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1、第一章 奥氏体相变,1、A形成概述,返回,一. 奥氏体形成的热力学条件,G = V Gv + S + V - Gd,S新相表面积； 新相单位表面积界面能； V新相体积； 新相单位体积的应变能 - 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GV 0，才能得到G0。所以相变必须在高于 A1 的某一温度下才能发生。,加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm 冷却时临界点加注r ：Ar1 Ar3 Arcm,图2-4 以0.125/min加热和冷却时，Fe-C相图中临界点的移动,二.A的组织结构和性能,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
2、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,奥氏体的单胞,1.组织结构,（面心立方 Face Centered Cubic）,Fe-C 相图,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。,奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变,2、A的形成机理,奥氏体的形成过程可分成四个阶段：
3、（1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化,（1）奥氏体的形核,形核的成分、结构条件,形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： 相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有利于相变对能量的要求。 相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度，况且碳原子沿界面扩散较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。 相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由BCC改组成FCC。,（2）奥氏体的长大,图2-6 相界面上的碳浓度及扩散,奥氏体晶核的长大速度,相图,由式（2-2）可知，奥氏体晶
4、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。,（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。,3 奥氏体 等温形成 动力学曲线,N = C exp(-G*/kT)exp(-Q/kT) = (2-
5、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，= 1.38X10-23 J/K T - 绝对温度 N - 形核率，单位 1/(mm3 s) 与结晶不同的是，PA的相变，是在升高温度下进行的相变。 温度升高时， G* ，从而形核率 N 增大。,奥氏体形核率,奥氏体线长大速度,碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼乌斯方程(Arrhenius) G - 长大线速度，单位 mm/s dC/dxA中C的浓度梯度 温度升高时，D , dC/dx , C , Ck 从而线长大速度G增大。,由（2-2）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度
6、的比值。例如，当A形成温度为780时 A向F的推移速度,A向Fe3C中的推移速度,表2-1 转变温度对奥氏体形核率与长大速度的影响, 4 连续加热时奥氏体的形成特点,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。见图 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。,5 奥氏体晶粒长大及其控制,一 . 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。
7、晶粒度级别与晶粒大小的关系 n = 2N-1 n - X100倍时，晶粒数 / in2 N - 晶粒度级别,图2-10 X100倍 晶粒度,奥氏体晶粒度： 起始晶粒度 - 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。起始晶粒一般很细小，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。,图2-11 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响,二. 奥氏体晶粒长大机制 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。,图2-12 球面晶界长大驱动力示意图,(2) 晶界迁移阻力,图2-19 Zener微粒钉扎晶界模型,第
8、二相粒子晶界迁移阻力 晶界向右迁移时，奥氏体晶界面积将增加，所受的最大阻力为：,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。,(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。,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。,
9、三. 影响奥氏体晶粒长大的因素,(1) 加热温度和保温时间,（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。 如果长时间保温，由于起始晶粒细小，及实际形成温度高， 奥氏体晶粒很容易长大。,（3）钢的碳含量的影响 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
10、保留一定的残留渗碳体。,（4）合金元素的影响,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 - 本质粗晶粒钢,6 钢的组织遗传,断口遗传：有过热组织的钢材，重新加热淬火后，虽能使奥氏体晶粒细化，但有时仍出现粗大颗粒状断口。,钢的组织遗传性：原始为过热非平衡组织(马氏体,贝氏体,魏氏组织),经一定的加热和冷却后,所形成的晶粒组织恢复了原始粗大晶粒组织. 这种恢复包括晶粒尺寸,形状及位向.,组织遗传性是否出现和以下几个因素有关:,和加热前原始组织的类型有关： 铁素体和珠光体等平衡组织
11、不会出现组织遗传性； 马氏体或贝氏体等非平衡组织则有出现组织遗传的可能。,2.和加热速度以及加热温度有关 马氏体等非平衡组织加热速度较慢时, 易使奥氏体晶粒与原始组织晶粒大小成遗传关系, 较快的加热速度(100150 / min) , 以及超过临界点较高的加热温度均可改变粗晶粒的组织遗传, 生成晶粒细小的奥氏体组织。,3. 有些经过某种处理后的零件, 提高加热温度和速度, 增加保温时间可以消除组织遗传性的不利影响, 增加其有利作用, 使晶粒更为细小,性能更为优良。,在热处理过程中, 可以利用这些规律 对于一般的钢材, 控制加热温度在临界点上30-50 , 获得细小的奥氏体组织, 根据要求适当冷却, 以保证晶粒细小; 对一些有特殊要求的合金钢, 可以提高加热温度, 并进行二次淬火,以获得更为细小的马氏体组织, 极大的提高材料的力学性能。,组织遗传的产生原因-固态相变的产物与母相间或多或少地保持一定的晶体学关系。,消除、防止组织遗传性的方法： 进行中间处理 安排适当的中间正火或退火； 对于遗传性很强的钢种，可作两次以上的退火或“正火十退火”。,多次高温回火处理。,
