奧氏體珠光體鐵素體貝氏體馬氏體

1、結構奧氏體的面心立方點陣具有多個滑移系，使其容易塑性變形，牛產(chǎn)中利用上述性質(zhì)進行鋼的熱變形。又因面心立方點陣是一種最密排的點陣結構，致密度高，所以奧氏體的比熱容最小，奧氏體在與其他組織發(fā)生相互轉變時，會產(chǎn)生體積變化，引起殘余內(nèi)應力和一系列的相變。密排六方、面心立方致密度0.74，體心致密度0.68，性能奧氏體的面心立方結構使其具有良好的塑性、低的屈服強度和硬度。奧氏體中鐵原子激活能大，擴散系數(shù)小，因此奧氏體鋼的熱強性好。線膨脹系數(shù)大導熱性能差奧氏體晶粒度 實際生產(chǎn)中習慣用晶粒度來表示奧氏體晶粒大小。奧氏體晶粒通常分為8級標準評定，1級最粗，8級最紉，超過8級以上者稱為超細晶粒。晶粒度級別N與晶

2、粒大小的關系為：式中，n為放大100倍的視野中每平方英寸(645cm2)所含的平均奧氏體晶粒數(shù)目。奧氏體晶粒越細小爪就越大，N也就越大。1. 起始晶粒度：起始晶粒度是指在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的品粒大小，取決于奧氏體的形核率N和長大速度G。2. 實際晶粒度:實際生產(chǎn)中，各式各樣熱處理工藝處理后得到的奧氏體晶粒大小。3. 本質(zhì)晶粒度：鋼在規(guī)定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。1-4級為本質(zhì)細晶粒，5-8為本質(zhì)粗晶粒。種類顆粒狀奧氏體：奧氏體的組織形態(tài)與原始組織、加熱速度、加熱轉變的程度有關，一般由多邊形等軸晶粒組成，這種形態(tài)也稱為顆粒狀，在晶粒內(nèi)部經(jīng)常可以看到

3、相變孿品。針狀奧氏體:非平衡態(tài)時低碳鋼以適當?shù)乃俣燃訜岬?a十r)兩相區(qū)可得到針狀奧氏體。一般熱處理手冊上列出的實際臨界點數(shù)據(jù)，多是在30-50度/小時的加熱或冷卻速度下測定的。奧氏體等溫形成動力學曲線時間-溫度-奧氏體化圖，簡稱TTA圖奧氏體等溫形成動力學油線指在一定溫度下，奧氏體形成量與等溫時間的關系曲線，常用金相法進行測定。將一紐厚度為12MM的薄片共析碳鋼試樣，在鹽浴中迅速加熱至AC1點以上某一指定溫度，保溫不同時間后在鹽水中急冷至室溫，然后制取金相試樣進行觀察。因加熱轉變所得的奧氏體在快冷時轉變?yōu)轳R氏體，故根據(jù)觀察到的馬氏體量的多少即可了解奧氏體的形成數(shù)量。作出各溫度下奧氏體形成量與

4、保溫時間的關系曲線，即得奧氏體等溫形成動力學曲線。加熱溫度，加熱速度，保溫時間，原始組織，合金成分奧氏體化：1. 形核奧氏體通常在鐵素體與滲碳體界面上通過擴散形成的原因：1.在相界面上形核，容易獲得形成奧氏體所需的濃度起伏、結構起伏和能量起伏。首先，由于鐵索體的含碳量極低(002以下)，滲碳體的含碳量又很高(667)，奧氏體的含碳量介于兩者之間，在相界面上吸附有碳原于，且含量較高，界面擴散速度又較快，容易形成較大的濃度起伏，使相界面某一微區(qū)達到形成奧氏體晶核所需的碳濃度；2.在兩相界面處，原子排列不規(guī)則，容易滿足形核所需的結構起伏；3.界面上能量較高，容易造成能量起伏，以滿足形核功的需求；4.

5、在相界面形核阻力小。因為在界面非均勻形核的形核功較低，一方面增加的界面能減少，因為在新界面形成的同時，會使原有界面部分消失；另一方面，增加的應變能減少(因為原子排列不規(guī)則的相界更容易容納一個新相)。這樣，形核引起的系統(tǒng)自由能總變化會因阻力項的減少，更容易滿足G0的相變熱力學條件。2. 長大奧氏體晶粒的長大是通過C原子的擴散實現(xiàn)的。3. 殘留碳化物的溶解殘留碳化物溶解是通過Fe3C中的碳原子向奧氏體中擴散和鐵原于向貧碳的滲碳體擴散，滲碳體向奧氏體晶體點陣改組來完成的。4. 成分均勻化此公式中參數(shù)直接與溫度相關。l 平衡組織共析鋼的奧氏體化 奧氏體在片狀珠光體中還會沿平行于片層方向長大，此時碳原子

6、有兩種擴散途徑：在奧氏體中進行體擴散；沿著。奧氏體鐵素體相界面進行界面擴散。其中第二種是主要途徑，因為沿界面擴散路途較短，且擴散系數(shù)大。借助這兩種擴散途徑，奧氏體沿平行于片層方向的長大速度要比沿垂直于片層方向的長大速度要高。 綜上所述，奧氏體的長大受碳的擴散所控制，奧氏體中的碳濃度差是奧氏體在鐵索體和滲碳體相界面上形核的必然結果，它是碳擴散并造成相界面推移的驅動力，相界面推移的結果是Fe3C不斷溶解，鐵素體相逐漸轉變?yōu)閵W氏體相。l 平衡組織非共析鋼的奧氏體化 亞共析鋼與過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同，當加熱溫度僅超過AC1而低于AC3或ACCM4時，只能使原始組織中的珠光體轉變?yōu)閵W氏

7、體，仍保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體，這種轉變稱為不完全奧氏體化，是生產(chǎn)上常用的加熱工藝。要獲得均勻的單相奧氏體，非共析鋼的加熱溫度必須超過AC1或A Ccm并保溫足夠時間，即非共析鋼的完全奧氏體化包括兩個過程，首光是珠光體的奧氏體化，然后是先共析相的奧氏體化。 需要注意的是，過共析鋼中的光共析滲碳體的進一步溶解與共析鋼轉變時的第三階段沒有差別。但由于先析滲碳體較為粗大，需要溶解的數(shù)量也多于共析鋼，因此，需要更高的溫度和更長的保溫時間來完成先析滲碳體的溶解，在此過程中奧氏體品粒會迅速粗化，嚴重影響冷卻轉變所得組織的性能，因此過共析鋼加熱大多采用的是不完全奧氏體化，即加熱獲得的是奧氏體體滲

8、碳體兩相混合物，并且加熱前要對原始組織做球化處理。對于亞共析鋼和過共析鋼，室溫下的平衡組織分別為(珠光體十鐵索體)和(珠光體十滲碳體)。加熱到Al線以上，其中珠光體將轉變?yōu)閵W氏體，隨著溫度繼續(xù)升高，亞共析鋼中的先共析鐵親體將轉變?yōu)閵W氏體，過共析鋼中的滲碳體也溶入奧氏體，使奧氏體量逐漸增多，奧氏體的化學成分分別沿A3線(亞共析鋼)和Acm線(過共析鋼)變化。當加熱溫度超過GSE直線時，原始組織全部轉變?yōu)閵W氏體。與共析鋼相比，亞共析鋼的奧氏體等溫形成圖上多了一條先共析鐵素體溶解終了線。l 連續(xù)加熱時的奧氏體化實際生產(chǎn)中，奧氏體都是在連續(xù)加熱中產(chǎn)生的，如l 非平衡組織的奧氏體化實際生產(chǎn)中，奧氏體都是

9、在連續(xù)加熱條件下形成的，如高頻感應加熱和高能束加熱等。鋼在連續(xù)加熱時珠光體向奧氏體的轉變規(guī)律與等溫加熱轉變大致相同，亦經(jīng)歷形核、長大、殘余碳化物溶解、奧氏體均勻化四個階段，其影響因素也大致相同，但與等溫轉變相比尚有自己的特點：1. 奧氏體轉變（奧氏體形成的四個階段）是在一定的溫度范圍內(nèi)完成；而且隨加熱速度增大，各個階段的轉變溫度范圍均向高溫推移并擴大。2. 加熱速度越快，轉變開始和終了的溫度越高，轉變所需時間越短，即奧氏體的形成溫度就越快。3. 快速加熱條件下，使得奧氏體中碳濃度差別增大，碳化物來不及充分溶解，碳及合金元素來不及充分擴散，會造成奧氏體中碳及合金元素的濃度很不均勻。生產(chǎn)中為了降低

10、不均勻性，對于快速加熱前的原始組織要加以限制，使其中的碳化物呈均勻分布。（？可否在在馬氏體相變下溫度保溫，是成分均勻化？）4. 奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細化?？焖龠B續(xù)加熱時相變過熱度很大，使奧氏體形核率激增，又由于加熱時間短(如用10s加熱時，奧氏體形成時間僅為10E-5秒)，奧氏體品粒來不及長大，起始晶粒極其細小，經(jīng)適時淬火后可獲得超細化的淬火馬氏體組織。連續(xù)加熱時在連續(xù)加熱時，隨加熱速度增大，奧氏體的形成溫度升高，使奧氏體的起始晶粒細化；同時，剩余碳化物數(shù)量增多，使奧氏體基體的平均含碳量降低。影響非平衡組織加熱轉變的主要因素是加熱速度。加熱速度一般分為慢速、中速與快速二類；以12

11、0s的速度加熱稱為慢速加熱；以大于1000s的速度加熱稱為快速加熱；加熱速度介于慢速和快速之間稱為中速加熱。對于低、中碳合金鋼而百，淬火獲得板條馬氏體后采用快速和慢速加熱都易于形成針狀奧氏體；而采用中速加熱，主要轉變?yōu)榍驙願W氏體，且加熱速度越高，奧氏體晶粒越細。 除受加熱速度的影響外，殘余奧氏體的存在、鋼的合金成分以及塑性變形等對加熱轉變均有一定影響。殘余奧氏體的存在將促進原奧氏體晶粒的恢復，加入合金元素也能促進組織遺傳，而加熱前的塑性變形則可促使球狀奧氏體的形成。影響奧氏體形成速度的因素（TTA圖） 奧氏體形成速度取決于形核率和長大速度，二者在等溫下為常數(shù)，隨著溫度增高，二者均增大。影響奧氏

12、體形成速度的三個因素導致形核率和長大速度發(fā)生變化，進而影響奧氏體形成速度。(1)加熱溫度的影響在各種因素巾，溫度對奧氏體形成速度的影響最大。加熱溫度越高，奧氏體形成速度越快。其次，隨著加熱溫度升高，奧氏體相界面向鐵索體的推移速度與向滲碳體的推移速度之比增大。例如，在780時兩者之比為149，而溫度升高到800時，兩者之比增大到約191。溫度升高使得鐵素體剛剛全部轉變?yōu)閵W氏體時的殘余滲碳體量增大，而剛形成的要氏體的平均含碳量降低。（2）原始組織的影響在鋼的成分相同的情況下，原始組織越細小，奧氏體形成速度越快。因為原始組織中碳化物的分散度越大，相界面就越多，形核幸也就越大。同時由于珠光體的片層間距

13、減小，碳原子的擴散距離減小，而奧氏體中碳的濃度梯度增大，這些都增大奧氏體的長大速度。原始組織中碳化物的形式對奧氏體的形成速度也有一定的影響。與粒狀珠光體相比由于片狀珠光體中碳化物與鐵索體的相界面面積較大，形核位置更多，薄片狀滲碳體也易溶解，所以加熱時奧氏體轉變速度更快。（3）成分的影響碳的影響。亞共析鋼中，隨著含碳量的增加，碳化物數(shù)量增加，鐵素體與滲碳體的相界面面積增增加了奧氏體的形核部位，使奧氏體形核李增大和形成速度加快。同時，碳化物數(shù)量增加后，使碳的擴散距離減小，并且隨奧氏體含碳量增加，碳和鐵原子的擴散系數(shù)增大，這些因素都加速了奧氏體的形成。但是，在過共析鋼中由于碳化物數(shù)量過多，含碳量增加

14、會引起剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化的時間延長。影響奧氏體晶粒大小的因素形核率與長大速度比值越大，奧氏體的起始晶粒度就越小。起始晶粒形成之后，實際晶粒度則取決于繼續(xù)保溫或升溫過程中的奧氏體晶粒的長大程度。晶粒長大是通過品界遷移來進行的，其實質(zhì)是原子在晶界附近的擴散過程，因此凡是影響晶界原子擴散的因素，都會影響晶粒長大。(1)加熱濕度和保溫時間由于奧氏體晶粒長大與原子擴散密切相關，團此加熱溫度越高，保溫時間越長，哭氏體晶粒將越粗大。由圖可知，在每個溫度下部有一個加速長大期，當奧氏體晶粒長到一定尺寸后，長大過程將減慢直至停止長大。加熱溫度越高，奧氏體晶特長大進行得就越快。比較而言，加熱溫度對奧氏體晶

15、粒長大起主要作用，因此生產(chǎn)中必須嚴加控制防止加熱溫度過高，以避免奧氏體晶粒粗化。(2)加熱速度加熱速度越快，過熱度就越大，即奧氏體實際形成溫度就越高相應里氏體的形核韋N及長大速度G均增大，但N的增大速率高于G的增大速率，所以快速加熱時可以獲得細小的奧氏體起始品粒，而且加熱速度越快，奧氏體起始晶就就越細小。但由于起始晶枝細小，加之溫度較高，奧氏體晶粒很容易長大，因此不宜氏時間保溫，否則晶粒反而更加粗大。所以生產(chǎn)中常采用快速加熱并短時保溫來獲得細小的奧氏體晶粒，但對于原始組織有一定要求。(3)原始組織的影響原始組織主要影響奧氏體的起始晶粒度。一般來說，原始組織越細小，碳化物彌散度越大，所得到的奧氏

16、體起始晶粒就越細 1合金元素改變了鋼的相變臨界點，即改變相變時的過熱度，從而影響奧氏體的形成速度。例如Ni、Mn、cM等降低A1點，相同溫度下增大了過熱度，故使奧氏體的形成速度增大Ni、Mo、Ti、si、Al、W、V等提高A1點，相對地減小了過熱度，所以減慢了奧氏體的形成速度。 2合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度。強碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以顯著減慢奧氏體的形成速度。非碳化物形成元素Co和Ni增大碳在英氏體中的擴散系數(shù)，加速奧氏體的形成。3鋼中加入合金元素還可以影響珠光體片層間距和碳在奧氏體中的溶解度，從而影響相界面濃度差和奧

17、氏體中的濃度梯度以及形核功等，從而影響奧氏體的形成速度。4合金元素在鐵素體和破化物中的分布是不均勻的，在平衡組織中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在鐵素體中。因此奧氏體形成后，碳和合金元素在奧氏體中的分布都是極不均勻的。所以合金鋼的奧氏體均勻化過程，除了碳的均勻化以外，還包括合金元素的均勻化。但相同條件下，合金元素的擴散系數(shù)僅僅為碳原子的萬分之一到千分之一，因而合金鋼的奧氏體均勻化時間要比碳鋼長得多，故在制定合金鋼的加熱工藝時，與碳鋼相比，加熱溫度更高，保溫時間也更長。小。因為細小的組織有更多的相界面提供形核位置，從而提高形核率，彌散的碳化物則可阻礙奧氏體晶粒的長大。4合

18、金元素的影響。 用A1脫氧或在鋼中加入適量的Nb、Ti、Zr、V、Ta等強碳化物形成元家時，能形成高熔點的彌散碳化物和氮化物，能強烈阻礙奧氏體晶粒長大，伎奧氏體晶粒極化溫度顯著升高，從而保持細小的奧氏體晶粒。Mn、P、O等元素溶入奧氏體后削弱了鐵原子結合力，加速鐵原子擴散，因而促進奧氏體品粒長大。需要指出的是，一旦形成了粗晶粒，只要晶界上沒有很多難溶析出物，通過一次或多次奧氏體化，總是可以使晶粒細化的。這是由于每一次奧氏體化都要重新經(jīng)歷奧氏體的形核和長大過程，只要控制好加熱溫度和時間，都能獲得正常大小的奧氏體晶粒，或者至少比原奧氏體晶粒要小些。這便是熱處理細化晶粒的作用。測定的原理是根據(jù)鋼的各

19、相有不同熱膨脹系數(shù)與比容不同"前者按其由大到小的順序排列為:奧氏體>鐵素體>珠光體>上!下貝氏體>馬氏體;比容則恰相反,是馬氏體>鐵素體>珠光體>奧氏體>碳化物(但鉻和釩的碳化物的比容大于奧氏體)"所以在鋼的組織中,凡發(fā)生鐵素體溶解,碳化物析出,珠光體轉變?yōu)閵W氏體和馬氏體轉變?yōu)閍相的過程將伴隨體積的收縮;凡發(fā)生鐵素體析出!奧氏體分解為珠光體或馬氏體的過程將伴隨著體積的膨脹"在z分a相變?nèi)^程所伴隨的總的體積效應是:鐵素體所占比例愈大,體積效應也較大;碳化物所占比例大,則體積效應也較小,故碳化物愈高,總的體積效應也較小

20、;凡促使碳化物不能自由析出的因素,總的體積效應便增大"因此,鋼的熱脹冷縮曲線,因鋼種的不同而變化甚大76一78.A 合金元素的影響。 鋼中加入合金元素并不影響珠光體向奧氏體的轉變機制，但影響碳化物的穩(wěn)定性及碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，并且多數(shù)合金元素在碳化物和基體之間的分布是不均勻的，所以合金元素將影響奧氏體的形核和長大、碳化物溶解、奧氏體均勻化的速度。 1合金元素改變了鋼的相變臨界點，即改變相變時的過熱度，從而影響奧氏體的形成速度。例如Ni、Mn、Cu等降低A1點，相同溫度下增大了過熱度，故使奧氏體的形成速度增大,Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高人點，相對地減小了過熱度，所以

21、減慢了奧氏體的形成速度。 H合金元素影響碳在奧氏體中的擴散速度。強碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以顯著減慢奧氏體的形成速度。非碳化物形成元素Co和Ni增大碳在英氏體中的擴散系數(shù)，加速奧氏體的形成。 皿鋼中加入合金元素還可以影響珠光體片層間距和碳在奧氏體中的溶解度，從而影響相界面濃度差和奧氏體中的濃度梯度以及形核功等，從而影響奧氏體的形成速度。 N合金元素在鐵紊體和破化物中的分布是不均勻的，在平衡組織中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在鐵索體中。因此奧氏體形成后，碳和合金元素在奧氏體中的分布都是極不均勻的。所以合金

22、鋼的奧氏體均勻化過程，除了碳的均勻化以外，還包括合金元素的均勻化。但相同條件下，合金元素的擴散系數(shù)僅僅為碳原子的萬分之一到千分之一，因而合金鋼的奧氏體均勻化時間要比碳鋼長得多，故在制定合金鋼的加熱工藝時，與碳鋼相比，加熱溫度更高，保溫時間也更長。合金元素的影響。用A1脫氧或在鋼中加入適量的Nb、Ti、Zr、V、Ta等強碳化物形成元家時，能形成高熔點的彌散碳化物和氮化物，強烈阻礙奧氏體晶粒長大，使奧氏體晶粒極化溫度顯著升高，從而保持細小的奧氏體晶粒。Mn、P、O等元素溶入奧氏體后削弱了鐵原子結合力，加速鐵原子擴散，因而促進奧氏體晶粒長大。P 合金元素。 鋼中加入合金元素可以顯著改變珠光體轉變動力

23、學圖。綜合各種合金元素對珠光體轉變動力學的影響，可以得出：在鋼中的合金元素充分固溶于奧氏體中的情況下，除了Co外，其他所有的常用合全元素皆使鋼的TTT曲線右移，珠光體轉變孕育期增長，即推遲珠光體轉變的進行。除了Ni、Mn以外，其他所有的常用合金元素皆使珠光體轉變的“鼻尖”溫度移向高溫，這是因為大多數(shù)合金元素都降低珠光體轉變的形核率和長大速度，因而影響珠光體的形成速度。珠光體轉變時，碳及合金元素需要在鐵素體和滲碳體間進行重新分配，由于合金元素的自擴散慢，并且碳的擴散速度減慢，因此珠光體的形核困難，降低轉變速度;擴大Y相區(qū)的元素如Ni, Mn等均降低奧氏體的轉變溫度，從而影響到碳與合金元素的擴散速度，阻止奧氏體向珠光體的轉變;微量元素B在晶界上內(nèi)吸附，并形成共格硼相(M22C3B3，可顯著阻止鐵素體的形核，從而增加了奧