顯微鏡,顯微鏡價格,顯微鏡的價格

　　2.影響穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱的主要因素

　　由析出相引起的穩(wěn)定過熱程度，重要取決于析出相的成分和析出的密度。因此，影響穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱的主要因素除與加熱溫度高下和保溫是非有關(guān)外，還主要和鋼的化學(xué)成分、鋼中微量元素（包含雜質(zhì)元素）及含量、過熱后的冷卻速度、鑄造變形程度等有關(guān)。

　　奧氏體晶粒愈粗大，愈易沿晶界析出。析出相的密度愈大，則沿晶界封閉的愈完全。假如沿奧氏體晶界析出的密度小或不完整封閉，則穩(wěn)定性小。因此，在奧氏體晶粒大小一定的條件下，沿原高溫奧氏體晶界析出相的密度大小，就決議著穩(wěn)定程度的大小。假如析出相的質(zhì)點很大，但密度極低，也不易形成穩(wěn)定過熱。

　　（1）鋼的化學(xué)成分及微量元素的影響

　　由前面的例子中可以看出，鋼的化學(xué)成分決議著析出相的種類，例如Cr—Ni、Cr—Ni—Mo—V、Cr—Ni—W系合金結(jié)構(gòu)鋼中的析出相是MnS；25MnTiB鋼中由于Ti與S比Mn與S有更大的親協(xié)力，重要析出Ti2SC、Ti（CN）等；而在高碳的9Cr18不銹鋼中主要析出一次碳化物。

　　不同成分的析出相固溶于奧氏體中的溫度不同，因而對穩(wěn)定程度有主要影響。例如MnS、AlN大批固溶的溫度約在1200℃左右，TiCN的固溶溫度在1350℃左右，Ti2SC在1350℃時還沒有固溶。9Cr18不銹鋼的一次碳化物固溶溫度也在1000℃以上。析出相的固溶溫度愈高，高溫愈穩(wěn)定，形成穩(wěn)定過熱的敏感性則愈低，但一經(jīng)固溶和析出后，則很難打消。

　　稀土元素減少形成穩(wěn)定過熱與不穩(wěn)定過熱有主要影響。例如25MnTiB鋼中，當(dāng)RE/S=1.5～2時，由于形成高溫下穩(wěn)定顆粒狀稀土硫化物，可以細(xì)化1350～1400℃以下的奧氏體晶粒，減少原奧氏體晶界上脆性第二相（TiSC、M23（CB）6）的析出，下降過熱敏感性。

　?。?）過熱后冷卻速度的影響

　　過熱后冷卻速度對是否形成穩(wěn)定過熱及其穩(wěn)定程度有重要影響，它影響著析出相的數(shù)目和密度。冷卻速渡過快，第二相可能來不及沿晶界析出；冷卻速度過于緩慢則析出相湊集成較大的質(zhì)點，這兩種情況均不易形成穩(wěn)定過熱。只有在第二相充剖析出而又來不及集合的冷卻速度下才易形成穩(wěn)定過熱。因此相對的中等冷卻速度Zui易形成穩(wěn)定過熱。

　?。?）塑性變形及熱處置對穩(wěn)定過熱的影響

　　塑性變形可以破碎過熱形成的粗大奧氏體晶粒并損壞其沿晶界析出相的持續(xù)網(wǎng)狀散布，因此可以改良或排除穩(wěn)定過熱。

　　40MnB鋼自1150℃直接空冷和經(jīng)熱軋后空冷出現(xiàn)兩種不同的斷口情況。直接空冷的坯料原奧氏體晶粒粗大，析出相呈粗大的網(wǎng)狀分布，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后為石狀斷口。而經(jīng)熱軋后空冷的原高溫奧氏體晶粒細(xì)小，析出相分散，經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后為纖維狀斷口。實驗表明已經(jīng)形成穩(wěn)定過熱，浮現(xiàn)石狀斷口的 18Cr2Ni4WA和 45鋼，經(jīng)重新加熱改鍛，當(dāng)鍛造比大于 4時，可基礎(chǔ)消除穩(wěn)定過熱的組織，獲得正常的纖維狀斷口。

　　用熱處置方式改良或排除穩(wěn)固過熱是艱苦的，有時是不可能的。某些合金構(gòu)造鋼的實驗表明：只有輕度穩(wěn)定過熱（即析出相密度較小，在斷口上浮現(xiàn)渺小，疏散的石狀情形）經(jīng)二次正火或多次正火可以改良或打消。對于一般的穩(wěn)固過熱（在斷口上散布的石狀較多，石狀尺寸較大）需經(jīng)多次高溫擴(kuò)散退火和正火才可能得到改善，而對于較嚴(yán)重的穩(wěn)定過熱（石狀較大、遍及全部斷面），多次長時光高溫擴(kuò)散退人加正火也極難改善。

　　依據(jù)以上分析，為避免鍛件穩(wěn)定過熱，從鍛造工藝方面有下列有效對策：

　　1）嚴(yán)厲把持加熱溫度，盡可能縮短高溫保溫時光。加熱時坯料應(yīng)避開爐子的局部高溫區(qū)。

　　2）保證鍛件有足夠的變形量，一般當(dāng)鍛造比為1.5～2時，顯微鏡配件，便有顯明效果，鑄造比愈大，后果愈明顯。對模鍛件來說，如預(yù)制坯后需再一次加熱時，應(yīng)保證鍛件各部分均有恰當(dāng)?shù)淖冃瘟俊?

　　3）恰當(dāng)把持冷卻速度。

　　依據(jù)我們協(xié)同某廠解決炮尾鍛件石狀斷口的領(lǐng)會，適當(dāng)?shù)夭捎蒙鲜鰧Σ撸憧梢杂行У乇苊庑纬煞€(wěn)定過熱石狀斷口。

　　（三）晶粒遺傳引起的穩(wěn)定過熱

　　按傳統(tǒng)的概念，鋼在加熱至正火溫度時即產(chǎn)生相變和重結(jié)晶，使粗大晶粒得到細(xì)化。但是，有些鋼種（重要是馬氏體鋼和貝氏體鋼）過熱后形成的粗晶，經(jīng)正火后仍為粗大晶粒（指奧氏體晶粒）。這種部分或全體由原粗大奧氏體晶粒復(fù)原的現(xiàn)象稱為晶粒遺傳。

　　馬氏體和貝氏體鋼鍛件，假如鍛造加熱溫度與停鍛溫度較高和變形程度較小，輕易形成粗大的奧氏體晶粒，冷卻到室溫后，在原來的一顆顆粗大奧氏體晶粒內(nèi)，由于相變形成很多顆小晶粒，這些小晶粒的空間取向與本來奧氏體晶粒的空間取向堅持一定的關(guān)系。例如馬氏體的｛110｝面平行于奧氏體的｛111｝面，馬氏體的＜111＞方向平行于奧氏體的＜110＞方向。從一個奧氏體晶粒形成的許多馬氏體片與原奧氏體晶粒之間都有著這種位向關(guān)系（見圖3-8和圖片3-10）。也就是說，情勢上是一顆大晶粒分割成很多顆小晶粒，而本質(zhì)上還是原來的一顆大晶粒。正火加熱時，這些小晶粒還原成原來的奧氏體晶粒，且空間取向基礎(chǔ)上沒有多大的變更。正火冷卻時，一顆奧氏體晶粒又再次重新分割成若干個小晶粒。這樣，正火前（即鍛后）原來粗大的奧氏體晶粒經(jīng)正火后情勢上雖細(xì)化了（分割成很多小晶粒），但本質(zhì)上由于很多小晶粒的位向與原來的奧氏體晶粒一致，由于在位向和大小上都繼續(xù)了原始粗大奧氏體晶粒，所以在性能與斷口上仍保存了原來粗大奧氏體晶粒的特點。這種粗大晶粒的遺傳，使材料的力學(xué)性能，特殊是韌性顯明降低。由于這種晶粒遺傳現(xiàn)象，馬氏體鋼、貝氏體鋼鍛件過熱后的粗大奧氏體晶粒，用一般熱處理工藝不易細(xì)化。

　　圖3-8 馬氏體、貝氏體鋼過熱組織加熱時的重結(jié)晶示意圖

　　發(fā)生晶粒遺傳的條件是：

　　1）加熱前的組織為奧氏體的有序改變產(chǎn)物（馬氏體或貝氏體），它具有保存原始奧氏體晶粒取向的才能；

　　2）加熱至奧氏體化溫度時，鐵素體和奧氏體均不發(fā)生再結(jié)晶，保持晶粒位向；

　　3）針狀奧氏體得到充足發(fā)展。馬氏體、貝氏體組織在加熱相變時可能發(fā)生兩種奧氏體形態(tài)，即針狀（條狀）奧氏體和球狀奧氏體、針狀奧氏體與母相堅持必定的位向關(guān)系，才導(dǎo)致晶粒遺傳，而球狀奧氏體則不然。

　　某些珠光體類型的鋼，例如 38CrMoAlA鋼等，也易呈現(xiàn)這種晶粒遺傳現(xiàn)象。38CrMoAlA鋼在退火狀況是珠光體加鐵素體，由于Cr和Mo的存在，使C曲線（S曲線）右移，尤其當(dāng)存在成分偏析時，在空冷狀況下也經(jīng)常得到貝氏體組織（局部）。經(jīng)正火和調(diào)質(zhì)后，該局部處組織仍顯明保存位向關(guān)系，奧氏體晶粒尺寸變更也不大。

　　1.影響晶粒遺傳的幾個因素

　　晶粒遺傳的程度與鍛件的過熱程度、變形程度、加熱速度、原始組織、化學(xué)成分等有關(guān)，分辨先容如下：

　　（1）過熱程度

　　材料過熱程度愈嚴(yán)重，晶粒遺傳的程度也愈嚴(yán)重。由圖3-9中可以看到，加熱溫度愈高時，奧氏體晶粒愈粗大，合金元素固溶的愈充足，愈均勻，冷卻和以后加熱時，愈易按有序轉(zhuǎn)變的方法進(jìn)行，保持位元向關(guān)系。

　　圖 3-9 加熱溫度、熱處置及塑性變形對晶粒均勻直徑的影響

　?。?）變形水平

　　塑性變形對清除晶粒遺傳有重要作用。由圖3-9還可以看到，經(jīng)1250℃加熱后的坯料， 經(jīng)66％的變形后晶粒顯著細(xì)化。這不僅是由于塑性變形時破碎了晶粒，打亂了組織的方向性，而且供給了足夠的畸變能以滿足晶粒細(xì)化時晶界能增添的須要。于是，在正火加熱溫度稍高于相交點時將促使α→γ按無序轉(zhuǎn)變的方法形成奧氏體，破壞了本來的空間取向，所以相變后晶粒將得到充足的細(xì)化。

　　在實際生產(chǎn)中，鍛件過熱和局部區(qū)域處于小變形或臨界變形的情形是經(jīng)常存在的。因此，鍛件中晶粒遺傳的情況是經(jīng)常呈現(xiàn)的。

　　（3）加熱速度

　　В.д.薩多夫斯基在他的《鋼的組織遺傳性》一書中以為鋼的晶粒遺傳與臨界區(qū)的加熱速度有關(guān)。在合金結(jié)構(gòu)鋼中，原始組織為馬氏體時，緩慢加熱（1～50℃／min）和極快速加熱（＞100～500℃／s）時都易呈現(xiàn)晶粒遺傳。但在某些中間加熱速度（10℃／min～100℃／s）時，晶粒遺傳性不存在。在實際生產(chǎn)中，100～150℃／s的極快加熱速度是很難到達(dá)的。因此，這里僅討論遲緩加熱和較快速加熱對組織遺傳的影響。

　　緩慢加熱時，由于過熱度小，相變驅(qū)動力小，球狀奧氏體不易形成，只能形成針狀奧氏體，它產(chǎn)生于條束邊界，并沿著條的方向幾乎一致地排列起來，隨著溫度升高和保溫時間延伸，針狀奧氏體合并成粗大晶粒，即出現(xiàn)晶粒遺傳。

　　較快速加熱時，由于過熱度大，相變驅(qū)動力大，除了在條束邊界產(chǎn)生針狀奧氏體外，還在舊的奧氏體晶界和條柬邊界發(fā)生球狀奧氏體，而且隨著加熱速度的進(jìn)步，球狀奧氏體所占的比例也越大，從而使晶粒遺傳性下降。

　　加熱速度不僅影響相變驅(qū)動力，而且還影響相變硬化效應(yīng)的大小和再結(jié)晶溫度的高下，從而影響晶粒遺傳性。遲緩加熱時，相變硬化的效應(yīng)相對低些，而且在高溫下相變應(yīng)力部分地得到松弛，從而進(jìn)步再結(jié)晶溫度，增大晶粒遺傳的偏向。例如 9Cr2Mo鋼預(yù)先過熱到1250℃，重新加熱時，如采用緩慢速度（20℃/h）加熱，奧氏體再結(jié)晶溫度為 1080～1090℃。而快速加熱時，則為940～990℃（相差約100℃），較易產(chǎn)生再結(jié)晶，故減小晶粒遺傳性。

　?。?）原始組織

　　原始組織對晶粒遺傳性有較大影響，晶粒遺傳主要發(fā)生在馬氏體、貝氏體組織中，而鐵素體一珠光體組織一般不發(fā)生晶粒遺傳。

　　在具有位的組織（馬氏體、貝氏體）中，貝氏體組織在加熱時Zui不利于球狀奧氏體形成，因此，貝氏體組織的晶粒遺傳性Zui嚴(yán)重。這是由于：①貝氏體的形成溫度高于馬氏體，它的位元錯密度和蘊藏能比馬氏體低。貝氏體是一種比馬氏體較為穩(wěn)固的組織，在加熱時，貝氏體堅持其形態(tài)構(gòu)造的穩(wěn)定性遠(yuǎn)比馬氏體為高；②貝氏體加熱相變時，其相變硬化效應(yīng)比馬氏體低，故再結(jié)晶溫度高，晶粒遺傳性嚴(yán)重。

　?。?）化學(xué)成分

　　化學(xué)成分對晶粒遺傳有較大影響，它是通過形成必定的組織結(jié)構(gòu)和組織狀況來實現(xiàn)的。使C曲線右移，促使形成馬氏體、貝氏體的合金元素（如 Cr、Ni、Mo等）易引起晶粒遺傳，強(qiáng)烈形成碳化物的元素（如Ti、V、Nb等）對晶粒遺傳的影響更為明顯。這是由于Ti、V、Nb等形成的碳化物、氮化物沉淀在條束間以及原始奧氏體晶界，由于它們的穩(wěn)定性高，在重新加熱時不易溶解，于是，就輕易把馬氏體、貝氏體的輪廓和原始奧氏體晶界固定下來。在α→β相變時，這些高溫穩(wěn)定的化合物克制再結(jié)晶，于是奧氏體便繼續(xù)了原始的位向，形成原始粗大晶粒的恢復(fù)。只有加熱到1000～1100℃，隨著這些阻礙物的逐漸溶解和奧氏體再結(jié)晶的產(chǎn)生，粗大的舊晶粒才干被渺小的晶粒所取代。

　　奧氏體區(qū)的冷卻速度和預(yù)回火對晶粒遺傳也有必定影響。

　　2.防止和排除晶粒遺傳的對策

　　為防止和打消晶粒遺傳可采取如下對策：

　　1）避免鍛前加熱溫渡過高，尤其對含有V、Ti、Nb等元素的高淬透性鋼，更應(yīng)嚴(yán)厲把持加熱溫度；

　　2）避免鍛件上存在小變形或臨界變形的區(qū)域，尤其當(dāng)坯料加熱溫度較高時，應(yīng)使各部位均有足夠的變形量；

　　3）大鍛件鑄造后，在奧氏體區(qū)應(yīng)緩慢冷卻或在奧氏體溫度下采用較長的保溫時光；采用中間重結(jié)晶退火或長時間高溫回火加退火；

　　4）鍛后熱處理應(yīng)盡可能獲得鐵素體一珠光體組織，將原始晶粒內(nèi)的位向打亂，這是清除晶粒遺傳的Zui有效的方法。但是，晶粒遺傳主要出現(xiàn)在高合金鋼中，而高合金鋼的奧氏體極為穩(wěn)定，例如 26Cr2Ni4MoV鋼等溫轉(zhuǎn)變成珠光體的孕育期長達(dá)7h，生產(chǎn)中難以實現(xiàn)。近來的研討表明，采用降低奧氏體化溫度，以減少奧氏體的合金化程度，從而使奧氏體穩(wěn)定性降低的措施，可有效地得到珠光體轉(zhuǎn)變；

　　5）采用兩次或多次正火。由于每經(jīng)過一次正火加熱和冷卻，位向關(guān)系就可能遭到一些損壞，經(jīng)過多次加熱和冷卻，晶體學(xué)位向關(guān)系就可能基礎(chǔ)被破壞，從而清除晶粒遺傳；

　　6）對奧氏體穩(wěn)定性高（尤其含有Ti、V、Nb等元素）的合金鋼和截面尺寸大的主要鍛件，可采用高溫正火（退火）或重復(fù)高溫正火（退火）的辦法。由于在α→β的改變進(jìn)程中比容產(chǎn)生變更，晶粒間產(chǎn)生相變內(nèi)應(yīng)力，使晶粒變形，產(chǎn)生了畸變能，在高溫奧氏體區(qū)發(fā)生奧氏體再結(jié)晶，由于重新形核和長大，損壞了本來的空間取向，從而可使奧氏體晶粒細(xì)化；

　　7）應(yīng)盡量進(jìn)步650～800℃區(qū)間的加熱速度，切勿在Acl溫度鄰近保溫或遲緩加熱。大

　　鍛件在600℃左右保溫后，應(yīng)以Zui大速度加熱到奧氏體再結(jié)晶溫度，以減小晶粒遺傳。

　?。ㄋ模┖辖痄撨^熱、過燒的辨別辦法

　　對過熱、過燒的判定，目前Zui普遍利用的是低倍（50倍以下）檢查、金相分析和斷口分析等三種方法。這三種方法相互配合，相輔相成地應(yīng)用。

　　1.低倍檢討

　　合金構(gòu)造鋼過熱之后，在鍛件低倍上表示為低倍粗晶。低倍粗晶的顯示辦法如下：一般采取1:1的鹽酸水溶液熱浸蝕。對資料純粹度較差的電弧鋼，采用10％～20％的過硫酸氨水溶液等冷浸蝕劑，后果較好。在過熱鍛件的酸浸低培試片上，按過熱水平不同，用肉眼可察看到：稍微過熱時有疏散零碎的閃點狀晶粒；一般過熱時晶粒呈片狀或多邊形；嚴(yán)重過熱時則呈雪片狀。目前尚無同一的低倍檢驗尺度。

　　2.金相剖析

　　應(yīng)用腐蝕劑對磨制好的金相試樣進(jìn)行電解腐蝕或化學(xué)腐蝕，然后在金相顯微鏡下察看晶界及鄰近有無過熱、過燒的特點，進(jìn)而判定鋼材是否過熱與過燒。

　　在大多數(shù)情形下，利用飽合的硝酸銨水溶液對試件進(jìn)行電解腐化，然后在顯微鏡上察看基體和晶界的色彩。過熱鋼奧氏體晶界呈白色，基體呈玄色。過燒鋼晶界呈黑色，基體呈白色。

　　 也可利用硝酸 [10％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）]加硫酸[10％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）]的水溶液或奧勃試劑，對試樣進(jìn)行化學(xué)腐化，后果也很好。已過熱的鋼在顯微鏡下可見到玄色斷續(xù)或完全的晶界（有人以為玄色晶界是由于沿晶界析出的MnS被腐化造成的），而過燒鋼的晶界則呈白色。

　　還有其它一些金相檢討的方式，詳見《鍛件質(zhì)量剖析》一書。

　　3.斷口分析

　　用斷口來檢討資料的過熱、過燒，也是一種既簡便又可靠的方式。通常有兩類斷口，一類叫“萘狀斷口”，另一類叫“石狀斷口”。石狀斷口是經(jīng)調(diào)質(zhì)處理落后行的檢查。

　　所謂“萘狀斷口”是典范的穿晶解理斷裂；而所謂“石狀斷口”是典范的沿晶斷裂。萘狀斷口可以顯示晶粒的大小，但不能反應(yīng)第二相顆粒沿晶界析出的情況，即不能表征資料是否穩(wěn)定過熱。

　　采取“石狀斷口”來評定過熱則有以下長處：

　　1）“石狀斷口”表面上出現(xiàn)的過熱小平面的大小，反應(yīng)了晶粒的大??；韌窩的大小和數(shù)目多少，反映了MnS等攙雜沿原奧氏體晶界的析出情況；

　　2）在纖維狀斷口上出不涌現(xiàn)“過熱小平面”，標(biāo)記著穩(wěn)定過熱是否開端；

　　3）“過熱小平面”的尺寸、外形、數(shù)目及散布情況，反應(yīng)過熱的嚴(yán)重水平。

　　當(dāng)斷口由纖維狀完整變?yōu)椤斑^熱小平面”（石狀斷口）時，就表現(xiàn)嚴(yán)重過熱了，可見在韌性狀態(tài)下檢查鋼材是否過熱，是比擬公道的。

　　例如，某廠對18Cr2Ni4WA鋼過熱斷口進(jìn)行了研討，在950℃加熱時獲得正常纖維狀斷口，在1150℃加熱時，在纖維狀斷口基體上涌現(xiàn)了少數(shù)疏散而渺小的“過熱小平面”，此時開端輕渡過熱。隨著加熱溫度的進(jìn)一步升高，“過熱小平面”增多增大，在1400℃時斷口的表面全是由大顆?；野咨斑^熱小平面”組成，此時為嚴(yán)重過熱斷口。

　?。ㄎ澹┻^熱對力學(xué)性能的影響

　　對只是晶粒粗大的過熱忱況（不穩(wěn)定過熱），當(dāng)試樣主要呈穿晶韌窩斷裂時，對力學(xué)性能影響不大；當(dāng)試樣呈穿晶解理斷裂或沿晶脆性斷裂時，晶粒越大，塑性和沖擊韌度降落也越大。從穩(wěn)定過熱，例如晶粒粗大并同時有攙雜物沿原奧氏體晶界析中的情況，其試樣斷口呈穿晶韌性和沿晶韌窩的混雜斷裂或沿晶韌窩斷裂。過熱愈嚴(yán)重，“過熱小平面”尺寸在斷口上所占的比例愈大時，塑性指針和沖擊韌度下降也愈明顯。過熱還影響材料的疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度，特殊是嚴(yán)重過熱時，使疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度降低較大。表3-3和3-4列出了過熱對45鋼和18Cr2Ni4WA鋼力學(xué)性能影響的材料，過熱對40CrMnSiMoVA鋼和40CrNiMo鋼疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度的影響見表3-5和表3-6。

　　表3-3 過熱對45鋼力學(xué)性能的影響

　　表3-4 18Cr2Ni4WA鋼的過熱對力學(xué)性能的影響

　　表3-5 過熱對40CrMnSiMoVA鋼疲勞強(qiáng)度和斷裂韌度的影響

　　表3-6 過熱對40CrNiMoA鋼鍛件曲折疲勞性能的影響

　　按傳統(tǒng)概念，鋼料過熱后，涌現(xiàn)魏氏組織，使性能降落。但近來一些研討成果以為，經(jīng)同樣溫度奧氏體化后，天生魏氏組織的試樣較天生等軸鐵素體加珠光體的試樣有較高的沖擊韌度，較低的脆性改變溫度和較大的韌性儲備，過熱形成粗晶，降低鋼的沖擊韌度，而魏氏組織則提高鋼的韌性。因此，過熱時沖擊韌度的降低主要是由晶粒粗大引起的。


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