第一章 钢的加热转变

1、第一章第一章 钢的加热转变（钢的加热转变（4课时）课时） 1-1 奥氏体的形成奥氏体的形成 奥氏体奥氏体的的结构及存在范围结构及存在范围 图1-1 奥氏体的单胞 n 奥氏体是碳溶于-Fe 中的间隙固溶 体。 n 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。 n 八面体间隙半径 0.52 ，碳原子半 径 0.77 点阵畸变。 n 奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域 GS线 - A3线 ES线 - Acm线 PSK线 - A1线 n 碳在奥氏体中的最大 溶解度为2.11wt%。 n 碳原子的溶入使 -Fe 的点阵畸变，点阵常数 随碳含量的增加而增大。 图1-2 Fe-F

2、e3C 相图 奥氏体的性能奥氏体的性能 n 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，制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。 n 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。 n 奥氏体塑性很好，屈服强度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。 奥氏体形成的热力学条件奥氏体形成的热力学条件 图1-3 自由能和温度关系图 G = V Gv + S + V - Gd (1-1) - Gd - 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低 n 相变必须在一定的过热 度T下，使得GV 0，才

3、 能得到G Cr- ，浓度差 dC = Cr-k - Cr- , 将在奥氏体内产生 扩散 Cr- Cr- ； Cr-k Cr-k 相界面上的平衡浓度被打破。 为了恢复并维持相界面上的 平衡浓度 点阵重构，向方向长 大，Cr- Cr- Fe3C向中溶解，向Fe3C方 向长大， Cr-k Cr-k n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。 n由于 /Fe3C相界面的碳浓度差 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。

4、 （3）剩余渗碳体的溶解）剩余渗碳体的溶解 n 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）奥氏体成分的均匀化 n 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度 低。 n 通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩散，实现奥 氏体成分的均匀化。 马氏体向奥氏体的转变马氏体向奥氏体的转变 n 非平衡组织奥氏体化，加热温度Ac1或Ac3以上。 n 马氏体板条之间奥氏体以针状形核；板条束之间奥氏体以球状形 核。针状奥氏体只是奥氏体初始阶段的一种过渡性组织形态，随 继续保温或升温通过再结晶变成球状奥氏体，或合并成大晶粒奥 氏体。 n 组织遗传：指钢加热后得到的奥氏体晶粒就是前一

5、次奥氏体化 时得到的晶粒。 n 若原奥氏体组织粗大，这种遗传极为有害。 图1-8 针状奥氏体晶粒合并长大示意图 1-3 奥氏体形成的动力学奥氏体形成的动力学 形核率形核率 n 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。 n 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) (1-2) 式中: C - 常数 G* - 临界形核功 Q - 扩散激活能 k - 波尔兹曼

6、常数，= 1.38X10-23 J/K T - 绝对温度 N - 形核率，单位 1/(mm3 s) n PA的相变，是在升高温度下进行的相变。 n 温度升高时， G* ，Q ，从而形核率 N 增大。 奥氏体线长大速度奥氏体线长大速度 n 碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT) G - 长大线速度，单位 mm/s n 温度升高时，D , dC , C , Ck 从而线长大速度G增大。 奥氏体等温形成动力学曲线奥氏体等温形成动力学曲线 n 设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方 程（Johnson-Mehl方程)： 3 4 1 exp()(1 4) 3 t VNG t n 转变量

7、达50%左右时，转变速度最大。 n 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 n 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。 图1-9 奥氏体等温形成动力学 曲线（等温TTA图） n 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。 n 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。 连续加热时奥氏体形成动力学连续加热时奥氏体形成动力学 图1-10 珠光体向奥氏体转变 动力学曲线(TTA图） n 奥氏体形成是在一个温度范 围内完成的。 n 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

8、速度则增大。 n 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。 n 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。 影响奥氏体形成速度的因素影响奥氏体形成速度的因素 n 除转变温度和加热速度外，还有： （1）钢的原始组织状态）钢的原始组织状态 n 原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变 过程越快。 n 片状珠光体快于粒状珠光体。 （2）钢的化学成分）钢的化学成分 n 含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、 C原子扩散系数增大，从而增高N和G，形成速度增大。 n 碳化物形成元素C

9、r，W，Mo，V，阻碍碳的扩散，降 低形成速度。 n 非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的扩散，增大形成 速度。 n Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形 成速度。 1-4 奥氏体晶粒的长大及其控制奥氏体晶粒的长大及其控制 研究奥氏体长大的必要性研究奥氏体长大的必要性 n 奥氏体晶粒大小直接影响室温组织尺寸。 n 组织大小对屈服强度的影响遵循Hall-Petch关系。 n 细小组织可降低钢的韧脆转化温度。 n 对性能影响最大的组织因素是奥氏体的晶粒大小。 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度 n 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。 n 晶粒度

10、级别与晶粒大小的关系 n = 2N-1 (1-5) n - X100倍时，晶粒数 / in2（相当645.16mm 2) N - 晶粒度级别 n 晶粒度级别与平均截距的关系 N =-3.2877-6.6439lgl (1-6) 图1-11 X100倍 晶粒度 1110 15.69 228 317 446 625 884 1253 1772 2501 d (m)N n 奥氏体晶粒度有三种：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。 本质晶粒度

11、- 表示钢在一定加热条件下奥氏体晶粒 长大的倾向性。 在 93010，保温38小时后测定： 14级-本质粗晶粒钢(硅脱氧的钢），晶粒容易长大。 58级-本质细晶粒钢(铝脱氧的钢，AlN)，晶粒不容 易长大。 奥氏体晶粒长大机制奥氏体晶粒长大机制 晶粒长大的驱动力晶粒长大的驱动力 n 驱动力来自总的晶界能的下降。 (1)对于球面晶界，有一指向曲率中心的 驱动力P作用于晶界。 R P 图1-12 球面晶界长大 驱动力示意图 图1-13 大晶粒吃掉小晶粒示意图 (箭头表示晶界迁移方向) 图1-14 晶粒大小均匀一致时稳定 的二维结构 图1-15 顶角均为1200 的 多边形晶粒 图1-16 三维晶粒

12、的稳定形状 - Kelvin正十四面体 图1-17 大晶粒和小晶粒的几何关系 n 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。 n 大晶粒将吃掉小晶 粒，使总晶界面积减 少，总的界面能降低。 n 由式（1-8）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。 图1-19 奥氏体晶粒长大过程 (3) 奥氏体晶粒长大过程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

13、共存。 均匀长大期：细小晶 粒被吞并后，缓慢长 大。 图1-20 奥氏体晶粒大小与加热温度、 保温时间的关系 n 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。 n 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）加热速度的影响 n 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。 n 快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏 体晶粒度。 n 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）钢的碳含量的影响 n 碳

14、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。 n 当碳以未溶二次渗碳体形式存在时，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，目的就是保留一定的残 留渗碳体。 （4）合金元素的影响）合金元素的影响 n 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。 n 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。 Al Ti Zr V W

15、 Mo Cr Si Ni Cu 阻碍作用强 阻碍作用弱 图1-21 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）冶炼方法冶炼方法 n 用Al脱氧，可形 成 AlN - 本质细晶粒钢 n 用Si、Mn脱氧 - 本质粗晶粒钢 奥氏体晶粒大小的控制及其在生产中的应用奥氏体晶粒大小的控制及其在生产中的应用 n 利用AlN颗粒细化晶粒。重要的钢都用铝脱氧。 n 利用过渡族金属的碳化物 (如TiC，NbC等）细化晶 粒。如工具钢、高强度低 合金钢（High Strength Low Alloy Steel，简称 HSLA)又称为微合金化钢。 n 采用快速加热，利用温度和 时间对奥氏体晶粒长大的影 响细化晶粒，如高频感应加 热淬火、多次奥氏体化。 图1-22 HSLA钢晶粒细化示意图 粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断 n 过热：指加热温度超过临界点太多，引起奥氏体晶粒长大， 结果在冷却后得到的组织，如马氏体或贝氏体，也十分粗大。 n 相