奥氏体的形成

关于奥氏体的形成第1页，课件共72页，创作于2023年2月热处理过程一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的在于改变金属内部组织结构使其满足服役条件所提出的性能要求。欲使材料获得要求的性能，首先要把钢加热，获得A组织（奥氏体化），然后再以不同的方式冷却，发生不同转变，以获得不同的组织。可以控制A转变的条件获得理想的A组织，为后续处理做好组织准备。第2页，课件共72页，创作于2023年2月1、热处理的条件（1）有固态相变发生的金属或合金（2）加热时溶解度有显著变化的合金例（1）纯金属：有无同素异构转变。Al、Cu等金属不能热处理强化只能形变强化。（2）合金：根据合金相图判断，有无固体相变或溶解度变化。注：不包括低温的去应力退火等热处理的条件第3页，课件共72页，创作于2023年2月为什么钢能热处理?①α→γ固态相变﹄有相变重结晶②C溶解度显著变化﹄可固溶强化热处理温度区间：

A1＜

T＜TNJEF热处理第一步—加热奥氏体化LL+γγα+γγ+Fe3Cα+Fe3CαδL+Fe3CCESPQGKFDABC%6.69FeT

JNHA1→Fe3C铁碳相图第4页，课件共72页，创作于2023年2月第5页，课件共72页，创作于2023年2月

奥氏体（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体，存在于共析温度以上，最大碳含量为2.11%奥氏体的组织形态多为多边形等轴晶粒，在晶粒内部往往存在孪晶亚结构2.1、奥氏体的组织特征第6页，课件共72页，创作于2023年2月一、奥氏体的组织和结构

1.奥氏体组织

多边形的等轴晶粒

2.结构碳在γ-Fe中的间隙固溶体第7页，课件共72页，创作于2023年2月C在γ-Fe最大溶解度为2.11wt%，远小于理论值20wt%。（八面体间隙半径5.2×10-2nm，C原子半径7.7×10-2nm)C的溶入使晶格发生点阵畸变，使晶格常数增大。C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏。第8页，课件共72页，创作于2023年2月二、奥氏体性能室温不稳定相高塑性、低屈服强度利用奥氏体量改善材料塑性顺磁性能测残余奥氏体和相变点线膨胀系数大应用于仪表元件导热性能差耐热钢比容最小利用残余奥氏体量减少材料淬火变形第9页，课件共72页，创作于2023年2月第10页，课件共72页，创作于2023年2月三、奥氏体的形成与铁碳相图EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ2.1、奥氏体的形成平衡加热状态实际加热状态（非平衡态）A形成的条件——过热第11页，课件共72页，创作于2023年2月1.平衡加热状态

亚共析钢的奥氏体化•室温下组织为F+P。•A1以上，F+A•A3以上，AAFT℃CFeA1A3Acm第12页，课件共72页，创作于2023年2月过共析钢的奥氏体化•室温下组织为P+Fe3C•A1以上，Fe3C+A•Acm以上，A•在A1〜Acm之间的奥氏体化，称为不完全奥氏体化，热处理工艺中常用。AFT℃CFe1.平衡加热状态

A1A3Acm第13页，课件共72页，创作于2023年2月2.实际加热状态（非平衡态）实际加热或冷却都是在较快的速度下进行（非平衡过程），实际转变温度与相图中的临界温度存在一定的偏离，会出现滞后。也即G=GA-Gp

＜0才发生转变。加热时：实际转变温度移向高温，以Ac表示Ac1、Ac3、Accm

冷却时：实际转变温度移向低温，用Ar表示Ar1、Ar3、Arcm第14页，课件共72页，创作于2023年2月转变温度Ac1Ac3AccmA3AcmArcmAr3Ar1A1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→第15页，课件共72页，创作于2023年2月钢在加热和冷却时临界温度的意义Ac1——加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度；Ar1——冷却时奥氏体向珠光体转变的开始温度；Ac3——加热时先共析铁素体全部转变为奥氏体的终了温度；Ar3—冷却时奥氏体开始析出先共析铁素体的温度；Accm—加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度Arcm——冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度。

第16页，课件共72页，创作于2023年2月GT℃A1=727℃GPGA△

GV△T3.

A形成的条件

过热（T>A1）过热度↗，Ac1↗，驱动力↗，转变速度↗。第17页，课件共72页，创作于2023年2月加热工序的目的：得到奥氏体P(F+Fe3C)→A结构体心复杂面心含碳量0.770.02186.690.77二、奥氏体的形成过程(以共析钢为例)可见:珠光体向奥氏体转变,是由成分相差悬殊、晶格截然不同的两相混合物转变成单相固溶体的过程。因此在奥氏体的形成过程必定发生晶格重构和铁、碳原子的扩散。第18页，课件共72页，创作于2023年2月2.2、奥氏体形成机制形核+长大1.奥氏体的形核球状珠光体中：优先在F/Fe3C界面形核片状珠光体中：优先在珠光体团的界面形核也在F/Fe3C片层界面形核Fe3CF珠光体团界FFe3CAF+Fe3CA

Ac1以上加热球状P形核片状P形核(珠光体类组织向A转变）(以共析钢为例）第19页，课件共72页，创作于2023年2月奥氏体在F/Fe3C界面形核原因：

(1)易获得形成A所需浓度起伏，结构起伏和能量起伏.(2)在相界面形核使界面能和应变能的增加减少。△G=-△Gv+△Gs+△Ge-△Gd

△Gv—体积自由能差，△Gs—表面能，△Ge—弹性应变能相界面△Gs

、△Ge

较小，更易满足热力学条件△G<0.第20页，课件共72页，创作于2023年2月第21页，课件共72页，创作于2023年2月A3AcmA1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→℃7387808200.230.930.410.680.890.79第22页，课件共72页，创作于2023年2月1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大2.2、奥氏体形成机理A的长大是通过渗碳体的溶解，C原子在A中的扩散以及A两侧界面向F和Fe3C推移来进行的。

A长大方向基本垂直于片层和平行于片层。

4s6s8s15s第23页，课件共72页，创作于2023年2月T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CAFe3CFT1CA/Fe3CAAT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A垂直于片层长大受控于C在A中扩散，C在F中扩散起促进作用。第24页，课件共72页，创作于2023年2月Fe3CFA奥氏体长大方向平行于片层A平行于片层长大速度>垂直于片层长大速度第25页，课件共72页，创作于2023年2月45钢在735℃加热10min的组织15000×第26页，课件共72页，创作于2023年2月1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大片状珠光体

奥氏体向垂直于片层和平行于片层方向长大.球状珠光体

奥氏体的长大首先包围渗碳体,把渗碳体和铁素体隔开,然后通过A/F界面向铁素体一侧推移,A/Fe3C界面向Fe3C一侧推移,使F和Fe3C逐渐消失来实现长大的.2.2、奥氏体形成机理第27页，课件共72页，创作于2023年2月原始组织5S8S15S球状P向A的转变第28页，课件共72页，创作于2023年2月3.残余碳化物的溶解

残余碳化物:

当F完全转变为A时，仍有部分Fe3C没有转变为A，称为残余碳化物。∵①A/F界面向F推移速度>A/Fe3C界面向Fe3C推移速度②刚形成的A平均含碳量<P含碳量

残余碳化物溶解:

由Fe3C中的C原子向A中扩散和铁原子向贫碳Fe3C扩散,Fe3C向A晶体点阵改组实现的.1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大2.2、奥氏体形成机理第29页，课件共72页，创作于2023年2月第30页，课件共72页，创作于2023年2月AFe3CFT1CA/Fe3CAFT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A第31页，课件共72页，创作于2023年2月3.残余碳化物的溶解

1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大2.2、奥氏体形成机理4.奥氏体的均匀化奥氏体的不均匀性：即使Fe3C完全溶解转变为奥氏体，碳在奥氏体中的分布仍然不均匀，表现为原Fe3C区域碳浓度高，原F区碳浓度低。奥氏体的均匀化：随着继续加热或继续保温，以便于碳原子不断扩散，最终使奥氏体中碳浓度均匀一致。第32页，课件共72页，创作于2023年2月奥氏体的形成（以共析钢为例）奥氏体形核奥氏体长大残余Fe3C溶解奥氏体均匀化第33页，课件共72页，创作于2023年2月共析钢奥氏体化过程第34页，课件共72页，创作于2023年2月奥氏体转变的类型由珠光体类(平衡组织)向奥氏体转变由马氏体类(非平衡组织)向奥氏体转变0.12C-3.5Ni-0.35Mo钢720℃保温10s后形成的两种A针状球状第35页，课件共72页，创作于2023年2月第36页，课件共72页，创作于2023年2月一.奥氏体等温形成动力学2.3、奥氏体转变动力学1、奥氏体转变量图730℃750℃790℃

奥氏体量（％）时间(S)100500共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系——奥氏体转变量与温度，时间的关系第37页，课件共72页，创作于2023年2月由图可见：（1）A转变有孕育期,（2）A转变速度先增后减，转变量50％时最大（3）T↗，孕育期↘，转变速度↗（4）此曲线仅表示P→A转变刚结束。730℃750℃790℃

奥氏体量（％）时间(S)100500共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系第38页，课件共72页，创作于2023年2月一.奥氏体等温形成动力学

2、等温转变图(TTA)—TimeTemperatureAustenitization800750700温度/℃t/s730750790T/℃

奥氏体量（％）100500——奥氏体转变开始线——奥氏体转变完成线PP+AA第39页，课件共72页，创作于2023年2月TTA图的说明不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPT(s)T/℃可见：残余A的溶解，特别是成分均匀化所需时间最长。Ac112341—A转变开始线2—A转变终止线3—残余Fe3C溶解终止线4—A均匀化终止线0101102103104第40页，课件共72页，创作于2023年2月二.奥氏体等温形成动力学分析

1、形核率

3.3、奥氏体转变动力学σ－新旧相间的比界面能△GV－体积自由能差

ES－体积应变能Q-扩散激活能,W-临界形核功T↗，I↗，其原因：T↗，A形核所需的浓度起伏减小,T↗，W↘,exp（－W/KT）↗T↗，exp（－Q/KT）↗，即能克服能垒进行扩散的原子数↗T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT2第41页，课件共72页，创作于2023年2月二.奥氏体等温形成动力学分析

2、A长大线速度假设：①忽略F和Fe3C中的浓度梯度②相界面处维持局部平衡③C在A中扩散达准稳态导出，相界面推移速度为：3.3、奥氏体转变动力学1)T↗，G↗FFe3CAT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CD—C在A中扩散系数，dC/dx—A中浓度梯度△CB—两相在界面上的浓度差讨论：2)GA→FGF→A>第42页，课件共72页，创作于2023年2月CA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C第43页，课件共72页，创作于2023年2月☆综上所述，和过冷情况下的结晶过程不同，A形成时，

T↗（或过热度△T↗），始终有利于A的形成。∴T↗，A形成速度↗第44页，课件共72页，创作于2023年2月公式应用：估算某一温度下A向F（或Fe3C）的移动速度。当A形成温度为780℃时∴F先消失，剩余碳化物T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C转变温度↗，残余碳化物量↗第45页，课件共72页，创作于2023年2月三.影响奥氏体转变速度的因素温度、成分、原始组织1、温度的影响3.3、奥氏体转变动力学T↗，I↗，G↗，且I↗>G↗各种因素中，T的影响作用最强烈2、原始组织的影响片状P转变速度>球状P薄片较厚片转变快3、碳含量的影响C％↗，A形成速度↗，第46页，课件共72页，创作于2023年2月三.影响奥氏体转变速度的因素温度、成分、原始组织4、合金元素的影响2.3、奥氏体转变动力学（1）对A形成速度的影响改变临界点位置，影响碳在A中的扩散系数合金碳化物在A中溶解难易程度的牵制对原始组织的影响（2）对A均匀化的影响

合金钢需要更长均匀化时间第47页，课件共72页，创作于2023年2月四.连续加热时A形成动力学2.3、奥氏体转变动力学

连续转变图

V1

＜V2＜V3不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPt/sT/℃V3V2V1Ac1第48页，课件共72页，创作于2023年2月四.连续加热时A形成动力学3.3、奥氏体转变动力学特点：（1）加热速度↗，临界点↗，（2）转变在一个温度范围内完成，（3）形成速度随加热速度↗而↗，（4）A起始晶粒度随加热速度速度↗而细化，（5）A成分不均匀性随加热速度↗而↗。V1V3

＜V2

＜V1不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPt/sT/℃V3V2Ac1第49页，课件共72页，创作于2023年2月一.奥氏体晶粒度2.4、奥氏体晶粒长大及其控制n=2N-1

概念:起始晶粒度、n0=(I/G)1/2

实际晶粒度、本质晶粒度应用:晶粒细化处理第50页，课件共72页，创作于2023年2月5～8级的钢为本质细晶粒度的钢1～4级的钢为本质粗晶粒度钢第51页，课件共72页，创作于2023年2月本质粗晶粒度：奥氏体随温度的升高迅速长大的钢。如经锰硅脱氧的钢、沸腾钢等本质细晶粒度：奥氏体晶粒长大倾向小，加热到较高温度时才显著长大的钢。如经铝脱氧的钢、镇静钢等第52页，课件共72页，创作于2023年2月关于本质晶粒度概念的要点：（1）表征该钢种在通常热处理条件下A晶粒长大的趋势，不代表真实，实际晶粒大小。（2）本质粗晶粒度钢实际晶粒度并不一定粗大，本质细晶粒度钢实际晶粒度并不一定细小，取决于具体的热处理工艺有关。（3）本质晶粒度主要与成分和冶炼条件有关。铝脱氧的钢一般为本质细晶粒钢；含有Ti，V、Zr、Nb等。（4）是确定热处理工艺参数的重要依据。本质细晶粒钢加热范围较宽，可以在930度高温下渗碳后直接淬火，不致引起奥氏体晶粒粗大。第53页，课件共72页，创作于2023年2月二.奥氏体晶粒长大机制3.4、奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大驱动力:——界面能的降低。驱动力大小:F驱=2σ/R

方向：指向曲率中心abc120°120°σ-比界面能，R-晶界曲率半径理想界面形态：界面平直，界面间夹角120°，如b图晶粒长大方式：大吃小第54页，课件共72页，创作于2023年2月公式(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。第55页，课件共72页，创作于2023年2月第56页，课件共72页，创作于2023年2月二.奥氏体晶粒长大机制3.4、奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大阻力——第二相质点的钉扎作用

F阻=3fσ/2r

r-粒子半径,f–粒子数,σ-比界面能界面θrσσ第二相质点越细小，分散，总阻力↗第57页，课件共72页，创作于2023年2月第58页，课件共72页，创作于2023年2月在加热转变中，保温时间一定时，随保温温度升高，A晶粒不断长大，称为正常长大。如图中曲线1。在加热转变中，保温时间一定时，随保温温度升高，A晶粒长大不明显，必须当温度超过某一定值后，晶粒才随温度升高而急剧长大，称为异常长大，如图中曲线2。长大方式第59页，课件共72页，创作于2023年2月1.正常长大晶界在驱动力P推动下匀速前进，由经典力学可导出：DA2=Kexp(-Q/KT)τ其中，DA

为长大中A晶粒平均直径，K为常数，τ为时间，Q为Fe的自扩散激活能。可见在一定温度T，随时间τ↑，DA↑。

2.异常长大

(1)异常长大的原因由于温度T升高，第二相颗粒(碳氮化合物)的溶解，使阻力F=0，而此时驱动力P却很大，故晶粒急剧长大。

(2)异常长大的特点

长大到一定程度不在长大；在长大过程中出现混晶现象。第60页，课件共72页，创作于2023年2月(1)加热温度和保温时间

T↗,t↗,A晶粒度↗

(2)加热速度快速加热并短时保温可获得细小A晶粒。

(3)第二相颗粒

(4)合金元素

(5)原始组织三.奥氏体晶粒长大影响因素3.4、奥氏体晶粒长大及其控制第61页，课件共72页，创作于2023年2月

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。第62页，课件共72页，创作于2023年2月

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。第63页，课件共72页，创作于2023年2月（2）加热速度：加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度加热方法加热速度

/℃/秒加热温度（淬火后铁素体消失的温度）/℃起始奥氏体晶粒的平均面积/μm2

炉内加热0.0382560282540883030感应加热20087028100090029第64页，课件共72页，创作于2023年2月（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，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。第65页，课件共72页，创作于2023年2月（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。

AlTiZrVWMoCrSiNiCu

阻碍作用强阻碍作用弱第66页，课件共72页，创作于2023年2月

奥氏体晶粒直径与加热温度的关系1