CH鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變級(jí)剖析實(shí)用

會(huì)計(jì)學(xué)1CH鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變級(jí)剖析實(shí)用22023/1/17△GV>0，△T<0，γ→P△GV=0，△T>0，P、γ平衡△GV<0，△T>0，P→γ滿足條件；因此，奧氏體形成的熱力學(xué)條件：必須在一定的過熱度（T>A1）條件下才能發(fā)生。奧氏體形成的體系自由能：△G=-△GV＋△GS＋△Ge發(fā)生轉(zhuǎn)變時(shí)：t>A1(727℃)，A1即奧氏體轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)。實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差稱為過熱度，過熱度越大，驅(qū)動(dòng)力也越大，轉(zhuǎn)變也越快。3.2.1奧氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)和形成溫度范圍1.奧氏體形成的熱力學(xué)條件第1頁/共34頁32023/1/172.

奧氏體形成的溫度范圍鋼的熱處理依據(jù)之一是Fe-Fe3C相圖

實(shí)際加熱理論溫度實(shí)際冷卻Ac1、A1（PSK線）、Ar1Ac3、A3（GS線）、Ar3Accm、Acm（ES線）、Arcm第2頁/共34頁42023/1/173.2.2奧氏體轉(zhuǎn)變機(jī)制共析鋼的原始組織為片狀珠光體。當(dāng)加熱到Ac1以上保溫時(shí)，將全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。這一轉(zhuǎn)變過程由下式表示：

P（α＋Fe3C）→γ含碳量：0.0218%6.69%0.77%結(jié)構(gòu)：體心立方正交晶格面心立方

這一過程由鐵的晶格改組和鐵、碳原子的擴(kuò)散，它包括以下四個(gè)階段：奧氏體形核、奧氏體核的長大、剩余滲碳體溶解、奧氏體成分均勻化。共析鋼奧氏體形成過程示意圖第3頁/共34頁52023/1/17一.

奧氏體晶核的形成

1.形核條件：奧氏體晶核的形成條件是系統(tǒng)的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。

2.形核位置：(a)α/Fe3C界面（優(yōu)先位置、通過擴(kuò)散機(jī)制）；(b)珠光體團(tuán)交界處；(c)先共析α/珠光體團(tuán)交界處。

3.優(yōu)先在鐵素體與滲碳體相界面處形核的原因：（a）界面上存在碳的濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏；易滿足形成奧氏體所需的碳濃度；（b）界面存在缺陷，能量高，提供能量起伏；此處原子排列紊亂，位錯(cuò)、空位濃度較高，易滿足形成奧氏體所需的能量（c）有Fe3C溶解后的補(bǔ)充碳原子。

4.有時(shí)在鐵素體內(nèi)部也能形核，只要滿足：(a)溫度高，提供足夠的相變驅(qū)動(dòng)力；(b)有嵌鑲塊，提供足夠的濃度條件和晶核尺寸。

5.奧氏體形核有鐵原子和碳原子擴(kuò)散機(jī)制。

第4頁/共34頁62023/1/17一.

奧氏體晶核的形成共析鋼奧氏體的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s（2000×）

0.95%C-2.61%Cr鋼在800℃加熱時(shí)奧氏體形成的TEM照片（a）奧氏體在滲碳體/鐵素體界面形核；（b）奧氏體在珠光體團(tuán)的邊界形核。

形核觀察第5頁/共34頁72023/1/17二.奧氏體晶核長大奧氏體晶核形成之后，長大便開始了。其奧氏體核的長大是依靠碳原子的擴(kuò)散、奧氏體兩側(cè)界面向鐵素體及滲碳體推移來進(jìn)行的。長大過程是通過Fe3C向γ中溶解、碳原子在γ和α中的擴(kuò)散、α→γ的晶格改組、γ兩側(cè)界面（α/γ界面和Fe3C/γ界面）分別向α和Fe3C中推移等過程來進(jìn)行的。奧氏體長大是碳原子擴(kuò)散控制的。第6頁/共34頁82023/1/17

1.碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散由圖所示，設(shè)在溫度t1，在α與Fe3C交界面形成γ核。由于γ晶核中與α交界處碳含量Cγ-α<Cγ-Fe3C(γ晶核中與Fe3C交界處碳含量)，碳原子向α一側(cè)擴(kuò)散，就改變了γ中各個(gè)界面的濃度，破壞了平衡狀態(tài)，為了恢復(fù)平衡，低碳的F將轉(zhuǎn)變?yōu)棣枚菇缑嫣己咳匀换謴?fù)到Cγ-α，同時(shí)Fe3C中的碳也溶入γ，也使界面濃度增高到Cγ-Fe3C，有利于γ的長大。

共析鋼A晶核長大時(shí)濃度變化和擴(kuò)散示意圖第7頁/共34頁92023/1/17符號(hào)的意義：Cγ：奧氏體的碳濃度，0.77%（S點(diǎn)）Cγ-α：靠近鐵素體一側(cè)的奧氏體中含碳量（GS線）Cγ-Fe3C：靠近滲碳體一側(cè)的奧氏體中含碳量（ES線）Cα-γ：靠近奧氏體一側(cè)的鐵素體中含碳量（GP線）Cα-Fe3C：靠近滲碳體一側(cè)的鐵素體中含碳量（QP的延長線）Fe3C：滲碳體的碳濃度，6.69%。共析鋼A晶核長大時(shí)濃度變化和擴(kuò)散示意圖第8頁/共34頁102023/1/17共析鋼A晶核長大機(jī)制奧氏體晶核形成之后，它一面與滲碳體相接，一面與鐵素體接。在奧氏體中靠近鐵素體一側(cè)含碳量（Cγ-α）較低，而靠近滲碳體一側(cè)含碳量（Cγ-Fe3C）較高,由于Cγ-Fe3C>Cγ-α,這使得在奧氏體中出現(xiàn)了碳的濃度梯度，引起碳在奧氏體中由高濃度的Fe3C/γ相界面向低濃度的α/γ相界面擴(kuò)散。隨著碳在奧氏體中的擴(kuò)散，破壞了原先相界面處碳濃度的平衡，即造成靠近鐵素體一側(cè)奧氏體的碳濃度增高（>Cγ-α），靠近滲碳體一側(cè)奧氏體的碳濃度降低（<Cγ-Fe3C）。為了恢復(fù)原先碳濃度的平衡，勢(shì)必促使鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變以及滲碳體的溶解。共析鋼A晶核長大時(shí)濃度變化和擴(kuò)散示意圖奧氏體中與鐵素體和滲碳體相界面處碳平衡濃度的破壞與恢復(fù)的反復(fù)循環(huán)過程，就使奧氏體逐漸向鐵素體和滲碳體兩方向長大，直至鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體為止。第9頁/共34頁112023/1/172.碳原子在鐵素體內(nèi)部的擴(kuò)散碳在奧氏體中的擴(kuò)散的同時(shí)，在奧氏體中出現(xiàn)了碳的濃度梯度（Cγ-Fe3C－Cγ-α），碳在鐵素體中也進(jìn)行擴(kuò)散,促使奧氏體長大。由于α中與γ交界的界面濃度Cα-γ<Cα-Fe3C(α中與Fe3C交界的界面濃度），碳原子向奧氏體一側(cè)擴(kuò)散，使鐵素體中碳濃度升高，有利于向奧氏體的轉(zhuǎn)化。共析鋼A晶核長大時(shí)濃度變化和擴(kuò)散示意圖第10頁/共34頁122023/1/17

P→γ時(shí)，鐵素體總是消失。鐵素體消失以后，仍有部分滲碳體尚未溶解，這部分滲碳體稱為剩余滲碳體。

1.實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象：（a）α消失時(shí)，組織中的Fe3C還未完全轉(zhuǎn)變。（b）測定后發(fā)現(xiàn)奧氏體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，在高于AC1溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近Fe3C的C濃度高于共析成分較少，而靠近α處的碳濃度低于共析成分較多，S點(diǎn)不在Cγ-α與Cγ-Fe3C中點(diǎn)，而稍偏右。所以γ中平均碳濃度，即(Cγ-α＋Cγ-Fe3C)/2低于S點(diǎn)成分。當(dāng)α全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣煤?，多余的碳即以Fe3C形式存在。

3.剩余滲碳體溶解：通過隨著保溫時(shí)間延長或繼續(xù)升溫，剩余滲碳體通過碳原子的擴(kuò)散，不斷溶入奧氏體中，使奧氏體的碳濃度逐漸接近共析成分。這一階段一直進(jìn)行到滲碳體全部消失為止。三.剩余滲碳體溶解第11頁/共34頁132023/1/17

四.奧氏體成分均勻化

當(dāng)剩余滲碳體全部溶解后，奧氏體中的碳濃度仍是不均勻的，原來存在滲碳體的區(qū)域碳濃度較高，而原來存在鐵素體的區(qū)域碳濃度較低，只有繼續(xù)延長保溫時(shí)間，使碳原子充分?jǐn)U散才能得到成分均勻的單相奧氏體。共析碳鋼的奧氏體等溫形成是通過碳、鐵原子的擴(kuò)散，通過形核—長大—碳化物溶解—奧氏體均勻化四個(gè)步驟實(shí)現(xiàn)的。因此以上共析碳鋼珠光體向奧氏體等溫形成過程，可以用下圖形象地表示出來。第12頁/共34頁142023/1/17五.奧氏體非擴(kuò)散形成（1）無擴(kuò)散形核，擴(kuò)散長大；（2）鐵素體全部以無擴(kuò)散方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞嫉膴W氏體；（3）最近的研究成果：鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變直接受加熱速度控制，快速加熱可以為無擴(kuò)散形核，而緩慢加熱則以擴(kuò)散方式形成。

第13頁/共34頁152023/1/17六.非共析鋼奧氏體的形成

非共析鋼和共析鋼奧氏體形成基本相同，也經(jīng)歷上述四個(gè)過程。但加熱溫度僅超過Ac1時(shí)，只能使原始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍保留一部分先共析鐵素體和先共析滲碳體，只有當(dāng)加熱溫度超過Ac3

或Accm時(shí)并保溫足夠時(shí)間，原始組織才能全部轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻膯蜗鄪W氏體。即：亞共析鋼：α＋P→α＋γ→γ過共析鋼：Fe3C＋P→Fe3C＋γ→γ第14頁/共34頁162023/1/17一.共析碳鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)奧氏體形成動(dòng)力學(xué)分為等溫形成動(dòng)力學(xué)和連續(xù)加熱形成動(dòng)力學(xué)。等溫形成動(dòng)力學(xué)即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系（即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變速度）。奧氏體的形成速度決定于奧氏體的形核率和晶核的線長大速度，它受鋼的成分、原始組織狀態(tài)、等溫溫度等條件的影響。

3.2.3奧氏體的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)第15頁/共34頁172023/1/17

1.共析鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖共析鋼A等溫形成（TTA）圖測定：金相法、物理分析法

TTA－TimeTemperatureAustentization金相法：以厚為1-2mm的薄片，在鹽浴中加熱到AC1以上某一指定溫度，保溫不同時(shí)間后淬火，觀察金相。因加熱轉(zhuǎn)變所得的奧氏體在淬火時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，故根據(jù)觀察到的馬氏體量的多少，即可了解奧氏體形成過程。時(shí)間(s)根據(jù)觀察結(jié)果，作出在一定溫度下等溫時(shí)，奧氏體形成量與等溫時(shí)間的關(guān)系曲線，稱為奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線。將不同溫度下的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的開始及終了時(shí)間繪于同一圖中，即可得奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖。第16頁/共34頁182023/1/17共析鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)圖制作步驟1、以厚為1-2mm的薄片，在鹽浴中加熱到AC1以上某一指定溫度，保溫不同時(shí)間后淬火，觀察金相。根據(jù)觀察到的馬氏體量的多少，可了解奧氏體形成過程。2、根據(jù)觀察結(jié)果，作出在一定溫度下等溫時(shí)，奧氏體形成量與等溫時(shí)間的關(guān)系曲線。3、將不同溫度下的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變的開始及終了時(shí)間繪于同一圖中，即可得奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖。如右圖。時(shí)間(s)第17頁/共34頁192023/1/172.共析鋼A等溫形成圖分析

如圖T—τ坐標(biāo)系，四條曲線（奧氏體形成開始線（0.5%γ）、奧氏體形成終了線（99.5%γ）、剩余滲碳體溶解完了線、奧氏體成分均勻化線），分成五個(gè)區(qū)（P、P＋γ、γ+Fe3C、不均勻γ、均勻γ）共析鋼奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：1.奧氏體形成需要一定的孕育期。孕育期是擴(kuò)散型相變的特點(diǎn)。2.奧氏體形成速度呈現(xiàn)慢、快、慢的特點(diǎn)。3.等溫溫度越高，奧氏體形成速度越快。4.需繼續(xù)延長保溫時(shí)間，剩余滲碳體全部溶解和奧氏體成分均勻化。時(shí)間(s)第18頁/共34頁202023/1/17二.奧氏體形核和長大動(dòng)力學(xué)奧氏體形成速度決定于奧氏體的形核率J和晶核的線長大速度G，等溫條件下J和G均為常數(shù)。隨溫度的提高，J和G均增大。奧氏體形核（J）和線生長速度（c）與溫度的關(guān)系溫度740℃750℃760℃780℃800℃形核率（n）（個(gè)/毫米3?秒）2280——110005150061600線生長速度（c）（毫米/秒）0.0010.0040.010.0260.041轉(zhuǎn)變一般所需時(shí)間）（秒）10036931第19頁/共34頁212023/1/17

1.奧氏體的形核率按均勻形核的條件，奧氏體的形核率(1/S·mm3)與溫度的關(guān)系，可寫作

：式中，K：玻耳茲曼常數(shù)；Q：擴(kuò)散激活能；W：臨界形核功；T：絕對(duì)溫度；C：常數(shù)，與奧氏體核所需碳含量有關(guān)。臨界形核功：第20頁/共34頁222023/1/17

影響形核率的因素：

T↑，上中右側(cè)三項(xiàng)都增加，J↑。(a).形核與擴(kuò)散有關(guān)（第二項(xiàng)）D=D0exp(-Q/KT)，T↑，Q一定，exp(-Q/KT)↑，D↑(b).形核與臨界形核功△G*有關(guān)（第三項(xiàng)）

W=k*1/(△GV)0.5，式中，k為常數(shù)；△GV：單位體積奧氏體與珠光體自由能之差。T↑，△GV↑，W↓，exp(-W/KT)↑。

(c).形核與A含碳量有關(guān)（常數(shù)項(xiàng)）T↑，能穩(wěn)定存在的奧氏體中最低含碳量沿GS線降低，形核所需含碳量起伏↓，形核容易，C↑，∴J↑，右側(cè)三項(xiàng)的共同作用，J↑↑。同時(shí)T↑，原子的活動(dòng)能力增強(qiáng)，擴(kuò)散速度加快，有利于鐵素體向奧氏體的晶格改組、滲碳體全部溶解和奧氏體成分均勻化，加快A的形核。第21頁/共34頁232023/1/17

3.長大速度V(mm/s)

奧氏體線長大速度與奧氏體長大機(jī)制有關(guān)。奧氏體線長大速度是奧氏體向鐵素體鐵素體推移的速度Vγ-α和奧氏體向滲碳體推移的速度Vγ→Fe3C之和。Vγ=Vγ-α＋Vγ→Fe3C

推移的速度取決于：（1）碳在奧氏體中的傳輸速度，傳輸速度取決于碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)和濃度梯度。擴(kuò)散系數(shù)隨溫度升高而增大，濃度梯度取決于形成奧氏體的厚度及隨溫度而改變濃度差（Cγ-Fe3C-Cγ-α）。（2）鐵素體向奧氏體的晶格改組。即鐵原子自擴(kuò)散的速度。第22頁/共34頁242023/1/17

（1）A向滲碳體C推移的速度VA→C為：

式中，Cγ-Fe3C為奧氏體與Fe3C交界處奧氏體的界面濃度。由式可知：T↑（1）Dγ↑，即擴(kuò)散系數(shù)增大；

（2）(dc/dx)=(Cγ-Fe3C-Cγ-α)/dx↑，即奧氏體的兩相界面之間碳濃度差Cγ-Fe3C-Cγ-α增加；（3）A的厚度dx可考慮不變，而(Cγ-α-Cα-γ)↓，(6.69-Cγ-Fe3C)↓。有利于奧氏體形核的部位增加，原子的擴(kuò)散距離相對(duì)縮短。第23頁/共34頁252023/1/17

（2）A向鐵素體F推移的速度VA-F為：

式中，Cγ-α為奧氏體與鐵素體交界處奧氏體的界面濃度，Cα-γ為鐵素體與奧氏體交界處鐵素體的界面濃度；K為常數(shù)。加熱溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短，Vγ→α和Vγ→Fe3C均隨溫度升高而增大，即長大速度隨溫度升高而增大。

第24頁/共34頁262023/1/17三.亞共析鋼和過共析鋼等溫形成動(dòng)力學(xué)

1、亞共析鋼：亞共析鋼的原始組織為α+P(珠光體)，加熱后的轉(zhuǎn)變?nèi)缦拢篢>AC1及T>AC3

：α+P→α+γ→γ

2、過共析鋼：過共析鋼的原始組織為Fe3C+P，加熱后的轉(zhuǎn)變?nèi)缦拢篢>AC1及T>Accm：Fe3C+P→Fe3C+γ→γ

3、在AC3(Accm)以上，亞(過)共析鋼中的先共析組織轉(zhuǎn)變（a）通過碳原子在奧氏體中擴(kuò)散而進(jìn)行的。（b）不形成新核，是通過原有奧氏體長大向先共析組織而完成。

第25頁/共34頁272023/1/17

非共析鋼奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：非共析鋼奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)圖也包括四個(gè)過程：奧氏體形核，奧氏體長大，剩余滲碳體溶解，奧氏體成分均勻化。過共析鋼奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)圖與共析鋼的相同，只有剩余滲碳體全部溶解和奧氏體成分均勻化更長；亞共析鋼的與共析鋼的相比，其奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)圖在第1、2線之間多了一條先共析鐵素體溶解開始線。但亞共析鋼奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)要比共析鋼奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)復(fù)雜。第26頁/共34頁282023/1/17影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素包括溫度、原始組織、含碳量和合金元素。3.2.4奧氏體轉(zhuǎn)變的影響因素第27頁/共34頁292023/1/171、加熱溫度的影響T↑，J↑↑，V長大↑↑，因此使V↑↑，形核與長大速度均增大，轉(zhuǎn)變速度均增大。在各種影響因素中，溫度的作用最為強(qiáng)烈。

奧氏體形核（J）和線生長速度（V）與溫度的關(guān)系溫度740℃750℃760℃780℃800℃形核率（J）（個(gè)/毫米3?秒）2280——110005150061600線生長速度（V）（毫米/秒）0.0010.0040.010.0260.041轉(zhuǎn)變一般所需時(shí)間）（秒）10036931第28頁/共34頁302023/1/172、原始組織的影響原始組織中碳化物的形狀、分散度對(duì)奧氏體形成速度都有影響。

（1）片狀珠光體較粒狀珠光體形成奧氏體的速度快。原始組織愈細(xì)，片層薄，擴(kuò)散距離小，奧氏體中濃度梯度大，易于擴(kuò)散轉(zhuǎn)變，速度加快

（2）原始組織越細(xì)、奧氏體形成速度快。如果鋼的化學(xué)成分相同，原始組織中碳化物的分散度越大相界面越多，形核率便越大;

（3）非平衡組織較平衡組織形成奧氏體的速度快。第29頁/共34頁312023/1/17

3.化學(xué)成分的影響主要是碳和合金元素。合金鋼的奧氏體形成過程基本上與碳鋼相同，合金元素不改變奧氏體形成的機(jī)制，但影響奧氏體的形成速度。

（1）碳

鋼中碳含量愈高，奧氏體的形成速度越快。

（2）合金元素（Me）合金元素的影響在于以下幾個(gè)方面：①合金元素會(huì)影響碳在鋼中的擴(kuò)散速度。碳化物形成元素Cr、Mo、W、Ti、V等，降低碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，使奧氏體的形成速度大大減慢；非碳化物形成元素Co、Ni增大碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，使奧氏體的形成速度加快；Si、Al、Mn影響不大。

②對(duì)相變臨界點(diǎn)的影響。合金元素改變臨界點(diǎn)A1、A3、Acm的位置，并使它們成為一個(gè)溫度范圍。對(duì)一定的轉(zhuǎn)變溫度來說，改變臨界點(diǎn)也就是改變了過熱度，因而影響轉(zhuǎn)變速度。第30頁/共34頁322023/1/17

③對(duì)碳化物溶解度和碳化物的穩(wěn)定性的影響。Me改變了鋼的臨界點(diǎn)和