奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變課件

第三章奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變1本章主要內(nèi)容奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織、性能奧氏體如何形成的奧氏體等溫形成動力學(xué)（速度、影響因素）連續(xù)加熱時奧氏體的形成非平衡組織加熱時奧氏體的形成（加熱速度、原始組織）A晶粒長大及控制2研究奧氏體轉(zhuǎn)變的意義熱處理過程一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成，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。可以控制A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。33.1奧氏體及其特點(diǎn)4奧氏體形成溫度范圍奧氏體（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%5

（1）奧氏體定義6、、、、、、、、、、、、、、（2）奧氏體的晶體結(jié)構(gòu)面心立方晶格，碳占據(jù)八面體間隙奧氏體穩(wěn)定存在的溫度與合金元素有關(guān)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5.2x10-2nm，C原子半徑7.7x10-2nm)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。7碳原子的分布特點(diǎn)：（3）奧氏體微觀組織與原始組織、加熱速度以及加熱轉(zhuǎn)變程度有關(guān)顆粒狀－經(jīng)高溫保溫后，晶粒長大、邊界變得平直化，呈等軸多邊形，有些內(nèi)部有孿晶針狀－非平衡態(tài)含C量低的鋼在兩相區(qū)以適當(dāng)速度加熱8（4）奧氏體的性能硬度、屈服強(qiáng)度均不高塑性好（面心立方，滑移系多），易鍛造加工比容?。╢cc是最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)），利用此特性可用膨脹儀來測定奧氏體的轉(zhuǎn)變情況擴(kuò)散系數(shù)小，使熱強(qiáng)性好，可用作高溫用鋼導(dǎo)熱性差，線膨脹系數(shù)較F和Fe3C高一倍順磁性，可作為無磁性鋼10

問題：鋼的平衡組織是什么？113.2鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變原始組織：加熱之前的組織碳鋼的平衡態(tài)組織碳鋼的非平衡態(tài)組織

通過緩慢冷卻所得到的珠光體以及先共析鐵素體與滲碳體等組織P(pearlite)P＋F(Ferrite)P＋Fe3C(Cementite)12γ平衡組織非平衡組織通過較快的速度進(jìn)行冷卻時獲得的組織如馬氏體，貝氏體等。13馬氏體貝氏體3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件14Gγ兩相自由能隨溫度變化曲線3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件兩相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0P

A條件是：將P加熱到A1以上過熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差（ΔT）過熱度越大，驅(qū)動力越大，轉(zhuǎn)變速度越快加熱速度極慢時：過熱度ΔT＞0即可發(fā)生轉(zhuǎn)變，即A1加熱速度較快時：在較大的過熱度下才能發(fā)生相變，好象臨界點(diǎn)提高了。Ac1－在一定加熱速度下(0.125oC/min)實(shí)際測得的臨界點(diǎn)1516c:Calefactionr:Refrigeration加熱與冷卻速度為0.125oC/min對奧氏體轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)的影響3.2.2轉(zhuǎn)變機(jī)制

當(dāng)加熱至Ac1稍上溫度時，由珠光體(鐵素體＋滲碳體)轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體，即：（α

＋Fe3C）γ17Ac1以上加熱0.02％C

6.69％C

0.77％C

體心立方復(fù)雜斜方面心立方碳含量：奧氏體的形成是一個滲碳體的溶解，鐵素體到奧氏體的點(diǎn)陣重構(gòu)以及碳在奧氏體中的擴(kuò)散的過程空間點(diǎn)陣：共析鋼的奧氏體形成轉(zhuǎn)變過程共析鋼轉(zhuǎn)變四個階段：

A形核長大Fe3C溶解A均勻化1819共析鋼奧氏體的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s（1）奧氏體的形核201.均勻形核臨界晶核半徑新相核胚的半徑必須大于臨界半徑系統(tǒng)才能克服勢壘的阻礙，新相才能長大212.非均勻形核晶體缺陷（晶界、亞晶界、空位、位錯）能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏最大原子擴(kuò)散速度快、相變應(yīng)力容易松弛形核容易奧氏體的形核形成位置：在F和Fe3C相界面上通過擴(kuò)散機(jī)制形成。原因：1）成分上：在相界面上容易形成A所需的濃度起伏

(C%)F＝0.02%，(C%)Fe3C=6.69%,(C%)A=2.11%（居于F和Fe3C之間）2）能量上：在相界上形核使界面能減小，應(yīng)變能減小，使熱力學(xué)條件更容易滿足ΔG＝－ΔGv+ΔGs+ΔGE能量起伏3）結(jié)構(gòu)上：相界處原子排列不規(guī)則—結(jié)構(gòu)起伏22（2）A核的長大通過滲碳體的溶解、碳原子的擴(kuò)散（在A或F中）、A兩側(cè)的界面推移（向F和Fe3C）來進(jìn)行的。注：碳原子的擴(kuò)散根據(jù)原始組織的不同可能取兩種形式：

1）C在A中擴(kuò)散

2）C在F中擴(kuò)散23

A長大是通過γ/α界面和γ/Fe3C界面分別向α和Fe3C遷移來實(shí)現(xiàn)的。由于γ/α界面向α的遷移遠(yuǎn)比γ/Fe3C界面向Fe3C界面遷移來得快，因此當(dāng)α已完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣煤?，仍然有一部分Fe3C沒有溶解，稱為殘留Fe3C。24251.實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象：

1)F消失時，組織中的Fe3C還未完全轉(zhuǎn)變

2)測定后發(fā)現(xiàn)A中含碳量低于共析成分0.77%2.原因：

Fe-Fe3C相圖上ES線斜度大于GS線，S點(diǎn)不在CA-F與CA-Fe3C中點(diǎn)，而稍偏右。所以A中平均碳濃度，即(CA-F+CA-Fe3C)/2低于S點(diǎn)成分。當(dāng)F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，多余的碳即以Fe3C形式存在。繼續(xù)保溫，能使未溶碳滲體溶入A中!

（3）殘留滲碳體的溶解（4）A均勻化

滲碳體溶解完后，A成分是不均勻的，原來為滲碳體區(qū)域C含量高；原來為鐵素體的區(qū)域含量低，保溫通過C的擴(kuò)散使A中C分布均勻。26273.2.3轉(zhuǎn)變動力學(xué)

形成動力學(xué)－形成速度即奧氏體的轉(zhuǎn)變量與溫度和時間的關(guān)系本節(jié)討論共析鋼和亞共析鋼的等溫形成動力學(xué)28一、共析鋼A等溫形成動力學(xué)1.等溫形成動力學(xué)圖

時間－溫度－轉(zhuǎn)變量關(guān)系圖動力學(xué)曲線共析鋼等溫形成動力學(xué)圖292.共析鋼等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖特點(diǎn)

1）轉(zhuǎn)變需要孕育期

2）曲線呈S型初期：速度隨時間加快；

50%后：速度下降

3）隨溫度升高，孕育期縮短速度加快303.影響珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的因素溫度:形核率與線長大速度隨溫度升高而增加碳含量：奧氏體形成速度隨C%增加而增加原始組織:P中Fe3C片厚度和顆粒大小影響A形成過程及形成速度.片狀大于顆粒狀；片層越小，速度越大合金元素：改變臨界點(diǎn)位置、影響C擴(kuò)散速度；形成各種碳化物（K）31二、亞共析鋼A等溫形成動力學(xué)共析鋼

臨界點(diǎn)以上為單相區(qū)加熱前組織為P

亞共析鋼臨界點(diǎn)以上為兩相區(qū)加熱前組織為F＋P321.兩相區(qū)轉(zhuǎn)變的三個階段A在F與P交界面形核后，快速長進(jìn)P,直到P全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳為止。A向先共析F慢速長進(jìn)。轉(zhuǎn)變停止時為兩相組織，等溫溫度越高，未轉(zhuǎn)變的F量越少。A與F間的最后平衡。結(jié)論：亞共析鋼在兩相區(qū)的轉(zhuǎn)變與共析鋼相比

在相同溫度下的轉(zhuǎn)變要慢得多。332.亞共析鋼A轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)珠光體先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。受C原子在奧氏體中擴(kuò)散控制，速度較快。奧氏體向鐵素體界面推移，使F慢慢轉(zhuǎn)變?yōu)锳。受C在鐵素體中擴(kuò)散所控制。C原子作較長距離的擴(kuò)散，形成速度極慢。轉(zhuǎn)變速度與碳含量有關(guān)，碳含量越高，轉(zhuǎn)變速度越快（因?yàn)橄裙参鲨F素體含量越少）。340.1%C鋼奧氏體等溫形成圖共析鋼的等溫形成圖353.3連續(xù)加熱時奧氏體的形成鋼件在實(shí)際加熱時，A是在連續(xù)加熱過程中形成。即在A形成過程中，溫度還將不斷升高。－叫做非等溫轉(zhuǎn)變

或連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變T1T2363.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖共析鋼A等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖v1<v2<v3<v4373.3.2轉(zhuǎn)變特點(diǎn)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相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的（速度越快，范圍越寬）A形成速度隨加熱速度增加而加快快速連續(xù)加熱時形成的A成分不均勻性增大可以獲得超細(xì)晶粒（形核率和形核位置）383.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能Hall-Petch關(guān)系：σs=σi+Kyd-1/2

原有材料超細(xì)奧氏體小大晶粒的微細(xì)化大小屈服強(qiáng)度σs

－屈服強(qiáng)度σi－抵抗位錯在晶粒中運(yùn)動的摩擦阻力，

Ky－常數(shù)，d－晶粒直徑超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用

日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。

39403.5非平衡組織奧氏體的形成非平衡組織－淬火組織及淬火后并不充分回火組織：淬火馬氏體，回火馬氏體，貝氏體等。非平衡組織奧氏體化時，因成分和加熱條件不同，可能同時得到針狀或顆粒狀兩種形態(tài)奧氏體晶粒。

顆粒狀A(yù)g針狀A(yù)a（一）針狀A(yù)晶粒的形成及長大鋼的成分：低、中碳鋼形成溫度：在Ac1~Ac3之間形核位置：小角晶界上（原始M板條之間形成）在形成Aa同時也會形成Ag

M束低碳板條馬氏體M板條間的Aa和M板條束間的AgAa的形成機(jī)制形核：Aa核在板條條界上、碳化物旁形成。由于板條條界是小角晶界，故Aa核可以與兩側(cè)均形成共格或半共格晶界，保持K－S關(guān)系。由于共格或半共格界面能量低，故形核功小，在不大的過熱度下即可形成。長大：形核后依靠碳化物的溶解與碳在F與A中的擴(kuò)散而長大。但因核兩側(cè)均為共格或半共格晶界，活動性差，而條界又可以提供長大所需的碳原子，故沿條界長大速度大，長成針狀A(yù)。合并:由于同一板條束內(nèi)的Aa均具有相同的空間取向，故相遇時合并成一個大顆粒狀A(yù)（組織遺傳）。針狀A(yù)形成示意圖針狀A(yù)晶粒合并長大示意圖組織遺傳二、顆粒狀A(yù)(Ag)的形成與長大在淬火組織已經(jīng)發(fā)生一定分解后形成形成位置：在大角晶界（容易在原A晶界形成，或板條馬氏體束界及塊界形成）形成溫度：隨過熱度增大，形核率增加，通常在Ac3附近形成加熱速度越快，形核率增大顆粒狀A(yù)形成機(jī)制形核在原A晶界上碳化物旁邊形成。新形成的核與一側(cè)保持共格或半共格關(guān)系,界面能低，兩者之間存在一定位向關(guān)系，而另一側(cè)無共格聯(lián)系，界面能高。故Ag形核功高，必須在較大的過熱度下才能形成。A核形成后，依靠碳化物溶解，碳在F與A中的擴(kuò)散而長大。由于非共格晶界活動性大，而共格與半共格晶界活動性小，故只有Ag核的非共格晶界一側(cè)向母相推進(jìn)，形成球冠狀晶粒而另一側(cè)保持平直。顆粒狀A(yù)形成示意圖奧氏體形態(tài)與加熱速度的關(guān)系慢速：1－2oC/min快速：＞1000oC/s中速：介于慢速與快速之間加熱速度對非平衡態(tài)鋼A轉(zhuǎn)變組織的影響v1>v2>v3>v4>v5組織遺傳現(xiàn)象及控制組織遺傳：非平衡粗晶有序組織（馬氏體，貝氏體等）在一定加熱條件下所形成的奧氏體晶粒繼承或恢復(fù)原始粗大晶粒的現(xiàn)象形成條件：出現(xiàn)在非平衡組織的鋼中。慢速或快速加熱會導(dǎo)致組織遺傳控制途徑：較快速或中速加熱；退火或高溫回火消除非平衡組織

淬火馬氏體回火馬氏體56本章重點(diǎn)A的結(jié)構(gòu)、組織、性能A形成過程的四個階段A等溫形成動力學(xué)的特點(diǎn)，共析鋼與亞共析鋼對比。晶粒長大及其影響因素難點(diǎn)：針狀奧氏體的形成機(jī)理573.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖共析鋼A等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)圖v1<v2<v3<v4583.3.2轉(zhuǎn)變特點(diǎn)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相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的（速度越快，范圍越寬）A形成速度隨加熱速度增加而加快快速連續(xù)加熱時形成的A成分不均勻性增大可以獲得超細(xì)晶粒（形核率和形核位置）593.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能Hall-Petch關(guān)系：σs=σi+Kyd-1/2

原有材料超細(xì)奧氏體小大晶粒的微細(xì)化大小屈服強(qiáng)度σs

－屈服強(qiáng)度σi－抵抗位錯在晶粒中運(yùn)動的摩擦阻力，

Ky－常數(shù)，d－晶粒直徑超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用

日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。

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晶粒度級別圖1-8級623.4.1晶粒度概念及晶粒長大現(xiàn)象（一）晶粒度設(shè)n為放大100倍時每平方英