奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變課件

第三章奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變1第三章奧氏體與鋼在加熱過程中的轉(zhuǎn)變1本章主要內(nèi)容奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織、性能奧氏體如何形成的奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)（速度、影響因素）連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成（加熱速度、原始組織）A晶粒長大及控制2本章主要內(nèi)容奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織、性能2研究奧氏體轉(zhuǎn)變的意義熱處理過程一般由加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段組成，其目的在于改變金屬內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)使其滿足服役條件所提出的性能要求。欲使材料獲得要求的性能，首先要把鋼加熱，獲得A組織（奧氏體化），然后再以不同的方式冷卻，發(fā)生不同轉(zhuǎn)變，以獲得不同的組織?？梢钥刂艫轉(zhuǎn)變的條件獲得理想的A組織，為后續(xù)處理做好組織準(zhǔn)備。3研究奧氏體轉(zhuǎn)變的意義熱處理過程一般由加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段3.1奧氏體及其特點(diǎn)4奧氏體形成溫度范圍3.1奧氏體及其特點(diǎn)4奧氏體形成溫度范圍奧氏體（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶體，存在于共析溫度以上，最大碳含量為2.11%5

（1）奧氏體定義奧氏體（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶體，6、、、、、、、、、、、、、、（2）奧氏體的晶體結(jié)構(gòu)面心立方晶格，碳占據(jù)八面體間隙奧氏體穩(wěn)定存在的溫度與合金元素有關(guān)6、、、、、、、、、、、、、、（2）奧氏體的晶體結(jié)構(gòu)面心立方C在γ-Fe最大溶解度為2.11wt%，遠(yuǎn)小于理論值20wt%。（八面體間隙半徑5.2x10-2nm，C原子半徑7.7x10-2nm)C的溶入使晶格發(fā)生點(diǎn)陣畸變，使晶格常數(shù)增大。C在奧氏體中分布不均，有濃度起伏。7碳原子的分布特點(diǎn)：C在γ-Fe最大溶解度為2.11wt%，遠(yuǎn)小于理論值20wt（3）奧氏體微觀組織與原始組織、加熱速度以及加熱轉(zhuǎn)變程度有關(guān)顆粒狀－經(jīng)高溫保溫后，晶粒長大、邊界變得平直化，呈等軸多邊形，有些內(nèi)部有孿晶針狀－非平衡態(tài)含C量低的鋼在兩相區(qū)以適當(dāng)速度加熱8（3）奧氏體微觀組織與原始組織、加熱速度以及加熱轉(zhuǎn)變程度有關(guān)（4）奧氏體的性能硬度、屈服強(qiáng)度均不高塑性好（面心立方，滑移系多），易鍛造加工比容小（fcc是最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)），利用此特性可用膨脹儀來測定奧氏體的轉(zhuǎn)變情況擴(kuò)散系數(shù)小，使熱強(qiáng)性好，可用作高溫用鋼導(dǎo)熱性差，線膨脹系數(shù)較F和Fe3C高一倍順磁性，可作為無磁性鋼（4）奧氏體的性能硬度、屈服強(qiáng)度均不高10

10

問題：鋼的平衡組織是什么？113.2鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變原始組織：加熱之前的組織碳鋼的平衡態(tài)組織碳鋼的非平衡態(tài)組織問題：鋼的平衡組織是什么？113.2鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變原始

通過緩慢冷卻所得到的珠光體以及先共析鐵素體與滲碳體等組織P(pearlite)P＋F(Ferrite)P＋Fe3C(Cementite)12γ平衡組織通過緩慢冷卻所得到的珠光體以及先共析鐵素體與滲碳體等組織非平衡組織通過較快的速度進(jìn)行冷卻時(shí)獲得的組織如馬氏體，貝氏體等。13馬氏體貝氏體非平衡組織通過較快的速度進(jìn)行冷卻時(shí)獲得的組織13馬氏體貝氏體3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件14Gγ兩相自由能隨溫度變化曲線3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件14Gγ兩相自由能隨溫度變3.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件兩相自由能差：ΔGv=Gγ-Gp<0P

A條件是：將P加熱到A1以上過熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差（ΔT）過熱度越大，驅(qū)動(dòng)力越大，轉(zhuǎn)變速度越快加熱速度極慢時(shí)：過熱度ΔT＞0即可發(fā)生轉(zhuǎn)變，即A1加熱速度較快時(shí)：在較大的過熱度下才能發(fā)生相變，好象臨界點(diǎn)提高了。Ac1－在一定加熱速度下(0.125oC/min)實(shí)際測得的臨界點(diǎn)153.2.1奧氏體形成的熱力學(xué)條件兩相自由能差：ΔGv=G16c:Calefactionr:Refrigeration加熱與冷卻速度為0.125oC/min對奧氏體轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)的影響16c:Calefaction加熱與冷卻速度為0.125o3.2.2轉(zhuǎn)變機(jī)制

當(dāng)加熱至Ac1稍上溫度時(shí)，由珠光體(鐵素體＋滲碳體)轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體，即：（α

＋Fe3C）γ17Ac1以上加熱0.02％C

6.69％C

0.77％C

體心立方復(fù)雜斜方面心立方碳含量：奧氏體的形成是一個(gè)滲碳體的溶解，鐵素體到奧氏體的點(diǎn)陣重構(gòu)以及碳在奧氏體中的擴(kuò)散的過程空間點(diǎn)陣：共析鋼的奧氏體形成3.2.2轉(zhuǎn)變機(jī)制當(dāng)加熱至Ac1稍上溫度時(shí)，由珠光轉(zhuǎn)變過程共析鋼轉(zhuǎn)變四個(gè)階段：

A形核長大Fe3C溶解A均勻化18轉(zhuǎn)變過程共析鋼轉(zhuǎn)變四個(gè)階段：1819共析鋼奧氏體的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s19共析鋼奧氏體的形核（a）20s（b）25s（c）26s（（1）奧氏體的形核201.均勻形核臨界晶核半徑新相核胚的半徑必須大于臨界半徑系統(tǒng)才能克服勢壘的阻礙，新相才能長大（1）奧氏體的形核201.均勻形核臨界晶核半徑新相核胚的半212.非均勻形核晶體缺陷（晶界、亞晶界、空位、位錯(cuò)）能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏最大原子擴(kuò)散速度快、相變應(yīng)力容易松弛形核容易212.非均勻形核晶體缺陷能量起伏、結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏最大奧氏體的形核形成位置：在F和Fe3C相界面上通過擴(kuò)散機(jī)制形成。原因：1）成分上：在相界面上容易形成A所需的濃度起伏

(C%)F＝0.02%，(C%)Fe3C=6.69%,(C%)A=2.11%（居于F和Fe3C之間）2）能量上：在相界上形核使界面能減小，應(yīng)變能減小，使熱力學(xué)條件更容易滿足ΔG＝－ΔGv+ΔGs+ΔGE能量起伏3）結(jié)構(gòu)上：相界處原子排列不規(guī)則—結(jié)構(gòu)起伏22奧氏體的形核形成位置：在F和Fe3C相界面上通過擴(kuò)散機(jī)制形成（2）A核的長大通過滲碳體的溶解、碳原子的擴(kuò)散（在A或F中）、A兩側(cè)的界面推移（向F和Fe3C）來進(jìn)行的。注：碳原子的擴(kuò)散根據(jù)原始組織的不同可能取兩種形式：

1）C在A中擴(kuò)散

2）C在F中擴(kuò)散23（2）A核的長大通過滲碳體的溶解、碳原子的擴(kuò)散（在A或F中）

A長大是通過γ/α界面和γ/Fe3C界面分別向α和Fe3C遷移來實(shí)現(xiàn)的。由于γ/α界面向α的遷移遠(yuǎn)比γ/Fe3C界面向Fe3C界面遷移來得快，因此當(dāng)α已完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣煤?，仍然有一部分Fe3C沒有溶解，稱為殘留Fe3C。24A長大是通過γ/α界面和γ/Fe3C界面分別向α251.實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象：

1)F消失時(shí)，組織中的Fe3C還未完全轉(zhuǎn)變

2)測定后發(fā)現(xiàn)A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，S點(diǎn)不在CA-F與CA-Fe3C中點(diǎn)，而稍偏右。所以A中平均碳濃度，即(CA-F+CA-Fe3C)/2低于S點(diǎn)成分。當(dāng)F全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳后，多余的碳即以Fe3C形式存在。繼續(xù)保溫，能使未溶碳滲體溶入A中!

（3）殘留滲碳體的溶解251.實(shí)驗(yàn)現(xiàn)象：（3）殘留滲碳體的溶解（4）A均勻化

滲碳體溶解完后，A成分是不均勻的，原來為滲碳體區(qū)域C含量高；原來為鐵素體的區(qū)域含量低，保溫通過C的擴(kuò)散使A中C分布均勻。26（4）A均勻化滲碳體溶解完后，A成分是273.2.3轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)

形成動(dòng)力學(xué)－形成速度即奧氏體的轉(zhuǎn)變量與溫度和時(shí)間的關(guān)系本節(jié)討論共析鋼和亞共析鋼的等溫形成動(dòng)力學(xué)273.2.3轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)形成動(dòng)力學(xué)－形成速度28一、共析鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)1.等溫形成動(dòng)力學(xué)圖

時(shí)間－溫度－轉(zhuǎn)變量關(guān)系圖動(dòng)力學(xué)曲線共析鋼等溫形成動(dòng)力學(xué)圖28一、共析鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)1.等溫形成動(dòng)力學(xué)圖動(dòng)力學(xué)曲線292.共析鋼等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖特點(diǎn)

1）轉(zhuǎn)變需要孕育期

2）曲線呈S型初期：速度隨時(shí)間加快；

50%后：速度下降

3）隨溫度升高，孕育期縮短速度加快292.共析鋼等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖特點(diǎn)1）轉(zhuǎn)變需要孕育期303.影響珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的因素溫度:形核率與線長大速度隨溫度升高而增加碳含量：奧氏體形成速度隨C%增加而增加原始組織:P中Fe3C片厚度和顆粒大小影響A形成過程及形成速度.片狀大于顆粒狀；片層越小，速度越大合金元素：改變臨界點(diǎn)位置、影響C擴(kuò)散速度；形成各種碳化物（K）303.影響珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的因素溫度:形核率與線長大速度31二、亞共析鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)共析鋼

臨界點(diǎn)以上為單相區(qū)加熱前組織為P

亞共析鋼臨界點(diǎn)以上為兩相區(qū)加熱前組織為F＋P31二、亞共析鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)共析鋼321.兩相區(qū)轉(zhuǎn)變的三個(gè)階段A在F與P交界面形核后，快速長進(jìn)P,直到P全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳為止。A向先共析F慢速長進(jìn)。轉(zhuǎn)變停止時(shí)為兩相組織，等溫溫度越高，未轉(zhuǎn)變的F量越少。A與F間的最后平衡。結(jié)論：亞共析鋼在兩相區(qū)的轉(zhuǎn)變與共析鋼相比

在相同溫度下的轉(zhuǎn)變要慢得多。321.兩相區(qū)轉(zhuǎn)變的三個(gè)階段A在F與P交界面形核后，快速長進(jìn)332.亞共析鋼A轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)珠光體先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。受C原子在奧氏體中擴(kuò)散控制，速度較快。奧氏體向鐵素體界面推移，使F慢慢轉(zhuǎn)變?yōu)锳。受C在鐵素體中擴(kuò)散所控制。C原子作較長距離的擴(kuò)散，形成速度極慢。轉(zhuǎn)變速度與碳含量有關(guān)，碳含量越高，轉(zhuǎn)變速度越快（因?yàn)橄裙参鲨F素體含量越少）。332.亞共析鋼A轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)珠光體先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。受C原子在340.1%C鋼奧氏體等溫形成圖共析鋼的等溫形成圖340.1%C鋼奧氏體等溫形成圖353.3連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成鋼件在實(shí)際加熱時(shí)，A是在連續(xù)加熱過程中形成。即在A形成過程中，溫度還將不斷升高。－叫做非等溫轉(zhuǎn)變

或連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變T1T2353.3連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成鋼件在實(shí)際加熱時(shí)，A是在連363.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖共析鋼A等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖v1<v2<v3<v4363.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)373.3.2轉(zhuǎn)變特點(diǎn)在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的（速度越快，范圍越寬）A形成速度隨加熱速度增加而加快快速連續(xù)加熱時(shí)形成的A成分不均勻性增大可以獲得超細(xì)晶粒（形核率和形核位置）373.3.2轉(zhuǎn)變特點(diǎn)在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱383.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能Hall-Petch關(guān)系：σs=σi+Kyd-1/2

原有材料超細(xì)奧氏體小大晶粒的微細(xì)化大小屈服強(qiáng)度σs

－屈服強(qiáng)度σi－抵抗位錯(cuò)在晶粒中運(yùn)動(dòng)的摩擦阻力，

Ky－常數(shù)，d－晶粒直徑383.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用

日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。

39超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm403.5非平衡組織奧氏體的形成非平衡組織－淬火組織及淬火后并不充分回火組織：淬火馬氏體，回火馬氏體，貝氏體等。非平衡組織奧氏體化時(shí)，因成分和加熱條件不同，可能同時(shí)得到針狀或顆粒狀兩種形態(tài)奧氏體晶粒。403.5非平衡組織奧氏體的形成非平衡組織－淬火組織及淬火

顆粒狀A(yù)g針狀A(yù)a

顆粒狀A(yù)g針狀A(yù)a（一）針狀A(yù)晶粒的形成及長大鋼的成分：低、中碳鋼形成溫度：在Ac1~Ac3之間形核位置：小角晶界上（原始M板條之間形成）在形成Aa同時(shí)也會形成Ag（一）針狀A(yù)晶粒的形成及長大鋼的成分：低、中碳鋼

M束

M束低碳板條馬氏體低碳板條馬氏體M板條間的Aa和M板條束間的AgM板條間的Aa和M板條束間的AgAa的形成機(jī)制形核：Aa核在板條條界上、碳化物旁形成。由于板條條界是小角晶界，故Aa核可以與兩側(cè)均形成共格或半共格晶界，保持K－S關(guān)系。由于共格或半共格界面能量低，故形核功小，在不大的過熱度下即可形成。長大：形核后依靠碳化物的溶解與碳在F與A中的擴(kuò)散而長大。但因核兩側(cè)均為共格或半共格晶界，活動(dòng)性差，而條界又可以提供長大所需的碳原子，故沿條界長大速度大，長成針狀A(yù)。合并:由于同一板條束內(nèi)的Aa均具有相同的空間取向，故相遇時(shí)合并成一個(gè)大顆粒狀A(yù)（組織遺傳）。Aa的形成機(jī)制形核：Aa核在板條條界上、碳化物旁形成。由于板針狀A(yù)形成示意圖針狀A(yù)形成示意圖針狀A(yù)晶粒合并長大示意圖組織遺傳針狀A(yù)晶粒合并長大示意圖組織遺傳二、顆粒狀A(yù)(Ag)的形成與長大在淬火組織已經(jīng)發(fā)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，或板條馬氏體束界及塊界形成）形成溫度：隨過熱度增大，形核率增加，通常在Ac3附近形成加熱速度越快，形核率增大二、顆粒狀A(yù)(Ag)的形成與長大在淬火組織已經(jīng)發(fā)生一定分解后顆粒狀A(yù)形成機(jī)制形核在原A晶界上碳化物旁邊形成。新形成的核與一側(cè)保持共格或半共格關(guān)系,界面能低，兩者之間存在一定位向關(guān)系，而另一側(cè)無共格聯(lián)系，界面能高。故Ag形核功高，必須在較大的過熱度下才能形成。A核形成后，依靠碳化物溶解，碳在F與A中的擴(kuò)散而長大。由于非共格晶界活動(dòng)性大，而共格與半共格晶界活動(dòng)性小，故只有Ag核的非共格晶界一側(cè)向母相推進(jìn)，形成球冠狀晶粒而另一側(cè)保持平直。顆粒狀A(yù)形成機(jī)制形核在原A晶界上碳化物旁邊形成。顆粒狀A(yù)形成示意圖顆粒狀A(yù)形成示意圖奧氏體形態(tài)與加熱速度的關(guān)系慢速：1－2oC/min快速：＞1000oC/s中速：介于慢速與快速之間奧氏體形態(tài)與加熱速度的關(guān)系慢速：1－2oC/min加熱速度對非平衡態(tài)鋼A轉(zhuǎn)變組織的影響v1>v2>v3>v4>v5加熱速度對非平衡態(tài)鋼A轉(zhuǎn)變組織的影響v1>v2>v3>v4>組織遺傳現(xiàn)象及控制組織遺傳：非平衡粗晶有序組織（馬氏體，貝氏體等）在一定加熱條件下所形成的奧氏體晶粒繼承或恢復(fù)原始粗大晶粒的現(xiàn)象形成條件：出現(xiàn)在非平衡組織的鋼中。慢速或快速加熱會導(dǎo)致組織遺傳控制途徑：較快速或中速加熱；退火或高溫回火消除非平衡組織

組織遺傳現(xiàn)象及控制組織遺傳：非平衡粗晶有序組織（馬氏體，貝氏淬火馬氏體回火馬氏體淬火馬氏體回火馬氏體56本章重點(diǎn)A的結(jié)構(gòu)、組織、性能A形成過程的四個(gè)階段A等溫形成動(dòng)力學(xué)的特點(diǎn)，共析鋼與亞共析鋼對比。晶粒長大及其影響因素難點(diǎn)：針狀?yuàn)W氏體的形成機(jī)理56本章重點(diǎn)A的結(jié)構(gòu)、組織、性能573.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖共析鋼A等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖v1<v2<v3<v4573.3.1連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖

共析鋼連續(xù)加熱A轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)583.3.2轉(zhuǎn)變特點(diǎn)在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的（速度越快，范圍越寬）A形成速度隨加熱速度增加而加快快速連續(xù)加熱時(shí)形成的A成分不均勻性增大可以獲得超細(xì)晶粒（形核率和形核位置）583.3.2轉(zhuǎn)變特點(diǎn)在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱593.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變和轉(zhuǎn)變所得的組織與性能。細(xì)小的A晶粒將有利于獲得優(yōu)良的性能Hall-Petch關(guān)系：σs=σi+Kyd-1/2

原有材料超細(xì)奧氏體小大晶粒的微細(xì)化大小屈服強(qiáng)度σs

－屈服強(qiáng)度σi－抵抗位錯(cuò)在晶粒中運(yùn)動(dòng)的摩擦阻力，

Ky－常數(shù)，d－晶粒直徑593.4奧氏體晶粒長大及其控制A晶粒大小將影響冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用

日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm的高強(qiáng)度棒鋼的疲勞強(qiáng)度比粒徑為20μm的鋼的抗疲勞強(qiáng)度提高15～30％。通過晶粒微細(xì)化可提高鋼材的強(qiáng)度。奧氏體晶粒維持微細(xì)狀態(tài)，強(qiáng)度可高達(dá)2500MPa。細(xì)化晶粒還可顯著提高鋼材的耐蝕性。

60超細(xì)奧氏體結(jié)構(gòu)的應(yīng)用日本某鋼鐵公司開發(fā)出粒徑約為2～3μm61

晶粒度級別圖1-8級61

晶粒度級別圖623.4.1晶粒度概念及晶粒長大現(xiàn)象（一）晶粒度設(shè)n為放大100倍時(shí)每平方英