奥氏体的形成课件

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奧氏體的形成2.1奧氏體及其形成機理2.1.1奧氏體的結構及其存在範圍圖2-1奧氏體的單胞

奧氏體是碳溶於γ-Fe中的間隙固溶體

碳原子位於八面體間隙中心，即FCC晶胞的中心或棱邊的中點

八面體間隙半徑0.52Ǻ

碳原子半徑0.77Ǻ→點陣畸變*圖2-2Fe-C相圖

奧氏體相區：NJESGN包圍的區域

GS線----A3線

ES線----Acm線

PSK線----A1線

碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt%(10at%)

碳原子的溶入使γ-Fe的點陣畸變，點陣常數隨碳含量的增加而增大*2.1.2奧氏體的性能

奧氏體的比容最小，線膨脹係數最大，且為順磁性（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測定相變開始點，製作要求熱膨脹靈敏的儀錶元件。

奧氏體的導熱係數較小，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜採用過大的加熱速度。

奧氏體塑性很好，σS較低，易於塑性變形。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區進行。*2.1.3奧氏體形成的熱力學條件圖2-3自由能和溫度關係圖∆G=V∆Gv+Sσ+εV-∆Gd(2-1)-∆Gd----在晶體缺陷處形核引起的自由能降低

相變必須在一定的過熱度∆T下，使得∆GV<0，才能得到∆G<0。所以相變必須在高於A1

的某一溫度下才能發生，奧氏體才能開始形核。*圖2-4

以0.125℃/min加熱和冷卻時，Fe-C相圖中臨界點的移動

加熱時臨界點加注c

：

Ac1Ac3Accm

冷卻時臨界點加注r：

Ar1Ar3Arcm*2.1.4奧氏體的形成機理

奧氏體的形成為形核長大、擴散型相變

奧氏體的形成過程可分成四個階段：（1）奧氏體的形核（2）奧氏體的長大（3）滲碳體的溶解（4）奧氏體的均勻化*圖2-5奧氏體形成的四個階段（1）（2）（3）（4）**（1）奧氏體的形核

形核的成分、結構條件在A1溫度（727℃）：

α+Fe3Cγ

C%0.02186.690.77結構BCC

複雜斜方FCC*

形核位置鑒於相變對成分、結構以及能量的要求，晶核將在α/Fe3C相介面上優先形成，這是由於：①相介面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利於相變對能量的要求。②相介面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿介面擴散較晶內為快，從而加速了奧氏體的形核。③相介面處，原子排列較不規則，易於產生結構起伏，從而由BCC改組成FCC。

*（2）奧氏體的長大圖2-6相介面上的碳濃度及擴散∆Cr↔k∆Cr↔αdCdx*圖2-7相介面上的碳濃度及擴散C%dCdx*①奧氏體在α/Fe3C相介面上形核後，將產生三相平衡，產生γ/Fe3C和r/α兩個相介面。②Cr-k>Cr-α

，濃度差dC=Cr-k

-Cr-α

將在奧氏體內產生擴散

Cr-α↑→Cr-α’；Cr-k↓→Cr-k’

相介面上的平衡濃度被打破③為了恢復並維持相介面上的平衡濃度

α點陣重構→γ，向α方向長大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，Cr-k’↑→Cr-k

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奧氏體晶核的長大速度*

由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃度梯度成正比，而與相介面上的碳濃度差成反比。

由於γ/Fe3C相介面的碳濃度差∆Cγ↔k

較大，Fe3C本身複雜的晶體結構，使得奧氏體向滲碳體方向的長大速度遠比向鐵素體方向為小，所以鐵素體向奧氏體的轉變比滲碳體的溶解要快得多，鐵素體先消失，而滲碳體有剩餘。*（3）剩餘滲碳體的溶解

剩餘滲碳體借助於Fe、C原子的擴散進一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化

原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。

通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴散，實現奧氏體成分的均勻化。*2.2奧氏體形成的動力學2.2.1形核率

為了滿足形核的熱力學條件，需依靠能量起伏，補償臨界晶核形核功，所以形核率應與獲得能量漲落的幾率因數exp(-∆G*/kT)

成正比。

為了達到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經擴散富集到形核區，所以應與原子擴散的幾率因數exp(-Q/kT)

成正比。*N=C’exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT)(2-3)式中:C’----常數

∆G*----臨界形核功

Q----擴散啟動能

k----玻爾茲曼常數，=1.38X10-23J/KT----絕對溫度

N----形核率，單位1/(mm3

•s)

與結晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進行的相變。溫度升高時，∆G*↓，Q↓，從而形核率N增大。*2.2.2奧氏體線長大速度

碳在奧氏體中的擴散係數D=D0exp(-Q/RT)

阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G----長大線速度，單位mm/s

溫度升高時，D↑,dC↑,∆Cγ↔α↓,∆Cγ↔k↓

從而線長大速度G增大。*2.2.3奧氏體等溫形成動力學曲線

設新形成的奧氏體為球狀，則由詹森-邁爾方程（Johnson-Mehl方程)：Vt----新形成奧氏體的體積分數

轉變量達50%左右時，轉變速度最大。

轉變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。

轉變溫度越高，完成轉變所需的時間越短。*圖2-8奧氏體等溫形成動力學曲線

形成溫度升高，N的增長速率高於G的增長速率，N/G增大，可獲得細小的起始晶粒度。

形成溫度升高，Gγ→α/Gγ→k

增大，鐵素體消失時，剩餘滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含量降低。*2.2.4連續加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向奧氏體轉變動力學曲線*

奧氏體形成是在一個溫度範圍內完成的。

隨加熱速度增大，轉變趨向高溫，且轉變溫度範圍擴大，而轉變速度則增大。

隨加熱速度增大，C，Fe原子來不及擴散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。

快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細化；同時，剩餘滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。*2.2.5奧氏體形成速度的影響因素

除轉變溫度和加熱速度外，還有：（1）鋼的原始組織狀態

原始組織越細，晶體缺陷越多，奧氏體轉變過程越快。

片狀珠光體快於粒狀珠光體。*（2）鋼的化學成分

含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相介面積越大，Fe、C原子擴散係數增大，從而增高N和G，形成速度增大。碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴散，降低形成速度。非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴散，增大形成速度。

Mn，Ni降低鋼的臨界點，細化原珠光體組織，增大形成速度。*2.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細，8級以上為超細晶粒。

晶粒度級別與晶粒大小的關係

n=2N-1(2-5)n----X100倍時，晶粒數/in2

N----晶粒度級別*圖2-10X100倍晶粒度Nd(μm)125021773125488562644731822915.61011*

奧氏體晶粒度有三種：①初始晶粒度

----奧氏體形成剛結束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。初始晶粒一般很細小，大小不均，晶界彎曲。

實際晶粒度

----鋼經熱處理後所獲得的實際奧氏體晶粒大小。*

本質晶粒度

----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。在930±10℃，保溫3~8小時後測定：

1~4級----本質粗晶粒鋼，晶粒容易長大。

5~8級----本質細晶粒鋼，晶粒不容易長大。*圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃*2.3.2奧氏體晶粒長大機制

晶粒長大的驅動力驅動力來自總的晶界能的下降。對於球面晶界，有一指向曲率中心的驅動力P作用於晶界。RP圖2-12球面晶界長大驅動力示意圖*

公式(2-6)的推導:圖2-13雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在於A晶粒中。

面積為A的晶界如果移動dx距離時，體系總的Gibbs自由能變化為dGt

，則沿x方向有力P作用於晶界上，構成晶界移動的驅動力。圖2-13中A、B晶粒間的晶界構成一曲率半徑為R的球面。*圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示意圖(箭頭表示晶界遷移方向)圖2-15晶粒大小均勻一致時穩定的二維結構*圖2-16頂角均為1200

的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的穩定形狀--Kelvin正十四面體*圖2-18大晶粒和小晶粒的幾何關係

為保持三晶界交會處的介面張力平衡，交會處的面角應為120o，晶界將彎曲成曲率中心在小晶粒一側的曲面晶界。大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶介面積減少，總的介面能降低。*(2)晶界遷移阻力圖2-19Zener微粒釘紮晶界模型

晶界向右遷移時，奧氏體晶介面積將增加，所受的最大阻力為：*

由式（2-7）可知：當第二相微粒所占的體積分數f一定時，第二相粒子越細小（r越小），提供的對晶界遷移的總阻力越大。反之，當第二相微粒粗化時，對晶界遷移的總阻力將會變小。*(3)奧氏體晶粒長大過程圖2-20奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。不均勻長大期：粗細晶粒共存。均勻長大期：細小晶粒被吞併後，緩慢長大。*2.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫時間

表現為晶界的遷移，實質上是原子在晶界附近的擴散過程。晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅動力成正比。*圖2-21奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關係

隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長大速度成指數關係迅速增大。加熱溫度升高時，保溫時間應相應縮短，這樣才能獲得細小的奧氏體晶粒。*（2）加熱速度的影響

加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細小的起始晶粒度。快速加熱並且短時間保溫可以獲得細小的奧氏體晶粒度。如果此時長時間保溫，由於起始晶粒細小，加上實際形