原理第45章 鋼中奧氏體的形成

1、第二章 鋼中奧氏體的形成,1、奧氏體的組織特征 1）奧氏體形成的溫度范圍 根據(jù)Fe-Fe3C平衡相圖，奧氏體是高溫穩(wěn)定相，相圖中GSEJNG是奧氏體穩(wěn)定存在的區(qū)域 。,Fe - Fe3C 合金平衡狀態(tài)圖示意圖,第二章 鋼中奧氏體的形成,但實(shí)際的相變并不是按照狀態(tài)圖中所示的溫度進(jìn)行的，往往存在一定的溫度滯后，且溫度滯后的程度隨加熱或冷卻速度的增大而增大。 實(shí)際加熱時(shí)的相變臨界點(diǎn)標(biāo)以字母

2、 c（如 ACl、AC3、Accm ）； 實(shí)際冷卻時(shí)的相變臨界點(diǎn)標(biāo)以字母 r（如 Arl，Ar3，Arcm ）。,,第二章 鋼中奧氏體的形成,2）奧氏體的組織和結(jié)構(gòu) 定義：C溶于γ–Fe形成的間隙式固溶體。 奧氏體的組織通常是由等軸狀的多邊形晶粒所組成，晶內(nèi)?？沙霈F(xiàn)相變孿晶。 圖2.2 奧氏體不銹鋼 圖2.3 相變孿晶,第二章 鋼

3、中奧氏體的形成,奧氏體結(jié)構(gòu)特點(diǎn)： 1、C 原子位于γ–Fe 點(diǎn)陣的中心和棱邊的中點(diǎn)(八面體間隙處)； 2、C原子進(jìn)入γ–Fe點(diǎn)陣間隙位置引起；γ–Fe點(diǎn)陣等稱膨脹；C%增 加，奧氏體點(diǎn)陣常數(shù)增大，但奧氏體的最大溶C量(溶解度)為2.11%； 3、C原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在濃度起伏； 4、合金元素原子(Mn、Si、Cr、Ni 等)溶入奧氏體中取代Fe 原子的位置，形成置換式

4、固溶體，稱合金奧氏體(晶格畸變和點(diǎn)陣常數(shù)變化 )。 實(shí)際上，奧氏體的最大碳含量為 2.11％（重量),原子百分比為 10％，即 2.5個(gè)晶胞中才有一個(gè) C原子。,第二章 鋼中奧氏體的形成,圖2.4 C原子在γ-Fe 點(diǎn)陣中可能存在的間隙位置,第二章 鋼中奧氏體的形成,3）奧氏體的性能奧氏體可以在室溫成為穩(wěn)定相（合金元素、奧氏體不銹鋼）。奧氏體的硬度和屈服強(qiáng)度均不高，因面心立方點(diǎn)陣滑移系統(tǒng)多，奧氏體的塑性很好

5、，易于變形，即加工成形性好；面心立方點(diǎn)陣是一種最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，致密度高，奧氏體的比容最小；奧氏體中鐵原子的自擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)小，因此奧氏體鋼的熱強(qiáng)性好，可作為高溫用鋼；奧氏體具有順磁性，可作為無(wú)磁性鋼；奧氏體的線膨脹系數(shù)大，可制作熱膨脹靈敏的儀表元件；奧氏體的導(dǎo)熱性能差，故奧氏體鋼加熱時(shí)，不宜采用過(guò)大的加熱速度，以免因熱應(yīng)力過(guò)大而引起工件變形。,第二章 鋼中奧氏體的形成,2、奧氏體的形成過(guò)程 由于奧氏體與鐵

6、素體及滲碳體的碳含量和點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)相差很大，因此，奧氏體的形成是一個(gè)由α到γ的點(diǎn)陣重構(gòu)、滲碳體的溶解以及C在奧氏體中的擴(kuò)散重新分布的過(guò)程。 （1）奧氏體的形核； （2）奧氏體晶核長(zhǎng)大； （3）剩余碳化物的溶解； （4）奧氏體均勻化。 α + Fe3C → γ 晶體結(jié)構(gòu)：體心立方

7、 復(fù)雜斜方 面心立方 含碳量： 0.0218% 6.67% 0.77%,第二章 鋼中奧氏體的形成,圖2.5 奧氏體的形成過(guò)程,第二章 鋼中奧氏體的形成,以共析鋼為例，討論鋼中奧氏體形成。 1)奧氏體形核 能量起伏、濃度起伏和結(jié)構(gòu)起伏 奧氏體形核位置：主要在F和Fe3C的相界面，其次在珠光體團(tuán)界、F亞結(jié)構(gòu)(嵌鑲塊)界面。 這是因?yàn)?/p>

8、缺陷附近： 碳原子的濃度差較大； 原子排列不規(guī)則，所需的結(jié)構(gòu)起伏較?。?晶體缺陷較多，具有較高的畸變能。 快速加熱時(shí)，奧氏體臨界晶核尺寸減小，且相變所需的濃度起伏也減小， 可在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形核。,第二章 鋼中奧氏體的形成,2）奧氏體的長(zhǎng)大 奧氏體長(zhǎng)大過(guò)程是依靠原子擴(kuò)散完成的，原子擴(kuò)散包括： 1、Fe原子自擴(kuò)

9、散完成晶格改組； 2、C原子擴(kuò)散使奧氏體晶核向α相和Fe3C相兩側(cè)推移并長(zhǎng)大。 一旦奧氏體晶核出現(xiàn)，則在奧氏體內(nèi)部的C%分布就不均勻，相界面處碳濃度平衡→破壞→再平衡。奧氏體晶核向F和Fe3C兩側(cè)的推移速度是不同的。,第二章 鋼中奧氏體的形成,(a)T1溫度下各相中的碳的濃度圖 (b)相界面推移示意圖

10、 2.6 共析鋼奧氏體晶核長(zhǎng)大示意圖,第二章 鋼中奧氏體的形成,由于新相奧氏體兩個(gè)相界面（?/?和?/Fe3C）的碳濃度不等（C?/cem ＞C ? / ? ）： C?/cem －C ? / ? （濃度差）；在鐵素體中也存在著碳濃度差（C ?/cem －C ? / ? ），也會(huì)引起碳從? / Fe 3C 相界面處向?/?相界面處擴(kuò)散，擴(kuò)散使奧氏體中碳的濃度梯度趨于減小。

11、為了維持原來(lái)相界面處的局部碳濃度平衡，在?/Fe3C相界面處的滲碳體必須溶入奧氏體以供應(yīng)碳量，使其碳濃度恢復(fù)至 C?/cem ；與此同時(shí)，在? / ?相界面處的鐵素體必須轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，使其碳濃度降至C ? / ?，這樣，奧氏體的兩個(gè)相界面便自然地同時(shí)向滲碳體和鐵素體中推移，使奧氏體不斷長(zhǎng)大。 綜上所述，奧氏體中的碳濃度差是奧氏體在鐵素體和滲碳體相界面上形核的必然 結(jié)果，它是相界面推移的驅(qū)動(dòng)力，相界面推移的結(jié)果是 Fe

12、3C不斷溶解，?相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)?相。,第二章 鋼中奧氏體的形成,3）剩余碳化物溶解 在奧氏體晶體長(zhǎng)大過(guò)程中，由于?/Fe3C相界面處的碳濃度差遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于?/?相界面處的碳濃度差，所以只需溶解一小部分滲碳體就可以使其相界面處的奧氏體達(dá)到飽和，而必須溶解大量的鐵素體才能使其相界面處奧氏體的碳濃度趨于平衡。所以，長(zhǎng)大中的奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度 ，故在共析鋼中總是鐵素體先消失，有剩余滲碳體殘留下來(lái)。

13、 關(guān)于滲碳體溶入奧氏體中的機(jī)制，一般認(rèn)為是通過(guò) Fe3C中的碳原子向?中擴(kuò)散和鐵原子向貧碳 Fe3C擴(kuò)散以及 Fe3C向?晶體點(diǎn)陣改組來(lái)完成的。,第二章 鋼中奧氏體的形成,4）奧氏體均勻化 在鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，且殘留Fe3C全部溶解之后，碳在奧氏體中的分布仍然是不均勻的。原來(lái)為滲碳體的區(qū)域碳濃度較高，而原來(lái)為鐵素體的區(qū)域碳濃度較低。而且，這種碳濃度的不均勻性隨加熱速度增大而愈加嚴(yán)重。因此，只有繼續(xù)

14、加熱或保溫，借助于碳原子的擴(kuò)散，才能使整個(gè)奧氏體中碳的分布趨于均勻。 綜上所述，奧氏體的形成過(guò)程可以分為四個(gè)階段：,第二章 鋼中奧氏體的形成,非共析鋼的奧氏體化過(guò)程 和共析鋼的奧氏體化對(duì)比，非共析鋼的奧氏體化過(guò)程分兩步進(jìn)行，首先完成P→A，這與共析鋼相同；然后是先析相的奧氏體化過(guò)程。這些都是靠原子擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)的。 值得指出的是，非共析鋼的奧氏體化碳化物溶解以及奧氏體均勻化的時(shí)間更長(zhǎng)。,第

15、二章 鋼中奧氏體的形成,3、奧氏體形成動(dòng)力學(xué) 1）奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué) 奧氏體形成速度取決于形核率I和長(zhǎng)大速度 G，在等溫條件下I和G均為常數(shù)。隨溫度升高，形核率I和長(zhǎng)大速度G均增大。 表 3.1 奧氏體的形核率 I、長(zhǎng)大速度 G與溫度的關(guān)系,第二章 鋼中奧氏體的形成,（1）形核率I 均勻形核條件下，形核率I與溫度的關(guān)系為： 可見，奧氏體等溫形成時(shí)

16、，等溫溫度T提高: （1）△T增大，相變驅(qū)動(dòng)力增大， △G降低，形核率I增大； (2) C原子的擴(kuò)散系數(shù)增大，擴(kuò)散速度增大，有利于點(diǎn)陣重構(gòu)，形核率 I增大； (3)△C 減小，奧氏體形核所需的C的濃度梯度減小，形核率I增大。,（2）長(zhǎng)大速度G 奧氏體的線生長(zhǎng)速度為相界面的推移速度。 討論： (1)溫

17、度T升高， C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)呈指數(shù)增加，長(zhǎng)大速度G增加， (2)溫度T升高，△ C增加，C濃度梯度增加，速度G增加； (3)溫度T升高， △CB=C2-C4下降，長(zhǎng)大速度G增加。 綜上所述：溫度T升高，形核率I和長(zhǎng)大速度G均增大； 同時(shí)有利于得到細(xì)小的奧氏體晶粒 。,第二章 鋼中奧氏體的形成,（3）奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線

18、 圖 2.7 共析碳鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線,第二章 鋼中奧氏體的形成,從圖2.7可以看出： ①在高于AC1溫度加熱保溫時(shí)，奧氏體并不立即形成，而是經(jīng)過(guò)一定的孕育期后才開始形成。加熱溫度愈高，孕育期就愈短； ②奧氏體形成速度在開始時(shí)較慢，以后逐漸增大，當(dāng)奧氏體形成量約為 50％時(shí)最大，以后又逐漸減慢； ③加熱溫度愈高，形成奧氏體所需的全部時(shí)間就愈短，即奧氏體形成

19、速度 愈快； ④在珠光體中的鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還需要一段時(shí)間使剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化。而在整個(gè)奧氏體形成過(guò)程中，剩余碳化物溶解，特別是奧氏體成分均勻化所需的時(shí)間最長(zhǎng)。 亞共析鋼，過(guò)共析鋼？,第二章 鋼中奧氏體的形成,（4）影響奧氏體等溫形成速度的因素 一切影響形核率I和長(zhǎng)大速度G的因素均為影響珠光體→奧氏體的因素。 a)加熱溫度的影響 T升

20、高，奧氏體的起始晶粒細(xì)化；同時(shí)，相變的不平衡程度增大，在鐵素體相消失的瞬間，剩余滲碳體量增多，因而奧氏體基體的平均碳含量降低。 b)原始組織的影響 （1）原始組織越細(xì)，碳化物越分散，長(zhǎng)大速度G 增加； (2)原始組織為片狀珠光體形成速度比粒狀珠光體快。 c)合金元素的影響 分含碳量和合金元素種類及含量。,第二章 鋼中奧氏體的形成,含碳量：碳含量愈高，奧氏體形

21、成速度就愈快；同時(shí)，碳化物數(shù)量增多后，使碳的擴(kuò)散距離減小，并且隨奧氏體中碳含量增加，碳和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)增大，這些因素都加速了奧氏體的形成。但是，在過(guò)共析鋼中由于碳化物 數(shù)量過(guò)多，隨碳含量增加會(huì)引起剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化的時(shí)間延長(zhǎng)。 合金元素：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；影響碳化物穩(wěn)定性，使C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)減小；但

22、不影響珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體機(jī)制；相變臨界點(diǎn) ？ 強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等：使C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)減小，從而影響殘余碳化物溶解及奧氏體均勻化速度； 非強(qiáng)碳化物形成元素Co、Ni 等：使C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)提高，擴(kuò)散速度提高。,第二章 鋼中奧氏體的形成,2）連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成 鋼在連續(xù)加熱時(shí)珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變與等溫加熱轉(zhuǎn)變大致相同，亦經(jīng)過(guò)形核、 長(zhǎng)大、剩余碳化物溶解、奧氏

23、體均勻化四個(gè)階段，其影響因素也大致相同。但由于奧氏體的形成是在連續(xù)加熱條件下進(jìn)行的，所以與等溫轉(zhuǎn)變相比，尚有如下特點(diǎn)： （1）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； （2）相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的；

24、 圖 2.8 快速加熱時(shí)的非平衡 Fe - C 狀態(tài)圖,第二章 鋼中奧氏體的形成,（3）奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大；圖 2.9 共析碳鋼連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體形成圖 （ V1< V2< V3< V4 ）,第二章 鋼中奧氏體的形成,（4）奧氏體成分不均勻性隨加熱速度增大而增大； a、加

25、熱速度增加，碳化物來(lái)不及充分溶解，C 及合金元素不能充分?jǐn)U散，導(dǎo)致奧氏體中C和合金元素的濃度很不均勻，奧氏體中含碳量降低； b、對(duì)于亞共析鋼，加熱速度提高，淬火后得到低于平均成分的馬氏體及未經(jīng)轉(zhuǎn)變完全的F 和碳化物，應(yīng)該避免； c、對(duì)于過(guò)共析鋼，加熱速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳馬氏體及剩余碳化物，有助于馬氏體韌化，有利于實(shí)際生產(chǎn)。,第二章 鋼中奧氏體的形成,（5）奧氏體起始晶粒度大小隨加熱速

26、度的增大而細(xì)化 超快速加熱時(shí)奧氏體的形核率急劇增大，并且加熱時(shí)間極短，奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，經(jīng)適時(shí)淬火后可獲得超細(xì)化的原始奧氏體晶粒，并獲得超細(xì)化的淬火馬氏體組織。 近年發(fā)展起來(lái)的快速加熱、超快速加熱和 脈沖加熱淬火等強(qiáng)韌化處理新工藝均是建立在這個(gè)理論基礎(chǔ)上的。目前重點(diǎn)發(fā)展的快速加熱淬火超快速加熱及脈沖加熱淬火都是依據(jù)此原理。 綜上所述，在連續(xù)加熱時(shí)，隨加熱速度增大，奧氏體的形成溫度升高，使

27、奧氏體的起始晶粒細(xì)化；同時(shí)，剩余碳化物數(shù)量增多，使奧氏體基體的平均碳含量降低。這兩個(gè)因素都可以使淬火馬氏體獲得韌化和強(qiáng)化。,第二章 鋼中奧氏體的形成,2.4 奧氏體晶粒長(zhǎng)大及控制 奧氏體化的目的:是獲得成分均勻和一定晶粒度的奧氏體組織。 如何控制？ 1)奧氏體晶粒度 奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分8 級(jí)評(píng)定，1 級(jí)最粗，8 級(jí)最細(xì)。若晶粒度在

28、10以上則稱“超細(xì)晶粒”。 晶粒度級(jí)別與晶粒大小的關(guān)系為： n— 放大100 倍視野中單位面積內(nèi)晶粒個(gè)數(shù) N— 晶粒度級(jí)別,第二章 鋼中奧氏體的形成,奧氏體晶粒度有三種： ①起始晶粒度：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(shí)的晶粒大小。

29、 ②實(shí)際晶粒度：在某一加熱條件下所得到的實(shí)際奧氏體晶粒大小。 ③本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法，在930±10℃保溫足夠時(shí)間（3～8小 時(shí)）后測(cè)得的奧氏體晶粒大小。 經(jīng)上述試驗(yàn)，奧氏體晶粒度在 5～8級(jí)者稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼， 而奧氏 體晶粒度在 1～4級(jí)者稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。,第二章 鋼中奧氏體的形成,圖2.10加熱溫度對(duì)晶粒

30、度大小的影響,第二章 鋼中奧氏體的形成,本質(zhì)晶粒度只是表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性，與實(shí)際晶 粒度不盡相同。 在一般情況下，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼熱處理后獲得的實(shí)際晶粒往往是細(xì)小的。圖2.10示出了這兩種鋼的奧氏體晶粒度隨加熱溫度升高而長(zhǎng)大的情況。可見，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼在 930～950℃以下加熱時(shí)，奧氏體晶粒的長(zhǎng)大傾向很小，所以其加熱溫度范圍較寬，生產(chǎn)上易于掌握；但是，對(duì)于本質(zhì)粗晶粒鋼，必須嚴(yán)格控制加熱溫度，以防止過(guò)

31、熱而引起奧氏體晶粒粗大。,第二章 鋼中奧氏體的形成,奧氏體起始晶粒的大小取決于奧氏體的形核率（I）和長(zhǎng)大速度（G）。 可見，I／G值愈大，n就愈大，即奧氏體晶粒就愈細(xì)小。 奧氏體實(shí)際晶粒度取決于本質(zhì)晶粒度和加熱條件，若加熱速度一定，加熱溫度越高，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，最后得到的奧氏體實(shí)際晶粒就越大。,第二章 鋼中奧氏體的形成,2）奧氏體晶粒長(zhǎng)大原理 晶界的能量高，在一定溫度下奧氏

32、體晶粒會(huì)發(fā)生相互吞并的現(xiàn)象，大晶粒吞并小晶粒，使總的晶界面積減小，界面能降低，因此奧氏體晶粒長(zhǎng)大在一定條件下是一個(gè)自發(fā)過(guò)程。 晶粒長(zhǎng)大動(dòng)力和阻力相互作用使晶界推移，實(shí)現(xiàn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大。 （1）晶粒長(zhǎng)大動(dòng)力 奧氏體晶粒的長(zhǎng)大動(dòng)力是奧氏體晶粒大小的不均勻性。理想狀態(tài)的晶界如圖 2.11 所示。為了減少界面面積，降低界面能，該晶粒將長(zhǎng)大，從而吞 并小晶粒。 進(jìn)一步提高加熱溫

33、度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間，大晶粒將繼續(xù)長(zhǎng)大。所以，奧氏體晶粒長(zhǎng)大是這種無(wú)數(shù)個(gè)小晶粒被吞并和大晶粒長(zhǎng)大的綜合結(jié)果。這種長(zhǎng)大過(guò)程稱為奧氏體的聚集再結(jié)晶。,第二章 鋼中奧氏體的形成,圖 2.11 二維金屬中晶粒的穩(wěn)定形狀,第二章 鋼中奧氏體的形成,奧氏體晶粒的長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力與晶粒大小和界面能大小有關(guān)，若比界面能愈大，晶粒尺寸愈小，則奧氏體晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力愈大，即晶粒長(zhǎng)大的傾向性 愈大，晶界愈容易遷移。 （2）晶界推移阻力

34、 晶界或晶內(nèi)存在難熔的沉淀析出粒子，當(dāng)沉淀析出粒子的體積百分?jǐn)?shù)一定時(shí)，則粒子越細(xì)小，分散度越高，對(duì)晶界移動(dòng)的阻力就越大。 總之，奧氏體晶粒長(zhǎng)大是一種自發(fā)過(guò)程，其主要表現(xiàn)為晶界的推移，高度彌散的難溶第二相粒子對(duì)晶粒長(zhǎng)大起很大的抑制作用。為了獲得細(xì)小的奧氏體晶粒，必須保證鋼中含有足夠數(shù)量和足夠細(xì)小的難溶第二相粒子。,第二章 鋼中奧氏體的形成,3）影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素 影響

35、奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素很多，主要有以下幾點(diǎn)因素： （1）加熱溫度和保溫時(shí)間 加熱溫度越高、保溫時(shí)間越長(zhǎng)，形核率I越大，長(zhǎng)大速度G越大，奧氏體晶界遷移速度越大，其晶粒越粗大。 （2）加熱速度 加熱速度快，奧氏體實(shí)際形成溫度高，形核率增高，由于時(shí)間短奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度。,第二章 鋼中奧氏體的形成,精品課件！,精品課件！,（3）C%的影響

36、 C%高，C在奧氏體中的擴(kuò)散速度以及Fe的自擴(kuò)散速度均增加，奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向增加，但C%超過(guò)一定量時(shí)，由于形成Fe3CⅡ，阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大； （4）合金元素影響 強(qiáng)碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb 等熔點(diǎn)較高，它們彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大； 非碳化物形成元素Si、Ni等對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大影響很小。 （5）冶煉方法的影響 鋼的冶煉方法也影響奧氏體晶粒