钢在高温加热时的转变

①结构同素异构转变、多型性转变、马氏体转变等；②成分调幅分解；③有序化程度有序化转变；④结构和成分共析转变、贝氏体转变、脱

溶沉淀等。

固态相变类型第2页,共48页，2024年2月25日，星期天界面结构共格→界面能小，弹性应变能大半共格→介于之间非共格→界面能大，弹性应变能小新相形核均匀形核→在母相基体中无择优任意形核非均匀形核→依附于母相中的缺陷择优形核(如空位、位错、晶界等）晶核长大半共格界面迁移(无扩散型)非共格界面迁移(扩散型)切变长大(协同长大)界面位错运动非协同长大台阶长大第3页,共48页，2024年2月25日，星期天第2章钢在高温加热时的奥氏体转变

2.1奥氏体的形成2.2奥氏体形成机理2.3奥氏体形成动力学2.4奥氏体晶粒的长大及其控制第4页,共48页，2024年2月25日，星期天回主页钢件在热处理、热加工等循环过程中，其加热温度高于临界点以上时将得到奥氏体组织，而奥氏体晶粒大小、亚结构、成分、均匀性以及是否存在其它相、夹杂物等直接影响钢的最终性能。

第5页,共48页，2024年2月25日，星期天2.1奥氏体的形成上一页下一页

2.1.1奥氏体的组织结构和性能奥氏体是C原子溶入γ-Fe中构成的固溶体。第6页,共48页，2024年2月25日，星期天图2.11Cr18Ni9Ti钢室温的

奥氏体组织奥氏体组织

奥氏体晶粒一般为等轴状多边形，在晶粒内有孪晶。转变刚结束时，晶粒比较细小，晶粒边界呈不规则的弧形，保温后晶粒长大，晶粒边界趋向平直化。第7页,共48页，2024年2月25日，星期天

奥氏体晶体结构奥氏体为面心立方结构，碳原子位于晶胞八面体的中心或棱边的中点。

图2.2奥氏体晶胞及碳原子的可能位置上一页下一页第8页,共48页，2024年2月25日，星期天

奥氏体的性能

奥氏体是最密排的点阵结构，致密度高↓质量体积最小奥氏体的点阵滑移系多↓塑性好，屈服强度低，易于加工变形

上一页下一页第9页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体具有顺磁性↓

奥氏体钢可作为无磁性钢

奥氏体线膨胀系数最大↓奥氏体钢制造热膨胀灵敏的仪表元件

奥氏体导热性最差，奥氏体钢加热时，热透慢，加热速度应慢一些。上一页下一页第10页,共48页，2024年2月25日，星期天2.1.2

奥氏体的形成条件

驱动力

自由能差ΔGV即为P→A转变的驱动力。

转变必须远离平衡态，即存在过热度ΔT。

图2.3

珠光体和奥氏体自由能与温度的关系上一页下一页第11页,共48页，2024年2月25日，星期天加热和冷却时的临界点加热：

A1－Ac1

A3－Ac3Acm－Accm冷却：A1－Ar1A3－Ar3Acm－Arcm图2.4

加热和冷却速度为0.125℃/min时相变点的变动第12页,共48页，2024年2月25日，星期天2.2奥氏体形成机理

平衡组织(珠光体)

非平衡组织(马氏体、贝氏体等)奥氏体2.2.1珠光体类组织向奥氏体的转变

奥氏体的形核奥氏体优先形核的位置

α/Fe3C界面或珠光体团界面上一页下一页第13页,共48页，2024年2月25日，星期天

α/Fe3C界面形核原因1）易于获得所需的浓度起伏。2）易于获得所需的结构起伏。在两相界面处，原子排列不规则，铁原子有可能通过短程扩散，由母相点阵向新相点阵转移，满足形核所需的结构。3）易于获得所需的能量起伏。新相形核时可消除部分晶体缺陷，使系统的自由能降低，产生的应变能也易于借助相界(晶界)流变而释放。

上一页下一页第14页,共48页，2024年2月25日，星期天图2.5

共析钢奥氏体晶核长大

(a)T1温度下各相中C的浓度(b)相界面的推移

奥氏体晶核长大

奥氏体的长大过程是γ/α和γ/Fe3C两个相界面向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程。

A+Fe3CA+F第15页,共48页，2024年2月25日，星期天第16页,共48页，2024年2月25日，星期天

奥氏体中的碳浓度差是相界面推移的驱动力，相界面推移的结果是Fe3C不断溶解，α相逐渐转变为γ相。

剩余碳化物溶解

奥氏体长大过程中，由于Cγ/Fe3C>>Cγ/α，因此长大中的奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中总是铁素体先消失，剩有残余渗碳体。上一页下一页第17页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体成分均匀化

奥氏体的形成过程分为四个阶段：

1奥氏体在α/Fe3C界面形核2奥氏体晶核向F及Fe3C两个方向长大3剩余碳化物溶解4奥氏体均匀化上一页下一页残留Fe3C全部溶解后，碳在奥氏体中的分布仍不均匀。继续加热或保温，使碳原子充分扩散，整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。第18页,共48页，2024年2月25日，星期天亚共析钢

F＋PAc1以上A＋FAc3以上A过共析钢

P＋Fe3CAc1以上A＋Fe3CAccm以上A上一页下一页►第19页,共48页，2024年2月25日，星期天2.2.2非平衡组织向奥氏体的转变

非平衡组织（主要是马氏体）在加热时，会同时形成针状和球状（颗粒状）两种形状的奥氏体。形成球状奥氏体是其主流，针状奥氏体只是在奥氏体化初始阶段的一种过渡性组织形态。上一页下一页1.针状奥氏体与颗粒状奥氏体（a）针状奥氏体；（b）颗粒状奥氏体第20页,共48页，2024年2月25日，星期天

(b)通过一种合并长大的机理变成大晶粒奥氏体，这种大晶粒往往会与原奥氏体晶粒重合，即产生所谓“遗传”现象(指钢加热后得到的奥氏体晶粒就是前一次奥氏体化时所得到的晶粒)。颗粒状奥氏体的形成规律，与珠光体向奥氏体的转变类似。上一页下一页

针状奥氏体在继续保温或升温过程中发生变化：(a)通过再结晶变成球状奥氏体；第21页,共48页，2024年2月25日，星期天2.非平衡组织加热转变的主要影响因素化学成分碳钢—不易形成针状或颗粒状；合金钢—合金元素的加入将使含碳过饱和的α相（αˊ）的分解及αˊ基体的再结晶过程变慢，发生αˊ→γ；加热速度慢速—1-2oC/min：碳钢—不易形成针状或颗粒状奥氏体；合金钢—发生αˊ→γ；快速—1000oC/s：无论碳钢还是合金钢均会发生αˊ→γ；中速—介于之间：出现过渡现象，发生αˊ→γ。第22页,共48页，2024年2月25日，星期天2.3

奥氏体形成动力学

研究奥氏体的转变量与温度和时间的关系。

2.3.1奥氏体等温形成动力学

1.奥氏体等温形成动力学曲线的建立将若干小试样迅速加热到AC1以上的不同温度，保温不同时间后，迅速水淬；用金相法测定奥氏体的转变量与时间的关系(实际上是测定奥氏体水淬后转变成马氏体的量与时间的关系)。上一页下一页第23页,共48页，2024年2月25日，星期天图2.6

共析钢奥氏体等温形成动力学曲线上一页下一页第24页,共48页，2024年2月25日，星期天图2.7共析钢等温形成动力学图

（Time-Temperature-Austenitization,TTA图）(α+Fe3C)(α+Fe3C+γ)第25页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体形成需要一定的孕育期。加热温度愈高，孕育期愈短。等温转变开始阶段，转变速度渐增，在转变量约为50％时最快，之后逐渐减慢。加热温度越高，奥氏体的形成速度越快。因为随着温度的升高，过热度增加，使临界晶核半径减小，所需的浓度起伏也减小。加热温度越高，奥氏体等温形成动力学曲线就越向左移，奥氏体等温形成的开始及终了时间缩短。2.曲线的特点上一页下一页第26页,共48页，2024年2月25日，星期天2.3.2

连续加热时奥氏体形成动力学图2.8共析钢连续加热时的奥氏体形成图(V1<V2<V3<V4)

与等温转变相比,其五大特点：在一定加热速度范围内，相变临界点随加热速度增大而向高温移动；相变是在一个温度范围内完成的。加热速度很大时，难以用Fe-Fe3C状态图来判断钢加热时的组织状态;奥氏体形成速度随加热速度增大而增大。加热速度越快，转变开始和终了的温度就越高，转变所需时间越短；第27页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体成分的不均匀性随加热速度增大而增大。因为加热温度一定时，加热速度增大，转变时间缩短，奥氏体内碳浓度差增大，剩余碳化物增多，导致奥氏体基体的平均碳含量降低。奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化。上一页下一页第28页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体成分的不均匀性随加热速度增大而增大。因为加热温度一定时，加热速度增大，转变时间缩短，奥氏体内碳浓度差增大，剩余碳化物增多，导致奥氏体基体的平均碳含量降低。

亚共析钢→加热速度↑↑→A转变不完全(A+F+剩余Fe3C)→A基体的平均碳含量低于钢的平均成分

过共析钢→加热速度↑↑→A转变不完全(A+剩余Fe3C)→

A基体的平均碳含量低于共析成分奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化。上一页下一页第29页,共48页，2024年2月25日，星期天2.4

奥氏体晶粒的长大及其控制2.4.1

研究奥氏体晶粒的必要性钢的屈服强度与晶粒大小遵循Hall-Petch(霍尔-佩奇)关系：上一页下一页

式中d为晶粒直径；σs为屈服强度；σi为抵抗位错在晶粒中运动的摩擦阻力；Ky为常数。第30页,共48页，2024年2月25日，星期天2.4.2奥氏体的晶粒度

晶粒度的表示方法－用奥氏体晶粒直径或单位面积中奥氏体晶粒数目来表示奥氏体晶粒大小。

一般分8个标准级别(对钢而言)：

1→8>8～12(最粗)(最细)(超细)

n为放大100倍的视野中每平方英寸（645.16mm2）所含的平均奥氏体晶粒数目。

上一页下一页奥氏体晶粒度级别G与奥氏体晶粒大小的关系为：第31页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体晶粒度有三种：

（1）起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。（2）实际晶粒度：在某一加热条件下所得到的实际奥氏体晶粒度大小。（3）本质晶粒度：

根据标准试验方法，在930±10℃保温足够时间(3～8小时)后测得的奥氏体晶粒的大小。上一页下一页第32页,共48页，2024年2月25日，星期天按照标准试验，奥氏体晶粒度在5～8级称为本质细晶粒钢，奥氏体晶粒度在1～4级称为本质粗晶粒钢。本质晶粒度只是表示钢在一定条件下奥氏体晶晶粒长大的倾向性。上一页下一页第33页,共48页，2024年2月25日，星期天图2.8加热温度对奥氏体晶粒大小的影响上一页下一页第34页,共48页，2024年2月25日，星期天2.4.3影响奥氏体晶粒长大的因素加热温度和保温时间图2.950CrMo4钢奥氏体晶粒度随温度和保温时间的变化第35页,共48页，2024年2月25日，星期天

加热温度愈高，保温时间愈长，奥氏体晶粒愈粗大；较低温度下保温时，时间因素影响较小。加热温度升高时，保温时间应相应缩短。

在保证奥氏体成分均匀的前提下，快速加热并短时保温能获得细小的奥氏体晶粒。加热速度上一页下一页第36页,共48页，2024年2月25日，星期天

(1)碳含量

钢中碳含量增加，奥氏体晶粒长大倾向变大。在不含有过剩碳化物的情况下，奥氏体晶粒容易长大。

原因碳含量增高时，碳化物数量增多，铁素体与渗碳体的相界面面积增大，因而增加了奥氏体的形核部位，使形核率增大。同时，碳化物数量增多后，使碳的扩散距离减小，易于满足奥氏体长大所需的碳和铁原子，从而加速奥氏体的长大。但在过共析钢中由于碳化物数量过多，随碳含量增加会使剩余碳化物溶解和奥氏体均匀化的时间延长。化学成分上一页下一页第37页,共48页，2024年2月25日，星期天

(2)合金元素含量钢中Ti、V、Al、Nb等元素能形成熔点高、稳定性强的特殊碳化物、氮化物，这些第二相微粒细小硬度高，难以变形，弥散分布于晶界上，阻止奥氏体晶界移动，对晶界起钉扎作用，阻碍奥氏体晶粒的长大。合金元素W、Mo、Cr形成的碳化物阻碍晶粒长大的作用次之。

Mn、P元素有促进奥氏体晶粒长大的作用。上一页下一页第38页,共48页，2024年2月25日，星期天奥氏体晶粒长大的驱动力

奥氏体晶粒长大是通过晶界的迁移进行的。晶界推移的驱动力来自奥氏体的晶界能。奥氏体的初始晶粒很细，界面积大，晶界能量高，晶粒长大将减少界面能，使系统能量降低趋于稳定。

因此，在一定温度下，奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象。上一页下一页第39页,共48页，2024年2月25日，星期天

奥氏体晶粒长大驱动力F与晶粒和界面能大小的关系：

式中，σ为单位面积晶界界面能(比界面能)；R为晶界曲率半径。

晶粒尺寸越小，比界面能越大，则奥氏体晶粒长大驱动力F就越大，即晶粒长大的倾向性就越大。

上一页下一页第40页,共48页，2024年2月25日，星期天

当晶界跨越一个半径为r的球形第二相颗粒时，第二相粒子对晶界推移的最大阻力Fmax与粒子半径r及单位体积中粒子的数目f之间的关系：

当第二相粒子的体积百分数一定时，粒子尺寸愈小，单位体积中粒子数目愈多(即分散度愈大)，则其对晶界推移的阻力就愈大。上一页下一页第41页,共48页，2024年2月25日，星期天在一定温度下，奥氏体晶粒的平均极限半径Rlim取决于第二相沉淀粒子的半径r及其单位体积中的数目f，即

总之，奥氏体晶粒长大是一种自发过程，它是晶界的推移与高度弥散的难溶第二相粒子抑制其推移的综合结果。上一页下一页第42页,共48页，2024年2月25日，星期天2.4.4奥氏体晶粒尺寸的控制及其应用

高强度低合金钢(HighStrengthLowAlloySteel，简称HSLA钢)

加入少于0.05％的Nb、V、Ti等元素，由于非常细小的铁素体晶粒和合金碳氮化物沉淀的共同作用，使其屈服强度达到345～