1-奥氏体转变

阻碍作用强
阻碍作用弱
（5）冶炼方法
用Al脱氧，可 形成 AlN ---- 本质细晶粒钢 用Si、Mn脱氧 ---- 本质粗晶粒钢
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
§6 钢的组织遗传
钢的组织遗传性：原始为过热非平衡组织(马氏 体,贝氏体,魏氏组织),经一定的加热和冷却后,所形成 的晶粒组织恢复了原始粗大晶粒组织. 这种恢复包括晶粒尺寸,形状及位向.
7 8 9 10
31 22 15.6 11
图2-10 X100倍 晶粒度
奥氏体晶粒度：
① 起始晶粒度 ---- 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。起始晶粒一般很细小，大小不均， 晶界弯曲。 ② 实际晶粒度 ---- 钢经热处理后所获得 的实际奥氏体晶粒大小。
③ 本质晶粒度 ---- 表示钢在一定加热条件下奥 氏体晶粒长大的倾向性。 在 930±10℃，保温3~8小时后测定： 1~4级----本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。
3. 有些经过某种处理后的零件, 提高加热温度和速度, 增加保温时间可以消除组织遗传性的不利影响, 增 加其有利作用, 使晶粒更为细小,性能更为优良。 在热处理过程中, 可以利用这些规律
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm 冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时， Fe-C相图中临界点的移动
二.A的组织结构和性能
1.组织结构
奥氏体是碳溶于 γ-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 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
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， σS 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。
表2-1 转变温度对奥氏体形核率与长大速度的影响
温 度 ( ℃)
740
760
78O
800
形核率(1／毫米2· 秒)
2280
11000
51500
616000
长大速度(毫米／秒)
O.OO1
O.OlO
0.026
0.041
§ 4 连续加热时奥氏体的形成特点
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。见图 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。
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
①孕育期：温度愈高， 孕育期愈短。 ②不均匀长大期：粗 细晶粒共存。 ③均匀长大期：细小 晶粒被吞并后，缓 慢长大。
图2-20 奥氏体晶粒长大过程
① 奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡， 产生 γ/Fe3C 和 r/α两个相界面。 ② Cr-k > Cr-α ，浓度差 dC = Cr-k - Cr-α 将在奥氏体内产生扩散
Cr-α↑ → Cr-α’
；
Cr-k ↓→ Cr-k’
相界面上的平衡浓度被打破 ③ 为了恢复并维持相界面上的平衡浓度 α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓ → Cr-α
在A1温度（727℃）： α C% 结构 + Fe3C 6.69 复杂斜方 γ 0.77 FCC
0.0218 BCC
形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： ①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。
§2、A的形成机理
奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变 在A1温度（727℃）： α C% 结构 + Fe3C 6.69 复杂斜方 γ 0.77 FCC
0.0218 BCC
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
奥氏体线长大速度
dC 1 1 GD ( ) dx C C K
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 dC/dx——A中C的浓度梯度 温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
（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。
Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu
快速加热并且短时间保温可以获得细小
的奥氏体晶粒度。
如果长时间保温，由于起始晶粒细小， 及实际形成温度高，
奥氏体晶粒很容易长大。
（3wk.baidu.com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。
§5
奥氏体晶粒长大及其控制
一 . 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
n ---- X100倍时，晶粒数 / in2
N ---- 晶粒度级别
N 1 2 3 4 5 6
d (μm) 250 177 125 88 62 44
Q KTA G* KTA
式中:
C’ ---- 常数
∆G* ---- 临界形核功 Q ---- 扩散激活能
I C 'e
*e
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K T ---- 绝对温度 N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s) 与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。 温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
5~8级----本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。
Ac1
930℃
图2-11 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响
二. 奥氏体晶粒长大机制
(1) 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 P R 心的驱动力P作用于晶界。 2 P (2 6) R 图 2-12 球面晶界长 比界面能 大驱动力示意图 R 球面曲率半径，如为平 直晶界，R ，P 0。
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 γ/Fe3C相界面的碳浓度差 ∆Cγ↔k 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。
三. 影响奥氏体晶粒长大的因素
(1) 加热温度和保温时间
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。
图 2-21 奥氏体晶粒大小与加 热温度、保温时间的关系
（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。
②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。
③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起 伏，从而由BCC改组成FCC。
（2）奥氏体的长大
dC ∆Cr↔α ∆Cr↔k
dx
图2-6 相界面上的碳浓度及扩散
C%
dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
奥氏体晶核的长大速度 dC 1 dC 1 G G G k D D dx C dx C k
dC 1 1 D ( ) dx C C K ( 2 2)
相图
其中：D 碳在 中的扩散系数 dC 碳在 中的浓度梯度 dx dC Cr K Cr ; dx为生成的 小晶粒厚度 C C C / 界面上的碳浓度差 C K C K C K / Fe3C界面上的碳浓度差
断口遗传：有过热组织的钢材，重新加热淬火后， 虽能使奥氏体晶粒细化，但有时仍出现粗大颗粒状断 口。
组织遗传性是否出现和以下几个因素有关:
1. 和加热前原始组织的类型有关： 铁素体和珠光体等平衡组织不会出现组织遗传性； 马氏体或贝氏体等非平衡组织则有出现组织遗传的可 能。
2.和加热速度以及加热温度有关 ◆马氏体等非平衡组织加热速度较慢时, 易使 奥氏体晶粒与原始组织晶粒大小成遗传关系, ◆较快的加热速度(100～150 ℃/ min) , 以及超 过临界点较高的加热温度均可改变粗晶粒的 组织遗传, 生成晶粒细小的奥氏体组织。
(2 2)
从而线长大速度G增大。
由（2-2）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度的比值。 例如，当A形成温度为780℃时
A向F的推移速度
v
K' 0.41 0.02
A向Fe3C中的推移速度
v Fe3C
K' 6.69 0.89
v v Fe3C
6.69 0.89 14.8 0.41 0.02
(2) 晶界迁移阻力
第二相粒子—晶界迁移阻力
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：
Fmax 3 f 2r ( 2 7)
f 第二相微粒的体积分数 图 2-19 Zener 微 粒 钉 扎晶界模型 r 第二相微粒的半径
由式（2-7）可知：
当第二相微粒所占的体积分数 f
（面心立方 Face Centered Cubic）
奥氏体的单胞
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域 GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线
PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中的最大 溶 解 度 为 2.11wt% (10at%) 碳原子的溶入使 γ-Fe 的点阵畸变，点阵常数 随碳含量的增加而增大 Fe-C 相图
（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 原子在新形成奥氏体中的扩 散，实现奥氏体成分的均匀化。
§3 奥氏体
等温形成
动力学曲线
奥氏体形核率
N = C’ exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT) = (2-3)
第一章 奥氏体相变
§1、A形成概述
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一. 奥氏体形成的热力学条件 ∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd
S――新相表面积； б――新相单位表面积界面能； V――新相体积；
ε――新相单位体积的应变能
- ∆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 ∆ G<0 。所以相变必须在高于 A1 的某一温度下才能发生。