奥氏体的形成

1、第二章 奥氏体的形成,热处理：是指将钢在固态下加热、保温和冷却，以改变钢的组织结构，获得所需要性能的一种工艺.,为简明表示热处理的基本工艺过程，通常用温度时间坐标绘出热处理工艺曲线。,2.1 奥氏体及其形成机理,2.1.1 奥氏体的结构及其存在范围,图2-1 奥氏体的单胞,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,图2-2 Fe-C 相图,2.1.2 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

2、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。,2.1.3 奥氏体形成的热力学条件,图2-3 自由能和温度关系图,G = V Gv + S + V - Gd (2-1),- 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，奥氏体才能开始形核。,图2-4 以0.125/min加热和冷却时，Fe-C相图中临界点的移动,加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm

3、冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm,2.1.4 奥氏体的形成机理 奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变 奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （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，

4、易于产生结构起 伏，从而由BCC改组成FCC。,/Fe3C相界面上优先,（2）奥氏体的长大,图2-6 相界面上的碳浓度及扩散,奥氏体形成瞬间成分不均匀的几个C,C：奥氏体的碳浓度，0.77%； C -：奥氏体中靠近铁素体一侧含碳量（GS线）； C -Fe3C：奥氏体中靠近渗碳体一侧含碳量（ES线）； C - ：铁素体中靠近奥氏体一侧含碳量（GP线）； C -Fe3C：铁素体中靠近渗碳体一侧含碳量（QP的延长线） Fe3C：渗碳体的碳浓度，6.69%,奥氏体晶核的长大速度,由式（2-2）可知，奥氏体晶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

5、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。,根据公式（22） GF/GFe3C = C -Fe3C / C- 在780 时， C -Fe3C 6.690.89 C- 0.410.02 GF/GFe3C 14.8 但通常片状P的厚度是Fe3C的7倍，因此总是： 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

6、在新形成奥氏体中的扩散，实现奥氏体成分的均匀化。,2.2 奥氏体形成的动力学,2.2.1 形核率,为了满足形核的热力学条件，需依靠能量起伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获得能量涨落的几率因子 exp(-G*/kT) 成正比。 为了达到奥氏体晶核对成分的要求，需要原子越过能垒，经扩散富集到形核区，所以应与原子扩散的几率因子 exp(-Q/kT) 成正比。,N = C exp(-G*/kT)exp(-Q/kT) (2-3) 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/(mm

7、3 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* ，Q ，从而形核率 N 增大。,2.2.2 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 温度升高时，D , dC , C , Ck 从而线长大速度G增大。,2.2.3 奥氏体等温形成动力学曲线,设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方程（Johnson-Mehl方程)：,Vt - 新形成奥氏体的体积分数,转变量达50%左右时，转变速度最大。 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，完成转变所需

8、的时间越短。,图2-8 奥氏体等温形成动力学曲线,形成温度升高，N的增长速率高于G的增长速率，N/G增大，可获得细小的起始晶粒度。 形成温度升高，G/Gk 增大，铁素体消失时，剩余渗碳体量增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。,影响奥氏体等温形成速度的因素： 1.加热温度的影响 （1）加热温度升高，T增大，形核速度I和长大速度G均增加； （2）加热温度升高，奥氏体形成的孕育期变短，相变时间变短 （3）加热温度升高，奥氏体界面浓度差C减小，向F体和Fe3C的长大速度均增加； （4）加热温度升高，奥氏体向F体一侧比向Fe3C一侧的推移速度快，F体瞬间消失，残余Fe3C增加； （5）加热温度升高形核速度

9、I比快长大速度G增加的速度快，奥氏体晶粒细化（提高强韧性）,2.原始组织的影响 （1）原始组织越细，碳化物越分散，P体片层间距越小，相界面越多，形核率越大，同时，浓度梯度dc/dx增加，长大速度G均增加； （2）片状P体相界面大而薄，易于溶解，因此原始组织为片状P体比粒状P体形成速度快。 3.化学成分的影响 （1）随C%增加，碳化物数量增加，F/ Fe3C相界面增加，奥氏体的形成速度加快； （2）合金元素不影响奥氏体的形成机制，但影响其形成速度。主要体现在以下几方面：,（）影响C在奥氏体中的扩散速度。碳化物形成元素（Cr、Mo、W、V等）大大减小C的扩散速度，故显著减小奥氏体的形成速度；非碳化

10、物形成元素（Co、Ni）能增加C的扩散速度，故加速了奥氏体的形成速度；非碳化物形成元素（Si、Al、Mn等）对C的扩散速度影响不大，故对奥氏体的形成速度无显著影响。 （）合金元素改变了钢的临界温度，故改变了过热度：Ni、Mn、Cu等可使A1点降低，使T增大，因而相变驱动力增加，形成速度增加；Cr、Mo 、 Ti、W等使A1点升高，使T降低，减小奥氏体的形成速度. （）合金元素在P体中分布不均匀，碳化物形成元素主要在Fe3C中，非碳化物形成元素主要存在于共析铁素体中，在碳化物溶解后，除了奥氏体中C的均匀化外，还包括合金元素的均匀化，因此合金钢的奥氏体化时间更长。,2.2.4 连续加热时奥氏体的形

11、成特点,图2-9 珠光体向奥氏体转变动力学曲线,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。 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。,2.3 奥氏体晶粒长大及其控制,2.3.1 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。 晶粒度级别与晶粒大小的关系 n = 2N-1 (2-5) n - X100倍时，晶粒数 / in2 N - 晶粒度

12、级别,图2-10 X100倍 晶粒度,奥氏体晶粒度有三种： 初始晶粒度 - 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。初始晶粒一般很细小，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,2.3.2 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,公式(2-6)的推导:,图2-13 双晶体中的A、B两晶粒，其中B晶粒呈球状存在于A晶粒中。,面积为A的晶界如果移动dx距离时，体系总的Gibbs自由能变

13、化为dGt ，则沿x方向有力P作用于晶界上，构成晶界移动的驱动力。 图2-13中A、B晶粒间的晶界构成一曲率半径为R的球面。,图2-14 大晶粒吃掉小晶粒示意图(箭头表示晶界迁移方向),图2-15 晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构,图2-16 顶角均为1200 的多边形晶粒,图2-17 三维晶粒的稳定形状 - Kelvin正十四面体,图2-18 大晶粒和小晶粒的几何关系,为保持三晶界交会处的界面张力平衡，交会处的面角应为120o，晶界将弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶界。 大晶粒将吃掉小晶粒，使总晶界面积减少，总的界面能降低。,大晶粒将吃掉小晶粒 ?,(2) 晶界迁移阻力,图2-19 Zen

14、er微粒钉扎晶界模型,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。,2.3.3 影响奥氏体晶粒长大的因素,(1) 加热温度和保温时间,表现为晶界的迁移，实质上是原子在晶界附近的扩散过程。 晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比。,图2-

15、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。,（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。 如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加上实际形成温度高，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

16、，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，为的就是保留一定的残留渗碳体。,（4）合金元素的影响,Mn，P 促进奥氏体晶粒长大： Mn - 在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能； P - 在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数。 强碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。 Nb Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu,图2-22 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 （原始组织） 用Al脱氧，可形成 Al

17、N - 本质细晶粒钢 用Si、Mn脱氧 - 本质粗晶粒钢,奥氏体晶粒大小的控制,从以上分析看：凡提高扩散的因素，如温度、时间，均能加快A长大。第二相颗粒体积分数f 增大，线度r减小，均能阻止A长大。提高起始晶粒度的均匀性与促使晶界平直化均能降低驱动力，减弱A长大。 1、凡提高D的因素均加快奥氏体晶粒长大； 2、存在未溶的碳化物等第二相质点均阻碍奥氏体晶粒长大； 3、调整工艺参数，提高起始晶粒的均匀性，阻碍奥氏体晶粒长大。,控制方法： 1、利用Al脱氧，形成AlN质点，细化晶粒，细晶粒钢 2、利用难熔强碳化物形成合金元素形成碳化物、氮化物细化晶粒 ； 3、采用快速加热，短时保温的办法来获得细小晶

18、粒 4、控制钢的热加工工艺和预备热处理工艺。,过热、过烧及其校正,一、过热及其校正 、过热： 加热转变终了时所得奥氏体晶粒一般均较细小。但如果在转变终了继续升高温度，则如前所述，奥氏体晶粒将继续长大。如果仅仅是晶粒长大而在晶界上并未发生能使晶界弱化的某些变化，则被称为过热。 过热将使随后的缓冷所得的铁素体晶粒、珠光体团以及随后的快冷所得的马氏体组织变粗，这将使钢的强度和韧性变坏。因此必须用再次热处理来校正由于加热不当而出现的过热现象。,2、 遗传：相变时产物保留了原始组织的宏观或微观的某些特征的现象。遗传有组织遗传和相遗传。 组织遗传：校正过热时，如果加热不当，虽然再次加热的温度并不高，但是只能得到与原过热组织 相同的粗大奥氏体晶粒，这种现象称为组织遗传。组织遗传使力学性能降低，是一种有害现象。,3、过热组织的校正 引起组织遗传的原因是：淬火态组织快加热或慢加热时均可得到与原奥氏体晶粒完全相同或相近的粗大奥氏体晶粒。校正过热组织、消除组织遗传的办法大致有以下几种： （）由于控温不当导致加热温度过高，在已经引起过热的情况下，应采用较缓慢的冷却以获得平衡态组织，再次加热到正常温度即可获得细晶粒奥氏体。 （）如果过热后仍进行淬火，得到粗大的不平衡组织，则应采取以下方法进行校正以消除组织遗传： 采用中速加热以获得细晶粒奥氏体； 采用快速或慢速加热到高出上临界点150200 的温度使