2.6奥氏体组织遗传及防止措施
奥氏体晶粒长大及其控制
实际上，奥氏体晶粒的大小是不均匀的。因此， 直径小于平均晶粒直径的晶粒，其邻接晶粒数可能 小于6；而直径大于平均晶粒直径的晶粒，其邻接 晶粒数可能大于6。
为了保持界面张力平衡，相交于一点的三条晶 界应互成120o角。
13
因此，在一定温度条件下，由于界面张力平衡 作用，凡邻接晶粒数小于6的晶粒的晶界将弯曲成正 曲率弧，使晶界面积增大，界面能升高。而为了减 少晶界面积以降低界面能，晶界有由曲线（曲面） 变成直线（平面）的自发趋势，因此，将导致该晶 粒缩小，直至消失；而邻接晶粒数大于6的晶粒的晶 界也因界面张力平衡而弯曲成负曲率弧，同样为了 减少界面面积，降低界面能，该晶粒将长大，从而 吞并小晶粒。
图9.12 晶界移动时与第二相粒子的交互作用示意图17
在第二相粒子附近的晶界发生弯曲，导致晶 界面积增大，界面能升高。弥散析出的第二相粒 子愈细小，粒子附近晶界的弯曲曲率就愈大，晶 界面积的增大就愈多，因此界面能的增大也就愈 多。这个使系统自由能增加的过程是不可能自发 进行的。所以，沉淀析出的第二相粒子的存在是 晶界推移的阻力。
可见，若比界面能愈大，晶粒尺寸愈小，则奥 氏体晶粒长大的驱动力F就愈大，即晶粒长大的倾向 性就愈大，晶界愈容易迁移。
16
（2）晶界推移阻力
在实际材料中，在晶界或 晶内往往存在很与第二相界面保持垂 直,界面力平衡），导致晶界 面积增大，界面能升高，因此 这些第二相粒子将阻碍晶界迁 移，起着钉扎晶界的作用。如 图9.12所示。
弦平均长 度
(mm)
0.222 0.157 0.111 0.0783 0.0553 0.0391 0.0267 0.0196 0.0138 0.0098
5
奥氏体晶粒度
➢ 起始晶粒度:珠光体刚刚转变成奥氏体 的晶粒大小。
2第二章 奥氏体及其形成n
金属固态相变
2.1 奥氏体的组织结构和性能
以往，将奥氏体定义为：碳溶入γ－Fe中的固溶体。 此定义不够严格。
严格地说：钢中的奥氏体是碳或各种化学元素溶入 γ－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。
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％＝ B元素的at％＝
☓100% ☓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。
图415085c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40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
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。
奥氏体不锈钢的晶间腐蚀及热处理
奥氏体不锈钢的晶间腐蚀及热处理1. 奥氏体不锈钢晶间腐蚀原因及防止措施奥氏体不锈钢在450～850℃保温或缓慢冷却时，会出现晶问腐蚀。
合碳量越高，晶间蚀倾向性越大。
此外，在焊接件的热影响区也会出现晶间腐蚀。
这是由于在晶界上析出富Cr 的Cr23C6。
使其周围基体产生贫铬区，从而形成腐蚀原电池而造成的。
这种晶间腐蚀现象在铁素体不锈钢中也是存在的。
工程上常采用以下几种方法防止晶间腐蚀：（1）降低钢中的碳量，使钢中合碳量低于平衡状态下在奥氏体内的饱和溶解度，即从根本上解决了铬的碳化物（Cr23C6）在晶界上析出的问题。
通常钢中含碳量降至0.03％以下即可满足抗晶间腐蚀性能的要求。
（2）加入Ti、Nb等能形成稳定碳化物（TiC或NbC）的元素，避免在晶界上析出Cr23C6，即可防上奥氏体不锈钢的晶间腐蚀。
（3）通过调整钢中奥氏体形成元素与铁素体形成元素的比例，使其具有奥氏体+铁素体双相组织，其中铁素体占5％一12％。
这种双相组织不易产生晶间腐蚀。
（4）采用适当热处理工艺，可以防止晶间腐蚀，获得最佳的耐蚀性。
2.奥氏体不锈钢的应力腐蚀应力（主要是拉应力）与腐蚀的综合作用所引起的开裂称为应力腐蚀开裂，简称SCC（Stress Crack Corrosion）。
奥氏体不锈钢容易在含氯离子的腐蚀介质中产生应力腐蚀。
当含Ni量达到8％一10％时，奥氏体不锈钢应力腐蚀倾向性最大，继续增加含Ni量至45％～50％应力腐蚀倾向逐渐减小，直至消失。
防止奥氏体不锈钢应力腐蚀的最主要途径是加入Si 2％～4％并从冶炼上将N含量控制在0.04％以下。
此外还应尽量减少P、Sb、Bi、As等杂质的含量。
另外可选用A-F双用钢，它在Cl-和OH-介质中对应力腐蚀不敏感。
当初始的微细裂纹遇到铁素体相后不再继续扩展，体素体含量应在6%左右。
3.奥氏作不锈钢的形变强化单相的奥氏体不锈钢具有良好的冷变形性能，可以冷拔成很细的钢丝，冷轧成很薄的钢带或钢管。
奥氏体不锈钢应力腐蚀及防护措施
奥氏体不锈钢应力腐蚀及防护措施一般情况下奥氏体不锈钢具有良好的耐腐蚀性，但在特殊的工况条件下，也会发生应力腐蚀现象，给工程带来极大的安全隐患。
论述了奥氏体不锈钢应力腐蚀发生的条件、腐蚀的机理及防护措施，为解决奥氏体不锈钢应力腐蚀失效的问题提供了依据。
奥氏体不锈钢因为具有优良的机械性能及可焊性，同时还有其它普通金属不可比拟的耐腐蚀性能，而成为石油化工行业中重要的耐腐蚀材料。
奥氏体不锈钢耐腐蚀是由于在其表面生成了一层极薄的、粘着性好的、半透明的氧化铬薄膜。
Cr和Ni是不锈钢具有耐腐蚀性能最主要的合金元素。
Cr和Ni使奥氏体不锈钢在氧化性介质中生成一层十分致密的氧化膜，使其钝化，降低了不锈钢在氧化性介质中的腐蚀速度，使不锈钢的耐腐蚀性能提高。
这层膜一旦遭到机械损伤而破坏，钢中的铬与大气中的氧发生化学反应就能迅速地使其恢复。
但不锈钢的耐腐蚀性能是有针对性的，即在空气、水、中性溶液等介质中是稳定的，而在其它介质中则有可能发生腐蚀破坏。
据统计，在设备腐蚀中，奥氏体不锈钢的腐蚀约占各种腐蚀的1/2，而奥氏体不锈钢材料的应力腐蚀现象，又占所有材料应力腐蚀的2/3以上。
应力腐蚀指金属在拉伸应力和特定的腐蚀介质联合作用下发生的低应力脆性断裂。
应力腐蚀开裂是一种腐蚀速度快、破坏严重，且往往在没有明显宏观变形及在金属表面无腐蚀的情况下，发生的突发性低应力脆断，由于这种脆断的突然性和不可预测性，因而具有相当大的危险性。
1 产生条件应力腐蚀破裂是拉应力与腐蚀因素共同作用产生的。
一般情况下，构成应力腐蚀断裂应具备3个条件：（1）特定材料具有一定化学成分和组织结构的不锈钢，在一些介质中对应力腐蚀敏感；（2）足够大的拉伸应力生产制造过程中及产品的结构设计不合理等而造成的残余拉应力，拉应力是产生应力腐蚀开裂的必要条件；（3）特定的腐蚀环境只有在一定的材料——介质的组合条件下才会发生应力腐蚀断裂。
2 产生机理01 应力腐蚀破裂过程应力腐蚀破裂的过程可分为3 个阶段：第一阶段为腐蚀引起裂纹或蚀坑的阶段，即导致应力集中的裂纹源生核孕育阶段，常称之为潜伏期或诱导期；第二阶段为裂纹扩展阶段，即由裂纹源或蚀坑发展到单位面积所能承受最大载荷的所谓极限应力值时的阶段；第三阶段是失稳纯力学的裂纹扩展阶段，即破裂期。
高镍奥氏体蠕铁组织性能的研究 毕业论文
题目：高镍奥氏体蠕铁组织性能的研究月日高镍奥氏体蠕铁组织性能的研究摘要本文通过高镍蠕铁成分的设计，以及碳当量的合理配比，采用力学性能、金相分析和热膨胀系数实验，确定高镍蠕铁的合理成分并研究不同成分的蠕化剂配比对普通蠕铁的影响。
实验研究表明：高镍蠕铁进行蠕化处理时，蠕化剂采用Ni-Mg-Ti合金蠕化剂；采用坑内冲入法(Tundish)，加入比例为 1.1%左右；能够得到很好地蠕虫状石墨；高镍蠕铁基体为奥氏体，具有良好的高温性能；普通蠕墨铸铁的延展性δ为7.14%、热膨胀系数为14.32×10-6℃-1、抗拉强度σb为378MPa；高镍蠕铁的延展性δ为14.4%、热膨胀系数为4.62×10-6℃-1、抗拉强度σb为334MPa。
关键词：高镍奥氏体蠕墨铸铁；组织；力学性能The research of High nickel austenitic vermicular cast ironAbstractIn this paper the design of Vermicular graphite cast iron components of th e high nickel, and a reasonable ratio of carbon equivalent, mechanical propertie s, metallographic analysis and the coefficient of thermal expansion experiments; determine the reasonable elements of vermicular graphite cast iron of high nic kel. Also studied the different components vermicular zing ratio of ordinary ver micular graphite cast iron.Experimental studies have shown that:vermicular graphite cast iron of high nickel creep treatment,the Vermicular zing Ni-Mg-Ti alloy Vermicular zing,and we can adopt tundish adding method with the addition about 1.1 per in weight,which spheroidal graphite with perfect vermicular graphite can be acquired;Vermicular graphite cast iron substrate, high-nickel austenite, has a good high temperature performance;Normal vermicular cast iron ductile δ is 7.14%, the ductility of δ thermal expansion coefficient is 14.32 x 10-6℃-1, tensile strength σb for 378 MPa;High nickel vermic ular graphite cast iron, ductile δ is 14.4%, the thermal expansion coefficient of 4.62 × 10-6 ℃-1, tensile strength the σb as 334MPa.Key words: High nickel austenitic vermicular cast iron; Microstructure; Mechanical properties目录1 绪论 (1)1.1前言 (1)1.2蠕墨铸铁以及高镍铸铁的发展历史及应用 (3)1.3我国研究现状 (4)1.4国外研究现状 (5)1.5蠕墨铸铁与高镍铸铁的组织、性能特点及应用 (6)1.5.1组织特点 (6)1.5.2性能特点 (6)1.5.3性能特点及应用 (7)1.6高镍蠕铁化学成分的分析及影响因素 (8)1.6.1高镍蠕铁化学成分的分析和确定 (8)1.6.2石墨形态的影响 (10)1.6.3共晶团的影响 (10)1.6.4基体组织的影响 (10)1.6.5合金化元素Cu和Mo的影响 (10)1.7课题研究的目的意义及主要研究内容 (11)1.7.1课题研究的目的意义 (11)1.7.2课题研究的主要内容 (11)2 实验条件和方法 (12)2.1实验材料 (12)2.2材料成分 (12)2.2.1成分配比 (12)2.2.2蠕化剂选取 (13)2.2.3制备方法 (14)2.3实验工艺 (14)2.4造型 (14)2.4.1圆棒试样 (14)2.4.2试样的制备 (15)2.5实验设备 (15)2.6实验方法 (16)2.6.1力学性能实验 (16)2.6.2金相组织及SEM-EDX分析 (16)3 实验结果及分析 (17)3.1镁基(不含Re)蠕化剂成分优化实验 (17)3.2 高镍奥氏体蠕铁金相组织分析 (19)3.3普通蠕铁与高镍奥氏体蠕铁力学性能 (21)3.4 普通蠕墨铸铁与高镍蠕铁热膨胀系数的测定 (22)4 结论 (23)参考文献 (24)1 绪论1.1前言国际形式的变化和世界兵器技术的发展，对陆军激动兵器的激战术性能提出了越来越高的要求。
奥氏体不锈钢晶间腐蚀及防止
奥氏体不锈钢晶间腐蚀及防止1前言不锈钢按组织可分为铁素体不锈钢：如Crl7、 Cr17Ti、Cr28等，马氏体不锈钢：如2Cr13、3Crl3、 4Cr13等，奥氏体不锈钢：如0Crl8Ni9Ti、1Crl8Ni9Ti、 Crl8Nil2Mo2Ti三种。
由于奥氏体不锈钢含有较高的铬和镍．可形成致密的氧化膜且热强性高，故奥氏体不锈钢比其它不锈钢具有更优良的耐蚀性、塑性、高温性能和焊接性，因此奥氏体不锈钢在航空、化工和原子能等工业中得到日益广泛的应用。
但在生产过程是如果焊条选用或焊接工艺不正确时，会产生晶间腐蚀及焊接热裂纹。
2 晶间腐蚀的概念晶间腐蚀是产生在晶粒之间的一种腐蚀形式。
产生晶间腐蚀的不锈钢，受到应力作用时，晶间腐蚀由表面开始而逐渐向内部发展。
这种腐蚀对于承受重载零件危害很大，因为它不引起零件外形的任何变化而使品粒之间结合遭到破坏，严重降低其机械性能，强度几乎完令损失，往往使机械设备发生突然破坏，是不锈钢最危险的一种破坏形式。
晶间腐蚀可以分别产生在热影响区、焊缝或熔合线上。
在熔合线上产生的晶间腐蚀又叫刃状腐蚀。
3晶间腐蚀产生的原因现以18—8型奥氏体钢(例如1CrI8NI9)来说明晶问腐蚀产生的过程。
室温下碳元素在奥氏体的溶解度很小，约0．02-0．03％ (质量分数)，而一般奥氏体钢中含碳量均超过0．02-0．03％，因此只能在淬火状态下使碳固溶在奥氏体中，以保证钢材具有较高的化学稳定性。
但是这种淬火状态的奥氏体钢当加热到450～850~(2或在该温度下长期使用时，碳在奥氏体中的扩散速度大于铬在奥氏体中的扩散速图1晶间腐蚀度。
当奥氏体中含碳量超过它在窀温的溶解度(0．02-0．03％)后。
碳就不断地向奥氏体晶粒边界扩散，并和铬化合，析出碳化铬Gr23C6。
但收稿日期：2o03一o6一o4 是铬的原子半径较大，扩散速度较小，来不及向边界扩散，品界附近大量的铬和碳化合形成碳化铬，所以在晶间所形成的碳化铬所需的铬主要不是来自奥氏体晶粒内部，而是来自品界附近。
11种渗碳件常见缺陷及防止措施
11种渗碳件常见缺陷及防止措施1.表层粗大块状或网状碳化物形成原因及防止措施：（1）渗碳剂活性太高或渗碳保温时间过长；（2）降低渗剂活性当渗层要求较深时，保温后期适当降低渗剂活性。
返修方法：（1）在降低碳势气氛下延长保温时间，重新淬火；（2）高温加热扩散后瑞淬火。
2.表层大量残余奥氏体形成原因及防止措施：（1）淬火温度过高,奥氏体中碳及合金元素含量高；（2）降低渗剂活性，降低直接淬火或重新加热淬火的温度。
返修方法：（1）冷处理；（2）高温回火后,重新加火；（3）采用合适的加热温度，重新淬火。
3.表面脱碳形成原因及防止措施：渗碳后期渗剂活性过分降低,气体渗碳炉漏气。
液体渗碳时碳酸盐含量过高，在冷却罐中及淬火加热时保护不当，出炉时高温状态在空气中停留时间过长。
返修方法：（1）在活性合适的介质中补渗；（2）喷丸处理(适用于脱碳层≤0.02mm时。
4.表面非马氏体组织形成原因及防止措施：渗碳介质中的氧向钢中扩散，在晶界上形Cr、Mn等元素的氧化物，致使该处合金元系贫化，淬透性降低，淬火后出理黑色网状组织(托氏体)控制炉内介质成分，降低氧的含量，提高淬火速度，合理选择钢材。
返修方法：当非马氏体组织出现处深度≤0.02mm时，可用喷丸处理强化补救；出现深度过深时,重新加热淬火。
5.反常组织形成原因及防止措施：当钢中含氧量较高(沸腾钢),固体渗碳时渗碳后冷却速度过慢,在渗碳层中出现先共析渗碳体网周围有铁素体层,淬火后出现软点。
返修方法：提高淬火温度或适当延长淬火加热保温时间,使奥氏体均匀化,并采用较快淬火冷却速度。
6.心部铁素体过多形成原因及防止措施：淬火温度低,或重新加热淬火保温时间不够。
返修方法：按正常工艺重新加热淬火。
7.渗层浓度不够形成原因及防止措施：炉温低,渗层活性低,炉子漏气或渗碳盐浴成分不正常加强炉温校验,及炉气成分或盐浴成分的监测。
返修方法：补渗。
8.渗层深度不均匀形成原因及防止措施：炉温不均匀:炉内气氛循环不良；升温过程中工件表面氧化；碳黑在工件表面沉积；工件表面氧化皮等没有清理干净；固体渗碳时渗碳箱内温差大及催渗剂拌和不均匀。
奥氏体和马氏体组织形成条件
奥氏体和马氏体组织形成条件
奥氏体和马氏体是钢铁等铁基合金中常见的两种组织结构，它们的形成条件如下：
奥氏体：
形成温度：通常在1000°C以上的高温条件下形成。
形成机制：当温度足够高时，铁原子获得足够的能量，使得它们可以在晶体点阵中自由移动，形成奥氏体结构。
冷却速度：快速冷却有利于奥氏体的形成，冷却速度越快，奥氏体的含量越高。
应用场景：奥氏体主要应用于需要良好塑性和韧性，同时又要保持一定强度的场合，如锅炉、建筑和桥梁行业。
不锈钢就是一种典型的奥氏体钢种。
马氏体：
形成温度：在温度降低到某一临界点以下时形成，通常这个温度范围在400°C以下。
形成机制：当温度降低到某一临界点以下时，铁原子无法维持其在奥氏体结构中的自由移动状态，转而形成更加稳定的马氏体结构。
马氏体是通过切变的方式形成的，转变过程中原子不需要通过扩散来重新排列。
应用场景：马氏体主要应用于需要高硬度和耐磨性的场合，如刀具、模具和零件制造行业。
碳钢和合金钢常常通过调控温度和冷却速度来获得所需的马氏体组织。
奥氏体不锈钢铁污染的来源以及防护措施
ｔａ ｓ ｏ ａｉ ｎ ａ ｄ ａ ｓ ｍ ｂｙ ｔａ ａ ｅ ｒａ ｅ ｔｅ ｐ ｏ ｅ ｔ ｆｃ ｒｏ ｉｎ ｒｓｓａ ｃ ｆａ ｓｅ ｉ ｃ ｓａｎｅ ｓ ｒ ｎ ｐ ｒ ｔｏ ｎ ｓｅ ｌ ｈ ｔｃ ｎ ｄ ｃ ｅ ｓ ｈ ｒ ｐ ｒｙ ｏ ｏｒ ｓｏ ｅ ｉｔｎ ｅ ｏ ｕ ｔｎ ｔ ｔｉｌｓ ｔ ｉ
要 ：奥 氏体不锈 钢作 为核 工业的重要钢材 ，其必须 具有非常优 良的耐 腐蚀性 能。然而在
核 主泵 的生产流程 中不 规 范的加工 、运 输 以及安装会 使奥 氏体不锈钢 的耐腐蚀性 能降低 ，其 中最
严 重 之 一 的 影 响 因素 就 是 奥 氏体 不 锈 钢 的 铁 污 染 。 为 使 奥 氏体 不 锈 钢 达 到 生 产 核 电设备 的 严 格 要
Ｋｅ ｒ ｓ ａ ｓｅ ｉｉ ｔｉ ｌ ｓ ｔ ｅ ；ｉｏ ｏ ｔ ｍ ｉ ａｉ ｎ；ｓ ｕ ｃ ｆｃ ｎ ａ ｎ ｔｏ ｐ ｏ ｅ ｔ ｅ ｙ ｗｏ ｄ ： ｕ ｔｎ ｔｃ ｓａ ｎ ｅ ｓｓｅ ｌ ｒ ｎ ｃ ｎ ａ ｎ ｔｏ ｏ ｒ ｅ ｏ ｏ ｔ ｍｉ ａｉ ｎ； ｒ ｔ ｃｉ ｖ
Ｔｈ ｒ ｆ ｒ ， ｉ ｒ ｕ ｅ ｅ ｏ ｅ ｔ ｓｗｏ ｋ ｓ ｍｍ ａ ｉ ｅ ｅ ｓ ｕ ｃ ｆｉ ｎ ｃ ｎ ａ ｎ ｔｏ ｄ ｉ ｒ ｔ ｃ ｉ ｅｍ ｅ ｓ ｒ ｓ ｈ ｒ ｚ ｄ ｔ ｏ ｒ ｅ ｏ ｏ ｏ ｔ ｍｉ ａ ｉ ｎ ａ ｓｐ ｏ ｅ ｔ ａ ｕ ｅ ． ｈ ｒ ｎ ｔ ｖ
ｓ ｅ ｌｄ ｒｎ ｈ ｕ ｌ ａ ａｎ ｐ ｍｐ ｐ ｏ ｕ ｔｏ ｒ ｃ ｓ ｉ ｎ ｎ ｆ ｔ ｅ ｍ ｏ ｔｓ ｒｏ ｓ ｆ ｃ ｏ ｓ ａ ｆ ｃ ｉ ｇ ｔ ｅ ｕ ｉ ｇ ｔ ｅ ｎ ｃ ｅ ｒｍ ｉ ｕ ｒ ｄ ｃ ｉ ｎ ｐ ｏ ｅ ｓ ｏ ，ｏ ｅ ｏ ｓ ｅ ｉ ｕ ａ ｔ ｒ ｆ ｅ ｔｎ ｈ
奥氏体不锈钢晶间腐蚀机理及预防措施
奥 俸
一
维普资讯
镍 量 ８ 时 ，能 得 到 均 匀 的 奥 氏体 组 织 ， ％
且 含 铬 和 镍 量 越 高 ，奥 氏体 组 织越 稳
定 ，耐 蚀性 能就 越 好 ，故通 常没 有 晶间 腐蚀现象 。但如 经再 次加热到 ４ ０～８ ０ ５ ５ ℃或 在此 温度 区 间工作 ，并 且钢 中含 碳 量超过 ０ ０ ～０ ０ ％ ，又缺少 Ｔ 、Ｎｂ等 ．２ ．３ ｉ 能控 制碳 的元素 时 ，处于腐 蚀介 质 中往 往就 可 以 见 到 晶 间腐 蚀 现 象 。这 说 明 ，
的 正 常使用 和安全 性 ，还 给企 业造 成经
ｔｓ ‘）
图 １ １－８ ８ 钢的晶间腐蚀敏感温度 一时 间曲线
维普资讯
散 ，与铬结合而 形成 Ｃ ２ Ｃ 或（ ｒ ｅ ｒ ３ ６ Ｃ 、Ｆ ） ２ ３ Ｃ６沉淀于 晶界。这时 ，由于铬的原子
成分类型有 Ｃ ｌ％一 Ｎｉ％ （８ ８ ｒ８ ９ １ — 型不 锈 钢 ） ＣＴ ％一 Ｎｉ ％ 、 ＣＴ ％ 一 、 １ ８ １ ２ ２ ３
—
—
ｋ
Ｎｉ３ １ ％、Ｃｒ５ ２ ％一 Ｎｉ０ ２ ％等 。常用的有 １ １ ＮｉＴｉ ＣＴ ９ 。奥氏体不锈钢的焊接性从 ８
按 正火 状态 下钢的 组织 状态 ，分为 马氏
下 使用 ，于 常温 下腐 蚀介 质 中工作 ，它 的耐 蚀性 能是 基 于钝化 作 用 ：奥 氏体 不
锈钢 含 有较 高的铬 ，铬 易氧化 形 成致 密 的 氧化 膜 ，能提 高钢 的 电极 电位 ， 因此 具 有 良好 的耐 蚀性 能 。当含铬 量 １ ８％ 、
状态 。若 经再 次 中温加热 （ ４ ０～８ ０ 在 ５ ５ ℃ 之 间 ） 则 过 饱 和 的 碳 将 向 晶 界 扩 ，
第二章 钢中奥氏体的形成
钢铁热处理加热和保温温度的选择主要基于 F-Fe3C相图共析反应。
¾ A1 (加热，Ac1，=A1+ΔT过热；冷却，
图2-6 加热（冷却）速度为0.125
Ar1，=A1-ΔT过冷) ---PSK，
℃/min时，Fe-Fe3C相图中的临界 ¾ A3 (加热，Ac3；冷却， Ar3) ---GS，
点
温度升高到GSE线以上时，都 将得到单相奥氏体。
钢加热转变时的相变驱动力为新相奥氏体与母相之间的体积自 由能差ΔG。 根据固态相变形核理论，形成奥氏体核心时，系统总自由能变化 ΔG为： ΔG=−VΔGv+S γ +VΔGs 式积中自：由V能—差—，新V相Δ的Gv体是积相，变Δ的G驱v—动—力为；奥氏体与珠光体间单位体 S——新相表面积，γ为新相与母相间单位面积界面能， S γ 为相变的阻力； 变的Δ阻G力s为。奥氏体形核时所增加的单位体积应变能，VΔGs为相
A1点以上即在一定的过热度下才能发生。 同理，冷却时，奥氏体向珠光体的转变也必须
在一定的过冷度下才能发生。
为便于区别起见，通常把钢加热时的临界点 加注“C”字，分别写成Ac1、Ac3、Accm； 而把冷却时的临界点加注“r”字，成为Ar1、 Ar3、Arcm等。但Accm与Arcm不常用，通常 只写成Acm，不再加注表示加热或冷却的字 母。
（2）共晶转变
共晶转变线：水平线ECF
在1148℃的恒温下发生共晶转变，由wc=4.3%的液相转 变为wc=2.11%的奥氏体和渗碳体组成的混合物： 即液相(L4.C3→0%γ-CF)e、E+奥Fe氏3C体(2.11%C)和渗碳体(6.69%C)三相 共存。 其中，C—共晶点；E—碳在γ-Fe中的最大溶解度。
焊接奥氏体不锈钢常见缺陷及防止措施
奥氏体不锈钢焊接常见缺陷及防止措施产品质量的影响因素，主要是受人的素质、加工设备、材料、工艺、环境五个方面的影响。
奥氏体不锈钢的焊接缺陷的形成，有诸多影响因素。
本文主要讨论焊接工艺的控制及缺陷形成机理，并提出预防措施。
一、接头碳化物析出敏化1、产生原因奥氏体不锈钢经过固溶处理后，组织均匀，没有碳化物相，具有最高的耐腐蚀性能，尤其是耐晶间腐蚀性能。
但经过焊接加热后，过饱和的碳从晶内析出向晶界偏聚，并与铬结合形成Cr23C6，即敏化。
由于焊接快速加热和冷却，使碳化物析出敏化局限在较窄的温度范围，随敏化温度下停留时间和钢的化学成分不同而变化，一般在600-850℃。
此外，并非整个焊件都会敏化，而只有焊接循环峰值温度恰好介于敏化温度之间的接头区域才会发生碳化物析出。
当碳化物析出后，将造成析出区晶界贫铬，这使得接头在随后的使用中可能产生晶间腐蚀。
2、防止措施防止敏化的关键是要避免或消除碳化物的析出。
因此主要从焊接材料和焊接工艺的选择两方面来采取措施。
①选用超低碳或添加Ti、Nb等稳定元素的不锈钢焊接材料。
②采用小线能量，减小危险温度范围停留时间。
采用小电流、快速焊、短弧焊、焊条不作横向摆动，焊缝可以强制冷却，减小焊接影响区。
多层焊，控制层间温度，后焊道要在前焊道冷却到60℃以下再焊。
③接触腐蚀介质焊缝最后焊接。
④焊后进行固溶处理。
二、热裂纹1、产生原因①奥氏体不锈钢的导热系数较小和线膨胀系数较大，在焊接局部加热和冷却条件下，接头在冷却过程中可形成较大的拉应力。
焊缝金属凝固期间存在较大拉应力是产生热裂纹的必要条件。
②奥氏体不锈钢易形成方向性强的柱状晶焊缝组织，有利于有害杂质的偏析而促使形成晶间液态夹层。
③奥氏体不锈钢及其焊缝的合金组成较复杂，不仅有S、P、Sn、Sb等杂质可形成易熔夹层，一些合金元素因溶解有限，也能形成有害的易熔夹层，促进热裂纹的形成。
2、防止热裂纹的措施①控制焊缝金属的组织：焊缝组织为奥氏体+铁素体的双相组织时，不易产生低熔点杂质偏析，可以减少热裂纹的产生。
奥氏体结构问题回答
奥氏体结构奥氏体结构是一种晶体结构，由铁、钢等金属在高温下冷却时形成。
它是一种典型的固溶体，由铁和其他元素组成。
奥氏体结构的特点是具有高硬度、高强度和较好的韧性。
奥氏体结构主要由铁原子和碳原子组成。
在高温状态下，铁原子和碳原子混合在一起，形成一个均匀的固溶体。
当金属冷却到室温时，固溶体中的碳原子会逐渐聚集在晶界处形成小颗粒，这些颗粒被称为cementite（Fe3C）。
随着cementite颗粒数量的增加，奥氏体结构逐渐转变为马氏体或珠光体。
奥氏体结构具有许多优良性能。
首先，它具有高硬度和高强度。
这是因为在奥氏体中铁原子和碳原子之间的相互作用非常强烈，在应力作用下不容易发生滑移或变形。
其次，奥氏体具有较好的韧性。
这是因为cementite颗粒可以防止裂纹扩展，从而提高了材料的韧性。
此外，奥氏体结构还具有较好的热处理性能。
通过控制冷却速度和温度，可以在材料中形成不同的组织结构，从而获得不同的性能。
然而，奥氏体结构也存在一些缺点。
首先，它容易产生热裂纹。
这是因为在冷却过程中，由于温度梯度和应力作用，材料可能会发生变形或产生内部应力。
如果内部应力超过了材料的强度极限，则会导致热裂纹的产生。
其次，奥氏体结构容易受到腐蚀和氢脆的影响。
这是因为cementite颗粒和晶界处容易吸附水分和其他化学物质，从而导致材料表面发生腐蚀或内部氢化反应。
总之，在金属材料中，奥氏体结构是一种重要的组织结构。
它具有高硬度、高强度和较好的韧性等优良性能，并且具有较好的热处理性能。
但同时也存在一些缺点，如容易产生热裂纹、受到腐蚀和氢脆的影响等。
因此，在实际应用中需要根据具体情况选择合适的材料和工艺，以保证材料的性能和安全性。
2.6奥氏体组织遗传及防止措施
为了杜绝这种晶粒异 常长大现象，需要获 得平衡组织再重新淬 火，以避免组织遗传， 消除混晶现象。
34CrNi3MoV钢粗大（1级）奥氏体晶粒
原奥氏体晶界
0.1mm
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。
（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。
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α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。
2.6 奥氏体组织遗传及防止措 施
2.6.1非平衡组织加热的普遍性
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
非平衡组织指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。加热这些 非平衡组织在工业上具有普遍性。 但是此类转变的研究尚不够充分。常在奥氏体 转变初期形成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。
2.6.2.粗大奥氏体晶粒的遗传性 及防止措施
奥氏体形成的四个步骤_奥氏体形成的影响因素
奥氏体形成的四个步骤_奥氏体形成的影响因素对于奥氏体，可能很多人都不太了解，尤其是奥氏体的形成原因及影响因素，是人们不太清楚的。
下面由店铺为你详细介绍奥氏体形成的步骤及影响因素。
奥氏体形成的四个步骤共析钢奥氏体冷却到临界点A1以下温度时，存在共析反应：A---F+Fe3C。
加热时发生逆共析反应：F+Fe3C----A。
逆共析转变是高温下进行的扩散性相变，转变的全过程可以分为四个阶段，即：奥氏体形核，奥氏体晶核长大，剩余渗碳体溶解，奥氏体成分相对均匀化。
各种钢的奥氏体形核形成过程有一些区别，亚共析钢，过共析钢，合金钢的奥氏体化过程中除了奥氏体形成的基本过程外，还有先共析相的溶解，合金碳化物的溶解等过程。
奥氏体形成的热力学条件：必须存在过冷度或过热度∆T。
奥氏体形核奥氏体的形核位置通常在铁素体和渗碳体两相界面上，此外，珠光体领域的边界，铁素体嵌镶块边界都可以成为奥氏体的形核地点。
奥氏体的形成是不均匀形核，复合固态相变的一般规律。
一般认为奥氏体在铁素体和渗碳体交界面上形核。
这是由于铁素体碳含量极低(0.02%以下)，而渗碳体的碳含量又很高(6.67%)，奥氏体的碳含量介于两者之间。
在相界面上碳原子有吸附，含量较高，界面扩散速度又较快，容易形成较大的浓度涨落，使相界面某一区域达到形成奥氏体晶核所需的碳含量;此外在界面上能量也较高，容易造成能量涨落,以便满足形核功的要求;在两相界面处原子排列不规则，容易满足结构涨落的要求。
所有涨落在相界面处的优势，造成奥氏体晶核最容易在此处形成。
奥氏体的形核是扩散型相变，可在铁素体与渗碳体上形核，也可在珠光体领域的交界面上形核，还可以在原奥氏体晶核上形核。
这些界面易于满足形核的能量，结构和浓度3个涨落条件。
奥氏体晶核的长大加热到奥氏体相区，在高温下，碳原子扩散速度很快，铁原子和替换原子均能够充分扩散，既能够进行界面扩散，也能够进行体扩散，因此奥氏体的形成是扩散型相变。
剩余碳化物溶解铁素体消失后，在t1温度下继续保持或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余渗碳体不断向奥氏体中溶解。
阻止奥氏体晶粒长大的元素
阻止奥氏体晶粒长大的元素奥氏体（austenite）晶粒长大是金属材料中一个重要的结构性能问题，对材料的性能及其使用寿命有着重要影响。
奥氏体晶粒长大应该被历史悠久的科学工程师们关注，他们认为它是一个令人困惑的现象，这种现象可能会限制材料的机械性能，并影响材料的结构稳定性。
因此，有必要一探究竟，研究出阻止奥氏体晶粒长大的元素。
奥氏体晶粒的长大主要是由材料的温度和环境中的原子组成引起的，这就形成了由温度和原子元素组成的温度-元素空间，通过这个空间，我们可以探索出通过控制材料温度和环境中的特定元素组合，可以有效阻止奥氏体晶粒的长大。
首先，可以通过控制材料的温度和气压来阻止奥氏体晶粒的长大。
温度越高，材料的晶粒就越容易放大，因此需要降低材料的温度，以防止晶粒的长大。
此外，气压的影响也不容忽视。
当材料的温度高于饱和点时，气压的降低将阻碍晶粒的生长。
其次，材料本身含有的元素成分也会影响奥氏体晶粒的生长。
含有高含量碳或其他合金元素的金属材料，其奥氏体晶粒的长大会比纯金属材料慢。
相反，有些元素，比如锰，镍，铬等，可以使金属材料的晶粒长大加快。
最后，环境中的原子组成也会影响金属材料中奥氏体晶粒长大的速度。
环境中的气体组成，比如氧气，氮气等，都可以抑制金属材料中奥氏体晶粒长大。
同时，环境中的水份也会影响金属材料中奥氏体晶粒的生长，如果水份太多，则会加速金属材料中奥氏体晶粒的生长。
总之，阻止奥氏体晶粒长大的元素有很多，这些元素可以通过控制材料的温度和气压，以及材料本身的元素组成及环境中的原子组成来实现。
对于不同的应用场景，可以采用不同的方法来控制奥氏体晶粒的生长，以达到预期效果。
进一步说，选择正确的元素组合可以抑制金属材料中奥氏体晶粒的生长，从而提高材料的性能及其使用寿命。
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2.6.1非平衡组织加热的普遍性
非平衡组织指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。加热这些 非平衡组织在工业上具有普遍性。 但是此类转变的研究尚不够充分。常在奥氏体 转变初期形成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。
（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。
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α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。
2.6.2.粗大奥氏体晶粒的遗传性 及防止措施
1）混晶：混晶即钢中金相组织中同时存在细晶
粒和粗晶粒（1-4级晶粒）的现象。
2）组织遗传：将粗晶有序组织加热到高于Ac3,
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。
图2－37 34CrNi3MoV钢的混晶组织
为了杜绝这种晶粒异 常长大现象，需要获 得平衡组织再重新淬 火，以避免组织遗传， 消除混晶现象。
34CrNi3MoV钢粗大（1级）奥氏体晶粒
原奥氏体晶界
0.1mm
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。