第3章 钢的奥氏体化

石家庄铁道学院 主讲 赵田臣 固态相变与热处理原理 1钢中的奥氏体 2奥氏体等温转变 3奥氏体连续加热转变 4奥氏体晶粒度及其控制 本章主要内容 第3章钢加热时奥氏体的形成 钢热处理时要首先将钢加热到临界点以上奥氏体化或部分奥氏体化 然后以一定的速度冷却 获得预期的组织结构和性能 奥氏体的组织状态对冷却后的组织和性能有直接影响 3 1奥氏体及其特点 3 1 1奥氏体的定义奥氏体是碳在 Fe中的间隙固溶体 存在于A1以上 合金奥氏体为碳和合金元素在 Fe中的固溶体 奥氏体一般为等轴多边形晶粒 晶内有孪晶 Ni Mn扩大 区 使奥氏体可稳定在室温 如奥氏体不锈钢 高锰钢 奥氏体的晶格常数随碳含量的增加而增加 合金元素Mn Cr Ni Co S等形成置换固溶体 有些合金元素的溶解度甚微 如 只能偏聚在晶界 位错等处 3 1 2奥氏体的晶体结构FCC结构 C N位于八面体间隙中 晶胞中心或棱边中心 形成有限固溶体 碳的最大溶解度为2 11 相当于2 5个 Fe晶胞中才有一个碳原子 氮原子比碳原子小 在奥氏体中的最大溶解度为2 8 碳 氮原子在奥氏体中呈统计均匀分布 奥氏体导热性差 且合金度越高导热性越差 形状复杂 大尺寸钢件加热时 加热速度应慢一些 以减少热应力 避免开裂 3 1 3奥氏体的性能 奥氏体塑性好 强度低 易塑性变形 钢锭或钢坯的热锻轧温度在1100 以上 奥氏体一般呈顺磁性 因此奥氏体钢为无磁性钢 奥氏体比容最小 加热奥氏体化时体积收缩 冷却转变为非FCC结构组织时体积膨胀 引起组织应力 奥氏体线膨胀系数最大 奥氏体钢可制造要求热膨胀灵敏的仪表元件 2加热和冷却时的临界点规定加热速度下转变的开始温度叫Ac1 冷却时的开始温度叫Arl 同样有Ac3 Ar3 Accm Arcm 3 2奥氏体的等温形成钢在室温下有平衡和非平衡组织 平衡组织分为亚共析钢 共析钢 过共析钢 主要学习平衡组织的奥氏体化 3 2 1奥氏体形成热力学1奥氏体化驱动力以珠光体为例形成奥氏体的驱动力为奥 珠两相体积自由能差 高于平衡温度 A1 则 Gv 0 可自发进行奥氏体化 T为过热度 3 2 2奥氏体转变机制奥氏体转变一般认为属于扩散型相变 奥氏体的形成可分为四个阶段 1 形核 2 晶核长大 3 剩余碳化物溶解 4 奥氏体成分均匀化 1奥氏体的形核形核位置铁素体与渗碳体相界面 即非均匀形核 界面形核的原因奥氏体碳含量介于铁素体与渗碳体之间 界面铁素体一侧为BCC结构 容易通过结构起伏形成FCC结构 碳容易在相界面上形成较大的浓度起伏 增加A中碳浓度 界面能量较高 易通过能量起伏满足形核功需求 在界面偏铁素体一侧形核 P F0 02 F3C 0 77 A晶核也可在P领域边界 F亚晶界上形成 2奥氏体晶核的长大奥氏体形核后产生两个新界面 各界面的成分图3 10 结果造成奥氏体晶核内形成碳浓度梯度 碳原子扩散 打破与恢复 铁素体向奥氏体晶格改组降低浓度 结构相近 而渗碳体溶解使浓度升高 奥氏体向铁素体和渗碳体中长大 晶核长大需进行两个基本过程 1 铁素体向奥氏体的晶格改组 2 渗碳体溶解使奥氏体达到平衡成分 4奥氏体成分均匀化当残余渗碳体刚溶解完时 奥氏体中碳分布仍然不均匀 原来的渗碳体微区碳含量较高 而原来的铁素体区域碳含量较低 随着时间的延长 将发生奥氏体成分的均匀化过程 3残留碳化物溶解奥氏体是通过铁素体转变为奥氏体晶格和渗碳体不断溶解而长大的 当铁素体刚刚全部转变为奥氏体时 还有残余渗碳体 随着时间的延长残余渗碳体将继续溶解 3 2 3奥氏体形成动力学1共析钢奥氏体等温形成动力学奥氏体等温形成动力学曲线图3 13 奥氏体等温形成图3 14 不是 C曲线 4线5区 4线 开始线 F消失线 碳化物消失线 奥氏体成分均匀线 2奥氏体的形核率和长大速度A的形成速度取决于形核率和长大速度 提高转变温度 过热度 形核率和长大速度都提高 形成速度加快 1 形核率均匀形核率 3 2 T T 形核功W 且Q基本不变 N T 扩散系数 促进奥氏体形核 T 界面两侧碳浓度差 C C 减小 F向A晶格改组形核所需浓度起伏 形核率 注意 两个方向的推移速度相差很大 根据Fe C相图计算在780 等温的两项之比 前比后 大致为14 且等温温度越高比值越大 而铁素体片厚度约为渗碳体的7倍 所以F消失时还有残余渗碳体 2 长大速度奥氏体长大速度是相界面向F和Fe3C推移速度的总和 A F的推移速度为 3 4 A Fe3C的推移速度为 3 5 温度升高 各参数变化都有利于提高推移速度 使A长大速度加快 奥氏体化温度 形核率 长大速度均 A形成速度 奥氏体等温形成图不是C曲线 铁素体 珠光体 A1以上首先是P A 再F A 等温形成图3 15 转变开始线与共析钢的基本一致 但终了线 所有F的消失线 在Ac3以上 与共析钢的基本一致 而在Ac1 Ac3情况较为复杂 3亚 过 共析钢奥氏体等温形成动力学 1 亚共析钢 2 过共析钢原始组织为珠光体 Fe3CII A1以上首先是P A 再Fe3CII溶入A 等温形成图3 16与共析钢的基本相似 但过共析钢中碳化物溶解的时间更长 1加热温度 1 T 孕育期 转变始 终时间都变短 形成速度 2 T 形核率的增速大于长大速度的增速 起始晶粒越细小 3 T VA F与VA cem之比增大 F消失时残余渗碳体量增多 3 2 4奥氏体转变的影响因素影响形核率和长大速度的因素都影响奥氏体的形成速度 如 加热温度 原始组织 化学成分等 3原始组织钢的原始组织愈细 相界面越多 形核率越大 原始组织细 片间距小 碳原子扩散距离小 形成速度加快 与粒状珠光体相比 片状珠光体奥氏体化的转变速度快 因为片状组织的F cem相界面多 形核率大 也因界面能高而易于溶解 2碳含量钢中碳含量愈高 奥氏体形成速度愈快 碳含量 碳化物数量 F cem相界面增加 形核率增大 碳化物数量 碳原子扩散距离 奥氏体形成速度 4合金元素的影响合金元素影响碳化物的稳定性 碳原子扩散系数 且合金元素分布不均匀 所以 合金元素影响奥氏体的形成速度 碳化物的溶解以及奥氏体的均匀化 3 合金元素还通过影响珠光体片间距 改变碳在A中的溶解度 来影响奥氏体的形成速度 4合金元素的影响 1 影响碳的扩散系数强碳化物元素 如Cr Mo W V Ti Nb等降低碳在A中扩散系数 减慢A形成速度 非碳化物元素Co Ni增大碳在A中的扩散系数 加速A形成 2 合金元素改变临界点如升高或降低Acl 改变相区温度范围 因改变过热度而影响形成速度和形成过程 4 合金元素在奥氏体中分布不均匀 扩散系数比碳小得多 因此 合金钢A化的时间更长且更难以均匀化 3 3奥氏体的连续加热转变3 3 1连续加热转变动力学图生产实际中多数情况下是连续加热奥氏体化的 共析钢的A连续加热转变也是 四个阶段 但加热速度严重影响临界点及转变温度区间 图3 18 3 3 2连续加热转变的特点1临界点加热速度 各临界点 A1 A3 Acm 2相变在一个温度范围内完成连续加热转变有一个形成温度范围 加热速度增大 各阶段转变温度范围均向高温推移并扩大 3A形成速度随加热速度而加快加热速度越快 转变温度愈高 转变开始和终了线越靠左 即转变时间缩短 转变速度加快 4A成分不均匀性随加热速度而增大快速加热时 碳化物来不及充分溶解 碳和合金元素来不及充分扩散 造成奥氏体中碳 合金元素分布不均匀 剩余碳化物增多 奥氏体中平均碳含量降低 实际生产中可采用快速加热 短时保温 使亚共析钢的淬火马氏体低于平均碳含量 使共析钢和高碳钢中出现低碳马氏体 可使钢韧化 5奥氏体起始晶粒随加热速度而细化快速加热过热度大 奥氏体形核率急剧增大 加热时间短 晶粒来不及长大 晶粒较细 甚至获得超细晶粒 如超高频脉冲加热淬火 总之 在连续加热时 随加热速度的增大 A化温度升高 可细化晶粒 剩余碳化物增多 奥氏体平均碳含量降低 奥氏体中碳和合金元素分布更不均匀 这些均影响过冷奥氏体的冷却转变 3 4奥氏体晶粒长大及控制3 4 1奥氏体晶粒度晶粒度式 3 6 1级最粗 8级以上为超细晶粒 多采用显微镜下观察与标准对比 起始晶粒度 实际晶粒度 3 4 2奥氏体晶粒长大与控制1奥氏体晶粒长大现象奥氏体刚形成完时 晶粒较细 加热温度升高或时间延长 晶粒将长大并趋于一定尺寸 2 第二相颗粒对奥氏体晶界的钉扎作用若晶界上有一个硬相微粒 因晶界向前移动 晶界变长 晶界能升高 且弯曲 曲率中心在后面 晶界移动受阻力 3 15 颗粒越小 体积分数越大 对晶界移动的阻力越大 细化晶粒 2奥氏体晶粒长大机理 1 奥氏体晶粒长大驱动力 晶粒长大即晶界迁移 迁移驱动力是晶界能降低 驱动力大小与方向 公式 3 10 方向指向曲率中心 晶界的平直化六边形大吞小 3 奥氏体晶粒的正常长大等温时 奥氏体晶粒在驱动力F推动下的长大叫正常长大 长大速率与驱动力和晶界迁移率成正比 若起始晶粒很小 则 3 17 19 即平均长大速度与晶粒平均尺寸成反比 或晶粒平均尺寸与时间的平方根成正比 4 异常长大当温度足够高时 少数第二相颗粒溶解 晶界脱钉使晶粒吞并周围晶粒而急剧长大的现象称为异常长大 长大后晶粒十分粗大 或 混晶 也叫二次再结晶 P 83图3 26 可制备 单晶 3奥氏体晶粒长大的影响因素 1 加热温度和保温时间温度的影响最大 温度越高 原子扩散能力越强 时间愈长 扩散越充分 使得晶粒就越粗大 每个温度下晶粒长大都经历加速期 然后长大趋势变缓 最后停止长大 加热温度愈高 晶粒长大愈快 为获得细小的奥氏体晶粒 必须同时控制加热温度和保温时间 且加热温度越高 保温时间的影响越明显 应缩短保温时间 2 加热速度加热速度提高 过热度加大 N G 增加 起始晶粒细小 但转变温度高 细小晶粒会更加粗大 快速加热短时保温可获得细小晶粒 3 碳含量无剩余碳化物 全部溶解 时 钢的碳含量增加 碳在A中的扩散速度及铁的自扩散速度均增加 A晶粒长大倾向增加 存在剩余碳化物时 碳含量增加 剩余碳化物增多 对奥氏体晶界钉扎作用加大 晶粒反而细化 4 合金元素钢中的Ti V A1 Nb等能形成熔点高 稳定性强 颗粒细小而弥散 不易聚集长大的碳 氮化物 阻碍晶粒长大 W Mo Cr的碳化物较易溶解 但也有阻碍晶粒长大的作用 Mn P有增大奥氏体晶粒长大的作用 生产中对钢水用铝脱氧 生成大量细小的A1N 或加入微量Nb V Ti等 形成弥散细小的NbC VC TiC等颗粒 可阻碍奥氏体晶粒长大 达到细化晶粒的目的 5 原始组织只影响起始晶粒度 原始组织越细 起始晶粒也越细 4防止奥氏体晶粒长大的措施 1 控制加热工艺A化温度不要过高 保温时间不要太长 2 钢用Al脱氧 或加入碳 氮化物形成元素 形成钉扎奥氏体晶界的微粒 3 快速加热 短时保温 4 加入某些元素 如稀土 降低A晶界能 减小晶界移动驱动力 可细化晶粒 5 采用细小的原始组织 A晶粒与第二相长大控制措施的比较 3 5 1针状与颗粒状奥氏体的形成1针状奥氏体的形成含有推迟铁素体再结晶的合金元素 且以 回火 马氏体为原始组织的低 中碳合金钢Acl Ac3加热时 在马氏体板条之间形成针形奥氏体 形成条件是原始组织中的马氏体板条未发生再结晶 析出渗碳体的M变成F仍呈板条状 针形奥氏体与F基体保持K S关系 3 5非平衡组织加热的A形成非平衡组织包括马氏体 回火马氏体 贝氏体等 2颗粒状奥氏体的形成含有推迟铁素体再结晶的元素 且以马氏体为原始组织的低 中碳合金钢在Acl Ac3加热时 在原始奥氏体晶界 马氏体群边界 夹杂物界面上形成细小的球形奥氏体 球形奥氏体随加热速度降低而减少 低于某加热速度时 不再形成球形A 只形成针形A 非平衡组织采用较快的加热速度 使A在Ac3附近的高温区形成 可获得细小的球形A 当加热到Ac3以上时 在A形成前板条F已再结晶 板条之间的位向关系不复存在 不再形成针形A 另外 析出的碳化物均匀细小 形成大量的铁素体和渗碳体界面 有利于形成球形奥氏体 3 5 2非平衡组织加热转变的影响因素非平衡组织加热转变不仅与加热前的组织状态有关 而且与加热过程有关 因为非平衡组织在加热过程中 要发生从非平衡到 准 平衡组织的转变 而转变程度又与钢的化学成分以及加热速度等有关 这使非平衡加热转变过程复杂化 加热速度是一个极为重要的影响因素 3 5 3组织遗传及控制合金钢在铸 锻 轧 焊冷却时 如果获得非平衡 粗大 有序组织 马氏体 贝氏体 魏氏组织等 则再加热到Ac3以上形成的奥氏体会继承和恢复原始粗大的晶粒 该现象称为组织遗传 组织遗传会严重降低钢的韧性 1组织遗传的影响因素钢淬火加热前为方向性明显的非平衡组织 如马氏体 回火马氏体 贝氏体 回火屈氏体和魏氏组织等 易出现组织遗传 而且合金化程度愈高 加热速度愈快 愈易出现 1