熱處理原理及工藝3-2014課件

(3)熱處理原理及工藝§2-4奧氏體的形成速度（A形成動力學）影響因素，溫度、碳含量、原始組織、合金元素

影響A的形成速度的根本原因：對驅動力大小、擴散距離遠近，原子擴散能力的影響一、A等溫形成動力學連續(xù)加熱時A形成的基本過程和等溫轉變相似，也是由A形核、長大、殘余碳化物溶解和A成分均勻化四個階段組成。

二、連續(xù)加熱時奧氏體的形成2、相變是在一個溫度范圍內完成的

加熱速度越快,A的轉變溫度范圍越寬，但形成速度卻加快，A形成時間縮短。時間/s溫度/℃0.85%C鋼不同加熱速度下的加熱曲線A110℃/s850℃/s3、可以獲得超細晶粒

過熱度大，形核率急劇增大。如超高頻脈沖加熱淬火后晶粒后晶粒尺寸在2萬倍顯微鏡下也難以分辯4、快速連續(xù)加熱時形成的奧氏體成分不均勻性增大

Cγ-α降低，Cγ-cem升高。

快速加熱淬火后工件內部出現(xiàn)高碳M、中碳M、低碳M、碳化物、F等不同區(qū)域

§2-5奧氏體晶體長大及控制一、奧氏體晶粒度晶粒度：是表示晶粒大小的一種尺度。晶粒度級別的評定標準

晶粒度的級別N與晶粒大小之間的關系為：n=2N-1n為放大100倍進行金相觀察時每平方英寸（6.45cm2）視野中所含的平均晶粒數(shù)目。奧氏體晶粒度有以下三個不同的概念：1、起始晶粒度臨界溫度以上A形成剛剛完成，晶粒邊界剛剛互相接觸時的晶粒大小。2、實際晶粒度指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。對鋼來說，如果不特別指明，奧氏體晶粒度一般是指奧氏體化后的實際晶粒大小。實際加熱條件下，本質粗晶粒鋼的晶粒不一定粗，而本質細晶粒鋼的晶粒不一定細。本質晶粒度并不是實際晶粒大小，它只是描述了晶粒長大的趨勢。本質細晶粒鋼加熱時，奧氏體晶粒長大的傾向小，而本質粗晶粒鋼加熱時奧氏體晶粒長大的傾向大。奧氏體晶粒的長大過程將大晶粒吞并小晶粒而長大的過程稱為不均勻長大將大晶粒繼續(xù)長大的過程稱為均勻長大。一般情況下晶粒長大是由這兩個階段組成。不均勻長大均勻長大A晶粒長大.wmv

σˊ單位奧氏體晶界的界面能；

Rˊ晶界曲率半徑，若晶粒為球形時R即為其半徑。界面能越大、晶粒尺寸越小，奧氏體晶粒長大的驅動力越大，長大的傾向越大。晶粒長大的驅動力G和晶粒尺寸及界面能的大小有關，對實際金屬材料而言，不是在所有情況下晶界都能自發(fā)遷移。在晶粒邊界及晶粒內部,存在很多細小難熔的第二相顆粒，它們將阻礙晶界移動，起著釘扎晶界的作用。

2、第二相顆粒對晶粒長大的影響

r……第二相顆粒的半徑；

σ……界面能；

f……單位體積內第二相顆粒的數(shù)目。

r小，f多，則晶界移動阻力越大，晶粒越小在一定溫度下，奧氏體晶粒的平均極限半徑Rˊlim決定于第二相顆粒的半徑r及數(shù)量的多少：

第二相顆粒對晶界移動的最大阻力Gm：

總結晶粒長大是一種自發(fā)過程晶粒的長大主要表現(xiàn)為晶界的移動高度彌散的、難熔的非金屬或金屬化合物顆粒對晶粒長大起很大的抑制作用，為了獲得細小的奧氏體晶粒，必須保證鋼中有足夠數(shù)量和足夠細小難熔的第二相顆粒。2、加熱速度在保證奧氏體成分均勻的前提下，快速加熱短時保溫能夠獲得細小的奧氏體晶粒。3、鋼的含碳量的影響在一定范圍（T,t一定）內，隨含碳量的增加，奧氏體晶粒長大的傾向增大；之后又隨之增大而減小。

極大值與加熱溫度有關。900℃，wc為1.2%,1000℃，wc為1.4%C，1100℃，wc為1.6%C1200℃，wc為1.25%1300℃，wc為1.2%鋼中碳含量對奧氏體晶粒長大的影響（保溫時間均為3h）含碳量增加時，C在A中擴散系數(shù)↑，F(xiàn)e自擴散系數(shù)↑長大速度↑;但超過一定量后，出現(xiàn)二次滲碳體，阻止晶粒長大。(2)合金元素按阻礙奧氏體晶粒長大程度不同，可將合金元素分成如下幾類：

強烈阻礙晶粒長大的：Ti、Zr、Nb鈮、V、Ta、Al等有中等阻礙作用的：W、Mo、Cr等；

稍有阻礙作用或不起作用的：Ni、Co、Cu、Si等；

增大晶粒長大傾向的：C、P、Mn、O等。

5、原始組織

原始組織細小，相界面積大，A形核率大，則起始晶粒細小，但晶粒長大傾向大，即過熱敏感性大，因此不可采用過高的加熱溫度和長時間保溫，宜采用快速加熱、短時保溫的工藝方法。組織遺傳：對粗大的非平衡組織（M、B、回火M、魏氏體組織）進行加熱時，在一定的加熱條件（慢速或快速）下，新形成的奧氏體有可能繼承和恢復原粗大奧氏體晶粒的現(xiàn)象。斷口遺傳：消除了組織遺傳后，奧氏體晶粒已經(jīng)細化，但其斷口仍是粗晶斷口的現(xiàn)象。原因：原粗大晶粒邊界析出MnS、或促進回火脆性的Cr、Ni、S、P等元素偏聚于原晶界。控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法對非平衡組織的過熱鋼1.采取中速加熱不同鋼種不發(fā)生組織遺傳的加熱速度差別大，需試驗確定2.淬火前，先進行一次等溫退火或高溫回火，使非平衡組織轉變成平衡組織。3.低合金鋼，因為遺傳傾向不大，可通過多次正火校正過熱，但能耗大思考題1、鋼中奧氏體的點陣結構，碳原子可能存在的部位及其在單胞中的最大含量。2、以共析碳鋼為例說明奧氏體的形成過程，并討論為什么奧氏體全部形成后還會有部分滲碳體未溶解？3、合金元素對奧氏體形成的四個階段有何影響？4、鋼在連續(xù)加熱時珠光體向奧氏體轉變有何特點。5、何謂奧氏體的本質晶粒度、起始晶粒度和實際晶粒度。6.分析鋼中彌散析出的第二相對奧氏體晶粒的長大如何影響。7、試討論奧氏體等溫形成動力學的特點。8、試討論影響奧氏體形成速度的因素。9、試從原子擴散的角度分析奧氏體晶粒的長大過程及影響因素。過冷AA→BAA1T℃MA→PtMs

用來描述轉變開始和轉變終了時間、轉變產(chǎn)物和轉變量等與溫度、時間之間的關系曲線，稱為過冷奧氏體等溫轉變圖。（C曲線、TTT圖）試樣：φ10~15mm，厚約2mm，具有相同的原始組織。奧氏體化：相同條件下A化，要求A后化學成分均勻一致。等溫轉變：將A化后的試樣迅速轉入給定溫度的等溫浴爐中保溫一系列時間。淬火：將保溫后的試樣迅速取出淬入鹽水中。繪圖：測出給定溫度、時間下的轉變產(chǎn)物類型、轉變產(chǎn)物的百分數(shù)，并將結果繪制成曲線。一、建立共析鋼過冷奧氏體等溫冷卻轉變曲線

MS、Mf測定方法：膨脹法或磁性法

共析碳鋼TTT曲線建立過程示意圖時間(s)3001021031041010800-100100200500600700溫度(℃)0400A1MsMf（二）共析碳鋼

TTT曲線的分析穩(wěn)定的奧氏體區(qū)過冷奧氏體區(qū)A向產(chǎn)物轉變開始線A向產(chǎn)物轉變終止線

A

+產(chǎn)物區(qū)產(chǎn)物區(qū)A1～550℃;高溫轉變區(qū);擴散型轉變;P轉變區(qū)。550～230℃;中溫轉變區(qū);半擴散型轉變;

貝氏體(B)轉變區(qū);230～-50℃;低溫轉變區(qū);非擴散型轉變;馬氏體(M)轉變區(qū)。時間(s)3001021031041010800-100100200500600700溫度(℃)0400A1MsMf奧氏體等溫轉變圖的特點：不同溫度等溫分解都有一個孕育期孕育期的長短隨等溫溫度而變在不同溫度下等溫具有不同的轉變產(chǎn)物（三）奧氏體等溫轉變圖的常見類型1、碳鋼的基本類型

只有一個鼻子點，即珠光體轉變與貝氏體轉變重疊，亞（過）共析鋼比共析鋼多出一個F析出線和Cem析出線。含碳量對C曲線形狀和位置的影響(a)亞共析鋼；(b)共析鋼；(c)過共析鋼2、合金鋼C曲線的常見類型歸納起來大體上可以分為六種類型。（1）具有單一的C字形曲線，即P與B轉變重疊（與碳素鋼相似）。除碳鋼以外，含有Si、Ni、Cu、Co等合金元素（非碳化物形成元素）的鋼均屬此類。（2）具有雙C字形曲線，兩個鼻子在時間軸上相近，在溫度軸上不同，P與B部分重疊，如37CrSi具有這樣的C曲線。（3）具有雙C字形曲線，兩個鼻子在時間和溫度軸上都不相同，P與B部分重疊。1）P轉變曲線右移比較顯著，20Cr、40Cr、35CrMn2、40CrMn等。2）B轉變曲線右移較為顯著，GCr15、9Cr2、CrMn、CrWMn等。（4）P與B轉變曲線完全分開1）B轉變曲線右移，Cr12、Cr12、VW18Cr4V等。2）P轉變曲線右移，5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等。（5）只有P轉變區(qū)而無B轉變區(qū)（4Cr13)或只有B轉變區(qū)而無P轉變區(qū)(18CrNiV)。（6）只有一條碳化物析出線，無P和B轉變區(qū)（奧氏體鋼都具有這類曲線）。（四）影響奧氏體等溫轉變圖的因素1、化學成分（1）碳含量的影響

P部分：亞共析鋼，隨碳含量的增加C曲線右移。過共析鋼，隨碳含量的增加C曲線左移。

B部分：隨碳含量的增加C曲線總是右移。（2）合金元素的影響除Co以外，常用的合金元素均增加過冷A的穩(wěn)定性，推遲轉變，使C曲線右移，延長過冷A轉變開始和終了時間，對P和B轉變有分離作用。Al的作用，對B轉變與Co相同?！锖辖鹪刂挥腥苋電W氏體中才有上述作用，否則將使奧氏體轉變速度加快，C曲線左移。根據(jù)合金元素對過冷A影響的性質不同，把合金元素分兩類：第一類：非（弱）碳化物形成元素Mn、Ni、Cu、Si對過冷奧氏體的影響在性質上與C的作用相似，即減慢P和B的形成，降低Ms點。第二類：碳化物形成元素，其中大多數(shù)減慢F、P形成的作用大于減慢B形成的作用，同時也降低Ms點。A、Cr的影響增加轉變的孕育期，使P轉變部分和B轉變部分分離，即P部分移向高溫區(qū)，而B部分移向低溫區(qū)對B轉變的推遲作用大于對P轉變的推遲作用。B、Ni和Mn的影響

Ni對C曲線的形狀無影響，使整個曲線向右略下方移動，降低Ms點。

Mn對高碳鋼的C曲線的影響基本與Ni相似，但推遲轉變的作用大于Ni。Mn對轉變終了線的推遲作用更顯著，即降低了A向P的轉變速度。C、Mo和W的影響

Mo對P轉變有顯著的推遲作用，對B轉變的影響較小，隨Mo%的增加，P部分與B部分會分離，Mo降低Ms點。

W的作用與Mo基本上是相似的，只是推遲B轉變的作用比Mo要小，若要達到與Mo相同的程度，W的含量應高于Mo的一倍。D、B（硼）的影響

B對C曲線有特殊的影響，含微量的B(0.002~0.005%)就足以使F的析出和P轉變顯著推遲。E、Co的影響對C曲線的形狀無影響，隨Co%增加C曲線左移，Ms升高。B原子吸附在A晶界上，降低了晶界的界面能，從而降低了先共析F和P的成核率。如果B原子向A晶內擴散，使晶界上吸附的數(shù)量減少，將使B的作用明顯下降。2、奧氏體晶粒尺寸的影響

A晶粒愈細小，等溫轉變的孕育期愈短，加速過冷A向P的轉變，對