奥氏体的形成

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1、45-1第二章 奥氏体的形成2.1 奥氏体及其形成机理2.1.1 奥氏体的结构及其存在范围图 2-1 奥氏体的单胞 奥氏体是碳溶于 -Fe 中的间隙固溶体 碳原子位于八面体间隙中心，即 FCC晶胞的中心或棱边的中点 八面体间隙半径 0.52 碳原子半径 0.77 点阵畸变45-2图 2-2 Fe-C 相图 奥氏体相区：NJESGN包围的区域GS线 - A3线ES线 - Acm线PSK线 - A1线 碳在奥氏体中的最大溶解度为 2.11wt% (10at%) 碳原子的溶入使 -Fe的点阵畸变，点阵常数随碳含量的增加而增大45-32.1.2 奥氏体的性能 奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺磁

2、性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥氏体含量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。 奥氏体的导热系数较小，仅比渗碳体大。为避免工件的变形，不宜采用过大的加热速度。 奥氏体塑性很好，S 较低，易于塑性变形。故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行。45-42.1.3 奥氏体形成的热力学条件图 2-3 自由能和温度关系图G = Gv + Gs+ Gve (2-1) - Gd - 在晶体缺陷处形核引起的自由能降低 相变必须在一定的 过热度 T下，使得 GVCr-，浓度差 dC = Cr-k-Cr-将在奥氏体内产生扩散Cr-Cr- ； Cr-k Cr-k相界面上的平衡浓度被打破为了 恢复并

3、维持相界面上的平衡浓度点阵重构，向方向长大，Cr- Cr-Fe3C向中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k Cr-k45-14 奥氏体晶核的长大速度界面上的碳浓度差界面上的碳浓度差小晶粒厚度为生成的中的浓度梯度碳在中的扩散系数碳在其中：CFeCCCCCCdxCCdCdxdCDCCdxdCDCdxdCDCdxdCDGGGKKKrKrKkk3/;)22()11(11=+=+=+=45-15 由式（2-2 ）可知，奥氏体晶核的长大速度与 碳 在奥氏体中的 浓度梯度成正比 ，而与相界面上的 碳浓度差成反比。 由于 /Fe3C相界面的碳浓度差 Ck较大， Fe3C本身复杂的晶体结构，使得奥氏体向渗碳体方

4、向的长大速度远比向铁素体方向为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快得多， 铁素体先消失，而渗碳体有剩余。45-16（ 3）剩余渗碳体的溶解 剩余渗碳体借助于 Fe、 C原子的扩散进一步溶解。（ 4）奥氏体成分的均匀化 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度低。 通过 Fe、 C原子在新形成奥氏体中的扩散，实现奥氏体成分的均匀化。45-172.2 奥氏体形成的动力学2.2.1 形核率 为了满足形核的热力学条件，需依靠能量起伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获得能量涨落的 几率因子 exp(-G*/kT) 成正比。 为了达到奥氏体晶核对 成分的要求，需要原子越过能垒，经 扩散富

5、集到形核区，所以应与原子扩散的 几率因子 exp(-Q/kT) 成正比。45-18N = C exp(-G*/kT)exp(-Q/kT) (2-3)式中 : C - 常数G*- 临界形核功Q - 扩散激活能k - 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23J/KT - 绝对温度N - 形核率，单位 1/(mm3s) 与结晶不同的是，P A的相变，是在升高温度下进行的相变。 温度升高时， G*，Q ，从而形核率 N 增大。45-192.2.2 奥氏体线长大速度)22()11( += KCCdxdCDG 碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)阿累尼乌斯方程 (Arrhenius)G -

6、长大线速度，单位 mm/s 温度升高时，D , dC , C , C k从而线长大速度G 增大。45-202.2.3 奥氏体等温形成动力学曲线 设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊 -迈尔方程（ Johnson-Mehl方程 )：)42()3exp(143= tNGVtVt- 新形成奥氏体的体积分数 转变量达 50%左右时，转变速度最大。 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。45-21图 2-8 奥氏体等温形成动力学曲线 形成温度升高， N的增长速率高于 G的增长速率， N/G增大，可获得细小的 起始晶粒度 。 形成温度升高，G/G k增大，铁素体消失时

7、，剩余渗碳体量增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。45-222.2.4 连续加热时奥氏体的形成特点图 2-9 珠光体向奥氏体转变动力学曲线45-23 奥氏体形成是在一个温度范围内完成的。 随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而转变速度则增大。 随加热速度增大， C， Fe原子来不及扩散，所形成的奥氏体成分不均匀性增大。 快速加热时，奥氏体形成温度升高，可引起奥氏体起始晶粒细化；同时，剩余渗碳体量也增多，形成奥氏体的平均碳含量降低。45-242.2.5 奥氏体形成速度的影响因素 除转变温度 和加热速度 外，还有：（ 1）钢的原始组织状态 原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快

8、。 片状珠光体快于粒状珠光体。45-25（ 2）钢的化学成分 含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe 、 C原子扩散系数增大，从而增高 N和G ，形成速度增大。 碳化物形成元素 Cr， W， Mo， V，阻碍碳的扩散，降低形成速度。 非碳化物形成元素 Ni， Co，加速碳的扩散，增大形成速度。 Mn， Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度。45-262.3 奥氏体晶粒长大及其控制2.3.1 奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分为 8级， 1级最粗， 8级最细， 8级以上为超细晶粒。 晶粒度级别与晶粒大小的关系n = 2N-1(2-5)n - X100倍时，晶

9、粒数 / in2N - 晶粒度级别45-27图 2-10 X100倍 晶粒度Nd (m)1 2502 1773 125488562644731822915.610 1145-28 奥氏体晶粒度有三种： 初始晶粒度 - 奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。初始晶粒一般很细小，大小不均，晶界弯曲。 实际晶粒度 - 钢经热处理后所获得的实际奥氏体晶粒大小。45-29 本质晶粒度 - 表示钢在一定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。在 930 10，保温 38小时后测定：14级 -本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。58级 -本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。45-30图 2-11 加热温度对奥氏

10、体晶粒大小的影响Ac193045-312.3.2 奥氏体晶粒长大机制(1) 晶粒长大的驱动力驱动力来自 总的晶界能的下降 。对于球面晶界 ，有一指向曲率中心的驱动力 P作用于晶界。RP图 2-12 球面晶界长大驱动力示意图。，直晶界，球面曲率半径，如为平比界面能0)62(2=PRRRP45-32 公式 (2-6)的推导 :图 2-13 双晶体中的 A、 B两晶粒，其中 B晶粒呈球状存在于 A晶粒中。 面积为A 的晶界如果移动dx距离时，体系总的 Gibbs自由能变化为 dGt，则沿 x方向有力P作用于晶界上，构成晶界移动的驱动力。图 2-13中 A、 B晶粒间的晶界构成一曲率半径为 R的球面。

11、RdRRdRdxdGAPt2)4(41122=45-33图 2-14 大晶粒吃掉小晶粒示意图 (箭头表示晶界迁移方向 )图 2-15 晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构45-34图 2-16 顶角均为 1200的多边形晶粒图 2-17 三维晶粒的稳定形状 - Kelvin正十四面体45-35图 2-18 大晶粒和小晶粒的几何关系 为保持三晶界交会处的界面张力平衡，交会处的面角应为 120o，晶界将弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶界。 大晶粒将吃掉小晶粒，使总晶界面积减少，总的界面能降低 。45-36(2) 晶界迁移阻力图 2-19 Zener微粒钉扎晶界模型 晶界向右迁移时，奥氏体晶界面积将增

12、加，所受的最大阻力为：第二相微粒的半径第二相微粒的体积分数=rfrfF )72(23max45-37 由式（ 2-7）可知：当第二相微粒所占的体积分数 f 一定时，第二相粒子越细小（ r越小），提供的对晶界迁移的总阻力越大。反之，当第二相微粒粗化时，对晶界迁移的总阻力将会变小。45-38(3) 奥氏体晶粒长大过程图 2-20 奥氏体晶粒长大过程孕育期：温度愈高，孕育期愈短。不均匀长大期：粗细晶粒共存。均匀长大期：细小晶粒被吞并后，缓慢长大。45-392.3.3 影响奥氏体晶粒长大的因素(1) 加热温度和保温时间 表现为 晶界的迁移 ，实质上是原子在晶界附近的 扩散 过程。 晶粒长大速度与 晶界

13、迁移速率 及晶粒长大 驱动力 成正比。晶界移动激活能常数=mmQKRRTQKV )82(exp45-40图 2-21 奥氏体晶粒大小与加热温度、保温时间的关系 随 加热温度升高，奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大。 加热温度升高时， 保温时间 应相应缩短，这样才能获得细小的奥氏体晶粒 。45-41（ 2）加热速度的影响 加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高， 形核率与长大速度之比（ N/G） 随之增大，可以获得细小的 起始晶粒度 。 快速加热并且 短时间保温 可以获得细小的奥氏体晶粒度。 如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加上实际形成温度高，奥氏体晶粒很容易长大。45-42（ 3）钢的

14、碳含量的影响 碳在固溶于奥氏体的情况下， 由于 提高了铁的自扩散系数，将促进晶界的迁移，使 奥氏体晶粒长大。 共析碳钢最容易长大 。 当碳以未溶二次渗碳体形式存在时，由于 其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒 长大。过共析碳钢 的加热温度一般选在 Ac1- Accm两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。45-43（ 4）合金元素的影响 Mn， P 促进奥氏体晶粒长大：Mn - 在奥氏体晶界偏聚，提高 晶界能 ；P - 在奥氏体晶界偏聚，提高 铁的自扩散系数 。 强碳氮化物形成元素 Ti， Nb，V 形成高熔点难溶碳氮化物（如 TiC， NbN），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu阻碍作用强 阻碍作用弱45-44图 2-22 奥氏体晶粒直径与加热温度的关系1 - 不含铝的 C-Mn钢 2 - 含Nb-N 钢（ 5）冶炼方法 用Al 脱氧，可形成 AlN- 本质细晶粒钢 用Si 、 Mn脱氧