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　　2.影响稳定过热与不稳定过热的主要因素

　　由析出相引起的稳定过热程度，重要取决于析出相的成分和析出的密度。因此，影响稳定过热与不稳定过热的主要因素除与加热温度高下和保温是非有关外，还主要和钢的化学成分、钢中微量元素（包含杂质元素）及含量、过热后的冷却速度、铸造变形程度等有关。

　　奥氏体晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，则沿晶界封闭的愈完全。假如沿奥氏体晶界析出的密度小或不完整封闭，则稳定性小。因此，在奥氏体晶粒大小一定的条件下，沿原高温奥氏体晶界析出相的密度大小，就决议着稳定程度的大小。假如析出相的质点很大，但密度极低，也不易形成稳定过热。

　　（1）钢的化学成分及微量元素的影响

　　由前面的例子中可以看出，钢的化学成分决议着析出相的种类，例如Cr—Ni、Cr—Ni—Mo—V、Cr—Ni—W系合金结构钢中的析出相是MnS；25MnTiB钢中由于Ti与S比Mn与S有更大的亲协力，重要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不锈钢中主要析出一次碳化物。

　　不同成分的析出相固溶于奥氏体中的温度不同，因而对稳定程度有主要影响。例如MnS、AlN大批固溶的温度约在1200℃左右，TiCN的固溶温度在1350℃左右，Ti2SC在1350℃时还没有固溶。9Cr18不锈钢的一次碳化物固溶温度也在1000℃以上。析出相的固溶温度愈高，高温愈稳定，形成稳定过热的敏感性则愈低，但一经固溶和析出后，则很难打消。

　　稀土元素减少形成稳定过热与不稳定过热有主要影响。例如25MnTiB钢中，当RE/S=1.5～2时，由于形成高温下稳定颗粒状稀土硫化物，可以细化1350～1400℃以下的奥氏体晶粒，减少原奥氏体晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，下降过热敏感性。

　　（2）过热后冷却速度的影响

　　过热后冷却速度对是否形成稳定过热及其稳定程度有重要影响，它影响着析出相的数目和密度。冷却速渡过快，第二相可能来不及沿晶界析出；冷却速度过于缓慢则析出相凑集成较大的质点，这两种情况均不易形成稳定过热。只有在第二相充剖析出而又来不及集合的冷却速度下才易形成稳定过热。因此相对的中等冷却速度Zui易形成稳定过热。

　　（3）塑性变形及热处置对稳定过热的影响

　　塑性变形可以破碎过热形成的粗大奥氏体晶粒并损坏其沿晶界析出相的持续网状散布，因此可以改良或排除稳定过热。

　　40MnB钢自1150℃直接空冷和经热轧后空冷出现两种不同的断口情况。直接空冷的坯料原奥氏体晶粒粗大，析出相呈粗大的网状分布，经调质处理后为石状断口。而经热轧后空冷的原高温奥氏体晶粒细小，析出相分散，经调质处理后为纤维状断口。实验表明已经形成稳定过热，浮现石状断口的 18Cr2Ni4WA和 45钢，经重新加热改锻，当锻造比大于 4时，可基础消除稳定过热的组织，获得正常的纤维状断口。

　　用热处置方式改良或排除稳固过热是艰苦的，有时是不可能的。某些合金构造钢的实验表明：只有轻度稳定过热（即析出相密度较小，在断口上浮现渺小，疏散的石状情形）经二次正火或多次正火可以改良或打消。对于一般的稳固过热（在断口上散布的石状较多，石状尺寸较大）需经多次高温扩散退火和正火才可能得到改善，而对于较严重的稳定过热（石状较大、遍及全部断面），多次长时光高温扩散退人加正火也极难改善。

　　依据以上分析，为避免锻件稳定过热，从锻造工艺方面有下列有效对策：

　　1）严厉把持加热温度，尽可能缩短高温保温时光。加热时坯料应避开炉子的局部高温区。

　　2）保证锻件有足够的变形量，一般当锻造比为1.5～2时，显微镜配件，便有显明效果，铸造比愈大，后果愈明显。对模锻件来说，如预制坯后需再一次加热时，应保证锻件各部分均有恰当的变形量。

　　3）恰当把持冷却速度。

　　依据我们协同某厂解决炮尾锻件石状断口的领会，适当地采用上述对策，便可以有效地避免形成稳定过热石状断口。

　　（三）晶粒遗传引起的稳定过热

　　按传统的概念，钢在加热至正火温度时即产生相变和重结晶，使粗大晶粒得到细化。但是，有些钢种（重要是马氏体钢和贝氏体钢）过热后形成的粗晶，经正火后仍为粗大晶粒（指奥氏体晶粒）。这种部分或全体由原粗大奥氏体晶粒复原的现象称为晶粒遗传。

　　马氏体和贝氏体钢锻件，假如锻造加热温度与停锻温度较高和变形程度较小，轻易形成粗大的奥氏体晶粒，冷却到室温后，在原来的一颗颗粗大奥氏体晶粒内，由于相变形成很多颗小晶粒，这些小晶粒的空间取向与本来奥氏体晶粒的空间取向坚持一定的关系。例如马氏体的｛110｝面平行于奥氏体的｛111｝面，马氏体的＜111＞方向平行于奥氏体的＜110＞方向。从一个奥氏体晶粒形成的许多马氏体片与原奥氏体晶粒之间都有着这种位向关系（见图3-8和图片3-10）。也就是说，情势上是一颗大晶粒分割成很多颗小晶粒，而本质上还是原来的一颗大晶粒。正火加热时，这些小晶粒还原成原来的奥氏体晶粒，且空间取向基础上没有多大的变更。正火冷却时，一颗奥氏体晶粒又再次重新分割成若干个小晶粒。这样，正火前（即锻后）原来粗大的奥氏体晶粒经正火后情势上虽细化了（分割成很多小晶粒），但本质上由于很多小晶粒的位向与原来的奥氏体晶粒一致，由于在位向和大小上都继续了原始粗大奥氏体晶粒，所以在性能与断口上仍保存了原来粗大奥氏体晶粒的特点。这种粗大晶粒的遗传，使材料的力学性能，特殊是韧性显明降低。由于这种晶粒遗传现象，马氏体钢、贝氏体钢锻件过热后的粗大奥氏体晶粒，用一般热处理工艺不易细化。

　　图3-8 马氏体、贝氏体钢过热组织加热时的重结晶示意图

　　发生晶粒遗传的条件是：

　　1）加热前的组织为奥氏体的有序改变产物（马氏体或贝氏体），它具有保存原始奥氏体晶粒取向的才能；

　　2）加热至奥氏体化温度时，铁素体和奥氏体均不发生再结晶，保持晶粒位向；

　　3）针状奥氏体得到充足发展。马氏体、贝氏体组织在加热相变时可能发生两种奥氏体形态，即针状（条状）奥氏体和球状奥氏体、针状奥氏体与母相坚持必定的位向关系，才导致晶粒遗传，而球状奥氏体则不然。

　　某些珠光体类型的钢，例如 38CrMoAlA钢等，也易呈现这种晶粒遗传现象。38CrMoAlA钢在退火状况是珠光体加铁素体，由于Cr和Mo的存在，使C曲线（S曲线）右移，尤其当存在成分偏析时，在空冷状况下也经常得到贝氏体组织（局部）。经正火和调质后，该局部处组织仍显明保存位向关系，奥氏体晶粒尺寸变更也不大。

　　1.影响晶粒遗传的几个因素

　　晶粒遗传的程度与锻件的过热程度、变形程度、加热速度、原始组织、化学成分等有关，分辨先容如下：

　　（1）过热程度

　　材料过热程度愈严重，晶粒遗传的程度也愈严重。由图3-9中可以看到，加热温度愈高时，奥氏体晶粒愈粗大，合金元素固溶的愈充足，愈均匀，冷却和以后加热时，愈易按有序转变的方法进行，保持位元向关系。

　　图 3-9 加热温度、热处置及塑性变形对晶粒均匀直径的影响

　　（2）变形水平

　　塑性变形对清除晶粒遗传有重要作用。由图3-9还可以看到，经1250℃加热后的坯料， 经66％的变形后晶粒显着细化。这不仅是由于塑性变形时破碎了晶粒，打乱了组织的方向性，而且供给了足够的畸变能以满足晶粒细化时晶界能增添的须要。于是，在正火加热温度稍高于相交点时将促使α→γ按无序转变的方法形成奥氏体，破坏了本来的空间取向，所以相变后晶粒将得到充足的细化。

　　在实际生产中，锻件过热和局部区域处于小变形或临界变形的情形是经常存在的。因此，锻件中晶粒遗传的情况是经常呈现的。

　　（3）加热速度

　　В.д.萨多夫斯基在他的《钢的组织遗传性》一书中以为钢的晶粒遗传与临界区的加热速度有关。在合金结构钢中，原始组织为马氏体时，缓慢加热（1～50℃／min）和极快速加热（＞100～500℃／s）时都易呈现晶粒遗传。但在某些中间加热速度（10℃／min～100℃／s）时，晶粒遗传性不存在。在实际生产中，100～150℃／s的极快加热速度是很难到达的。因此，这里仅讨论迟缓加热和较快速加热对组织遗传的影响。

　　缓慢加热时，由于过热度小，相变驱动力小，球状奥氏体不易形成，只能形成针状奥氏体，它产生于条束边界，并沿着条的方向几乎一致地排列起来，随着温度升高和保温时间延伸，针状奥氏体合并成粗大晶粒，即出现晶粒遗传。

　　较快速加热时，由于过热度大，相变驱动力大，除了在条束边界产生针状奥氏体外，还在旧的奥氏体晶界和条柬边界发生球状奥氏体，而且随着加热速度的进步，球状奥氏体所占的比例也越大，从而使晶粒遗传性下降。

　　加热速度不仅影响相变驱动力，而且还影响相变硬化效应的大小和再结晶温度的高下，从而影响晶粒遗传性。迟缓加热时，相变硬化的效应相对低些，而且在高温下相变应力部分地得到松弛，从而进步再结晶温度，增大晶粒遗传的偏向。例如 9Cr2Mo钢预先过热到1250℃，重新加热时，如采用缓慢速度（20℃/h）加热，奥氏体再结晶温度为 1080～1090℃。而快速加热时，则为940～990℃（相差约100℃），较易产生再结晶，故减小晶粒遗传性。

　　（4）原始组织

　　原始组织对晶粒遗传性有较大影响，晶粒遗传主要发生在马氏体、贝氏体组织中，而铁素体一珠光体组织一般不发生晶粒遗传。

　　在具有位的组织（马氏体、贝氏体）中，贝氏体组织在加热时Zui不利于球状奥氏体形成，因此，贝氏体组织的晶粒遗传性Zui严重。这是由于：①贝氏体的形成温度高于马氏体，它的位元错密度和蕴藏能比马氏体低。贝氏体是一种比马氏体较为稳固的组织，在加热时，贝氏体坚持其形态构造的稳定性远比马氏体为高；②贝氏体加热相变时，其相变硬化效应比马氏体低，故再结晶温度高，晶粒遗传性严重。

　　（5）化学成分

　　化学成分对晶粒遗传有较大影响，它是通过形成必定的组织结构和组织状况来实现的。使C曲线右移，促使形成马氏体、贝氏体的合金元素（如 Cr、Ni、Mo等）易引起晶粒遗传，强烈形成碳化物的元素（如Ti、V、Nb等）对晶粒遗传的影响更为明显。这是由于Ti、V、Nb等形成的碳化物、氮化物沉淀在条束间以及原始奥氏体晶界，由于它们的稳定性高，在重新加热时不易溶解，于是，就轻易把马氏体、贝氏体的轮廓和原始奥氏体晶界固定下来。在α→β相变时，这些高温稳定的化合物克制再结晶，于是奥氏体便继续了原始的位向，形成原始粗大晶粒的恢复。只有加热到1000～1100℃，随着这些阻碍物的逐渐溶解和奥氏体再结晶的产生，粗大的旧晶粒才干被渺小的晶粒所取代。

　　奥氏体区的冷却速度和预回火对晶粒遗传也有必定影响。

　　2.防止和排除晶粒遗传的对策

　　为防止和打消晶粒遗传可采取如下对策：

　　1）避免锻前加热温渡过高，尤其对含有V、Ti、Nb等元素的高淬透性钢，更应严厉把持加热温度；

　　2）避免锻件上存在小变形或临界变形的区域，尤其当坯料加热温度较高时，应使各部位均有足够的变形量；

　　3）大锻件铸造后，在奥氏体区应缓慢冷却或在奥氏体温度下采用较长的保温时光；采用中间重结晶退火或长时间高温回火加退火；

　　4）锻后热处理应尽可能获得铁素体一珠光体组织，将原始晶粒内的位向打乱，这是清除晶粒遗传的Zui有效的方法。但是，晶粒遗传主要出现在高合金钢中，而高合金钢的奥氏体极为稳定，例如 26Cr2Ni4MoV钢等温转变成珠光体的孕育期长达7h，生产中难以实现。近来的研讨表明，采用降低奥氏体化温度，以减少奥氏体的合金化程度，从而使奥氏体稳定性降低的措施，可有效地得到珠光体转变；

　　5）采用两次或多次正火。由于每经过一次正火加热和冷却，位向关系就可能遭到一些损坏，经过多次加热和冷却，晶体学位向关系就可能基础被破坏，从而清除晶粒遗传；

　　6）对奥氏体稳定性高（尤其含有Ti、V、Nb等元素）的合金钢和截面尺寸大的主要锻件，可采用高温正火（退火）或重复高温正火（退火）的办法。由于在α→β的改变进程中比容产生变更，晶粒间产生相变内应力，使晶粒变形，产生了畸变能，在高温奥氏体区发生奥氏体再结晶，由于重新形核和长大，损坏了本来的空间取向，从而可使奥氏体晶粒细化；

　　7）应尽量进步650～800℃区间的加热速度，切勿在Acl温度邻近保温或迟缓加热。大

　　锻件在600℃左右保温后，应以Zui大速度加热到奥氏体再结晶温度，以减小晶粒遗传。

　　（四）合金钢过热、过烧的辨别办法

　　对过热、过烧的判定，目前Zui普遍利用的是低倍（50倍以下）检查、金相分析和断口分析等三种方法。这三种方法相互配合，相辅相成地应用。

　　1.低倍检讨

　　合金构造钢过热之后，在锻件低倍上表示为低倍粗晶。低倍粗晶的显示办法如下：一般采取1:1的盐酸水溶液热浸蚀。对资料纯粹度较差的电弧钢，采用10％～20％的过硫酸氨水溶液等冷浸蚀剂，后果较好。在过热锻件的酸浸低培试片上，按过热水平不同，用肉眼可察看到：稍微过热时有疏散零碎的闪点状晶粒；一般过热时晶粒呈片状或多边形；严重过热时则呈雪片状。目前尚无同一的低倍检验尺度。

　　2.金相剖析

　　应用腐蚀剂对磨制好的金相试样进行电解腐蚀或化学腐蚀，然后在金相显微镜下察看晶界及邻近有无过热、过烧的特点，进而判定钢材是否过热与过烧。

　　在大多数情形下，利用饱合的硝酸铵水溶液对试件进行电解腐化，然后在显微镜上察看基体和晶界的色彩。过热钢奥氏体晶界呈白色，基体呈玄色。过烧钢晶界呈黑色，基体呈白色。

　　 也可利用硝酸 [10％（质量分数）]加硫酸[10％（质量分数）]的水溶液或奥勃试剂，对试样进行化学腐化，后果也很好。已过热的钢在显微镜下可见到玄色断续或完全的晶界（有人以为玄色晶界是由于沿晶界析出的MnS被腐化造成的），而过烧钢的晶界则呈白色。

　　还有其它一些金相检讨的方式，详见《锻件质量剖析》一书。

　　3.断口分析

　　用断口来检讨资料的过热、过烧，也是一种既简便又可靠的方式。通常有两类断口，一类叫“萘状断口”，另一类叫“石状断口”。石状断口是经调质处理落后行的检查。

　　所谓“萘状断口”是典范的穿晶解理断裂；而所谓“石状断口”是典范的沿晶断裂。萘状断口可以显示晶粒的大小，但不能反应第二相颗粒沿晶界析出的情况，即不能表征资料是否稳定过热。

　　采取“石状断口”来评定过热则有以下长处：

　　1）“石状断口”表面上出现的过热小平面的大小，反应了晶粒的大小；韧窝的大小和数目多少，反映了MnS等搀杂沿原奥氏体晶界的析出情况；

　　2）在纤维状断口上出不涌现“过热小平面”，标记着稳定过热是否开端；

　　3）“过热小平面”的尺寸、外形、数目及散布情况，反应过热的严重水平。

　　当断口由纤维状完整变为“过热小平面”（石状断口）时，就表现严重过热了，可见在韧性状态下检查钢材是否过热，是比拟公道的。

　　例如，某厂对18Cr2Ni4WA钢过热断口进行了研讨，在950℃加热时获得正常纤维状断口，在1150℃加热时，在纤维状断口基体上涌现了少数疏散而渺小的“过热小平面”，此时开端轻渡过热。随着加热温度的进一步升高，“过热小平面”增多增大，在1400℃时断口的表面全是由大颗粒灰白色“过热小平面”组成，此时为严重过热断口。

　　（五）过热对力学性能的影响

　　对只是晶粒粗大的过热忱况（不稳定过热），当试样主要呈穿晶韧窝断裂时，对力学性能影响不大；当试样呈穿晶解理断裂或沿晶脆性断裂时，晶粒越大，塑性和冲击韧度降落也越大。从稳定过热，例如晶粒粗大并同时有搀杂物沿原奥氏体晶界析中的情况，其试样断口呈穿晶韧性和沿晶韧窝的混杂断裂或沿晶韧窝断裂。过热愈严重，“过热小平面”尺寸在断口上所占的比例愈大时，塑性指针和冲击韧度下降也愈明显。过热还影响材料的疲劳强度和断裂韧度，特殊是严重过热时，使疲劳强度和断裂韧度降低较大。表3-3和3-4列出了过热对45钢和18Cr2Ni4WA钢力学性能影响的材料，过热对40CrMnSiMoVA钢和40CrNiMo钢疲劳强度和断裂韧度的影响见表3-5和表3-6。

　　表3-3 过热对45钢力学性能的影响

　　表3-4 18Cr2Ni4WA钢的过热对力学性能的影响

　　表3-5 过热对40CrMnSiMoVA钢疲劳强度和断裂韧度的影响

　　表3-6 过热对40CrNiMoA钢锻件曲折疲劳性能的影响

　　按传统概念，钢料过热后，涌现魏氏组织，使性能降落。但近来一些研讨成果以为，经同样温度奥氏体化后，天生魏氏组织的试样较天生等轴铁素体加珠光体的试样有较高的冲击韧度，较低的脆性改变温度和较大的韧性储备，过热形成粗晶，降低钢的冲击韧度，而魏氏组织则提高钢的韧性。因此，过热时冲击韧度的降低主要是由晶粒粗大引起的。


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