奥氏体的形成

演示文稿奥氏体的形成第1页，共55页。奥氏体的形成第2页，共55页。2.1奥氏体及其形成机理2.1.1奥氏体的结构及其存在范围图2-1奥氏体的单胞

奥氏体是碳溶于γ-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0.52Ǻ

碳原子半径0.77Ǻ→点阵畸变第3页，共55页。图2-2Fe-C相图

奥氏体相区：NJESGN包围的区域

GS线----A3线

ES线----Acm线

PSK线----A1线

碳在奥氏体中的最大溶解度为2.11wt%(10at%)

碳原子的溶入使γ-Fe的点阵畸变，点阵常数随碳含量的增加而增大第4页，共55页。2.1.2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，σS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。第5页，共55页。2.1.3奥氏体形成的热力学条件图2-3自由能和温度关系图∆G=V∆Gv+Sσ+εV-∆Gd(2-1)-∆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，奥氏体才能开始形核。第6页，共55页。图2-4

以0.125℃/min加热和冷却时，Fe-C相图中临界点的移动

加热时临界点加注c

：

Ac1Ac3Accm

冷却时临界点加注r：

Ar1Ar3Arcm第7页，共55页。2.1.4奥氏体的形成机理

奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变

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）奥氏体的均匀化第8页，共55页。图2-5奥氏体形成的四个阶段（1）（2）（3）（4）第9页，共55页。第10页，共55页。（1）奥氏体的形核

形核的成分、结构条件在A1温度（727℃）：

α+Fe3C

γ

C%0.02186.690.77结构

BCC

复杂斜方FCC第11页，共55页。

形核位置鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：①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。②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。③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。

α/Fe3C相界面上优先第12页，共55页。（2）奥氏体的长大图2-6相界面上的碳浓度及扩散∆Cr↔k∆Cr↔αdCdx奥氏体形成瞬间成分不均匀的几个C％第13页，共55页。Cγ：奥氏体的碳浓度，0.77%；

Cγ-α：奥氏体中靠近铁素体一侧含碳量（GS线）；

Cγ-Fe3C：奥氏体中靠近渗碳体一侧含碳量（ES线）；

Cα-γ

：铁素体中靠近奥氏体一侧含碳量（GP线）；

Cα-Fe3C：铁素体中靠近渗碳体一侧含碳量（QP的延长线）

Fe3C：渗碳体的碳浓度，6.69%第14页，共55页。图2-7相界面上的碳浓度及扩散C%dCdx第15页，共55页。①奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡，产生γ/Fe3C和r/α两个相界面。②Cr-k>Cr-α

，浓度差dC=Cr-k

-Cr-α

将在奥氏体内产生扩散

Cr-α↑→Cr-α’；Cr-k↓→Cr-k’

相界面上的平衡浓度被打破③为了恢复并维持相界面上的平衡浓度

α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大，Cr-k’↑→Cr-k

第16页，共55页。

奥氏体晶核的长大速度第17页，共55页。

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γ/Fe3C相界面的碳浓度差∆Cγ↔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。第18页，共55页。根据公式（2－2）GF/GFe3C=∆Cγ-Fe3C

/

∆Cγ-α在780℃时，∆Cγ-Fe3C＝6.69－0.89

∆Cγ-α＝0.41－0.02∴

GF/GFe3C≈14.8但通常片状P的厚度是Fe3C的7倍，因此总是：铁素体先消失，而渗碳体有剩余。第19页，共55页。（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。第20页，共55页。2.2奥氏体形成的动力学2.2.1形核率

为了满足形核的热力学条件，需依靠能量起伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获得能量涨落的几率因子exp(-∆G*/kT)

成正比。

为了达到奥氏体晶核对成分的要求，需要原子越过能垒，经扩散富集到形核区，所以应与原子扩散的几率因子exp(-Q/kT)

成正比。第21页，共55页。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*↓，Q↓，从而形核率N增大。第22页，共55页。2.2.2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/s

温度升高时，D↑,dC↑,∆Cγ↔α↓,∆Cγ↔k↓

从而线长大速度G增大。第23页，共55页。2.2.3奥氏体等温形成动力学曲线

设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方程（Johnson-Mehl方程)：Vt----新形成奥氏体的体积分数

转变量达50%左右时，转变速度最大。

转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。

转变温度越高，完成转变所需的时间越短。第24页，共55页。图2-8奥氏体等温形成动力学曲线

形成温度升高，N的增长速率高于G的增长速率，N/G增大，可获得细小的起始晶粒度。

形成温度升高，Gγ→α/Gγ→k

增大，铁素体消失时，剩余渗碳体量增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。第25页，共55页。影响奥氏体等温形成速度的因素：1.加热温度的影响（1）加热温度升高，∆T增大，形核速度I和长大速度G均增加；（2）加热温度升高，奥氏体形成的孕育期变短，相变时间变短（3）加热温度升高，奥氏体界面浓度差∆C减小，向F体和Fe3C的长大速度均增加；（4）加热温度升高，奥氏体向F体一侧比向Fe3C一侧的推移速度快，F体瞬间消失，残余Fe3C增加；（5）加热温度升高形核速度I比快长大速度G增加的速度快，奥氏体晶粒细化（提高强韧性）第26页，共55页。2.原始组织的影响（1）原始组织越细，碳化物越分散，P体片层间距越小，相界面越多，形核率越大，同时，浓度梯度dc/dx增加，长大速度G均增加；（2）片状P体相界面大而薄，易于溶解，因此原始组织为片状P体比粒状P体形成速度快。3.化学成分的影响（1）随C%增加，碳化物数量增加，F/Fe3C相界面增加，奥氏体的形成速度加快；（2）合金元素不影响奥氏体的形成机制，但影响其形成速度。主要体现在以下几方面：

第27页，共55页。（ⅰ）影响C在奥氏体中的扩散速度。碳化物形成元素（Cr、Mo、W、V等）大大减小C的扩散速度，故显著减小奥氏体的形成速度；非碳化物形成元素（Co、Ni）能增加C的扩散速度，故加速了奥氏体的形成速度；非碳化物形成元素（Si、Al、Mn等）对C的扩散速度影响不大，故对奥氏体的形成速度无显著影响。（ⅱ）合金元素改变了钢的临界温度，故改变了过热度：Ni、Mn、Cu等可使A1点降低，使∆T增大，因而相变驱动力增加，形成速度增加；Cr、Mo、Ti、W等使A1点升高，使∆T降低，减小奥氏体的形成速度.（ⅲ）合金元素在P体中分布不均匀，碳化物形成元素主要在Fe3C中，非碳化物形成元素主要存在于共析铁素体中，在碳化物溶解后，除了奥氏体中C的均匀化外，还包括合金元素的均匀化，因此合金钢的奥氏体化时间更长。第28页，共55页。2.2.4连续加热时奥氏体的形成特点图2-9珠光体向奥氏体转变动力学曲线第29页，共55页。

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。

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。第30页，共55页。2.3奥氏体晶粒长大及其控制2.3.1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-1(2-5)n----X100倍时，晶粒数/in2

N----晶粒度级别第31页，共55页。图2-10X100倍晶粒度Nd(μm)125021773125488562644731822915.61011第32页，共55页。

奥氏体晶粒度有三种：①初始晶粒度

----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。初始晶粒一般很细小，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。第33页，共55页。

本质晶粒度

----表示钢在一定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。在930±10℃，保温3~8小时后测定：

1~4级----本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。

5~8级----本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。第34页，共55页。图2-11加热温度对奥氏体晶粒大小的影响Ac1930℃第35页，共55页。2.3.2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。RP图2-12球面晶界长大驱动力示意图第36页，共55页。

公式(2-6)的推导:图2-13双晶体中的A、B两晶粒，其中B晶粒呈球状存在于A晶粒中。

面积为A的晶界如果移动dx距离时，体系总的Gibbs自由能变化为dGt

，则沿x方向有力P作用于晶界上，构成晶界移动的驱动力。图2-13中A、B晶粒间的晶界构成一曲率半径为R的球面。第37页，共55页。图2-14大晶粒吃掉小晶粒示意图(箭头表示晶界迁移方向)图2-15晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构第38页，共55页。图2-16顶角均为1200

的多边形晶粒图2-17三维晶粒的稳定形状--Kelvin正十四面体第39页，共55页。图2-18大晶粒和小晶粒的几何关系

为保持三晶界交会处的界面张力平衡，交会处的面角应为120o，晶界将弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶界。大晶粒将吃掉小晶粒，使总晶界面积减少，总的界面能降低。大晶粒将吃掉小晶粒

?第40页，共55页。(2)晶界迁移阻力图2-19Zener微粒钉扎晶界模型

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：第41页，共55页。

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。第42页，共55页。(3)奥氏体晶粒长大过程图2-20奥氏体晶粒长大过程①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。第43页，共55页。2.3.3影响奥氏体晶粒长大的因素(1)加热温度和保温时间

表现为晶界的迁移，实质上是原子在晶界附近的扩散过程。晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比。第44页，共55页。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。第45页，共55页。（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。如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加上实际形成温度高，奥氏体晶粒很容易长大。第46页，共55页。（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。第47页，共55页。（4）合金元素的影响

Mn，P促进奥氏体晶粒长大：

Mn----在奥氏体晶界偏聚，提高晶界能；

P----在奥氏体晶界偏聚，提高铁的自扩散系数。

强碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界迁移，细化奥氏体晶粒。

NbTiZrVWMoCrSiNiCu

阻碍作用强阻碍作用弱第48页，共55页。图2-22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（原始组织）

用Al脱氧，可形成AlN----本质细晶粒钢用Si、Mn脱氧----本质粗晶粒钢第49页，共55页。奥氏体晶粒大小的控制从以上分析看：凡提高扩散的因素，如温度、时间，均能加快A长大。第二相颗粒体积分数f增大，线度r减小，均能阻止A长大。提高起始晶粒度的均匀性与促使晶界平直化均能降低驱动力，减弱A长大。1、凡提高D的因素均加快奥氏体晶粒长大；2、存在未溶的碳化物等第二相质点均阻碍奥氏体晶粒长大；3、调整工艺参数，提高起始晶粒的均匀