奧氏體高合金鋼

奧氏體

奧氏體是碳溶解在γ－Fe中的間隙固溶體，。它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。其溶碳能力較大，在時(shí)溶碳為ωc=0.77%,1148℃時(shí)可溶碳2.11%。奧氏體是在大于727℃高溫下才能穩(wěn)定存在的組織。奧氏體塑性好，是絕大多數(shù)鋼種在高溫下進(jìn)行壓力加工時(shí)所要求的組織。奧氏體是沒有磁性的。2100433B

高鉻鑄鐵鑄態(tài)基體組織通常不是單一組織，含有奧氏體、珠光體，厚大緩冷鑄件中還存在一些二次碳化物以及少量其他非固溶相。為了達(dá)到硬化目的，淬火第一個(gè)步驟就是將鑄件加熱超過A_C3，保溫一定時(shí)問后，使鑄態(tài)基體組織轉(zhuǎn)變成為單一的奧氏體組織。這一過程稱為奧氏體化。

鑄態(tài)基體組織對(duì)奧氏體化過程有一定影響。因?yàn)椴煌嘟M分在奧氏體化溫度下的轉(zhuǎn)變和元素溶解情況是不相同的。例如層狀珠光體的碳擴(kuò)散距離短，易于分解，在奧氏體化過程中能較快達(dá)到固溶體的成分平衡。珠光體基體高鉻鑄鐵能在較短加熱時(shí)間內(nèi)獲得均勻的奧氏體組織，因此規(guī)定高鉻鑄鐵件淬火前實(shí)行預(yù)珠光體化處理是有益的。

高鉻鑄鐵件加熱到A_C1度后，基體局部組織開始發(fā)生點(diǎn)陣改組，出現(xiàn)α→γ轉(zhuǎn)變。隨溫度增高，γ轉(zhuǎn)變量逐漸增加。理論上鑄件溫度達(dá)到A_C3，轉(zhuǎn)變應(yīng)該停止。但是，實(shí)際測(cè)定結(jié)果表明，鑄件加熱到稍高于A_C3溫度進(jìn)行奧氏體化，α→γ轉(zhuǎn)變的速度比較緩慢，即使保溫時(shí)間很長(zhǎng)，也難以使基體全部成為單一奧氏體組織。此外生成的奧氏體組織化學(xué)成分很不均勻，并且含有許多未溶碳化物以及其他熔點(diǎn)較高的雜質(zhì)。已發(fā)現(xiàn)細(xì)小的碳化物常常成片彌散分布。這些不純物不但影響過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變，而且也會(huì)使轉(zhuǎn)變產(chǎn)物組織均勻性顯著下降，最終導(dǎo)致鑄件力學(xué)性能降低。

加熱溫度超過A_C320～30℃，α→γ轉(zhuǎn)變才開始逐漸趨于停止。高鉻鑄鐵通常采用的奧氏體化溫度超過A_C370～120℃以上。這樣的溫度既是為了奧氏體組織充分均勻化，也是進(jìn)行脫穩(wěn)處理的需要。

確定某一鑄件的奧氏體化溫度，需要知道該鑄件的A_C3溫度。但是高鉻鑄鐵含有多種合金元素，直接影響A_C3溫度，難以寫出各元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)A_C1和A_C3溫度綜合影響的表達(dá)式。

碳在奧氏體中的溶解度隨奧氏體化溫度提高而增加，適當(dāng)提高奧氏體化溫度會(huì)使淬火后馬氏體的硬度上升。但是過度提高溫度將產(chǎn)生相反效果。例如奧氏體化溫度超過100℃以后，由于二次碳化物重新溶入奧氏體，使奧氏體含碳量增多、組織穩(wěn)定性提高，淬火后鑄件中殘余奧氏體在基體中的體積分?jǐn)?shù)可能超過70%。因此，高鉻鑄鐵件奧氏體化溫度不應(yīng)超過980～1000℃。

鑄件在爐內(nèi)加熱到預(yù)定的奧氏體化溫度后開始計(jì)算奧氏體化保溫時(shí)問。此時(shí)間過程包括：鑄件整體達(dá)到奧氏體化溫度所需時(shí)問、成分均勻化及二次碳化物析出所需時(shí)間。

奧氏體化所需時(shí)間中，成分均勻化所需時(shí)問比較長(zhǎng)，鉻、碳含量較高時(shí)需要的時(shí)間更長(zhǎng)。其次是鑄件結(jié)構(gòu)所決定的鑄件整體加熱到奧氏體化溫度所需時(shí)問。在爐內(nèi)升溫過程

中，鑄件的實(shí)際溫度總是滯后于爐子的測(cè)定溫度，而且鑄件的模數(shù)越高，滯后越顯著。鑄件表面溫度向內(nèi)部傳導(dǎo)，是滯后的重要原因。據(jù)測(cè)定，二次碳化物析出時(shí)間并不長(zhǎng)，一般高鉻鑄鐵件整體達(dá)到奧氏體化溫度后，20min即可結(jié)束析出過程。這可能與鑄件加熱過程中已有二次碳化物析出有關(guān)。

鑄件具體的奧氏體化保溫時(shí)間，可以這樣計(jì)算：厚度25mm的鑄件基本保溫時(shí)間為2h，厚度每增加25mm保溫時(shí)間增加1h?；蚋鶕?jù)鑄件最大模數(shù)計(jì)算保溫時(shí)間，1cm模數(shù)鑄件保溫時(shí)間2h，每增加1cm模數(shù)，增加0.5h。即：保溫時(shí)間=2h 0.5h/1cm模數(shù).

如果加熱前鑄件的基體組織為珠光體，保溫時(shí)間可適當(dāng)減少。

采用 CO₂ 連續(xù)波工業(yè)激光器在高碳高合金鋼表面進(jìn)行了激光熔凝處理試驗(yàn)，比較了激光處理前后高碳高合金鋼的抗彎強(qiáng)度和耐磨性，采用電子顯微鏡觀察了斷口特征、斷口處和磨面處熔凝層的 TEM 形貌，并用 X 射線儀測(cè)量了抗彎試驗(yàn)前后激光處理層中奧氏體含量隨熔凝層深的變化。

(1)激光熔凝處理后的高碳高合金鋼的抗彎性能和耐磨性顯著提高。

(2)激光處理區(qū)的斷口特征是：以韌窩為主 少量準(zhǔn)解理 ,而未處理區(qū)的的斷口特征是:韌窩 解理 。

(3)抗彎試驗(yàn)和磨損試驗(yàn)過程中，奧氏體內(nèi)出現(xiàn)了大量的層錯(cuò)和位錯(cuò)團(tuán)，并且熔凝層中的奧氏體含量大幅度降低，產(chǎn)生了奧氏體應(yīng)變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變現(xiàn)象。

(4)晶粒細(xì)化，一定量的奧氏體的存在是使激光熔凝處理的高碳高合金鋼的抗彎強(qiáng)度和耐磨性提高的主要原因。2100433B