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1、第三章,奥氏体与钢在加热过程中的转变,1,本章主要内容,奥氏体的结构、组织、性能奥氏体如何形成的奥氏体等温形成动力学（速度、影响因素）连续加热时奥氏体的形成非平衡组织加热时奥氏体的形成（加热速度、原始组织）A晶粒长大及控制,2,研究奥氏体转变的意义,热处理过程一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的在于改变金属内部组织结构使其满足服役条件所提出的性能要求。欲使材料获得要求的性能，首先要把钢加热，获得A组织（奥氏体化），然后再以不同的方式冷却，发生不同转变，以获得不同的组织。可以控制A转变的条件获得理想的A组织，为后续处理做好组织准备。,3,3.1 奥氏体及其特点,4,奥氏体形成温度范围,奥氏
2、体（Austenite）是碳溶于-Fe所形成的固溶体，存在于共析温度以上，最大碳含量为2.11%,5,（1）奥氏体定义,6,（2）奥氏体的晶体结构,面心立方晶格，碳占据八面体间隙,奥氏体稳定存在的温度与合金元素有关,C在-Fe最大溶解度为2.11wt%，远小于理论值20wt%。（八面体间隙半径5.2x10-2nm，C原子半径7.7x10-2nm)C的溶入使晶格发生点阵畸变，使晶格常数增大。C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏。,7,碳原子的分布特点：,（3）奥氏体微观组织,与原始组织、加热速度以及加热转变程度有关颗粒状经高温保温后，晶粒长大、边界变得平 直化，呈等轴多边形，有些内部有孪晶针状非平衡
3、态含C量低的钢在两相区以适当速度加热,8,（4）奥氏体的性能,硬度、屈服强度均不高塑性好（面心立方，滑移系多），易锻造加工比容小（fcc是最密排的点阵结构），利用此特性可用膨胀仪来测定奥氏体的转变情况扩散系数小，使热强性好，可用作高温用钢导热性差，线膨胀系数较F和Fe3C高一倍顺磁性，可作为无磁性钢,10,问题：钢的平衡组织是什么？,11,3.2 钢的奥氏体等温转变,原始组织：加热之前的组织碳钢的平衡态组织碳钢的非平衡态组织,通过缓慢冷却所得到的珠光体以及先共析铁素体与渗碳体等组织P(pearlite)PF(Ferrite)P Fe3C(Cementite),12,平衡组织,非平衡组织,通过较
4、快的速度进行冷却时获得的组织 如马氏体，贝氏体等。,13,马氏体,贝氏体,3.2.1 奥氏体形成的热力学条件,14,G,两相自由能随温度变化曲线,3.2.1 奥氏体形成的热力学条件,两相自由能差：Gv=G-Gp 0 PA条件是：将P加热到A1以上过热度：转变温度与临界点A1之差（T）过热度越大，驱动力越大，转变速度越快加热速度极慢时：过热度T 0即可发生转变，即A1加热速度较快时：在较大的过热度下才能发生相变，好象临界点提高了。Ac1在一定加热速度下(0.125C/min)实际测得的临界点,15,16,c:Calefactionr:Refrigeration,加热与冷却速度为0.125C/mi
5、n对奥氏体转变临界点的影响,3.2.2 转变机制,当加热至Ac1稍上温度时，由珠光体(铁素体渗碳体)转变为单相奥氏体，即：（Fe3C）,17,0.02C,6.69C,0.77C,体心立方 复杂斜方 面心立方,碳含量：,奥氏体的形成是一个渗碳体的溶解，铁素体到奥氏体的点阵重构以及碳在奥氏体中的扩散的过程,空间点阵：,共析钢的奥氏体形成,转变过程,共析钢转变四个阶段：A形核 长大 Fe3C溶解 A均匀化,18,19,共析钢奥氏体的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s,（1）奥氏体的形核,20,1.均匀形核,临界晶核半径,新相核胚的半径必须大于临界半径系统才能克服势垒的阻碍，新相才能
6、长大,21,2.非均匀形核,晶体缺陷（晶界、亚晶界、空位、位错）,能量起伏、结构起伏、成分起伏最大,原子扩散速度快、相变应力容易松弛,形核容易,奥氏体的形核,形成位置：在F和Fe3C相界面上通过扩散机制形成。原因：1）成分上：在相界面上容易形成A所需的浓度起伏(C%)F0.02%，(C%)Fe3C=6.69%,(C%)A=2.11%（居于F和Fe3C之间）2）能量上：在相界上形核使界面能减小，应变能减小，使热力学条件更容易满足GGv+Gs+GE 能量起伏3）结构上：相界处原子排列不规则结构起伏,22,（2）A核的长大,通过渗碳体的溶解、碳原子的扩散（在A或F中）、A两侧的界面推移（向F和Fe3
7、C）来进行的。注：碳原子的扩散根据原始组织的不同可能取两种形式：1）C在A中扩散 2）C在F中扩散,23,A长大是通过/界面和/Fe3C界面分别向和Fe3C迁移来实现的。由于/界面向的迁移远比/Fe3C界面向Fe3C界面迁移来得快，因此当已完全转变为后，仍然有一部分Fe3C没有溶解，称为残留Fe3C。,24,25,1.实验现象：1)F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变 2)测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77%2.原因：Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在CA-F与CA-Fe3C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓度，即(CA-F+CA-Fe3C)/2低于S点成分。当F全部转变
8、为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中!,（3）残留渗碳体的溶解,（4）A均匀化,渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原来为渗碳体区域C含量高；原来为铁素体的区域含量低，保温通过C的扩散使A中C分布均匀。,26,27,3.2.3 转变动力学,形成动力学形成速度 即奥氏体的转变量与温度和时间的关系本节讨论共析钢和亚共析钢的等温形成动力学,28,一、共析钢A等温形成动力学,1.等温形成动力学图时间温度转变量关系图,动力学曲线,共析钢等温形成动力学图,29,2.共析钢等温转变动力学图特点,1）转变需要孕育期2）曲线呈S型 初期：速度随时间加快；50%后：速度下降3）随温
9、度升高，孕育期缩短 速度加快,30,3.影响珠光体转变为奥氏体的因素,温度:形核率与线长大速度随温度升高而增加碳含量：奥氏体形成速度随C%增加而增加原始组织:P中Fe3C片厚度和颗粒大小影响A形成过程及形成速度.片状大于颗粒状；片层越小，速度越大合金元素：改变临界点位置、影响C扩散速度；形成各种碳化物（K）,31,二、亚共析钢A等温形成动力学,共析钢临界点以上为单相区加热前组织为P亚共析钢临界点以上为两相区加热前组织为FP,32,1.两相区转变的三个阶段,A在F与P交界面形核后，快速长进P,直到P全部转变为A为止。A向先共析F慢速长进。转变停止时为两相组织，等温温度越高，未转变的F量越少。A与
10、F间的最后平衡。结论：亚共析钢在两相区的转变与共析钢相比 在相同温度下的转变要慢得多。,33,2.亚共析钢A转变的特点,珠光体先转变为奥氏体。受C原子在奥氏体中扩散控制，速度较快。奥氏体向铁素体界面推移，使F慢慢转变为A。受C在铁素体中扩散所控制。C原子作较长距离的扩散，形成速度极慢。转变速度与碳含量有关，碳含量越高，转变速度越快（因为先共析铁素体含量越少）。,34,0.1%C钢奥氏体等温形成图 共析钢的等温形成图,35,3.3 连续加热时奥氏体的形成,钢件在实际加热时，A是在连续加热过程中形成。即在A形成过程中，温度还将不断升高。叫做非等温转变或连续加热转变,T1,T2,36,3.3.1 连
11、续转变动力学图,共析钢连续加热A转变动力学图 共析钢A等温转变动力学图,v1v2v3v4,37,3.3.2 转变特点,在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度增大而升高相变是在一个温度范围内完成的（速度越快，范围越宽）A形成速度随加热速度增加而加快快速连续加热时形成的A成分不均匀性增大可以获得超细晶粒（形核率和形核位置）,38,3.4 奥氏体晶粒长大及其控制,A晶粒大小将影响冷却时的转变和转变所得的组织与性能。细小的A晶粒将有利于获得优良的性能Hall-Petch关系：s=i+Kyd-1/2,s 屈服强度 i 抵抗位错在晶粒中运动的摩擦阻力，Ky常数，d晶粒直径,超细奥氏体结构的应用,日本某钢
12、铁公司开发出粒径约为23m的高强度棒钢的疲劳强度比粒径为20m的钢的抗疲劳强度提高1530。通过晶粒微细化可提高钢材的强度。奥氏体晶粒维持微细状态，强度可高达2500 MPa。细化晶粒还可显著提高钢材的耐蚀性。,39,40,3.5 非平衡组织奥氏体的形成,非平衡组织淬火组织及淬火后并不充分回火组织：淬火马氏体，回火马氏体，贝氏体等。非平衡组织奥氏体化时，因成分和加热条件不同，可能同时得到针状或颗粒状两种形态奥氏体晶粒。,颗粒状Ag,针状Aa,（一）针状A晶粒的形成及长大,钢的成分：低、中碳钢形成温度：在Ac1Ac3之间形核位置：小角晶界上（原始M板条之间形成）在形成Aa同时也会形成Ag,M束,
13、低碳板条马氏体,M板条间的Aa和M板条束间的Ag,Aa的形成机制,形核：Aa核在板条条界上、碳化物旁形成。由于板条条界是小角晶界，故Aa核可以与两侧均形成共格或半共格晶界，保持KS关系。由于共格或半共格界面能量低，故形核功小，在不大的过热度下即可形成。长大：形核后依靠碳化物的溶解与碳在F与A中的扩散而长大。但因核两侧均为共格或半共格晶界，活动性差，而条界又可以提供长大所需的碳原子，故沿条界长大速度大，长成针状A。合并:由于同一板条束内的Aa均具有相同的空间取向，故相遇时合并成一个大颗粒状A（组织遗传）。,针状A形成示意图,针状A晶粒合并长大示意图,组织遗传,二、颗粒状A(Ag)的形成与长大,在
14、淬火组织已经发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，或板条马氏体束界及块界形成）形成温度：随过热度增大，形核率增加，通常在Ac3附近形成加热速度越快，形核率增大,颗粒状A形成机制,形核在原A晶界上碳化物旁边形成。新形成的核与一侧保持共格或半共格关系,界面能低，两者之间存在一定位向关系，而另一侧无共格联系，界面能高。故Ag形核功高，必须在较大的过热度下才能形成。A核形成后，依靠碳化物溶解，碳在F与A中的扩散而长大。由于非共格晶界活动性大，而共格与半共格晶界活动性小，故只有Ag核的非共格晶界一侧向母相推进，形成球冠状晶粒而另一侧保持平直。,颗粒状A形成示意图,奥氏体形态与加热速
15、度的关系,慢速：12C/min快速：1000C/s中速：介于慢速与快速之间,加热速度对非平衡态钢A转变组织的影响,v1v2v3v4v5,组织遗传现象及控制,组织遗传：非平衡粗晶有序组织（马氏体，贝氏体等）在一定加热条件下所形成的奥氏体晶粒继承或恢复原始粗大晶粒的现象形成条件：出现在非平衡组织的钢中。慢速或快速加热会导致组织遗传控制途径：较快速或中速加热；退火或高温回火消除非平衡组织,淬火马氏体 回火马氏体,56,本章重点,A的结构、组织、性能A形成过程的四个阶段A等温形成动力学的特点，共析钢与亚共析钢对比。晶粒长大及其影响因素难点：针状奥氏体的形成机理,57,3.3.1 连续转变动力学图,共析
16、钢连续加热A转变动力学图 共析钢A等温转变动力学图,v1v2v3v4,58,3.3.2 转变特点,在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度增大而升高相变是在一个温度范围内完成的（速度越快，范围越宽）A形成速度随加热速度增加而加快快速连续加热时形成的A成分不均匀性增大可以获得超细晶粒（形核率和形核位置）,59,3.4 奥氏体晶粒长大及其控制,A晶粒大小将影响冷却时的转变和转变所得的组织与性能。细小的A晶粒将有利于获得优良的性能Hall-Petch关系：s=i+Kyd-1/2,s 屈服强度 i 抵抗位错在晶粒中运动的摩擦阻力，Ky常数，d晶粒直径,超细奥氏体结构的应用,日本某钢铁公司开发出粒径约为
17、23m的高强度棒钢的疲劳强度比粒径为20m的钢的抗疲劳强度提高1530。通过晶粒微细化可提高钢材的强度。奥氏体晶粒维持微细状态，强度可高达2500 MPa。细化晶粒还可显著提高钢材的耐蚀性。,60,61,晶粒度级别图 1-8级,62,3.4.1 晶粒度概念及晶粒长大现象,（一）晶粒度 设n为放大100倍时每平方英寸in2面积内的晶粒数，则下式中N即为晶粒度。n=2 N-1晶粒越细，N越大。起始晶粒：加热转变终了时所得的A晶粒实际晶粒：长大到冷却开始时的A晶粒本质晶粒：930C保温38小时所得的晶粒14级：本质粗晶粒钢，58级本质细晶粒钢,63,加热温度对A晶粒尺寸的影响,64,（二）晶粒长大现
18、象,加热转变终了后，随温度进一步升高，时间继续延长，A晶粒将不断长大的现象。晶粒长大是一自发过程。因为晶粒越大，单位体积内晶粒数越少，晶界面积越小，界面能越小。正常长大：随温度升高，A不断长大异常长大：当温度升高到超过某一定值后晶粒随温度升高急剧长大。,65,晶粒尺寸与保温时间关系 晶粒尺寸与加热温度关系,66,3.4.2 A晶粒长大机理,长大方式：通过界面迁移而长大驱动力：来自A晶界的界面能。A晶粒的长大将导致界面能降低 P2/RP驱动力，R球面晶界曲率半径，界面能晶粒越小，界面能越大，长大驱动力越大,67,3.4.3影响A长大的因素（I）,一、温度、时间、加热速度 Dk1/2 D晶粒平均直径，k与材料和温度有关的常数，加热时间，Q-Fe的扩散激活能过热：晶粒过分长大（在晶界上未发生晶界弱化）的现象过烧：温度过高，A晶粒长大而且在晶界上发生了某些使晶界弱化的变化,68,混晶,正常长大,
