形核功G*减小、 奥氏体形核所需要的C浓度起伏减小。提高加热速度，奥氏体晶粒细化 奥氏体形成温度升高，奥氏体形核率急剧增大第13页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三表2-1 奥氏体形核率N和线生长速度v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第14页，共48页，2022年，5

9、月20日，22点50分，星期三二、线生长速度与长大机制有关：碳在A中扩散控制，碳在F中扩散控制长大受碳在A中扩散控制：A在F和Ce之间，两侧向F与Ce推移， 速度为两侧推移速度之和，取决于碳原子在A中传输速度碳原子传输速度：碳在A中的扩散系数、浓度梯度温度升高，扩散系数增加，浓度梯度则与A的厚度以及温度决定的 浓度差（C-c-C-）有关由扩散定律导出A长大的界面推移速度K常数 DCC在奥氏体中的扩散系数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浓度负号表示下坡扩散第15页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星

10、期三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呈指数增加、C-c与C-差值增加而使Dc/Dx增加、 界面两侧碳浓度差（C- c - ）及（6.67- C-c ）均减小，故V 及V C均随温度升高而增加。F位于A与Ce中间：A长大将受碳在F中扩散控制。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? 第16页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三三 奥氏体等温形成动力学曲线共析钢等温形成：形核率N和生长速度v为常数奥氏体等温形成动力学曲线：转变量与转变时间的关系，可得出各个温度下等

11、温形成的开始及终了时间，温度越高，N和v越大，等温形成动力学曲线越靠左，等温形成的开始及终了时间越短，见表2-1。奥氏体等温形成图：不同温度等温形成的开始及终了时间综合绘制在转变温度与时间坐标系上，TTT图0.86%C钢奥氏体等温形成动力学曲线(a)和等温形成图(b)第17页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三A形成有孕育期转变开始：转变终了：图中终了曲线对应F全部消失时间，还有渗碳体全部溶解、A成分完全均匀化，所需的时间都很长图2-10 共析钢奥氏体等温形成图第18页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三亚共析钢、过共析钢：P全部转变为A后，F或Ce继续

12、转变 需要通过C原子在A中的扩散及A与剩余相间相界推移来进行 F转变终了曲线、Ce溶解终了曲线画在A等温形成图中 过共析钢的Ce溶解和A成分均匀化所需时间要长得多奥氏体等温形成图 (a) 1.2%C钢) (b)0.45%C钢第19页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三四、影响奥氏体形成速度的因素：温度、原始组织、化学成分等 影响A形核率、线生长速度，从而影响A形成速度（一）加热温度温度高，转变快相变驱动力增大，C原子扩散快，N及V均大大增加，表2-1，A形成速度快图2-10，奥氏体形成温度越高，转变的孕育期越短，转变完成时间也越短快速加热细化晶粒温度升高，形核率增速高于生长

13、速度增速。表2-1，转变温度从740oC提高到800oC时，形核率增长270倍，而线生长速度只增加80倍。A形成温度越高，所得起始晶粒越细。快速加热、短时保温等强韧化处理新工艺 高碳工具钢温度升高，A/F界面向F推移的速度与A/Ce界面向Ce推移的速度之比也增大。如，780oC时，二者之比为14.8， 800oC时，为19.1（由式2-4计算）。A形成温度升高，F消失时残留Ce量增大，A的平均碳含量降低。第20页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三(二)钢的碳含量和原始组织钢中C越高，A形成越快 钢中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扩散距离减少 C和Fe原子的扩散系数也增大，这些加快A的形成。 但过共析钢中，Ce数量过多，随C增加，也会引起残留Ce溶解和 A均匀化时间的延长。原始组织越细，A形成越快 钢成分相同，原始组织中Ce分散度越高，F/Ce界面越多，N越大 Ce分散度高、P片间距减小，A中C的浓度梯度增大，扩散加快 760oC时，P片间距从0.5m减至0.1m，A线生长速度约增7倍 钢原始组织为屈氏体时，A形成速度比S和P都快原始组织为片状P，比粒状P的A形成快 片状P中的Ce呈薄片状，相界面大，所以加热时A形核率高第21页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三 不影响P到A转变机制，影响：C

15、e稳定性、C在A中扩散系数，且在Ce和基体间分配不同 因此Me影响A的形成速度、碳化物溶解、奥氏体均匀化速度影响扩散 强碳化物形成元素Cr、Mo、W等：降低C在A中扩散系数，显著减 慢A形成速度 非碳化物形成元素Co和Ni：增大C在A中扩散系数，加速A形成 Si和Al：对C在A中扩散影响不大，对A形成速度无显著影响影响临界点及A形成速度Me改变A1、A3、Acm等位置，并使之扩大为一个温度范围，改变相变时的过热度，影响奥氏体形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对地增大过热度，提高A形成速度Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1点，相对地降低过热度，减慢奥A形成速度(三)合金元素

16、Me的影响第22页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三影响珠光体片层间距、改变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形成速度Me在钢中的分布是不均匀 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； 强碳化物形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，退火状态下碳化物中约含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，在退火状态下碳化物中仅含1%Ni，大部分存在于固溶体中。 Me在钢中分布的不均匀性，在碳化物完全溶解后也还存在

17、 合金钢A均匀化，C均匀化外，Me均匀化。由于Me的扩散系数仅相当于碳的1/10001/10000，同时，碳化物形成元素还降低C在A中的扩散系数，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23页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三第五节 连续加热时奥氏体的形成 生产条件下，加热速度较快，A多在连续加热过程形成。 A形成过程可看成是许多等温过程的叠加。 与等温形成过程一样，经过形核、长大、残留Ce溶解、A均匀化四个阶段，但有特点：第24页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三

18、 连续加热条件下A形成的热分析曲线 等速加热，A形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等于转变消耗热量q，全部热量用于形成A，温度不再上升，出现平台，转变在等温下进行。 加热速度快：此时Qq，供给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，因而偏离直线，如图中aa1段。 随转变温度升高，转变速度加快，转变所需热量增加，当达到q=Q时，将出现平台。随转变速度进一步加快，A大量形成，消耗大量热量，导致qQ，温度开始下降，出现a1c段；最后，转变速度逐渐降低，当Qq时，温度复又上升。一、转变在一个温度范围内完成 钢连续

19、加热时，A形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大。第25页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三 提高加热速度，aa1段向高温推移，下降段逐渐消失，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 第26页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三二、转变速度随加热速度增加而增加 从图2-14中，得出不同加热速度下的A形成开始及终了的温度与时间。 将开始点及终了点连接成线，得出共析碳钢在连续加热时的A形成图。 加热速度越快，开始和终了

20、温度越高，转变所需时间越短，即A形成速度越快 连续加热时，P到A转变的各个阶段都不是在恒定的温度下进行的，而是在一个相当大的温度范围内进行的，加热速度越快，转变温度范围越大。图2-15 共析碳钢连续加热时的奥氏体形成图（V1V2V3V4）第27页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三 三、奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大 连续加热时，速度增加，转变温度高，C-减小，C-c增大：Ce来不及充分溶解，C和Me的原子来不及充分扩散。结果A中碳、Me分布不均匀 图2-16 加热速度和温度对40钢A内高碳区最高碳含量的影响 随加热速度的升高，高碳区内最高碳含量也增大，并向高温方向

21、推移。 原为P和F区域内的A碳含量差别增大，并且剩余碳化物数量增多，导致A基体的平均碳含量降低。生产中可能出现： 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，应注意避免，办法是细化原始组织 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第28页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三， 。 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，A形核率急剧增大，线生长速度也随之增加，但较少，长大时间短，A晶粒来不及长大，立即淬火可以获得超细组织。

22、 如，采用超高频脉冲加热（时间为10-3s）淬火后，在两万倍的显微镜下也难以分辨出A晶粒大小。 综上所述， 连续加热时，随加热速度增大，A形成被推向高温，A起始晶粒细化 同时，由于残留碳化物数量随加热速度增加而增多，故A的平均碳含量下降. 这两个因素均可提高淬火M的强韧性。 近年来发展起来的快速加热、超快速加热和脉冲加热淬火均是据此而发展出来的。第29页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三第六节 奥氏体晶粒长大及其控制 A晶粒大小对冷却转变过程及所得组织、性能影响很大 了解A晶粒长大规律，控制A晶粒大小意义很大一、奥氏体晶粒度A晶粒度：表示A晶粒大小 n：放大100倍时，1

23、平方英寸面积内的晶粒数（个/in2）N：A晶粒度级别14级粗晶粒（晶粒平均直径为0.250.088mm），58级细晶粒（晶粒平均直径为0.0620.022mm），8级以上为超细晶粒。 随着控制轧制、控制冷却工艺的发展，已经很容易获得1112级超细晶粒钢（晶粒平均直径小于10m），性能大幅度提高 国家标准GB6394-86备有标准评级图第30页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三三种A晶粒度：起始晶粒度：A形成过程刚结束时的晶粒度 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际晶粒度：热处理加热终了时的晶粒度 取决于钢材的本

24、质晶粒度及实际加热条件。加热温度越高，保温时间越长，越粗大本质晶粒度：YB2764（93010oC、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，决定于钢种、冶炼方法等第31页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三二、影响A晶粒长大的因素A晶粒形成后，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则对晶界起钉扎作用 可见，晶粒长大过程受加热速度、加热温度、

25、保温时间、钢的成分、未 溶粒子的性质、数量、大小和分布，以及原始组织等因素的影响。（一）加热温度和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止长大。 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）第32页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三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扩散激活能；由可见，加热温度升高，

26、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度时，由于 增大，减小，而使 降低，即长大速度减慢。第33页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三（二）加热速度的影响 加热速度越大，A形成温度越高，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第34页，共48页，2022年，5月2

27、0日，22点50分，星期三（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增加先增后减，出现极大值。极大值与加热温度有关（图2-20）。 碳含量增加时，C原子在A中的扩散系数及Fe的自扩散系数均增大，故A晶粒长大倾向增大。 超过一定碳含量，出现阻止A晶粒长大的二次渗碳体，故随钢中碳含量的增加，二次数量增多，阻止A晶粒长大，使A晶粒度增加。 过共析钢在Ac1-Accm之间加热时，可以保持较为细小的晶粒，而在相同的加热温度下，共析钢的晶粒长大倾向最大，这是因为共析钢的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）第35页，共48页，2022年，5月20

28、日，22点50分，星期三 （四）合金元素的影响Ti、Zr、V、Al、Nb、Ta强碳、氮化合物形成元素，形成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的NbC、NbN、Nb（C、N）、TiC等化合物，阻止晶粒长大W、Mo、Cr等形成较易溶解碳化物，也能阻止A晶粒长大，影响程度中等。不形成化合物的Si和Ni，影响很小，Cu几乎没有影响。Mn、P、C、O：一定限度以下时，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，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晶界移动的推力决定于界面曲率半径。A晶粒长大，晶界曲率半径增加，推力降低，当降到与未溶粒子提供的阻

29、力相等时晶界停止移动，停止长大。 加热温度超过未溶粒子溶解温度，粒子消失，A晶粒将迅速长大本质粗、细晶粒钢差异：脱氧方法：Al脱氧 Si、Mn脱氧少量Nb、V、Ti Ti、Zr、Nb、V、Al对A晶粒粗化温度的影响第36页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三 三、钢在加热时的过热现象过热：热处理加热不当（温度过高、时间过长），引起A实际晶粒度粗大，随后淬火或正火时得到十分粗大的组织，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）的现象。钢过热，在淬火时极易发生变形和开裂过热返修： 如过热A冷却转变成M等非平衡组织，则很难用上述方法消除过热。第37页，共48页，

30、2022年，5月20日，22点50分，星期三 第七节 非平衡组织加热时奥氏体的形成非平衡组织（M、B、M回、W等）加热， A形成初期获得针状和颗粒状两种形态A晶粒，影响最终晶粒粗细等形成规律：与钢成分、原始组织、加热条件等有关 以板条M为例，讨论非平衡组织加热时A形成一、针状奥氏体的形成 低、中碳合金钢，板条状M为原始组织，Ac1Ac3间，慢速和极快速加热时，在M板条间可形成针状A。原A晶界、M束界及块界则形成颗粒状A。 慢速加热，针状A常在M板条边界上处形核，沿板条界长成针状A 非平衡组织加热时形成的针状奥氏体第38页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三一束M板条中的板条

31、间形成的针状A可能具有相同的空间取向，且都和M板条保持K-S关系： (111)/(011)；011 /111 延长时间、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，但仍可在观察到针状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，它们可能是在M束界、块界或夹杂物边界上形成的针状A在板条M基体上形核长大过程示意图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第39页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三形成针状A的先决条

32、件： 原始组织中的M板条加热到Ac1以上时未再结晶，板条特征保留 如Ac1Ac3之间，M板条已再结晶，板条特征消失，不形成针状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核一般在有Fe3C的板条界形成，沿板条界长成针状A。 新形成的A核与F及Ce都保持晶体学位向关系，故只可能只有一种取向，可能合并。极快速加热：少量残余A来不及分解，为A核，长成的针状A具有相同的空间取向，能合并成大晶粒。第40页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三二、颗粒状奥氏体的形成中速加热时形成： 非平衡态组织加热到A

33、c1Ac3之间或Ac3以上，将在原A晶界、M束界、块界，甚至板条界通过扩散型相变形成颗粒状A。 淬火M中的束界、块界和板条界等形核位置较多，形成颗粒状A往往很细 三、粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制钢的组织遗传： 粗大非平衡组织加热，一定条件下，新A晶粒可能继承和恢复原粗大A晶粒结果： 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A化后未能消除第41页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三（一）影响钢组织遗传因素1、原始组织 当原始组织为P类型组织时，一般不发生； 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。 合金结构钢

34、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现象，只有采用中速加热时才有可能避免出现组织遗传。加热速度对组织遗传的影响第42页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三（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100200 oC/min的速度加热至860oC水淬，A晶粒已经细化至68级，但断口仍是粗大的。断口遗传按形成机制可分为四类：1. 石状断口。过热钢中的MnS等将溶入

35、奥氏体中，因Mn与S是内表面活性物质，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，形成粗大断口，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，原粗大奥氏体晶界形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界将成为新形成的小奥氏体晶粒边界而被保留。类似粗晶断口，实则沿新小晶粒边界断裂的细晶断口，不降低钢韧性第43页，共48页，2022年，5月20日，22点50分，星期三3. 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可能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可能是平行的。如果穿晶准解理断裂是沿这样的低指数晶面发展将呈现出粗晶穿晶断口。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，如果在发生低温回火脆性或高温回火脆性的温度区域回火，则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，第44页，共48页，2022年，5月20