第二章_钢的加热转变1

度起伏。奥氏体中碳的分布是呈统计均匀的。用统 计理论计算结果表明，在含碳0.85%的奥氏体中可能 存在大量比平均碳浓度高八倍的微区，相当于渗碳 体的碳含量。因此说碳原子在奥氏体点阵的分布是 统计均匀的。
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（3）碳含量与点阵 常数的关系
碳原子的溶入使 的 γ-Fe 点 阵 发 生 畸 变，点阵常数增大。 溶入的碳愈多，点阵 常数愈大。如图所示。
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三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学）
相变的动力学研究的是：转变温度、转变量和转 变时间的关系。
奥氏体形成动力学可分为等温形成动力学和连续 加热形成动力学。
（一）奥氏体等温形成动力学
等温形成动力学即在一定温度下的转变量和转变 时间的关系（即在一定温度下的转变速度）。
研究表明，奥氏体的形成速度决定于奥氏体的形 核率和晶核的线长大速度，它受钢的成分、原始组织 状态、等温温度等条件的影响。
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（2）奥氏体晶体的长大速度G
关于奥氏体晶体的长大速度，有不少研究者利用扩散 规律导出一些计算公式，具有代表性的如下：
V
K DC dc1 dx1 DC dc2 C C
有时在铁素体内部也能形核，只要满足： 温度高，提供足够的相变驱动力； 有嵌镶块，提供足够的浓度条件和晶核尺寸。
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在铁素体和渗碳体相界上优先形核的原因， 可做如下的解释：
界 面 两 侧 两 相 的 碳 含 量 相 差 很 大 （ 0.0218%和 6.69%），因此在界面上碳浓度分布很不均匀， 比较容易满足成分起伏；
冷却：在盐水中急冷到室温；
观察：在显微镜下测出试样中马氏体的数量（相当于高温下奥氏 体的数量）；
做图：做出每个温度下奥氏体形成量和保温时间的关系曲线，即
得到了奥氏体等温形成的动力学曲线。
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为方便，通常把不同温度 下转变转变相同数量所需时间， 综合在温度和时间坐标系内， 这样就得到了奥氏体等温形成 图。
高于A1（727℃）时，奥氏体的 自由能低于珠光体的自由能，珠 光体将转变为奥氏体。转变的驱 动力即珠光体与奥氏体的体积自 由 之 差 ΔGV 。
奥氏体形成时系统总的自由能变 化为： ΔG=ΔGV+ΔGS+ΔGe
式中：ΔGV为新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差；ΔGS为形奥氏体时所增加的界 面能；ΔGe为形成奥氏体时所增加的应变能。其中ΔGV是奥氏体转变的驱动力，ΔGS 与ΔGe 是相变的阻力。因为奥氏体在高温下形成，ΔGe一项较小，相变的主要阻力是ΔGS。
界面两侧晶体结构相差较大，原子排列不规则， 原子的活动能力较强，比较容易满足结构起伏；
界面上原子排列不规则，位错等晶体学缺陷密度 较大，处于能量较高的状态，比较容易满足能量 起伏；
同时新相晶核形成时，可以使部分晶体学缺陷消 失，使系统的能量进一步下降，因此在相界面处 是奥氏体形核的首选位置。
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（1）奥氏体的形核率
研究指出，在奥氏体均匀形核条件下，形核率N和温度之间的关系 可以表示为：
N Ce e QKT WKT
Cˊ-常数； Q-扩散激活能； T-绝对温度； K-波尔茨曼常数； W-临界形核功，在忽略应变能时，
W A 3 GV2
Aˊ-常数；σ-奥氏体与旧相的界面能；
ΔGV-奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差；
最终热处理：
在生产过程中，工件经切削加工等成形工艺而得到最终
形状和尺寸后，再进行的赋予工件所需使用性能的热处理称 为最终热处理。
预备热处理：
热加工后，为随后的冷拔、冷冲压和切削加工或最终热
处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。
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2、钢的临界点：
平衡临界点：
A1、 A3、 Acm
加热临界点：
Ac1、Ac3、Accm
②亚共析碳钢：原始组织为P+F，且P的数量随钢的C%增 加而增加。
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（a）过共析钢（WC1.2%）奥氏体等温形成图 （b）亚共析钢（WC0.45%）奥氏体等温形成图
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2、奥氏体等温形成动力学的分析
奥氏体等温形成动力学图示出的温度升高奥氏体形成速度加快的
规律，是由于随着温度升高奥氏体的形核率和长大速度均增加的缘故。 有人做过试验，把奥氏体的形成温度从740℃提高到800℃时，奥氏体的 形核率N增加270倍，而长大速度G增加了80倍。因此，随着温度升高， 奥氏体形成速度迅速增加。
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γ-Fe 的 八 面 体 间 隙 半 径 仅 5.2×10-2nm （ 0.52Å ） ， 小 于 碳 原 子 的 半 径 7.7×10-2nm （0.77Å），碳原子的溶入将使八面体发生膨胀，使 周围的八面体中心的间隙减小。因此不是所有的八 面体中心均能容纳一个碳原子。
（2）碳原子在奥氏体中的分布 碳原子在奥氏体的分布是不均匀的，存在着浓
碳化物溶入A的机理，现在还不十分清楚，有人认 为是通过碳化物中的碳原子向奥氏体中扩散和Fe原子向 贫碳的渗碳体区扩散，以及Fe3C向A晶体点阵改组来完 成的。
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为什么铁素体和渗碳体不能同时消失，而总有部 分渗碳体剩余？
按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高 于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度 高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成 分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。 所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏 体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共 析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析 成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温， 残留碳化物才能逐渐溶解。
奥氏体点阵常数与碳含量的关系
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（4）奥氏体的组织 在一般的情况下奥氏体的组织是由多边形的等轴晶粒
所组成，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。如图所示。
奥氏体显微组织 （晶内有孪晶） 1000×
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（5）奥氏体的性能
Fe-C合金中的奥氏体在室温下是不稳定相。但是在 Fe-C合金中加入足够数量的能扩大γ相区的元素，可使 奥氏体在室温，甚至在低温成为稳定相。因此，奥氏 体可以是钢在使用时的一种重要组织形态。以奥氏体状 态使用的钢称为奥氏体钢。
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4、奥氏体成分均匀化 珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚完全 溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布是不均 匀的； 原来为渗碳体的区域碳含量较高，而原来是铁素 体的区域，碳含量较低； 这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而越加严 重。因此，只有继续加热或保温，借助于C原子的 扩散才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。
当T>T0时，ΔGV=GA-GP<0 ΔG<0 珠光体有可能转变为奥氏体；
奥氏体形成的热力学条件是：必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才 能 体向形奥成氏。体只转有变当才珠能光使体系与统奥向氏低体能的状体态积转自变由，能奥之氏差体能才克能服自界发面地能形和成应。变能时，珠14光
（2）形核部位 奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面 上形成； 珠光体团的边界，过冷度较大时在铁素体内的亚 晶界上也都可以成为奥氏体的形核部位。 先共析铁素体/珠光体团交界处。
（1）磁性：
奥氏体具有顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁钢。
（2）比容：
在钢的各种组织中，奥氏体的比容最小。可利用 这一点调整残余奥氏体的量，以达到减少淬火工件体 积变化的目的。
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（6）膨胀：
奥氏体的线膨胀系数比铁素体和渗碳体的平均线膨 胀系数高出约一倍。故奥氏体钢也可被用来制作要求热 膨胀灵敏的仪表元件。
2、奥氏体的长大
奥氏体晶核形成后便开始长大。奥氏体长大的机制可做如下的解释。 在AC1以上某一温度t1形成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后，将产生 两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面，另一个是奥氏体与铁 素体相界面。假定两个相界面都是平直的，为了维持相界面处碳浓度的 平衡，又要消耗一部份渗碳体和铁素体，进而促进奥氏体的长大。
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1）因温度升高，形核率N以指数关系迅速增加； 2）因ΔGV随温度升高而增大，使W减小，使N进一步 增大；
3）随温度升高原子扩散速度加快，不仅有利于铁素体 向奥氏体点阵改组，而且也促进渗碳体溶解，这也加速 奥氏体的形核；
4）随温度升高铁素体的C%沿QP线增加，另一方面奥 氏体在铁素体中形核时所需的碳浓度沿SG而降低，结 果减小了奥氏体形核所需要的碳的浓度起伏，促进奥氏 体的形核。
（7）导热性：
除渗碳体外，奥氏体的导热性最差。因此，为避免 热应力引起的工件变形，奥氏体钢不可采用过大的加热 速度加热。
（8）力学性能：
奥氏体具有高的塑性、低的屈服强度，容易塑性变 形加工成形。因为面心立方点阵是一种最密排的点阵结 构，至密度高，其中铁原子的自扩散激活能大，扩散系 数小，从而使其热强性好。故奥氏体钢可作为高温用钢11
冷却临界点：
Ar1、Ar3、Arcm
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在加热（冷却）速度为0.125℃/min时，对临界点A1，A3，Acm的影响
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3、奥氏体的结构
奥氏体是碳溶于γ-Fe所形成 的固溶体。在合金钢中，除了碳 原子外，溶于γ-Fe中的还有合金 元素原子。
（1）碳原子在点阵中的位置
X射线结构分析证明，碳 原子位于γ-Fe八面体间隙位置 中心，即面心立方点阵晶胞的 中心或棱边的中点，如图所示。
二、奥氏体的形成过程
以共析钢为例说明奥氏体的形成过程。从珠光体向奥氏 体转变的转变方程，
α
+ Fe3C
碳含量C% 0.0218
6.69
→γ 0.77
晶格类型 体心立方 复杂斜方 面心立方
珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改组，碳原子 的扩散和渗碳体的溶解。
实验证明：珠光体向奥氏体转变符合一般的相变规
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奥氏体晶核的长大
3、剩余渗碳体的溶解
实验表明在珠光体向奥转变过程中，铁素体和渗碳 体并不是同时消失，而总是铁素体首先消失，将有一部 分渗碳体残留下来。这部分渗碳体在铁素体消失后，随 着保温时间的延长或温度的升高，通过碳原子的扩散不 断溶入奥氏体中。一旦渗碳体全部溶入奥氏体中，这一 阶段便告结束。