第二章-奧氏體的形成

第二章鋼中奧氏體的形成3.1、奧氏體的組織特征3.2、奧氏體形成機(jī)理3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制熱處理過(guò)程一般由加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段組成，其目的在于改變金屬內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)使其滿足服役條件所提出的性能要求。欲使材料獲得要求的性能，首先要把鋼加熱，獲得A組織（奧氏體化），然后再以不同的方式冷卻，發(fā)生不同轉(zhuǎn)變，以獲得不同的組織?？梢钥刂艫轉(zhuǎn)變的條件獲得理想的A組織，為后續(xù)處理做好組織準(zhǔn)備。1、熱處理的條件（1）有固態(tài)相變發(fā)生的金屬或合金（2）加熱時(shí)溶解度有顯著變化的合金例（1）純金屬：有無(wú)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。Al、Cu等金屬不能熱處理強(qiáng)化只能形變強(qiáng)化。（2）合金：根據(jù)合金相圖判斷，有無(wú)固體相變或溶解度變化。注：不包括低溫的去應(yīng)力退火等熱處理的條件為什么鋼能熱處理?①α→γ固態(tài)相變?chǔ)胗邢嘧冎亟Y(jié)晶②C溶解度顯著變化﹄可固溶強(qiáng)化熱處理溫度區(qū)間：

A1＜

T＜TNJEF熱處理第一步—加熱奧氏體化LL+γγα+γγ+Fe3Cα+Fe3CαδL+Fe3CCESPQGKFDABC%6.69FeT

JNHA1→Fe3C鐵碳相圖

奧氏體（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶體，存在于共析溫度以上，最大碳含量為2.11%奧氏體的組織形態(tài)多為多邊形等軸晶粒，在晶粒內(nèi)部往往存在孿晶亞結(jié)構(gòu)2.1、奧氏體的組織特征一、奧氏體的組織和結(jié)構(gòu)

1.奧氏體組織

多邊形的等軸晶粒

2.結(jié)構(gòu)碳在γ-Fe中的間隙固溶體C在γ-Fe最大溶解度為2.11wt%，遠(yuǎn)小于理論值20wt%。（八面體間隙半徑5.2×10-2nm，C原子半徑7.7×10-2nm)C的溶入使晶格發(fā)生點(diǎn)陣畸變，使晶格常數(shù)增大。C在奧氏體中分布不均，有濃度起伏。二、奧氏體性能室溫不穩(wěn)定相高塑性、低屈服強(qiáng)度利用奧氏體量改善材料塑性順磁性能測(cè)殘余奧氏體和相變點(diǎn)線膨脹系數(shù)大應(yīng)用于儀表元件導(dǎo)熱性能差耐熱鋼比容最小利用殘余奧氏體量減少材料淬火變形三、奧氏體的形成與鐵碳相圖EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ2.1、奧氏體的形成平衡加熱狀態(tài)實(shí)際加熱狀態(tài)（非平衡態(tài)）A形成的條件——過(guò)熱1.平衡加熱狀態(tài)

亞共析鋼的奧氏體化?室溫下組織為F+P。?A1以上，F(xiàn)+A?A3以上，AAFT℃CFeA1A3Acm過(guò)共析鋼的奧氏體化?室溫下組織為P+Fe3C?A1以上，F(xiàn)e3C+A?Acm以上，A?在A1?Acm之間的奧氏體化，稱為不完全奧氏體化，熱處理工藝中常用。AFT℃CFe1.平衡加熱狀態(tài)

A1A3Acm2.實(shí)際加熱狀態(tài)（非平衡態(tài)）實(shí)際加熱或冷卻都是在較快的速度下進(jìn)行（非平衡過(guò)程），實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度與相圖中的臨界溫度存在一定的偏離，會(huì)出現(xiàn)滯后。也即G=GA-Gp

＜0才發(fā)生轉(zhuǎn)變。加熱時(shí)：實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度移向高溫，以Ac表示Ac1、Ac3、Accm

冷卻時(shí)：實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度移向低溫，用Ar表示Ar1、Ar3、Arcm轉(zhuǎn)變溫度Ac1Ac3AccmA3AcmArcmAr3Ar1A1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→鋼在加熱和冷卻時(shí)臨界溫度的意義Ac1——加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度；Ar1——冷卻時(shí)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度；Ac3——加熱時(shí)先共析鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了溫度；Ar3——冷卻時(shí)奧氏體開(kāi)始析出先共析鐵素體的溫度；Accm加熱時(shí)二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度Arcm——冷卻時(shí)奧氏體開(kāi)始析出二次滲碳體的溫度。

GT℃A1=727℃GPGA△

GV△T3.

A形成的條件

過(guò)熱（T>A1）過(guò)熱度↗，Ac1↗，驅(qū)動(dòng)力↗，轉(zhuǎn)變速度↗。加熱工序的目的：得到奧氏體P(F+Fe3C)→A結(jié)構(gòu)體心復(fù)雜面心含碳量0.770.02186.690.77二、奧氏體的形成過(guò)程(以共析鋼為例)可見(jiàn):珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變,是由成分相差懸殊、晶格截然不同的兩相混合物轉(zhuǎn)變成單相固溶體的過(guò)程。因此在奧氏體的形成過(guò)程必定發(fā)生晶格重構(gòu)和鐵、碳原子的擴(kuò)散。2.2、奧氏體形成機(jī)制形核+長(zhǎng)大1.奧氏體的形核球狀珠光體中：優(yōu)先在F/Fe3C界面形核片狀珠光體中：優(yōu)先在珠光體團(tuán)的界面形核也在F/Fe3C片層界面形核Fe3CF珠光體團(tuán)界FFe3CAF+Fe3CA

Ac1以上加熱球狀P形核片狀P形核(珠光體類組織向A轉(zhuǎn)變）(以共析鋼為例）奧氏體在F/Fe3C界面形核原因：

(1)易獲得形成A所需濃度起伏，結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏.(2)在相界面形核使界面能和應(yīng)變能的增加減少?！鱃=-△Gv+△Gs+△Ge-△Gd

△Gv—體積自由能差，△Gs—表面能，△Ge—彈性應(yīng)變能相界面△Gs

、△Ge

較小，更易滿足熱力學(xué)條件△G<0.A3AcmA1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→℃7387808200.230.930.410.680.890.791.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大2.2、奧氏體形成機(jī)理A的長(zhǎng)大是通過(guò)滲碳體的溶解，C原子在A中的擴(kuò)散以及A兩側(cè)界面向F和Fe3C推移來(lái)進(jìn)行的。

A長(zhǎng)大方向基本垂直于片層和平行于片層。

4s6s8s15sT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CAFe3CFT1CA/Fe3CAAT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A垂直于片層長(zhǎng)大受控于C在A中擴(kuò)散，C在F中擴(kuò)散起促進(jìn)作用。Fe3CFA奧氏體長(zhǎng)大方向平行于片層A平行于片層長(zhǎng)大速度>垂直于片層長(zhǎng)大速度45鋼在735℃加熱10min的組織15000×1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大片狀珠光體

奧氏體向垂直于片層和平行于片層方向長(zhǎng)大.球狀珠光體

奧氏體的長(zhǎng)大首先包圍滲碳體,把滲碳體和鐵素體隔開(kāi),然后通過(guò)A/F界面向鐵素體一側(cè)推移,A/Fe3C界面向Fe3C一側(cè)推移,使F和Fe3C逐漸消失來(lái)實(shí)現(xiàn)長(zhǎng)大的.2.2、奧氏體形成機(jī)理原始組織5S8S15S球狀P向A的轉(zhuǎn)變3.殘余碳化物的溶解

殘余碳化物:

當(dāng)F完全轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，仍有部分Fe3C沒(méi)有轉(zhuǎn)變?yōu)锳，稱為殘余碳化物。∵①A/F界面向F推移速度>A/Fe3C界面向Fe3C推移速度②剛形成的A平均含碳量<P含碳量

殘余碳化物溶解:

由Fe3C中的C原子向A中擴(kuò)散和鐵原子向貧碳Fe3C擴(kuò)散,Fe3C向A晶體點(diǎn)陣改組實(shí)現(xiàn)的.1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大2.2、奧氏體形成機(jī)理AFe3CFT1CA/Fe3CAFT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A3.殘余碳化物的溶解

1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大2.2、奧氏體形成機(jī)理4.奧氏體的均勻化奧氏體的不均勻性：即使Fe3C完全溶解轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，碳在奧氏體中的分布仍然不均勻，表現(xiàn)為原Fe3C區(qū)域碳濃度高，原F區(qū)碳濃度低。奧氏體的均勻化：隨著繼續(xù)加熱或繼續(xù)保溫，以便于碳原子不斷擴(kuò)散，最終使奧氏體中碳濃度均勻一致。奧氏體的形成（以共析鋼為例）奧氏體形核奧氏體長(zhǎng)大殘余Fe3C溶解奧氏體均勻化共析鋼奧氏體化過(guò)程奧氏體轉(zhuǎn)變的類型由珠光體類(平衡組織)向奧氏體轉(zhuǎn)變由馬氏體類(非平衡組織)向奧氏體轉(zhuǎn)變0.12C-3.5Ni-0.35Mo鋼720℃保溫10s后形成的兩種A針狀球狀一.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)2.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)1、奧氏體轉(zhuǎn)變量圖730℃750℃790℃

奧氏體量（％）時(shí)間(S)100500共析鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變量與時(shí)間的關(guān)系——奧氏體轉(zhuǎn)變量與溫度，時(shí)間的關(guān)系由圖可見(jiàn)：（1）A轉(zhuǎn)變有孕育期,（2）A轉(zhuǎn)變速度先增后減，轉(zhuǎn)變量50％時(shí)最大（3）T↗，孕育期↘，轉(zhuǎn)變速度↗（4）此曲線僅表示P→A轉(zhuǎn)變剛結(jié)束。730℃750℃790℃

奧氏體量（％）時(shí)間(S)100500共析鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變量與時(shí)間的關(guān)系一.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)

2、等溫轉(zhuǎn)變圖(TTA)—TimeTemperatureAustenitization800750700溫度/℃t/s730750790T/℃

奧氏體量（％）100500——奧氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始線——奧氏體轉(zhuǎn)變完成線PP+AATTA圖的說(shuō)明不均勻A均勻AP+AA+Fe3CPT(s)T/℃可見(jiàn)：殘余A的溶解，特別是成分均勻化所需時(shí)間最長(zhǎng)。Ac112341—A轉(zhuǎn)變開(kāi)始線2—A轉(zhuǎn)變終止線3—?dú)堄郌e3C溶解終止線4—A均勻化終止線0101102103104二.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)分析

1、形核率

3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)σ－新舊相間的比界面能△GV－體積自由能差

ES－體積應(yīng)變能Q-擴(kuò)散激活能,W-臨界形核功T↗，I↗，其原因：T↗，A形核所需的濃度起伏減小,T↗，W↘,exp（－W/KT）↗T↗，exp（－Q/KT）↗，即能克服能壘進(jìn)行擴(kuò)散的原子數(shù)↗T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT2二.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)分析

2、A長(zhǎng)大線速度假設(shè)：①忽略F和Fe3C中的濃度梯度②相界面處維持局部平衡③C在A中擴(kuò)散達(dá)準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)導(dǎo)出，相界面推移速度為：3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)1)T↗，G↗FFe3CAT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CD—C在A中擴(kuò)散系數(shù)，dC/dx—A中濃度梯度△CB—兩相在界面上的濃度差討論：2)GA→FGF→A>CA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C☆綜上所述，和過(guò)冷情況下的結(jié)晶過(guò)程不同，A形成時(shí)，

T↗（或過(guò)熱度△T↗），始終有利于A的形成?！郥↗，A形成速度↗公式應(yīng)用：估算某一溫度下A向F（或Fe3C）的移動(dòng)速度。當(dāng)A形成溫度為780℃時(shí)∴F先消失，剩余碳化物T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C轉(zhuǎn)變溫度↗，殘余碳化物量↗三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素溫度、成分、原始組織1、溫度的影響3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)T↗，I↗，G↗，且I↗>G↗各種因素中，T的影響作用最強(qiáng)烈2、原始組織的影響片狀P轉(zhuǎn)變速度>球狀P薄片較厚片轉(zhuǎn)變快3、碳含量的影響C％↗，A形成速度↗，三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素溫度、成分、原始組織4、合金元素的影響2.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)（1）對(duì)A形成速度的影響改變臨界點(diǎn)位置，影響碳在A中的擴(kuò)散系數(shù)合金碳化物在A中溶解難易程度的牽制對(duì)原始組織的影響（2）對(duì)A均勻化的影響

合金鋼需要更長(zhǎng)均勻化時(shí)間四.連續(xù)加熱時(shí)A形成動(dòng)力學(xué)2.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)

連續(xù)轉(zhuǎn)變圖

V1

＜V2＜V3不均勻A均勻AP+AA+Fe3CPt/sT/℃V3V2V1Ac1四.連續(xù)加熱時(shí)A形成動(dòng)力學(xué)3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：（1）加熱速度↗，臨界點(diǎn)↗，（2）轉(zhuǎn)變?cè)谝粋€(gè)溫度范圍內(nèi)完成，（3）形成速度隨加熱速度↗而↗，（4）A起始晶粒度隨加熱速度速度↗而細(xì)化，（5）A成分不均勻性隨加熱速度↗而↗。V1V3

＜V2

＜V1不均勻A均勻AP+AA+Fe3CPt/sT/℃V3V2Ac1一.奧氏體晶粒度2.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制n=2N-1

概念:起始晶粒度、n0=(I/G)1/2

實(shí)際晶粒度、本質(zhì)晶粒度應(yīng)用:晶粒細(xì)化處理5～8級(jí)的鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒度的鋼1～4級(jí)的鋼為本質(zhì)粗晶粒度鋼本質(zhì)粗晶粒度：奧氏體隨溫度的升高迅速長(zhǎng)大的鋼。如經(jīng)錳硅脫氧的鋼、沸騰鋼等本質(zhì)細(xì)晶粒度：奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向小，加熱到較高溫度時(shí)才顯著長(zhǎng)大的鋼。如經(jīng)鋁脫氧的鋼、鎮(zhèn)靜鋼等關(guān)于本質(zhì)晶粒度概念的要點(diǎn)：（1）表征該鋼種在通常熱處理?xiàng)l件下A晶粒長(zhǎng)大的趨勢(shì)，不代表真實(shí)，實(shí)際晶粒大小。（2）本質(zhì)粗晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并不一定粗大，本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并不一定細(xì)小，取決于具體的熱處理工藝有關(guān)。（3）本質(zhì)晶粒度主要與成分和冶煉條件有關(guān)。鋁脫氧的鋼一般為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼；含有Ti，V、Zr、Nb等。（4）是確定熱處理工藝參數(shù)的重要依據(jù)。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼加熱范圍較寬，可以在930度高溫下滲碳后直接淬火，不致引起奧氏體晶粒粗大。二.奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力:——界面能的降低。驅(qū)動(dòng)力大小:F驅(qū)=2σ/R

方向：指向曲率中心abc120°120°σ-比界面能，R-晶界曲率半徑理想界面形態(tài)：界面平直，界面間夾角120°，如b圖晶粒長(zhǎng)大方式：大吃小公式(2-6)的推導(dǎo):圖2-13雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在于A晶粒中。

面積為A的晶界如果移動(dòng)dx距離時(shí)，體系總的Gibbs自由能變化為dGt

，則沿x方向有力P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力。圖2-13中A、B晶粒間的晶界構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。二.奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制晶粒長(zhǎng)大阻力——第二相質(zhì)點(diǎn)的釘扎作用

F阻=3fσ/2r

r-粒子半徑,f–粒子數(shù),σ-比界面能界面θrσσ第二相質(zhì)點(diǎn)越細(xì)小，分散，總阻力↗在加熱轉(zhuǎn)變中，保溫時(shí)間一定時(shí)，隨保溫溫度升高，A晶粒不斷長(zhǎng)大，稱為正常長(zhǎng)大。如圖中曲線1。在加熱轉(zhuǎn)變中，保溫時(shí)間一定時(shí)，隨保溫溫度升高，A晶粒長(zhǎng)大不明顯，必須當(dāng)溫度超過(guò)某一定值后，晶粒才隨溫度升高而急劇長(zhǎng)大，稱為異常長(zhǎng)大，如圖中曲線2。長(zhǎng)大方式1.正常長(zhǎng)大晶界在驅(qū)動(dòng)力P推動(dòng)下勻速前進(jìn)，由經(jīng)典力學(xué)可導(dǎo)出：DA2=Kexp(-Q/KT)τ其中，DA

為長(zhǎng)大中A晶粒平均直徑，K為常數(shù)，τ為時(shí)間，Q為Fe的自擴(kuò)散激活能?？梢?jiàn)在一定溫度T，隨時(shí)間τ↑，DA↑。

2.異常長(zhǎng)大

(1)異常長(zhǎng)大的原因由于溫度T升高，第二相顆粒(碳氮化合物)的溶解，使阻力F=0，而此時(shí)驅(qū)動(dòng)力P卻很大，故晶粒急劇長(zhǎng)大。

(2)異常長(zhǎng)大的特點(diǎn)

長(zhǎng)大到一定程度不在長(zhǎng)大；在長(zhǎng)大過(guò)程中出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。(1)加熱溫度和保溫時(shí)間

T↗,t↗,A晶粒度↗

(2)加熱速度快速加熱并短時(shí)保溫可獲得細(xì)小A晶粒。

(3)第二相顆粒

(4)合金元素

(5)原始組織三.奧氏體晶粒長(zhǎng)大影響因素3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制

影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素(1)加熱溫度和保溫時(shí)間表現(xiàn)為晶界的遷移，實(shí)質(zhì)上是原子在晶界附近的擴(kuò)散過(guò)程。晶粒長(zhǎng)大速度與晶界遷移速率及晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力成正比。

奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時(shí)間的關(guān)系隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。

加熱溫度升高時(shí)，保溫時(shí)間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。（2）加熱速度：加熱速度快，奧氏體實(shí)際形成溫度高，形核率增高，由于時(shí)間短奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度加熱方法加熱速度

/℃/秒加熱溫度（淬火后鐵素體消失的溫度）/℃起始奧氏體晶粒的平均面積/μm2

爐內(nèi)加熱0.0382560282540883030感應(yīng)加熱20087028100090029（3）鋼的碳含量的影響

碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長(zhǎng)大。共析碳鋼最容易長(zhǎng)大。當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時(shí)，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。過(guò)共析碳鋼的加熱溫度一般選在Ac1----Accm

兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。（4）合金元素的影響

Mn，P促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大：

Mn----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)散系數(shù)。強(qiáng)碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔點(diǎn)難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。

AlTiZrVWMoCrSiNiCu

阻礙作用強(qiáng)阻礙作用弱

奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系1----不含鋁的C-Mn鋼2----含Nb-N鋼（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN

----本質(zhì)細(xì)晶粒鋼用Si、Mn脫氧----本質(zhì)粗晶粒鋼主要