熱處理原理及工藝2-14課件

(2)熱處理原理及工藝珠光體被加熱到A1（727℃）以上時將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體.鋼熱處理多數(shù)情況下都加熱到A相區(qū).第二章鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變§

2-1奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和性能1、奧氏體的結(jié)構(gòu)奧氏體(γ,A)是碳原子溶于γ-Fe所形成的固溶體。合金鋼中，除了碳原子外，溶于γ-Fe中的還有合金元素原子。（2）碳含量與點(diǎn)陣常數(shù)的關(guān)系碳原子的溶入使的γ-Fe點(diǎn)陣發(fā)生畸變，點(diǎn)陣常數(shù)增大。溶入的碳愈多，點(diǎn)陣常數(shù)愈大。

奧氏體點(diǎn)陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系2、奧氏體的組織在一般的情況下A的組織是由多邊形的等軸晶粒所組成，在晶粒內(nèi)部有時可以看到相變孿晶。奧氏體顯微組織（晶內(nèi)有孿晶）3、奧氏體的性能

Fe-C合金中的奧氏體在室溫下是不穩(wěn)定相。但Fe-C合金中加入足夠數(shù)量的能擴(kuò)大γ相區(qū)的元素（Ni，Mn），可使奧氏體在室溫，甚至在低溫成為穩(wěn)定相。以奧氏體狀態(tài)使用的鋼稱為奧氏體鋼。（1）磁性

奧氏體具有順磁性，故奧氏體鋼又可作為無磁鋼。（2）比容

在鋼的各種組織中，奧氏體的比容最小?？衫眠@一點(diǎn)調(diào)整殘余奧氏體的量，以達(dá)到減少淬火工件體積變化的目的。（3）膨脹

奧氏體的線膨脹系數(shù)比鐵素體和滲碳體的平均線膨脹系數(shù)高出約一倍。故奧氏體鋼也可被用來制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。（4）導(dǎo)熱性

除滲碳體外，奧氏體的導(dǎo)熱性最差。因此，為避免熱應(yīng)力引起的工件變形，奧氏體鋼不可采用過大的加熱速度加熱。（5）力學(xué)性能

具有高的塑性、低的屈服強(qiáng)度，容易塑性變形加工成形。FCC點(diǎn)陣是一種最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，致密度高，其中鐵原子的自擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)小，從而使其熱強(qiáng)性好。故奧氏體鋼可作為高溫用鋼珠光體（P）和奧氏體（γ）自由能隨溫度的變化曲線（示意圖）

珠光體與奧氏體的自由能均隨溫度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于A1（727℃）。從能量方程可以看出：當(dāng)T<T0時，ΔGV=GA-GP>0ΔG>0，

P不能轉(zhuǎn)變?yōu)锳；當(dāng)T=T0時，ΔGV=GA-GP=0ΔG＝0P不能轉(zhuǎn)變?yōu)锳；當(dāng)T>T0時，ΔGV=GA-GP<0

ΔG<0P可能轉(zhuǎn)變?yōu)锳A形成的熱力學(xué)條件:必須在一定的過熱條件下以共析鋼為例從珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變方程，

α+Fe3C→γ碳含量C%

：0.02186.690.77晶格類型：

bcc復(fù)雜斜方fccP向A轉(zhuǎn)變包括鐵原子的點(diǎn)陣改組，碳原子的擴(kuò)散和滲碳體的溶解。

§2-3奧氏體的形成過程

1、奧氏體的形核形核部位

1）F/Fe3C界面---優(yōu)先形核；

優(yōu)先在F與Fe3C相界面處形核:存在碳的成分起伏，且有滲碳體溶解后的碳原子補(bǔ)充；存在結(jié)構(gòu)起伏；界面存在缺陷，能量高，提供能量起伏,容易滿足形成A所需的能量.2）珠光體團(tuán)交界處；3）先共析F/P團(tuán)交界處。4)有時在鐵素體內(nèi)部也能形核：過熱度大，提供足夠的相變驅(qū)動力，同時A晶核臨界半徑小。形核部位2、奧氏體的長大

A核的長大是依靠碳原子的擴(kuò)散、A兩側(cè)界面向F及Fe3C推移來進(jìn)行的。奧氏體晶核的長大假定兩個相界面都是平直的。長大過程中的原子擴(kuò)散：3、剩余滲碳體的溶解

實驗表明在P向A轉(zhuǎn)變過程中，總是F首先消失，將有一部分Fe3C殘留下來，F(xiàn)e3C隨著保溫時間的延長或溫度的升高，通過碳原子的擴(kuò)散不斷溶入A中。4、奧氏體成分均勻化在殘留Fe3C剛剛完全溶入A的情況下，C在A中的分布是不均勻的。原來為Fe3C的區(qū)域碳含量較高，而原來是F的區(qū)域，碳含量較低。只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴(kuò)散才能使整個A中碳的分布趨于均勻。

A的形成過程亞共析鋼先P→A，再F→A；過共析鋼先P→A，再Cm→A.5、奧氏體非擴(kuò)散形成F向A轉(zhuǎn)變直接受加熱速度控制，快速加熱可以無擴(kuò)散形核。

（1）無擴(kuò)散形核，擴(kuò)散長大；（2）鐵素體全部以無擴(kuò)散方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞嫉膴W氏體；（一）奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線

1.共析碳鋼A等溫形成圖建立

試樣：φ10mm×2mm小圓片；原始狀態(tài)：每個試樣均有相同的原始組織狀態(tài)；溫度：在AC1以上設(shè)定不同的溫度，如730℃、745℃、765℃、……；

時間：在每個溫度下保持一系列時間，如1s、5s、10s、20s、……；

冷卻：在鹽水中急冷到室溫；

觀察：在顯微鏡下測出試樣中M的數(shù)量（～高溫下A的數(shù)量）；

做圖：做出每個溫度下A形成量和保溫時間的關(guān)系曲線，即得到了A等溫形成的動力學(xué)曲線。時間/s把不同溫度下轉(zhuǎn)變相同數(shù)量所需時間，綜合在溫度和時間坐標(biāo)系內(nèi)，就得到奧氏體等溫形成圖。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖

③溫度越高，A形成所需的全部時間越短，形成速度越快。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖

④在A剛剛形成后，還需一段時間使殘留碳化物溶解和A成分均勻化。3.過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形成圖①過共析碳鋼：原始組織為P+Fe3C

，且P的數(shù)量隨鋼的C%增加而減少。②亞共析碳鋼：原始組織為P+F，且P的數(shù)量隨鋼的C%增加而增加。

（a）過共析鋼（WC1.2%）奧氏體等溫形成圖

（b）亞共析鋼（WC0.45%）奧氏體等溫形成圖

α＋P4.合金元素的影響1）合金鋼中奧氏體形成的特點(diǎn)①通過影響碳擴(kuò)散速度，影響奧氏體的形成速度

強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奧氏體中擴(kuò)散系數(shù)，推遲珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；非碳化物形成元素Co、Ni等增大碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，使奧氏體形成速度加快；Si、Al等對碳原子的擴(kuò)散系數(shù)影響不大，因此對奧氏體的形成無明顯的影響。②通過改變碳化物穩(wěn)定性，影響A的形成速度使碳化物穩(wěn)定性提高的元素，將延緩?qiáng)W氏體的形成。如鋼中加入W、Mo和其它強(qiáng)碳化物形成元素，可以形成穩(wěn)定性極高的特殊類型的碳化物，加熱時不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。③對臨界點(diǎn)的影響

Ni、Mn、Cu等降低A1溫度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1溫度。

加熱溫度相同時，過熱度不同④合金元素通過對原始組織的影響來影響A的形成速度

Ni、Mn等使珠光體細(xì)化，有利于奧氏體的形成。

總結(jié)：不同因素，包括溫度、碳含量、原始組織、合金元素影響A的形成速度的根本原因：源于對驅(qū)動力大小、擴(kuò)散距離遠(yuǎn)近，原子擴(kuò)散能力的影響連續(xù)加熱時A形成的基本過程和等溫轉(zhuǎn)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A形成的開始溫度和終了溫度均隨加熱速度增大而升高。當(dāng)鋼的加熱速度大到某一范圍時，所有亞共析鋼的轉(zhuǎn)變溫度均相同，加熱速度約在105～106℃/s范圍內(nèi)時含碳在0.2~0.9%的鋼的轉(zhuǎn)變溫度均約在1130℃。連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點(diǎn)1.在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高2、相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的

加熱速度越快,A的轉(zhuǎn)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(xì)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-c