1 奥氏体转变ppt课件

第一章奥氏体相变 1 A形成概述 返回 一 奥氏体形成的热力学条件 G V Gv S V Gd S 新相表面积 新相单位表面积界面能 V 新相体积 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 加热时临界点加注c Ac1Ac3Accm冷却时临界点加注r Ar1Ar3Arcm 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 奥氏体是碳溶于 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 碳原子半径0 77 点阵畸变 奥氏体的单胞 1 组织结构 面心立方FaceCenteredCubic Fe C相图 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 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 奥氏体的形成为形核长大 扩散型相变 2 A的形成机理 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 形核位置鉴于相变对成分 结构以及能量的要求 晶核将在 Fe3C相界面上优先形成 这是由于 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 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 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 图2 6相界面上的碳浓度及扩散 奥氏体晶核的长大速度 相图 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 Fe3C相界面的碳浓度差 C 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 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 N C exp G kT exp Q kT 2 3 式中 C 常数 G 临界形核功Q 扩散激活能k 玻尔兹曼常数 1 38X10 23J KT 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 奥氏体形核率 奥氏体线长大速度 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 sdC dx A中C的浓度梯度温度升高时 D dC dx C C k 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 A向Fe3C中的推移速度 表2 1转变温度对奥氏体形核率与长大速度的影响 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 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 1n X100倍时 晶粒数 in2N 晶粒度级别 图2 10X100倍晶粒度 奥氏体晶粒度 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 实际晶粒度 钢经热处理后所获得的实际奥氏体晶粒大小 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 有一指向曲率中心的驱动力P作用于晶界 图2 12球面晶界长大驱动力示意图 2 晶界迁移阻力 图2 19Zener微粒钉扎晶界模型 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 由式 2 7 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 3 奥氏体晶粒长大过程 图2 20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 粗细晶粒共存 均匀长大期 细小晶粒被吞并后 缓慢长大 图2 21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 三 影响奥氏体晶粒长大的因素 1 加热温度和保温时间 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 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 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 4 合金元素的影响 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 6钢的组织遗传 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 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 组织遗传性是否出现和以下几个因素有关 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 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 对于一般的钢材 控制加热温度在临界点上30 50 获得细小的奥氏体组织 根据要求适当冷却 以保证晶粒细小 对一