金屬材料熱處理原理與工藝西南石油大學(xué)課件

1、熱處理原理與工藝熱處理原理與工藝Heat treatment Theory and Technology 第第1次課次課本次課主要內(nèi)容：本次課主要內(nèi)容： 1. 熱處理的基本概念；熱處理的基本概念； 2. 熱處理的發(fā)展過程；熱處理的發(fā)展過程； 3. 本門課程的主要內(nèi)容，學(xué)習(xí)目的，意義及本門課程的主要內(nèi)容，學(xué)習(xí)目的，意義及要求，考試方法；要求，考試方法； 4. 固態(tài)相變的定義，分類及基本特征；固態(tài)相變的定義，分類及基本特征； 5. 固態(tài)相變的形核與長大；固態(tài)相變的形核與長大； 6.熱力學(xué)與動力學(xué)。熱力學(xué)與動力學(xué)。 問題的引出：問題的引出：1. 什么是熱處理？2. 熱處理的作用？將固態(tài)金屬通過特定的

2、將固態(tài)金屬通過特定的加熱和冷卻，使之發(fā)生加熱和冷卻，使之發(fā)生組織轉(zhuǎn)變以獲得所需性組織轉(zhuǎn)變以獲得所需性能的一種工藝過程。能的一種工藝過程。p 材料科學(xué)的發(fā)展歷史材料科學(xué)的發(fā)展歷史材料與人類的生活息息相關(guān)u工程上 橋梁，機(jī)械，船舶，航天，兵器等u日常生活中1.2 金屬熱處理在現(xiàn)代工業(yè)中的地位金屬熱處理在現(xiàn)代工業(yè)中的地位u冶金，機(jī)械，航空，兵器等工業(yè)部門不可缺冶金，機(jī)械，航空，兵器等工業(yè)部門不可缺少的技術(shù)；少的技術(shù)；u提高產(chǎn)品質(zhì)量和壽命的關(guān)鍵工序；提高產(chǎn)品質(zhì)量和壽命的關(guān)鍵工序；u發(fā)揮金屬材料潛力，達(dá)到機(jī)械零部件輕量化發(fā)揮金屬材料潛力，達(dá)到機(jī)械零部件輕量化的重要手段；的重要手段；u為開發(fā)新型材料提供了

3、基礎(chǔ)。為開發(fā)新型材料提供了基礎(chǔ)。成分成分工藝工藝性能性能材料的三要素材料的三要素1.3 熱處理的發(fā)展概況熱處理的發(fā)展概況民間技藝階段民間技藝階段實驗技術(shù)科學(xué)階段實驗技術(shù)科學(xué)階段理論科學(xué)階段理論科學(xué)階段西漢時代已有淬火處理的鋼西漢時代已有淬火處理的鋼劍（遼寧三道壕出土）劍（遼寧三道壕出土）煉鋼赤刀，用之切玉如泥焉煉鋼赤刀，用之切玉如泥焉n 明代宋應(yīng)星明代宋應(yīng)星天工開物天工開物十九世紀(jì)后期，鋼加熱十九世紀(jì)后期，鋼加熱/ /冷卻時，內(nèi)部組織變化冷卻時，內(nèi)部組織變化性能變化的內(nèi)部原因性能變化的內(nèi)部原因 英國英國 Robert Austen Fe-CRobert Austen Fe-C相圖相圖 德國德國

4、 Adoph Martens Adoph Martens 金相顯微鏡金相顯微鏡 austenite austenite martensite martensite 馬氏體相變理論馬氏體相變理論 新的強(qiáng)韌化工藝新的強(qiáng)韌化工藝1.4 1.4 本課程的主要內(nèi)容，學(xué)習(xí)的意義，目的，方法本課程的主要內(nèi)容，學(xué)習(xí)的意義，目的，方法p主要內(nèi)容主要內(nèi)容 金屬固態(tài)相變基礎(chǔ)金屬固態(tài)相變基礎(chǔ) 鋼中奧氏體的形成鋼中奧氏體的形成 珠光體，馬氏體，貝氏體轉(zhuǎn)變珠光體，馬氏體，貝氏體轉(zhuǎn)變 鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖 鋼的回火轉(zhuǎn)變鋼的回火轉(zhuǎn)變 鋼的退火，正火，淬火與回火鋼的退火，正火，淬火與回火 鋼的化學(xué)熱處理鋼的

5、化學(xué)熱處理 加熱設(shè)備加熱設(shè)備 冷卻設(shè)備冷卻設(shè)備p學(xué)習(xí)的意義學(xué)習(xí)的意義系統(tǒng)地掌握金屬熱處理的基本原理和工藝方法系統(tǒng)地掌握金屬熱處理的基本原理和工藝方法 ；加深對熱處理規(guī)律的認(rèn)識，了解熱處理主要設(shè)備；加深對熱處理規(guī)律的認(rèn)識，了解熱處理主要設(shè)備； 培養(yǎng)學(xué)生應(yīng)用所學(xué)知識去分析和解決實際問題的培養(yǎng)學(xué)生應(yīng)用所學(xué)知識去分析和解決實際問題的能力。能力。p學(xué)習(xí)的方法學(xué)習(xí)的方法 理論聯(lián)系實際理論聯(lián)系實際 參考書：參考書：1. 田榮璋田榮璋. 金屬熱處理金屬熱處理. 冶金工業(yè)出版社，冶金工業(yè)出版社，1985年；年；2. 王希琳王希琳. 金屬材料及熱處理金屬材料及熱處理. 水利電力出版社，水利電力出版社，1992年；

6、年；3夏立芳編夏立芳編.金屬熱處理工藝學(xué)金屬熱處理工藝學(xué).哈爾濱工業(yè)大學(xué)出哈爾濱工業(yè)大學(xué)出版社版社,2005年。年?？荚嚪绞娇荚嚪绞娇荚嚥扇￠]卷形式?？己朔绞剑汗P試（考試采取閉卷形式?？己朔绞剑汗P試（70%），平），平時成績（時成績（30%）1.5 金屬固態(tài)相變金屬固態(tài)相變定義：固態(tài)金屬在加熱和冷卻過程中可能發(fā)生的各種相的轉(zhuǎn)變，稱為固態(tài)相變。它是金屬能進(jìn)行熱處理的理論基礎(chǔ)和前提。分類u 按相變過程中原子的運(yùn)動特點(diǎn)原子的運(yùn)動特點(diǎn)分類 擴(kuò)散型相變：擴(kuò)散型相變：一般均借助于原子的熱激活運(yùn)動而進(jìn)行。 非擴(kuò)散型相變：非擴(kuò)散型相變：轉(zhuǎn)變前后組元原子的運(yùn)動不超過一個原子間距的轉(zhuǎn)變。u按平衡狀態(tài)分類平衡相變平

7、衡相變：在緩慢加熱或冷卻時所發(fā)生的能獲得符合平衡相圖的平衡組織的相變稱為平衡相變。非平衡相變非平衡相變：加熱或冷卻速度很快時，固固態(tài)材料可能發(fā)生某些平衡相圖上不能反映的轉(zhuǎn)變并獲得不平衡或亞穩(wěn)態(tài)的組織的轉(zhuǎn)變稱為非平衡轉(zhuǎn)變。u按熱力學(xué)分類：一級相變一級相變：相變時新舊兩相的化學(xué)勢相等，但化學(xué)勢的一級偏微商不等的相變。二級相變二級相變：相變時新舊兩相的化學(xué)勢相等，且化學(xué)勢的一級偏微商也相等，但化學(xué)勢的二級偏微商不相等的相變。1.6 金屬固態(tài)相變的基本特征金屬固態(tài)相變的基本特征 n 金屬固態(tài)相變的三種基本變化：金屬固態(tài)相變的三種基本變化：（1）結(jié)構(gòu)；（）結(jié)構(gòu)；（2）成分；（）成分；（3）有序程度）有序

8、程度 只有結(jié)構(gòu)的變化：多形性轉(zhuǎn)變，馬氏只有結(jié)構(gòu)的變化：多形性轉(zhuǎn)變，馬氏 體相變體相變 只有成分的變化：調(diào)幅分解只有成分的變化：調(diào)幅分解 既有結(jié)構(gòu)又有成分上的變化：共析轉(zhuǎn)變，既有結(jié)構(gòu)又有成分上的變化：共析轉(zhuǎn)變，脫溶沉淀脫溶沉淀1.6.1 固態(tài)相變的一般特征固態(tài)相變的一般特征 u 固態(tài)相變的驅(qū)動力也為新相與母相的自由固態(tài)相變的驅(qū)動力也為新相與母相的自由能差，與結(jié)晶過程相比，固態(tài)相變有其自身能差，與結(jié)晶過程相比，固態(tài)相變有其自身特點(diǎn)。特點(diǎn)。1.6.1.1 相界面相界面n 按結(jié)構(gòu)特點(diǎn)可分為：按結(jié)構(gòu)特點(diǎn)可分為：共格界面共格界面、半共格界面半共格界面、非共格界面非共格界面（1）共格界面共格界面n 兩相界面

9、上的原子排列兩相界面上的原子排列完全匹配完全匹配，即界面，即界面上的原子為上的原子為兩相所共有兩相所共有n 特點(diǎn)：界面能很小，彈性應(yīng)變能大特點(diǎn)：界面能很小，彈性應(yīng)變能大n 錯配度錯配度= a/a 越大，彈性應(yīng)變能越大越大，彈性應(yīng)變能越大 a: 其中一相沿平行于界面的的晶向上的原子間距；其中一相沿平行于界面的的晶向上的原子間距；a：兩相在此方向上的原子間距之差。：兩相在此方向上的原子間距之差。圖圖1-3 a) 共格界面共格界面 b) 半共格界面半共格界面 c) 非共格界面非共格界面 半共格界面：相界面上分布半共格界面：相界面上分布若干位錯若干位錯，界面上的兩相原子界面上的兩相原子部分地保持匹配部

10、分地保持匹配，彈性應(yīng)變能降低。彈性應(yīng)變能降低。(3)非共格界面：兩相界面非共格界面：兩相界面完全不匹配完全不匹配，即存在大量缺陷的界面，為很薄的一即存在大量缺陷的界面，為很薄的一層原子不規(guī)則排列的過渡層，界面能層原子不規(guī)則排列的過渡層，界面能較高。較高。0.050.25半共格界面半共格界面非共格界面非共格界面共格界面共格界面錯配度1.6.1.2 慣習(xí)面和位向關(guān)系慣習(xí)面和位向關(guān)系n 固態(tài)相變時，新相往往在母相的一定晶面上開始形固態(tài)相變時，新相往往在母相的一定晶面上開始形成，成， 這個晶面稱為這個晶面稱為慣習(xí)面慣習(xí)面。如：亞共析鋼中，在如：亞共析鋼中，在 111析出先共析鐵素體析出先共析鐵素體-

11、魏氏組織魏氏組織n 位向關(guān)系：位向關(guān)系：新相新相與與母相之間的母相之間的某些低指數(shù)某些低指數(shù)晶面和晶向往往存在一晶面和晶向往往存在一定的位向關(guān)系，以減小兩相間的界面能定的位向關(guān)系，以減小兩相間的界面能。110/ 111 ； / 1.2.3 彈性應(yīng)變能彈性應(yīng)變能 n 非共格相界面的體非共格相界面的體積（積（比容比容）應(yīng)變能）應(yīng)變能（由于比容不同）：（由于比容不同）：球狀最大，針狀次之，球狀最大，針狀次之，盤狀最小。盤狀最小。n 兩相兩相界面上不匹配界面上不匹配也引起彈性應(yīng)變能，也引起彈性應(yīng)變能，共格界面最大，半共共格界面最大，半共格界面次之，非共格格界面次之，非共格界面為零。界面為零。圖圖1-4

12、 新相形狀與應(yīng)變能的關(guān)系新相形狀與應(yīng)變能的關(guān)系n 固態(tài)相變的阻力：界面能固態(tài)相變的阻力：界面能 + 應(yīng)變能應(yīng)變能1.2.4 晶體缺陷晶體缺陷的影響的影響n 大多數(shù)固態(tài)相變的形核功較大，極易在晶體缺陷處大多數(shù)固態(tài)相變的形核功較大，極易在晶體缺陷處優(yōu)先不均勻形核，提高形核率，對固態(tài)相變起明顯的優(yōu)先不均勻形核，提高形核率，對固態(tài)相變起明顯的促進(jìn)作用。促進(jìn)作用。1.2.5 過渡相過渡相（亞穩(wěn)相）的形成（亞穩(wěn)相）的形成n 為了減少界面能，固態(tài)相變中往往先形成具有共格為了減少界面能，固態(tài)相變中往往先形成具有共格相界面的過渡相（亞穩(wěn)相）。相界面的過渡相（亞穩(wěn)相）。n 亞穩(wěn)相有向平衡相轉(zhuǎn)變的傾向，但在室溫下轉(zhuǎn)

13、變速亞穩(wěn)相有向平衡相轉(zhuǎn)變的傾向，但在室溫下轉(zhuǎn)變速度很慢。度很慢。1.3 固態(tài)相變的形核固態(tài)相變的形核1.3.1 均勻形核均勻形核 定義：形核時晶核在母相中無擇優(yōu)地均勻分布，稱為定義：形核時晶核在母相中無擇優(yōu)地均勻分布，稱為均勻形核均勻形核。與凝固過程相比，增加了一項應(yīng)變能與凝固過程相比，增加了一項應(yīng)變能G = V Gv + S + V (1-1)其中其中Gv - 新舊相間單位體積自由能差新舊相間單位體積自由能差 - 單位面積界面能單位面積界面能 - 單位體積應(yīng)變能單位體積應(yīng)變能相變驅(qū)動力相變驅(qū)動力： V Gv ，新舊相間自由能差新舊相間自由能差相變阻力相變阻力： S + V ，界面能界面能 +

14、 應(yīng)變能應(yīng)變能設(shè)形成的新相晶核為設(shè)形成的新相晶核為球形球形對于對于 r 求導(dǎo)：求導(dǎo)：0)(drGd圖圖1-5 球形晶核的自由能變化球形晶核的自由能變化可得臨界晶核尺寸：可得臨界晶核尺寸：)21 (2*VGr形成臨界晶核的形核功形成臨界晶核的形核功)31 ()(31623*VGG形核功形核功：晶核長大到：晶核長大到 r* 所需克服的能壘，或所做的功。所需克服的能壘，或所做的功。n 固態(tài)相變的形核率固態(tài)相變的形核率 - 單位體積母相中所形成的核心數(shù)單位體積母相中所形成的核心數(shù)N - 單位體積母相中的原子數(shù)單位體積母相中的原子數(shù)- 原子振動頻率原子振動頻率G* - 形核功形核功Q - 原子擴(kuò)散激活能

15、原子擴(kuò)散激活能 固態(tài)相變較難均勻形核固態(tài)相變較難均勻形核)41 (expkTQGNN1.3.2 非均勻形核非均勻形核晶體缺陷儲存的能量可使形核功降低，促進(jìn)形核晶體缺陷儲存的能量可使形核功降低，促進(jìn)形核G = V Gv + S + V -Gd (1-5) - Gd - 由于由于晶體缺陷消失所降低的能量晶體缺陷消失所降低的能量晶體缺陷：晶體缺陷：空位、位錯、晶界空位、位錯、晶界（1）空位）空位n 空位通過促進(jìn)溶質(zhì)原子擴(kuò)散或利用本身能量提供形核驅(qū)動力空位通過促進(jìn)溶質(zhì)原子擴(kuò)散或利用本身能量提供形核驅(qū)動力而促進(jìn)形核。而促進(jìn)形核。n 空位團(tuán)可凝聚成位錯而促進(jìn)形核?？瘴粓F(tuán)可凝聚成位錯而促進(jìn)形核。n 脫溶沉淀

16、時無析出區(qū)的形成原因脫溶沉淀時無析出區(qū)的形成原因 空位對脫溶沉淀有促進(jìn)作用，是沉淀相非均勻形核的空位對脫溶沉淀有促進(jìn)作用，是沉淀相非均勻形核的位置。位置。 晶界附近的過飽和空位擴(kuò)散到晶界而消失。晶界附近的過飽和空位擴(kuò)散到晶界而消失。（2）位錯）位錯n 位錯從三方面促進(jìn)形核：位錯從三方面促進(jìn)形核： 圍繞位錯形核后，位錯消失，釋放出畸變能。圍繞位錯形核后，位錯消失，釋放出畸變能。 對于半共格晶核，原有的位錯成為界面位錯，補(bǔ)償了錯配，對于半共格晶核，原有的位錯成為界面位錯，補(bǔ)償了錯配，降低了形核功。降低了形核功。 溶質(zhì)原子常在位錯線上偏聚，容易滿足新相成分上的要求。溶質(zhì)原子常在位錯線上偏聚，容易滿足

17、新相成分上的要求。（3）晶界）晶界n 大角晶界具有較高的界面能，在晶界上形核可利大角晶界具有較高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。用晶界能量，使形核功降低。n 有三種位置：有三種位置：a) 晶界面晶界面 b) 棱邊棱邊 c)隅角隅角圖圖1-6 晶界形核時三種位置晶界形核時三種位置圖圖1-7 晶界面形核時晶核形狀晶界面形核時晶核形狀圖圖1-8 三晶粒相交的棱邊三晶粒相交的棱邊圖圖1-9 四晶粒相交的隅角四晶粒相交的隅角1.4 固態(tài)相變的長大固態(tài)相變的長大1.4.1 長大機(jī)制長大機(jī)制 半共格界面的遷移半共格界面的遷移n 半共格界面上存在位錯列半共格界面上存在位錯列n 要隨界面移動

18、，位錯要攀移要隨界面移動，位錯要攀移(1)臺階側(cè)向移動，位錯可滑臺階側(cè)向移動，位錯可滑移移圖圖1-11 臺階長大機(jī)制臺階長大機(jī)制（2）協(xié)同型長大機(jī)制）協(xié)同型長大機(jī)制n 無擴(kuò)散型相變，原子通無擴(kuò)散型相變，原子通過切變方式協(xié)同運(yùn)動，相過切變方式協(xié)同運(yùn)動，相鄰原子的相對位置不變。鄰原子的相對位置不變。n 如馬氏體相變，會發(fā)生如馬氏體相變，會發(fā)生外形變化，出現(xiàn)表面浮凸。外形變化，出現(xiàn)表面浮凸。n 新相和母相間有一定的新相和母相間有一定的位向關(guān)系。位向關(guān)系。圖圖1-12 馬氏體相變表馬氏體相變表面浮凸面浮凸1.4.2 新相長大速度新相長大速度(1) 界面控制型長大界面控制型長大 無成分變化無成分變化的新

19、相長大的新相長大圖圖1-13 激活能示意圖激活能示意圖原子在原子在母相母相和和新相新相間往返的頻率分別為間往返的頻率分別為:激活能激活能新舊相自由能差波爾茲曼常數(shù)原子振動頻率，VVVGQQGkkTGQfkTQf)71 (exp)61 (exp設(shè)單原子層厚度為設(shè)單原子層厚度為，則界面遷移速率為：，則界面遷移速率為：)81 (exp1exp)(kTGkTQffVVn 過冷度過冷度較小時，較小時，GV 0)91 (exp1expkTQkTGVkTGkTGVVVn 隨溫度降低，兩相的自由能差增大，隨溫度降低，兩相的自由能差增大，新相長大速率增加。新相長大速率增加。n 過冷度過冷度較大時，較大時，GV

20、kTn 隨溫度降低，新相長大速率按指數(shù)函隨溫度降低，新相長大速率按指數(shù)函數(shù)減小。數(shù)減小。)101 (exp0expkTQVkTGV 擴(kuò)散控制型長大擴(kuò)散控制型長大n 成分發(fā)生改變成分發(fā)生改變的相變，受傳質(zhì)過程，亦的相變，受傳質(zhì)過程，亦即擴(kuò)散速度所控制。即擴(kuò)散速度所控制。圖圖1-14 (a) 平衡相圖平衡相圖 (b) 界面附近濃度分布界面附近濃度分布根據(jù)費(fèi)克第一定律，擴(kuò)散通量根據(jù)費(fèi)克第一定律，擴(kuò)散通量為為n 隨著溫度的下降，溶質(zhì)在母相中的隨著溫度的下降，溶質(zhì)在母相中的擴(kuò)散系數(shù)擴(kuò)散系數(shù)急急劇減小，故新相的長大速率降低。劇減小，故新相的長大速率降低。dxCDxx0)111 ()(00 xxxxxCCC

21、DddxVdxCDdxCC圖圖1-15 新相長大速度與過冷度的關(guān)系新相長大速度與過冷度的關(guān)系1.4.3 固態(tài)相變動力學(xué)固態(tài)相變動力學(xué) n 研究新相形成量研究新相形成量(體積分?jǐn)?shù)體積分?jǐn)?shù))與時間、溫與時間、溫度關(guān)系的學(xué)科稱為度關(guān)系的學(xué)科稱為相變動力學(xué)相變動力學(xué)。n 與與再結(jié)晶再結(jié)晶過程類似，形核過程類似，形核長大過程。長大過程。（1）約翰遜）約翰遜-邁爾方程（邁爾方程（Johnson-Mehl方程方程)n 當(dāng)形核率和長大速度恒定時，當(dāng)形核率和長大速度恒定時，恒溫轉(zhuǎn)變恒溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)動力學(xué)時間形核率長大速度新相形成的體積分?jǐn)?shù)NVfNVf)121 (3exp143(2) 阿佛瑞米方程阿佛瑞米方程 (

22、Avrami方程方程)n 當(dāng)形核率和長大速度隨時間而變時當(dāng)形核率和長大速度隨時間而變時常數(shù)BnBfn43)131 (exp1思考辨析題固態(tài)相變時，均勻形核多于非均勻形核。1. 名詞解釋：固態(tài)相變；非平衡相變；慣習(xí)面名詞解釋：固態(tài)相變；非平衡相變；慣習(xí)面；均勻形核。均勻形核。2. 簡述金屬固態(tài)相變的基本特征。簡述金屬固態(tài)相變的基本特征。3. 預(yù)習(xí)教材第二章（預(yù)習(xí)教材第二章（2.1 奧氏體的結(jié)構(gòu)，組織和奧氏體的結(jié)構(gòu)，組織和性能；性能；2.2 奧氏體形成的熱力學(xué)條件；奧氏體形成的熱力學(xué)條件；2.3 奧奧氏體的形成機(jī)制；氏體的形成機(jī)制；2.4 奧氏體等溫形成動力學(xué)）。奧氏體等溫形成動力學(xué)）。作作 業(yè)業(yè)

23、第二章第二章 奧氏體的形成奧氏體的形成2.1 奧氏體及其形成機(jī)理奧氏體及其形成機(jī)理2.1.1 奧氏體奧氏體的的結(jié)構(gòu)結(jié)構(gòu)及其存在范圍及其存在范圍圖圖2-1 奧氏體的單胞奧氏體的單胞n 奧氏體是奧氏體是碳碳溶于溶于-Fe 中的中的間隙固溶體間隙固溶體n 碳原子位于八面體間隙中心，即碳原子位于八面體間隙中心，即FCC晶晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)胞的中心或棱邊的中點(diǎn)n 八面體間隙半徑八面體間隙半徑 0.52 碳原子半徑碳原子半徑 0.77 點(diǎn)陣畸變點(diǎn)陣畸變統(tǒng)計分布，濃度起伏圖圖2-2 Fe-C 相圖相圖n 奧氏體相區(qū)：奧氏體相區(qū)： NJESGN包圍的區(qū)域包圍的區(qū)域 GS線線 - A3線線 ES線線 - A

24、cm線線 PSK線線 - A1線線n 碳在奧氏體中的最大溶碳在奧氏體中的最大溶解度為解度為2.11wt% (10at%)n 碳原子的溶入使碳原子的溶入使 -Fe的的點(diǎn)陣畸變，點(diǎn)陣常數(shù)隨碳點(diǎn)陣畸變，點(diǎn)陣常數(shù)隨碳含量的增加而增大含量的增加而增大2.1.2 奧氏體的奧氏體的性能性能n 奧氏體的奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測定相變開始點(diǎn)，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。測定相變開始點(diǎn)，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。n 奧氏體的導(dǎo)奧氏體的導(dǎo)熱系數(shù)較小熱系數(shù)較小

25、，僅比滲碳體大。為避免工，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜采用過大的加熱速度。件的變形，不宜采用過大的加熱速度。n 奧氏體奧氏體塑性很好，塑性很好，S 較低較低，易于塑性變形。故工件，易于塑性變形。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進(jìn)行。的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進(jìn)行。2.1.3 奧氏體形成的奧氏體形成的熱力學(xué)條件熱力學(xué)條件圖圖2-3 自由能和溫度關(guān)系圖自由能和溫度關(guān)系圖G = V Gv + S + V - Gd (2-1) - Gd - 在晶體缺陷處形核在晶體缺陷處形核引起的自由能降低引起的自由能降低n 相變必須在一定的過熱度相變必須在一定的過熱度T下，使得下，使得GV 0，才能，才能

26、得到得到G Cr- ，濃度差，濃度差 dC = Cr-k - Cr- 將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴(kuò)散將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴(kuò)散 Cr- Cr- ； Cr-k Cr-k 相界面上的平衡濃度被打破相界面上的平衡濃度被打破 為了恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度為了恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度 點(diǎn)陣重構(gòu)點(diǎn)陣重構(gòu)，向，向方向長大，方向長大，Cr- Cr- Fe3C向向中溶解，向中溶解，向Fe3C方向長大，方向長大， Cr-k Cr-k n 奧氏體晶核的長大速度奧氏體晶核的長大速度界面上的碳濃度差界面上的碳濃度差小晶粒厚度為生成的中的濃度梯度碳在中的擴(kuò)散系數(shù)碳在其中：CFeCCCCCCdxCCdCdxdCDCCdxdCDCd

27、xdCDCdxdCDGGGKKKrKrKkk3/;)22()11(11n 由式（由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃度梯度成正比，而與相界面上的碳濃奧氏體中的濃度梯度成正比，而與相界面上的碳濃度差成反比。度差成反比。n 由于由于 /Fe3C相界面的碳濃度差相界面的碳濃度差 Ck 較大，較大，F(xiàn)e3C本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲碳體方本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲碳體方向的長大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向為小，所以鐵素體向的長大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向為小，所以鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解要快得多，鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解要快

28、得多，鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。先消失，而滲碳體有剩余。（3）剩余滲碳體的溶解）剩余滲碳體的溶解n 剩余滲碳體借助于剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解。原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化）奧氏體成分的均勻化n 原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。度低。n 通過通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴(kuò)散，實現(xiàn)原子在新形成奧氏體中的擴(kuò)散，實現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。奧氏體成分的均勻化。思考題思考題1. 共析鋼在加熱時，當(dāng)溫度達(dá)到相變溫度共析鋼在加熱時，當(dāng)溫度達(dá)到相變溫度A1時，就開始發(fā)生由珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。時，就開始發(fā)生由

29、珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。2. 合金鋼中的奧氏體是碳及合金元素溶于合金鋼中的奧氏體是碳及合金元素溶于-Fe中并形成間隙固溶體中并形成間隙固溶體。作作 業(yè)業(yè)1. 什么是奧氏體？簡要敘述奧氏體的空間結(jié)構(gòu)什么是奧氏體？簡要敘述奧氏體的空間結(jié)構(gòu)和主要性能。和主要性能。2. 以共析鋼為例，簡要回答奧氏體的形成過程以共析鋼為例，簡要回答奧氏體的形成過程（要求畫圖說明）。（要求畫圖說明）。3. 預(yù)習(xí)教材第二章（預(yù)習(xí)教材第二章（2.4 奧氏體等溫形成動奧氏體等溫形成動力學(xué)，影響奧氏體形成速度的因素；力學(xué)，影響奧氏體形成速度的因素；2.5 連續(xù)加熱時奧氏體的形成；連續(xù)加熱時奧氏體的形成；2.6 奧氏體晶奧氏體晶粒長

30、大及其控制）。粒長大及其控制）。2.2 奧氏體奧氏體等溫形成動力學(xué)等溫形成動力學(xué)2.2.1 形核率形核率n 為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起伏，補(bǔ)償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲伏，補(bǔ)償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲得能量漲落的幾率因子得能量漲落的幾率因子 exp(G*/kT) 成正比。成正比。n 為了達(dá)到奧氏體晶核對成分的要求，需要原為了達(dá)到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經(jīng)擴(kuò)散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與子越過能壘，經(jīng)擴(kuò)散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴(kuò)散的幾率因子原子擴(kuò)散的幾率因子 exp(Gm /kT) 成正比。成正比。 N = C ex

31、p(-G*/kT)exp(-Gm/ /kT) (2-3)式中式中: C - 常數(shù)常數(shù) G* - 臨界形核功臨界形核功 Gm - 擴(kuò)散激活能擴(kuò)散激活能 k - 玻爾茲曼常數(shù)，玻爾茲曼常數(shù)，= 1.38X10-23 J/K T - 絕對溫度絕對溫度 N - 形核率，單位形核率，單位 1/(mm3 s)n 與結(jié)晶不同的是，與結(jié)晶不同的是，PA的相變，是在升高溫度下進(jìn)行的相的相變，是在升高溫度下進(jìn)行的相變。變。n 溫度升高時，溫度升高時， G* ， Gm ，從而形核率，從而形核率 N 增大。增大。2.2.2 奧氏體線長大速度奧氏體線長大速度)22()11(KCCCdxdCKDGG - 長大線速度，單位

32、長大線速度，單位 mm/sn 溫度升高時，溫度升高時，D , dC , C , Ck 從而線長大速度從而線長大速度G增大。增大。CdxdCKDGC1SCKG等溫轉(zhuǎn)變2.2.3 奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線n 設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜-邁爾方邁爾方程（程（Johnson-Mehl方程方程)：)42()3exp(143tNGVtVt - 新形成奧氏體的體積分?jǐn)?shù)新形成奧氏體的體積分?jǐn)?shù)n 轉(zhuǎn)變量達(dá)轉(zhuǎn)變量達(dá)50%左右時，轉(zhuǎn)變速度最大。左右時，轉(zhuǎn)變速度最大。n 轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。n 轉(zhuǎn)

33、變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時間越短。轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時間越短。圖圖2-8 奧氏體等溫形奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線成動力學(xué)曲線 n 形成溫度升高，形成溫度升高，N的增的增長速率高于長速率高于G的增長速率，的增長速率，N/G增大，可獲得細(xì)小的增大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度。起始晶粒度。n 形 成 溫 度 升 高 ，形 成 溫 度 升 高 ，G/Gk 增大，鐵素體增大，鐵素體消失時，剩余滲碳體量增消失時，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳大，形成奧氏體的平均碳含量降低。含量降低。從上圖我們可以得出如下結(jié)論結(jié)論：孕育期孕育期：從從A形成第一個體積前的準(zhǔn)備時間。形成第一個體積前的準(zhǔn)備時間。 T

34、升高，孕育期縮短；升高，孕育期縮短； 孕育期是擴(kuò)散型相變的特點(diǎn)孕育期是擴(kuò)散型相變的特點(diǎn)2. A轉(zhuǎn)變的量隨時間的增加而增加，但達(dá)轉(zhuǎn)變的量隨時間的增加而增加，但達(dá)50%以后隨以后隨時間增加而減慢；時間增加而減慢；3. 隨溫度升高，轉(zhuǎn)變時間縮短；隨溫度升高，轉(zhuǎn)變時間縮短；4. A剛剛形成后，仍有滲碳體存在，滲碳體溶解及均剛剛形成后，仍有滲碳體存在，滲碳體溶解及均勻化需較長時間。勻化需較長時間。2.2.4 連續(xù)加熱時奧氏體的形成連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點(diǎn)特點(diǎn)圖圖2-9 珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線n 奧氏體形成是在一個奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)溫度范圍內(nèi)完成的。完成的。n

35、 隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴(kuò)大，而擴(kuò)大，而轉(zhuǎn)變速度轉(zhuǎn)變速度則增大。則增大。n 隨加熱速度增大，隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來不及擴(kuò)散，所形成原子來不及擴(kuò)散，所形成的的奧氏體成分不均勻性奧氏體成分不均勻性增大。增大。n 快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細(xì)化起始晶粒細(xì)化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。氏體的平均碳含量降低。2.2.5 奧氏體形成速度的影響因素奧氏體形成速度的影響因素（1）加熱溫度）加熱溫度 奧氏體形

36、成速度隨加熱溫度升高而迅速增大。奧氏體形成速度隨加熱溫度升高而迅速增大。隨奧氏體形成溫度升高，形核率的增長速率高于隨奧氏體形成溫度升高，形核率的增長速率高于線生長速度的增長速率線生長速度的增長速率 起始晶粒越細(xì)小。起始晶粒越細(xì)小。隨轉(zhuǎn)變溫度升高，奧氏體隨轉(zhuǎn)變溫度升高，奧氏體/鐵素體界面向鐵素體推鐵素體界面向鐵素體推移的速度與奧氏體移的速度與奧氏體/滲碳體界面向滲碳體推移的速滲碳體界面向滲碳體推移的速度之比也增大。度之比也增大。隨奧氏體形成溫度升高，鐵素體消失時殘留隨奧氏體形成溫度升高，鐵素體消失時殘留滲碳體的量增大，奧氏體的平均碳含量降低。滲碳體的量增大，奧氏體的平均碳含量降低。 高碳工具鋼的

37、快速加熱，短時保溫高碳工具鋼的快速加熱，短時保溫的強(qiáng)韌化處理工藝的理論基礎(chǔ)：的強(qiáng)韌化處理工藝的理論基礎(chǔ)：u隨奧氏體形成溫度的升高，形核率的增長隨奧氏體形成溫度的升高，形核率的增長速度高于線增長速度的增長速率，導(dǎo)致奧速度高于線增長速度的增長速率，導(dǎo)致奧氏體起始晶粒細(xì)化；氏體起始晶粒細(xì)化；u由于相變溫度升高，相變的不平衡程度增由于相變溫度升高，相變的不平衡程度增大，在鐵素體消失的瞬間，殘留滲碳體的大，在鐵素體消失的瞬間，殘留滲碳體的量增多，因而奧氏體的平均碳含量降低。量增多，因而奧氏體的平均碳含量降低。（2）鋼的）鋼的原始組織狀態(tài)原始組織狀態(tài) 原始組織越細(xì)，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)原始組織越細(xì)，晶體

38、缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變過程越快。變過程越快。 片狀珠光體快于粒狀珠光體。片狀珠光體快于粒狀珠光體。（3）鋼的化學(xué)成分）鋼的化學(xué)成分n 含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，F(xiàn)e、C原子擴(kuò)散系數(shù)增大，從而增高原子擴(kuò)散系數(shù)增大，從而增高N和和G，形成速度，形成速度增大。增大。n 碳化物形成元素碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴(kuò)散，阻礙碳的擴(kuò)散，降低形成速度。降低形成速度。n 非碳化物形成元素非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴(kuò)散，增大，加速碳的擴(kuò)散，增大形成速度。形成速度。n Mn，Ni降低鋼的臨界點(diǎn)，細(xì)化原珠光體組織，增降低鋼的臨界點(diǎn)，

39、細(xì)化原珠光體組織，增大形成速度。大形成速度。2.3 奧氏體晶粒長大及其控制奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1 奧氏體奧氏體晶粒度晶粒度n 奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，級，1級最粗，級最粗，8級最細(xì)，級最細(xì)，8級以上為超細(xì)晶粒。級以上為超細(xì)晶粒。n 晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系 n = 2N-1 (2-5) n - X100倍時，晶粒數(shù)倍時，晶粒數(shù) / in2 N - 晶粒度級別晶粒度級別n 奧氏體晶粒度有三種：奧氏體晶粒度有三種： 起始晶粒度起始晶粒度 - 奧氏體形成剛結(jié)束，其奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶

40、粒大小。初晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。初始晶粒一般很細(xì)小，大小不均，晶界彎曲。始晶粒一般很細(xì)小，大小不均，晶界彎曲。 實際晶粒度實際晶粒度 - 鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。際奧氏體晶粒大小。2101.1nGNn：1mm2面積內(nèi)的晶粒數(shù) 本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度 - 表示鋼在一定加熱條件下奧表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。氏體晶粒長大的傾向性。 在在 93010，保溫保溫38小時小時后測定。后測定。 14級級-本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。 58級級-本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，晶粒不容易長大。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，晶粒不容易長大。區(qū)分：實際

41、晶粒度區(qū)分：實際晶粒度 本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度圖圖2-11 兩種不同鋼種奧氏體晶粒長大的傾向兩種不同鋼種奧氏體晶粒長大的傾向Ac19302.3.2 奧氏體晶粒長大機(jī)制奧氏體晶粒長大機(jī)制 晶粒長大的驅(qū)動力晶粒長大的驅(qū)動力n 驅(qū)動力來自驅(qū)動力來自總的晶界能的下降總的晶界能的下降。(1)對于對于球面晶界球面晶界，有一，有一指向曲率指向曲率中心中心的驅(qū)動力的驅(qū)動力P作用于晶界。作用于晶界。RP圖圖2-12 球面晶界長球面晶界長大驅(qū)動力示意圖大驅(qū)動力示意圖。，直晶界，球面曲率半徑，如為平比界面能0)62(2PRRRPn 公式公式(2-6)的推導(dǎo)的推導(dǎo):圖圖2-13 雙晶體中的雙晶體中的A、B兩晶粒，其中兩

42、晶粒，其中B晶粒呈球晶粒呈球狀存在于狀存在于A晶粒中。晶粒中。n 面積為面積為A的晶界如果移動的晶界如果移動dx距離時，體系總的距離時，體系總的Gibbs自由自由能變化為能變化為dGt ，則沿，則沿x方向有力方向有力P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移作用于晶界上，構(gòu)成晶界移動的驅(qū)動力。動的驅(qū)動力。n 圖圖2-13中中A、B晶粒間的晶界晶粒間的晶界構(gòu)成一曲率半徑為構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。的球面。RdRRdRdxdGAPt2)4(41122圖圖2-14 大晶粒吃掉小晶粒示大晶粒吃掉小晶粒示意圖意圖(箭頭表示晶界遷移方向箭頭表示晶界遷移方向)圖圖2-15 晶粒大小均勻一致晶粒大小均勻一致時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)時

43、穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)圖圖2-16 頂角均為頂角均為1200 的多邊形晶粒的多邊形晶粒圖圖2-17 三維晶粒的穩(wěn)定形三維晶粒的穩(wěn)定形狀狀 - Kelvin正十四面體正十四面體圖圖2-18 大晶粒和小晶粒大晶粒和小晶粒的幾何關(guān)系的幾何關(guān)系n 為保持三晶界交為保持三晶界交會處的界面張力平會處的界面張力平衡，交會處的面角衡，交會處的面角應(yīng)為應(yīng)為120o，晶界將，晶界將彎曲成曲率中心在彎曲成曲率中心在小晶粒一側(cè)的曲面小晶粒一側(cè)的曲面晶界。晶界。n 大晶粒將吃掉小大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面晶粒，使總晶界面積減少，總的界面積減少，總的界面能降低。能降低。(2) 晶界遷移阻力晶界遷移阻力圖圖2-19 Zener

44、微粒釘微粒釘扎晶界模型扎晶界模型 n 晶界向右遷移時，奧氏晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加，所受體晶界面積將增加，所受的最大阻力為：的最大阻力為：第二相微粒的半徑第二相微粒的體積分?jǐn)?shù))72(23maxrfrfFn 由式（由式（2-7）可知：）可知： 當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù)當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù) f 一定時，一定時，第二相粒子越細(xì)小（第二相粒子越細(xì)?。╮越小），提供的對晶界越小），提供的對晶界遷移的總阻力越大。遷移的總阻力越大。 反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r，對晶界遷移反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r，對晶界遷移的總阻力將會變小。的總阻力將會變小。(3) 奧氏體晶粒長大過程奧氏體晶粒長大過程圖圖

45、2-20 奧氏體晶粒長大過程奧氏體晶粒長大過程孕育期：溫度愈高，孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。孕育期愈短。 不均勻長大期：粗不均勻長大期：粗細(xì)晶粒共存。細(xì)晶粒共存。均勻長大期：細(xì)小均勻長大期：細(xì)小晶粒被吞并后，緩晶粒被吞并后，緩慢長大。慢長大。2.3.3 影響奧氏體影響奧氏體晶粒長大晶粒長大的因素的因素 (1) 加熱溫度和保溫時間加熱溫度和保溫時間n 晶粒長大表現(xiàn)為晶粒長大表現(xiàn)為晶界的遷移晶界的遷移，實質(zhì)，實質(zhì)上是原子在晶界附近的上是原子在晶界附近的擴(kuò)散擴(kuò)散過程。過程。n 晶粒長大速度與晶粒長大速度與晶界遷移速率晶界遷移速率及晶及晶粒長大粒長大驅(qū)動力驅(qū)動力成正比。成正比。晶界移動激活能常數(shù) m

46、mQKRRTQKV)82(exp圖圖2-21 奧氏體晶粒大小與加熱奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關(guān)系溫度、保溫時間的關(guān)系n 隨加熱溫度升高，隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長大速奧氏體晶粒長大速度成指數(shù)關(guān)系迅速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。增大。n 加熱溫度升高時，加熱溫度升高時，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得短，這樣才能獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。細(xì)小的奧氏體晶粒。（2）加熱速度的影響）加熱速度的影響n 加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲隨之增大，可以獲得細(xì)小的起始晶粒度。得

47、細(xì)小的起始晶粒度。n 快速加熱并且短時間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏快速加熱并且短時間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏體晶粒度。體晶粒度。n 如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細(xì)小，加如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細(xì)小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。（3）鋼的碳含量的影響）鋼的碳含量的影響n 碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自鐵的自擴(kuò)散系數(shù)擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼共析碳鋼最容易長大。最容易長大。n 當(dāng)碳以未溶當(dāng)碳以未溶二次滲碳體二次滲碳體形式存在時

48、，由于其阻礙形式存在時，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼的加熱溫度一般選在的加熱溫度一般選在 Ac1 - Accm 兩相區(qū)，為的就是兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。保留一定的殘留滲碳體。（4）合金元素的影響）合金元素的影響n Mn，P 促進(jìn)奧氏體晶粒長大：促進(jìn)奧氏體晶粒長大： Mn - 在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能； P - 在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴(kuò)散在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴(kuò)散系數(shù)。系數(shù)。n 強(qiáng)碳氮化物形成元素強(qiáng)碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔形成高熔點(diǎn)難溶碳氮化物（

49、如點(diǎn)難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界），阻礙晶界遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。 Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu 阻礙作用強(qiáng)阻礙作用強(qiáng) 阻礙作用弱阻礙作用弱 圖圖2-22 奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系1 - 不含鋁的不含鋁的C-Mn鋼鋼 2 - 含含Nb-N鋼鋼（5）冶煉方法冶煉方法n 用用Al脫氧，可脫氧，可形成形成 AlN - 本質(zhì)細(xì)晶粒鋼本質(zhì)細(xì)晶粒鋼n 用用Si、Mn脫氧脫氧- 本質(zhì)粗晶粒鋼本質(zhì)粗晶粒鋼2.4 過熱與過燒過熱與過燒1 過熱過熱的定義：鋼在熱處理時，由于加熱不當(dāng)而引起奧氏體實際晶粒粗大實際晶粒粗大

50、，以致在隨后淬火或正火時得到十分粗大的組織，從而使鋼的力學(xué)性能顯著惡化的現(xiàn)象稱為過熱。 2.消除過熱消除過熱的主要方法 重新加熱到正常的加熱溫度，以獲得新的細(xì)小的奧氏體晶粒，然后冷卻。3. 過燒過燒：金屬或合金在熱處理加熱時，由于加熱溫度過高，出現(xiàn)了晶界氧化晶界氧化和晶界開晶界開始部分熔化始部分熔化的現(xiàn)象，稱之為過燒。 過程描述：當(dāng)鋼加熱到比過熱更高的溫度，時間又長時，不僅使鋼的晶粒長大晶粒長大，而且晶粒之間邊界開始熔化開始熔化，氧進(jìn)入晶粒間隙，使金屬發(fā)生氧化并促其熔化氧化并促其熔化，導(dǎo)致晶粒間結(jié)合力的破壞結(jié)合力的破壞而使鋼失去本身的強(qiáng)度和塑強(qiáng)度和塑性性。處置辦法：處置辦法： 過燒的鋼無法挽救

51、，只有過燒的鋼無法挽救，只有報廢報廢重新冶煉。重新冶煉。預(yù)防辦法：預(yù)防辦法：u避免加熱溫度過高；避免加熱溫度過高；u避免在高溫段長時間保溫。避免在高溫段長時間保溫。2.5 非平衡組織加熱時奧氏體的形成非平衡組織加熱時奧氏體的形成 一針狀奧氏體的形成一針狀奧氏體的形成 中碳合金鋼中碳合金鋼以板條狀馬氏體為原始組織在以板條狀馬氏體為原始組織在Ac1Ac3之間進(jìn)行慢速或極慢速加熱時，在馬氏體板之間進(jìn)行慢速或極慢速加熱時，在馬氏體板條間可形成條間可形成針狀奧氏體針狀奧氏體。二顆粒狀奧氏體的形成二顆粒狀奧氏體的形成 中等的加熱速度將非平衡組織加熱到中等的加熱速度將非平衡組織加熱到Ac1Ac3之間或直接加

52、熱到之間或直接加熱到Ac3以上時，將在原奧氏體晶以上時，將在原奧氏體晶界，馬氏體束界，塊界，甚至在板條界通過界，馬氏體束界，塊界，甚至在板條界通過擴(kuò)散擴(kuò)散型相變型相變形成顆形成顆粒狀奧氏體粒狀奧氏體。三粗大奧氏體晶粒的三粗大奧氏體晶粒的遺傳性遺傳性及其及其控制控制1. 遺傳遺傳：在一種相變或組織轉(zhuǎn)變中，轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物保：在一種相變或組織轉(zhuǎn)變中，轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀及顯微特性，這種現(xiàn)象稱為留了原始組織的宏觀及顯微特性，這種現(xiàn)象稱為遺傳，包括組織遺傳和相遺傳。遺傳，包括組織遺傳和相遺傳。 2. 組織遺傳組織遺傳：對粗大的非平衡組織進(jìn)行加熱時，在：對粗大的非平衡組織進(jìn)行加熱時，在一定的加熱條件

53、下，新形成的奧氏體晶粒有可能一定的加熱條件下，新形成的奧氏體晶粒有可能繼承和恢復(fù)原粗大奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象被稱為繼承和恢復(fù)原粗大奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象被稱為鋼的組織遺傳。鋼的組織遺傳。3. 相遺傳相遺傳：相變后相本身的晶體結(jié)構(gòu)、缺陷傳給新：相變后相本身的晶體結(jié)構(gòu)、缺陷傳給新相，這種現(xiàn)象稱為相遺傳。相，這種現(xiàn)象稱為相遺傳。u 組織遺傳是有害的。組織遺傳是有害的。u相遺傳是有益的，因為可使強(qiáng)度提高。相遺傳是有益的，因為可使強(qiáng)度提高。2. 影響鋼的組織遺傳的因素影響鋼的組織遺傳的因素（1）原始組織）原始組織lPl非平衡組織（非平衡組織（BM）（2）加熱速度）加熱速度u 對具有非平衡組織的合金鋼：對具有

54、非平衡組織的合金鋼： 慢速加熱或快速加熱，容易出現(xiàn)組織遺傳；中速加熱可能避免出現(xiàn)組織遺傳；3. 奧氏體晶粒的反常細(xì)化反常細(xì)化 過熱粗大組織冷卻后得到的非平衡組織以快速或慢速加熱至Ac3以上的正常加熱溫度，有可能得到粗大的奧氏體晶粒，出現(xiàn)組織遺傳，但如果加熱到更高的溫度（Ac3+100200），則奧氏體晶粒不僅不粗化，反而形成了細(xì)小的，晶體學(xué)位向不同的奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱為奧氏體晶粒的反常細(xì)化。非相變奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶4. 控制控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法 （1）對非平衡組織非平衡組織的過熱鋼，可以采用中中速加熱速加熱，得到細(xì)小的奧氏體晶粒 （2）對非平衡組織的過熱鋼，在淬火前先進(jìn)行一次退火或

55、高溫回火一次退火或高溫回火 （3）利用奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶自發(fā)再結(jié)晶，快速加熱至臨界點(diǎn)以上100200，然后淬火 （4）對低合金鋼，可采用多次正火多次正火使過熱得到校正。思考題思考題 實際晶粒度表示鋼在一定條件下奧氏體晶實際晶粒度表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長大的傾向性，因鋼種及冶煉方法的不粒長大的傾向性，因鋼種及冶煉方法的不同而異。同而異。作作 業(yè)業(yè)1. 名詞解釋：起始晶粒度；實際晶粒度；本質(zhì)晶粒名詞解釋：起始晶粒度；實際晶粒度；本質(zhì)晶粒度；遺傳；組織遺傳度；遺傳；組織遺傳2. 簡要敘述影響奧氏體形成速度的因素。簡要敘述影響奧氏體形成速度的因素。3. 與等溫形成過程相比，連續(xù)加熱時奧氏體形成的

56、與等溫形成過程相比，連續(xù)加熱時奧氏體形成的特點(diǎn)。特點(diǎn)。4. 簡述影響奧氏體晶粒長大的因素。簡述影響奧氏體晶粒長大的因素。5. 預(yù)習(xí)教材第二章（預(yù)習(xí)教材第二章（2.7 非平衡組織加熱時奧氏非平衡組織加熱時奧氏體的形成）第三章（體的形成）第三章（3.1 珠光體的組織形態(tài)及珠光體的組織形態(tài)及晶體學(xué)；晶體學(xué)；3.2 珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制）。珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制）。第三章第三章 珠光體相變珠光體相變3.1 珠光體的組織形態(tài)與性能特點(diǎn)珠光體的組織形態(tài)與性能特點(diǎn)3.1.1 過冷奧氏體轉(zhuǎn)變過冷奧氏體轉(zhuǎn)變圖圖3-1 TTT 曲線曲線n 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖，力學(xué)圖，TTT曲線，曲線，C曲曲線，線，

57、IT曲線。曲線。n 反映溫度反映溫度-時間時間-轉(zhuǎn)變量轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。三者之間的關(guān)系。圖圖3-2 共析碳鋼共析碳鋼 C 曲線曲線Mf高溫高溫中溫中溫低溫低溫n A1 550 ，F(xiàn)e、C原子均可擴(kuò)散。原子均可擴(kuò)散。n 共析分解成珠光體共析分解成珠光體 - 鐵素體與滲碳鐵素體與滲碳體兩相層片狀機(jī)械混合物。體兩相層片狀機(jī)械混合物。n 珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)(或領(lǐng)域或領(lǐng)域) - 片層方向大致相片層方向大致相同的珠光體，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可以同的珠光體，在一個奧氏體晶粒內(nèi)可以形成形成35個珠光體團(tuán)。個珠光體團(tuán)。（1 1）高溫轉(zhuǎn)變）高溫轉(zhuǎn)變圖圖3-3 層片狀珠光體示意圖層片狀珠光體示意圖原奧氏體晶界原奧氏

58、體晶界珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)（2）中溫轉(zhuǎn)變）中溫轉(zhuǎn)變n 550 220 ，C 原子可擴(kuò)散，原子可擴(kuò)散，F(xiàn)e原子不原子不能擴(kuò)散。能擴(kuò)散。n 形成貝氏體形成貝氏體-過飽和鐵素體與滲碳體的非過飽和鐵素體與滲碳體的非層片狀層片狀 混合物?；旌衔?。 上貝氏體：上貝氏體：550 稍下形成，羽毛狀。在平稍下形成，羽毛狀。在平行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。行鐵素體板條間分布有不連續(xù)的桿狀滲碳體。 下貝氏體：下貝氏體：220 稍上形成，針狀。在針狀稍上形成，針狀。在針狀鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。鐵素體內(nèi)分布有細(xì)小滲碳體。圖圖3-4 (a) 上貝氏體上貝氏體 X600 (b) 下貝氏體下貝氏體 X400n 非

59、擴(kuò)散型相變：非擴(kuò)散型相變：Fe、C原子均不發(fā)生原子均不發(fā)生擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相擴(kuò)散，生成的馬氏體與原奧氏體成分相同。同。n 馬氏體：碳在馬氏體：碳在-Fe中的過飽和固溶體。中的過飽和固溶體。n 馬氏體相變是變溫型相變，相變開始馬氏體相變是變溫型相變，相變開始點(diǎn)點(diǎn) Ms ，終了點(diǎn)，終了點(diǎn) Mf 。 （3）低溫轉(zhuǎn)變）低溫轉(zhuǎn)變圖圖3-5 (a) 低碳鋼中的板條馬氏體低碳鋼中的板條馬氏體 (X80) (b) 高碳鋼中的針狀高碳鋼中的針狀(片狀片狀)馬氏體馬氏體 (X400)3.1.2 珠光體的組織形態(tài)珠光體的組織形態(tài) 珠光體珠光體：由鐵素體和滲碳體組成的機(jī)械混合物。：由鐵素體和滲碳體組成

60、的機(jī)械混合物。 珠光體團(tuán)珠光體團(tuán)：若干大致平行的鐵素體與滲碳體片：若干大致平行的鐵素體與滲碳體片 組成一個珠光體領(lǐng)域，也稱珠光體團(tuán)。組成一個珠光體領(lǐng)域，也稱珠光體團(tuán)。 珠光體片層間距珠光體片層間距：珠光體中一對鐵素體片與滲碳：珠光體中一對鐵素體片與滲碳 體片的厚度之和。體片的厚度之和。 形成溫度形成溫度() 片層間距片層間距 (nm)珠光體珠光體 P Ar1 650 150 450索氏體索氏體 S 650 600 80 150屈氏體屈氏體 T 600 550 30 80（2）粒狀珠光體）粒狀珠光體n 鐵素體基體上分布著鐵素體基體上分布著顆粒狀滲碳體顆粒狀滲碳體的組織稱為的組織稱為 粒狀珠光體，