奥氏体形成、钢热处理办法工艺原理

奥氏体形成、钢热处理办法工艺原理AB+LⅠ是不是所有的金属材料都可以进行热处理呢？只有固态相变发生的合金才能进行热处理。ⅡEFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ奥氏体的形成是钢在加热过程中，由珠光体转变成奥氏体的过程。相转变：F+Fe3CA

碳含量：0.02%6.69%0.77%

点阵结构:bcc复杂斜方fcc一、奥氏体的组织和结构

1.奥氏体组织多边形的等轴晶粒

2.结构碳在γ-Fe中的间隙固溶体(书图2.3)4.1、奥氏体的形成二、奥氏体性能室温不稳定相高塑性、低屈服强度利用奥氏体量改善材料塑性顺磁性能测残余奥氏体和相变点线膨胀系数大应用于仪表元件导热性能差耐热钢比容最小利用残余奥氏体量减少材料淬火变形4.1、奥氏体的形成三、奥氏体的形成与铁碳相图EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ4.1、奥氏体的形成平衡加热状态实际加热状态（非平衡态）A形成的条件——过热在727时加热能形成A吗？？？？1.平衡加热状态

亚共析钢的奥氏体化•室温下组织为F+P。•A1以上，F+A•A3以上，AAFT℃CFeA1A3Acm过共析钢的奥氏体化•室温下组织为P+Fe3C•A1以上，Fe3C+A•Acm以上，A•在A1〜Acm之间的奥氏体化，称为不完全奥氏体化，热处理工艺中常用。AFT℃CFe1.平衡加热状态

A1A3Acm2.实际加热状态（非平衡态）实际加热或冷却都是在较快的速度下进行（非平衡过程），实际转变温度与相图中的临界温度存在一定的偏离，会出现滞后。也即G=GA-Gp

＜0才发生转变。加热时：实际转变温度移向高温，以Ac表示Ac1、Ac3、Accm

冷却时：实际转变温度移向低温，用Ar表示Ar1、Ar3、Arcm转变温度Ac1Ac3AccmA3AcmArcmAr3Ar1A1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→G状态Ⅰ状态ⅡΔgγαGα→γ(1)热力学形成条件克服△g势垒△G＜0

3.A形成的条件ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGe<0GT℃A1=727℃GPGA△

GV△TA形成的条件过热（T>A1）ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGe<02-5ΔGv与ΔT的关系ΔGV=Gp-GA(1)GA=HA-TSA(2)Gp=Hp-TSp(3)Lv=HA-Hp(4)ΔGV=LVΔT/T0过热度↗，驱动力↗，转变速度↗。(2)相变的结构条件DGer2r

DG

0

+

-

DGV

r3DG

r*DG*DGs

r3ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGe<04.2、奥氏体形成机理形核+长大1.奥氏体的形核球状珠光体中：优先在F/Fe3C界面形核片状珠光体中：优先在珠光体团的界面形核也在F/Fe3C片层界面形核Fe3CF珠光体团界FFe3CAF+Fe3CA

Ac1以上加热球状P形核片状P形核(珠光体类组织向A转变）(以共析钢为例）奥氏体在F/Fe3C界面形核原因：

(1)易获得形成A所需浓度起伏，结构起伏和能量起伏.(2)在相界面形核使界面能和应变能的增加减少。△G=-△Gv+△Gs+△Ge-△Gd

△Gv—体积自由能差，△Gs—表面能，△Ge—弹性应变能相界面△Gs

、△Ge

较小，更易满足热力学条件△G<0.1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大4.2、奥氏体形成机理A的长大是通过渗碳体的溶解，C原子在A中的扩散以及A两侧界面向F和Fe3C推移来进行的。

A长大方向基本垂直于片层和平行于片层。

4s6s8s15sT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CAFe3CFT1CA/Fe3CAAT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A垂直于片层长大受控于C在A中扩散，C在F中扩散起促进作用。Fe3CFA奥氏体长大方向平行于片层A平行于片层长大速度>垂直于片层长大速度45钢在735℃加热10min的组织15000×1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大片状珠光体奥氏体向垂直于片层和平行于片层方向长大.球状珠光体奥氏体的长大首先包围渗碳体,把渗碳体和铁素体隔开,然后通过A/F界面向铁素体一侧推移,A/Fe3C界面向Fe3C一侧推移,使F和Fe3C逐渐消失来实现长大的.4.2、奥氏体形成机理原始组织5S8S15S球状P向A的转变3.残余碳化物的溶解残余碳化物:

当F完全转变为A时，仍有部分Fe3C没有转变为A，称为残余碳化物。∵①A/F界面向F推移速度>A/Fe3C界面向Fe3C推移速度②刚形成的A平均含碳量<P含碳量残余碳化物溶解:

由Fe3C中的C原子向A中扩散和铁原子向贫碳Fe3C扩散,Fe3C向A晶体点阵改组实现的.1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大4.2、奥氏体形成机理3.残余碳化物的溶解1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大4.2、奥氏体形成机理4.奥氏体的均匀化奥氏体的不均匀性：即使Fe3C完全溶解转变为奥氏体，碳在奥氏体中的分布仍然不均匀，表现为原Fe3C区域碳浓度高，原F区碳浓度低。奥氏体的均匀化：随着继续加热或继续保温，以便于碳原子不断扩散，最终使奥氏体中碳浓度均匀一致。奥氏体的形成（以共析钢为例）奥氏体形核奥氏体长大残余Fe3C溶解奥氏体均匀化奥氏体转变的类型由珠光体类(平衡组织)向奥氏体转变由马氏体类(非平衡组织)向奥氏体转变0.12C-3.5Ni-0.35Mo钢720℃保温10s后形成的两种A针状球状一.奥氏体等温形成动力学4.3、奥氏体转变动力学1、奥氏体转变量图730℃750℃790℃

奥氏体量（％）时间(S)100500共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系——奥氏体转变量与温度，时间的关系由图可见：（1）A转变有孕育期,（2）A转变速度先增后减，转变量50％时最大（3）T↗，孕育期↘，转变速度↗730℃750℃790℃

奥氏体量（％）时间(S)100500共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系一.奥氏体等温形成动力学

2、等温转变图(TTA)—TimeTemperatureAustenitization800750700温度/℃t/s730750790T/℃

奥氏体量（％）100500——奥氏体转变开始线——奥氏体转变完成线PP+AATTA图的说明不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPT(s)T/℃可见：残余Fe3C的溶解，特别是成分均匀化所需时间最长。Ac112341—A转变开始线2—A转变终止线3—残余Fe3C溶解终止线4—A均匀化终止线0101102103104二.奥氏体等温形成动力学分析

1、形核率

4.3、奥氏体转变动力学σ－新旧相间的比界面能△GV－体积自由能差

ES－体积应变能Q-扩散激活能,W-临界形核功T↗，I↗，其原因：T↗，A形核所需的浓度起伏减小,T↗，W↘,exp（－W/KT）↗T↗，exp（－Q/KT）↗，即能克服能垒进行扩散的原子数↗T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT2二.奥氏体等温形成动力学分析

2、A长大线速度假设：①忽略F和Fe3C中的浓度梯度②相界面处维持局部平衡③C在A中扩散达准稳态导出，相界面推移速度为：4.3、奥氏体转变动力学1)T↗，G↗FFe3CAT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CD—C在A中扩散系数，dC/dx—A中浓度梯度△CB—两相在界面上的浓度差讨论：2)GA→FGA→Fe3C>☆综上所述，和过冷情况下的结晶过程不同，A形成时，

T↗（或过热度△T↗），始终有利于A的形成。∴T↗，A形成速度↗公式应用：估算某一温度下A向F（或Fe3C）的移动速度。当A形成温度为780℃时∴F先消失，剩余碳化物T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C转变温度↗，残余碳化物量↗A3AcmA1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→℃7387808200.230.930.410.680.890.79三.影响奥氏体转变速度的因素温度、成分、原始组织1、温度的影响4.3、奥氏体转变动力学T↗，I↗，G↗，且I↗>G↗各种因素中，T的影响作用最强烈2、原始组织的影响片状P转变速度>球状P薄片较厚片转变快3、碳含量的影响C％↗，A形成速度↗，三.影响奥氏体转变速度的因素温度、成分、原始组织4、合金元素的影响4.3、奥氏体转变动力学（1）对A形成速度的影响改变临界点位置，影响碳在A中的扩散系数合金碳化物在A中溶解难易程度的牵制对原始组织的影响（2）对A均匀化的影响合金钢需要更长均匀化时间四.连续加热时A形成动力学4.3、奥氏体转变动力学

连续转变图

V1

＜V2＜V3不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPt/sT/℃V3V2V1Ac1四.连续加热时A形成动力学4.3、奥氏体转变动力学特点：（1）加热速度↗，临界点↗，（2）转变在一个温度范围内完成，（3）形成速度随加热速度↗而↗，（4）A起始晶粒度随加热速度速度↗而细化，（5）A成分不均匀性随加热速度↗而↗。V1V1＜V2

＜V3不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPt/sT/℃V3V2Ac1一.奥氏体晶粒度4.4、奥氏体晶粒长大及其控制n=2N-1

概念:起始晶粒度、n0=(I/G)1/2

实际晶粒度、本质晶粒度应用:晶粒细化处理5～8级的钢为本质细晶粒度的钢1～4级的钢为本质粗晶粒度钢本质粗晶粒度：奥氏体随温度的升高迅速长大的钢。如经锰硅脱氧的钢、沸腾钢等本质细晶粒度：奥氏体晶粒长大倾向小，加热到较高温度时才显著长大的钢。如经铝脱氧的钢、镇静钢等二.奥氏体晶粒长大机制4.4、奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大驱动力:——界面能的降低。驱动力大小:F驱=2σ/R

方向：指向曲率中心abc120°120°σ-比界面能，R-晶界曲率半径二.奥氏体晶粒长大机制4.4、奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大阻力——第二相质点的钉扎作用

F阻=3fσ/2r

r-粒子半径,f–粒子数,σ-比界面能界面θrσσ第二相质点越细小，分散，总阻力↗(1)加热温度和保温时间

T↗,t↗,A晶粒度↗

(2)加热速度快速加热并短时保温可获得细小A晶粒。

(3)第二相颗粒

(4)合金元