金属热处理原理.ppt

1、金属热处理原理,绪论,一、研究的内容和任务 金属热处理原理是以金属学原理为基础，着重研究金属及合金固态相变的基本原理和热处理组织与性能之间关系的一门课程。 金属学原理：着重讨论的是金属及合金的本质及影响因素、缺陷及其交互作用和它们对性能的影响、状态图、塑性变形、回复、再结晶，金属中的扩散等等。 热处理原理：着重讨论的是金属及合金在固态下的相变规律、影响因素、动力学、非平衡转变，以及在热处理中的应用，研究热处理组织和性能之间的关系等。,金属材料从服役条件出发，选择什么样的材料、如何对材料进行处理，在使用和处理过程中会出现什么问题，如何解决出现的问题，最终可能得到什么样的性能，如何改进现有材料、挖

2、掘其潜力，试制新材料等，无不与热处理原理有着密切的关系。固态金属（包括纯金属及合金）在温度和压力改变时，组织和结构会发生变化，这种变化统称为金属固态相变。金属中固态相变的类型很多，有的金属在不同的条件下会发生几种不同类型的转变。掌握金属固态相变的规律及影响因素，就可以采取措施控制相变过程，以获得预期的组织，从而使其具有预期的性能。对于金属材料常用的措施就是特定加热和冷却，也就是热处理。,二、热处理发展概况 人们在开始使用金属材料起，就开始使用热处理，其发展过程大体上经历了三个阶段。 1、民间技艺阶段 根据现有文物考证，我国西汉时代就出现了经淬火处理的钢制宝剑。史书记载，在战国时期即出现了淬火处

3、理，据秦始皇陵开发证明，当时已有炼铁技术，兵马俑中的武士佩剑制作精良，距今已有两千多年的历史，出土后表面光亮完好，令世人赞叹。古书中有“炼钢赤刀，用之切玉如泥也”，可见当时热处理技术发展的水平。但是中国几千年的封建社会造成了贫穷落后的局面，在明朝以后热处理技术就逐渐落后于西方。虽然我们的祖先很有聪明才智，掌握了很多热处理技术，但是把热处理发展成一门科学还是近百年的事。在这方面，西方和俄国的学者走在了前面，新中国成立以后，我国的科学家也作出了很大的贡献。,2、技术科学阶段（实验科学） 金相学 此阶段大约从1665年1895年，主要表现为实验技术的发展阶段。 1665年：显示了AgPt组织、钢刀片

4、的组织； 1772年：首次用显微镜检查了钢的断口； 1808年：首次显示了陨铁的组织，后称魏氏组织； 1831年：应用显微镜研究了钢的组织和大马士革剑； 1864年：发现了索氏体； 1868年：发现了钢的临界点，建立了FeC相图； 1871年：英国学者T. A. Blytb 著“金相学作为独立的科学”在伦敦出版； 1895年：发现了马氏体；,3、建立了一定的理论体系热处理科学 “S” 曲线的研究，马氏体结构的确定及研究，KS关系的发现，对马氏体的结构有了新的认识等，建立了完整的热处理理论体系。,11 金属固态相变的主要类型,一、平衡相变： 同素异构转变纯金属在温度和压力改变时，由一种晶体结构转

5、变为另一种晶体结构的过程叫做同素异构转变。 多形性转变固溶体的同素异构转变称为多形性转变。 平衡脱溶沉淀在缓慢冷却的条件下，由过饱和固溶体析出过剩相的过程称为平衡脱溶沉淀。 共析转变冷却时由一个固相分解为两个不同固相的转变称为共析转变。,包析转变冷却时由两个固相合并为一个固相的转变称为包析转变。 调幅分解某些在高温下具有均匀单相固溶体组织的合金，冷却到某一温度范围内时，可分解为两种结构与原固溶体相同但成分有明显差别的微区的转变称为调幅分解。 有序化转变固溶体中，各组元原子的相对位置由无序到有序的转变过程称为有序化转变。,二、不平衡转变： （一）、铁碳合金的不平衡转变： 右图是铁碳合金相图。当奥

6、氏体自高温缓慢冷却到GSE线以下时，将从奥氏体析出铁素体或渗碳体。与此同时，奥氏体含碳量将向S点靠拢，当达到S点时，将通过共析转变转变为铁素体与渗碳体的混合物。但如果奥氏体自高温以较快速度冷却，共析转变来不及进行，奥氏体将在低温下发生一系列不平衡转变。 主要包括：伪共析转变、马氏体转变、块状转变、贝氏体转变。这些转变将在以后的章节中详细分析。,Fe-Fe3C状态图左下角,（二）、不平衡脱溶沉淀： 如A-B二元合金具有如右图所示的状态图，当成分为b的合金加热到t1时,相将全部溶入相中而形成单一的固溶体。如自t1缓冷，相将沿固溶度曲线MN不断析出,发生所谓平衡脱溶沉淀。但如果自t1快冷,在冷却过程

7、中来不及析出，故冷到室温时将得到过饱和固溶体，在室温或在低于固溶度曲线MN的某一温度下等温时将自析出成分与结构均与平衡沉淀相不同的新相，称为不平衡脱溶沉淀。,三、固态相变分类图：,12 金属固态相变的分类,一、按热力学分类： 一级相变：相变前后两相化学位相等，但化学位的一级偏微分商不等。 即： = （ /T）P （ /T）P （ /P）T （ /P）T 二级相变：相变前后两相化学位相等，化学位的一级偏微分商相等，但化学位的二级偏微分商不等。,二、按原子迁移情况分类（按金属固态相变过程中的形核和长大特点）： 1、扩散型相变：依靠原子或离子的扩散进行； 2、非扩散型相变：原子或离子不发生扩散； 3

8、、半扩散型相变：半径小的原子或离子发生扩散，半径大的原子或离子不发生扩散。 三、按金属固态相变过程中的相变方式分 ： 1、有核相变：通过形核和长大 ； 2、无核相变：无形核阶段。,13 金属固态相变的一般特征,固态相变与凝固时的液一固相变一样，服从总的相变规律，即以新相和母相之间的自由能差作为相变的驱动力。大多数固态相变也符合相变的一般规律，包含形核和长大两个过程，而且驱动力也是靠过冷度来获得，过冷度对形核、生长机制及速率都会发生重要影响。但固态相变的新相、母相均是固体，因此又有一系列不同于凝固（结晶）的特点：,一、新相和母相间存在不同的界面（相界面特殊）：,固态相变时，新相与母相的相界面是两

9、种晶体的界面，按其结构特点可分为三种.（按相界面上原子间匹配程度分）:,1、共格界面： 定义：所谓共格晶界，是指界面上的原子同时位于两相晶格的结点上，即两相的晶格是彼此衔接的界面上的原子为两者共有。 特征：界面两侧的保持一定的位向关系，沿界面两相具有相同或近似的原子排列，两相在界面上原子匹配得好，界面上能量高。 理想的完全共格界面只有在孪晶面（界）。,共格界面示意图 （完善共格关系的相界）,2、半共格界面： 定义：若两相邻晶体在相界面处的晶面间距相差较大，则在相界面上不可能做到完全的一一对应，于是在界面上将产生一些位错（见右图），以降低界面的弹性应变能，这时界面上两相原子部分地保持匹配，这样的

10、界面称为半共格界面或部分共格界面。 特征：沿相界面每隔一定距离产生一个刃型位错，除刃型位错线上的原子外，其余原子都是共格的。所以半共格界面是由共格区和非共格区相间组成。 错配度：,半共格界面示意图,二、新相晶核与母相间的晶体学关系（有一定的位向关系、存在惯习面）：,1、存在惯习面 ： 固态相变时，新相往往在母相的一定晶面开始形成，这个晶面称为惯习面。例如从亚共析钢的粗大奥氏体中析出铁素体时，除沿奥氏体晶界析出外，还沿奥氏体的111面析出，呈魏氏组织，此111面即为铁素体的惯习面。 2、有一定的位向关系 ： 为了减少界面能，新相与母相之间往往存在一定的晶体学关系，它们常以原子密度大而彼此匹配较好

11、的低指数晶面相互平行来保持这种位向关系。当然，如果界面结构为非共格时，新、旧相之间无确定的晶体学关系。,位向关系：在固态相变时新相的某些低指数晶面与母相的某些低指数晶面平行，新相的某些低指数晶向与母相的某些低指数晶向平行的关系，即,hklhkl，,3、惯习面和位向关系的区别： 惯习面：新相的主平面、主轴母相的主平面、主轴 位向关系：新相的某些低指数晶面、晶向旧相的某些低指数晶面、晶向。,三、相变阻力大（应变能的产生）：,固态相变时，由于新相与母相的比体积不同，使新相形成时发生的体积变化受母相的约束而引起弹性畸变，产生畸变能。共格、半共格界面两侧原子的错配也会产生应变能。 界面能和应变能均是相变

12、的阻力，因此固态相变的相变阻力比较大。 固态相变时界面能的大小与形成的相界面结构有关。通常：非共格界面的界面能半共格界面能共格界面能。 一般从两相晶格的错配度来看，当0.25时形成非共格界面。,界面能越高形成新相的形成功越大。当相变的过冷度很大时，相变驱动力大，生成新相的临界尺寸小，使单位体积的新相有较大分额的界面。在这种情况下界面能对形核起着主要的阻碍作用，因而多形成可以产生界面能较低的共格或半共格界面的亚稳相，以降低形成功使形核容易。相反，当过冷度较小时，晶核临界尺寸较大，单位体积新相的界面分额小，界面能不是形核的主要阻力，这时则易于非共格形核。 由共格（半共格）界面及新旧两相体积不同所引

13、起的弹性应变能也是相变时需要克服的能量，因此也同样影响着相变过程。在过冷度较小的情况下相变，临界晶核尺寸较大，单位体积新相的界面小，界面能对相变阻力不起支配作用，可以形成非共格界面，若此时两相比体积差较大，则新相形成薄片状以降低应变能；如果比体积差较小，应变能作用不大，则新相可以形成粒状以降低界面能。,新相的形状与相变阻力的关系： 1、新相呈球状时应变能最大。 2、新相呈圆盘（片）状时应变能最小。 3、新相呈棒（针）状时应变能居中。,四、母相晶体缺陷的促进作用： 固态相变时，母相中晶体缺陷起促进作用。新相优先在晶体缺陷处形核。,五、易出现过渡相（过渡相（中间亚稳相）的形成） ： 在有些情况下，

14、固态相变不能直接形成自由能最低的稳定相，而是经过一系列的中间阶段，先形成一系列自由能较低的过渡相（又称中间亚稳相），然后在条件允许时才形成自由能最低的稳定相相变过程可以写成： 母相较不稳定过渡相较稳定过渡相稳定相 应特别指出：温度越低时，固态相变的上述特点越显著。 过渡相：过渡相的出现有利于减小固态相变的阻力。 如：铁碳合金中A分解时 Fe3C Fe3C为过渡相 Fe3C FeC,六、易原子迁移率低 ： 固态变相中，成分的改变必须通过组元的扩散才能完成，此时扩散成为相变的控制因素，而固态金属中原子的扩散系数，即使在熔点附近也仅为液态的十万分之一，所以固态相变的转变速率很慢，可以有很大的过冷度。

15、随着温度降低，过冷度增大，形核率增高，相变驱动力增大，但同时原子扩散系数降低。这一对矛盾运动的结果，就有可能使相变后得到的组织变细。,14 固态相变的形核,固态相变过程：形核和长大,一、均匀形核： （一）相变驱动力： 新、旧相的自由能差Gv就是固态相变的驱动力。它随相变温度和相成分的改变而改变。如右图所示。图中显示，相变驱动力随过冷度的增大而增大。,（二）形核的条件 ： G = GvGsGe 式中G为系统自由能总变化，Gv为新相与母相的自由能差；Gs为界面能；Ge为弹性应变能 。,（三）形核率I ： I=Nexp(G*KT)exp(Q/KT) 式中N单位体积母相中的原子数，原子振动频率，Q原子

16、扩散的激活能。,在冷却相变时，从右图看，形核率与过冷度的关系曲线具有一个极大值，这是由于随着温度降低，一方面过冷度增大，形核及相变驱动力增大；另一方面扩散系数降低共同作用的结果。在加热转变时，随转变温度的升高，过热度和扩散系数同时增大，因此形核率呈单调迅速增加的趋势。,二、非均匀形核： （一）晶界形核： 非均匀形核类型： 界面、界棱、界偶。,界面： 多晶体中两个相邻晶粒的边界。界面形核时一个界面提供给晶核。,界棱 ： 多晶体中三个晶粒的共同交界是一条线。界棱形核时三个界面提供给晶核。,界偶： 多晶体中四个晶粒的共同交界是一个点。界偶形核时六个界面提供给晶核。,晶界形核时的能量： 提供的能量：界

17、面界棱界偶 需要的形核功：界面界棱界偶均匀形核,二、非均匀形核： （二）位错形核：,1、围绕位错形核后，位错消失，释放出畸变能；,2、对于半共格形核，原有的位错可作为补偿错配的界面位错，使形核时的能量增值减小；,3、溶质原子常在位错线上偏聚，当新相中溶质含量较高时，这里容易满足成分上的要求。,（三）空位及空位集团形核：,空位及空位集团也能促进形核。,15 晶核的长大,一、固态相变时晶核的长大过程： 长大实质：界面向母相的迁移过程 。 新相晶核长大的过程分为两种情况：传质过程和界面过程。,1、新相形成时没有成分的改变，只有结构或有序度的变化，如纯金属的同素异构转变等，只要紧邻相界的母相原子作近程

18、扩散越过相界，新相即长大。界面附近原子调整位置使晶核长大的过程为“界面控制长大”，又称界面过程；,2、新旧两相的成分不同，如过饱和固溶体的分解等，需要溶质原子进行长程扩散迁移到新相，才能使新相长大。这时的长大为“扩散控制长大”，又称传质过程。,协同型长大方式通过半共格界面上靠母相一侧的原子以切变方式完成。协同型方式长大常以切变方式进行。,协同型长大特点大量的原子有规律地沿某一方向作小于一个原子间距的迁移，迁移后原子保持原有的相邻关系不变。,图1-10 切变造成协同型方式长大示意图,图1-11 马氏体转变的表面倾动示意图,非协同型长大方式母相原子不断地以非协同方式向新相中转移，界面沿其法线方向向

19、母相推进，使新相逐渐长大 。,非协同型长大特点原子无规律地迁移，迁移的距离不等，相邻关系改变 。,台阶机制ab、cd、ef面上都有刃型位错列。当ab、cd台阶的侧面bc、de向其法线方向移动时，ab、cd、ef平面上的位错可以沿小箭头所指的方向滑动。结果，整个界面向大箭头所指的方向上移动了一个台阶厚度，ab面上的位错列移到了cd面的新位置上，cd面上的位错列移到了ef面的新位置上，最终结果好象是界面位错在随界面移动。这样的晶核长大方式叫做“台阶机制” 。,图1-12 台阶式长大示意图,二、晶核长大的控制因素 ： 根据晶核长大的方式及转变特点，将金属中的固态相变分为四类：,（1）、成分不变的协同

20、型转变 （2）、成分不变的非协同型转变 （3）、成分改变的协同型转变 （4）、成分改变的非协同型转变 其中（1）、（2）无需传质过程，为界面过程所控制；协同型长大速度很快，非协同型长大速度较慢。（3）取决于传质速度；对于（4），界面过程和传质过程都可能控制长大速度。,新相长大速率 ： 新相长大速率主要对扩散型相变有实际意义。界面控制的新相长大速率受相变驱动力和扩散系数D两个因素控制，而这两因素又都是温度的函数。 扩散控制的新相长大速率，与扩散系数及相界附近母相的浓度梯度成正比，与相界两侧的两相之成分浓度差成反比。,图114 长大速率与温度的关系,16 固态相变的动力学,新相形成的体积速度和综合

21、动力学可用公式（115）、（116）描述。,新相形成的体积速度和综合动力学曲线如右图。,公式1-15：,公式1-16：,图115 固态相变与等温转变动力学曲线图,等温转变曲线： 根据不同过冷度下的形核率I和长大速率u关系计算出来的时间-转变量曲线，就称为相变动力学曲线。由于这些曲线均成S形，所以也称为S曲线。而将不同温度下的S曲线整理在时间-温度曲线上，可以得到相变的综合动力学曲线，即等温转变曲线。等温转变曲线表示了转变量、转变温度和转变时间之间的关系，一般是由两条形状呈C形的曲线构成，所以我们也将其称之为C曲线。,连续转变曲线： 连续冷却是钢铁材料热处理过程中真实的冷却方式，因此，连续冷却转

22、变曲线更具实际意义。钢的连续冷却转变与等温转变最大的不同是，奥氏体分解是在一个温度区间内完成的。另外还有，连续冷却转变曲线中，孕育期比等温转变长，要求的温度更低，并且贝氏体或珠光体转变会被抑制而不出现。我们用一个动画来演示连续冷却曲线所描述的过冷奥氏体的转变情况及对应组织，以及与等温转变曲线的对比。,第一章 钢在加热和冷却时的转变 11 概 述,一、热处理及其作用 热处理是将钢在固态下加热到预定的温度，保温一定的时间，然后以预定的方式冷却到室温的一种热加工工艺。,热处理的作用： 改善材料工艺性能和使用性能，充分挖掘材料的潜力，延长零件的使用奉命，提高产品质量，节约材料和能源。此外，还可以消除材

23、料经铸造、锻造、焊接等热加工工艺造成的各种缺陷、细化晶粒、消除偏析、降低内应力，使组织和性能更加均匀。 最终热处理： 在生产过程中，工件经切削加工等成形工艺而得到最终形状和尺寸后，再进行的赋予工件所需使用性能的热处理称为最终热处理。 预备热处理： 热加工后，为随后的冷拔、冷冲压和切削加工或最终热处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。,二、钢临界温度 1、FeFe3C相图上的临界温度,共析钢：PSK线（A1） P(+Fe3C) 亚共析钢：原始组织F+P PSK线（A1）P GS线（A3）F 过共析钢：原始组织Fe3CF+P PSK线（A1）P ES线（Acm）Fe3C溶入,2、实际加热、冷却

24、条件下的临界温度 加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm； 冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm。,在加热（冷却）速度为0.125/min时，对临界点A1，A3，Acm的影响,12 钢在加热时的转变 钢的热处理种类很多，其中除淬火后的回火，消除应力的退火等少数热处理外，均需加热到钢的临界以上，使钢部分或全部转变为奥氏体，然后再以适当的冷却速度冷却，使奥氏体转变为一定的组织并获得所需的性能。 钢在加热过程中，由加热前的组织转变为奥氏体被称为钢的加热转变或奥氏体化过程。由加热转变所得的奥氏体组织状态，其中包括奥氏体晶粒的大小、形状、空间取向、亚结构、成分及其均匀性

25、等，均将直接影响在随后的冷却过程中所发生的转变及转变所得产物和性能。因此，弄清钢的加热转变过程，即奥氏体的形成过程是非常重要的。,从FeFe3C状态图可知，珠光体被加热到A1（727）以上时将转变为奥氏体。,一、奥氏体形成的热力学条件,珠光体（P）和奥氏体（）自由能 随温度的变化曲线（示意图）,珠光体与奥氏体的自由能均随温度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于某一温度，该交点所对应的温度即A1（727）。右图是珠光体、奥氏体的自由能与温度的关系。,奥氏体形成时系统总的自由能变化为 G=GV +GS +Ge 式中： GV新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差； GS 为形成奥氏体时所增加的

26、界面能； Ge形成奥氏体时所增加的应变能。 其中: GV奥氏体转变的驱动力， GS 与Ge是相变的阻力。 因为奥氏体是在高温下形成的，Ge一项较小，相变的主要阻力是GS。若只考察相变的方向，可忽略不计。,从能量方程可以看出： 当T0 G0 珠光体不能转变为奥氏体； 当T=T0时， GV=GA-GP=0 G0 珠光体不能转变为奥氏体； 当TT0时， GV=GA-GP0 G0 珠光体可能转变为奥氏体； 因此奥氏体形成的热力学条件是： 必须在A1温度以上，即在一定的过热条件下奥氏体才能形成。只有当珠光体与奥氏体的体积自由能之差能克服界面能和应变能时，珠光体向奥氏体转变才能使系统向低能状态转变，奥氏体

27、才能自发地形成。,二、奥氏体的形成过程 （一）奥氏体的结构、组织和性能 1、奥氏体的结构 奥氏体是碳溶于-Fe所形成的固溶体。在合金钢中，除了碳原子外，溶于-Fe中的还有合金元素原子。 （1）碳原子在点阵中的位置,X射线结构分析证明，碳原子位于-Fe八面体间隙位置中心，即面心立方点阵晶胞的中心或棱边的中点，如图所示。,-Fe的八面体间隙半径仅5.210-2nm（0.52），小于碳原子的半径7.710-2nm（0.77），碳原子的溶入将使八面体发生膨胀，使周围的八面体中心的间隙减小。因此不是所有的八面体中心均能容纳一个碳原子。 （2）碳原子在奥氏体中的分布 碳原子在奥氏体的分布是不均匀的，存在着

28、浓度起伏。奥氏体中碳的分布是呈统计均匀的。用统计理论计算结果表明，在含碳0.85%的奥氏体中可能存在大量比平均碳浓度高八倍的微区，相当于渗碳体的碳含量。因此说碳原子在奥氏体点阵的分布是统计均匀的。,（3）碳含量与点阵常数的关系 碳原子的溶入使的-Fe点阵发生畸变，点常数增大。溶入的碳愈多，点阵常数愈大。如图所示。,奥氏体点阵常数与碳含量的关系,2、奥氏体的组织 在一般的情况下奥氏体的组织是由多边形的等轴晶粒所组成，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。如图所示。,奥氏体显微组织 （晶内有孪晶） 1000,3、奥氏体的性能 Fe-C合金中的奥氏体在室温下是不稳定相。但是在Fe-C合金中加入足够数量的能

29、扩大相区的元素，可使奥氏体在室温，甚至在低温成为稳定相。因此，奥氏体可以是钢在使用时的一种重要组织形态。以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢。 （1）磁性： 奥氏体具有顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁钢。 （2）比容： 在钢的各种组织中，奥氏体的比容最小。可利用这一点调整残余奥氏体的量，以达到减少淬火工件体积变化的目的。,（3）膨胀： 奥氏体的线膨胀系数比铁素体和渗碳体的平均线膨胀系数高出约一倍。故奥氏体钢也可被用来制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。 （4）导热性： 除渗碳体外，奥氏体的导热性最差。因此，为避免热应力引起的工件变形，奥氏体钢不可采用过大的加热速度加热。 （5）力学性能： 奥氏体具有高的塑

30、性、低的屈服强度，容易塑性变形加工成形。因为面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，至密度高，其中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，从而使其热强性好。故奥氏体钢可作为高温用钢,（二）奥氏体的形成过程 以共析钢为例说明奥氏体的形成过程。从珠光体向奥氏体转变的转变方程， + Fe3C 碳含量C% 0.0218 6.69 0.77 晶格类型 体心立方 复杂斜方 面心立方 我们可以看出：珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改组，碳原子的扩散和渗碳体的溶解。,实验证明：珠光体向奥氏体转变符合一般的相变规律，是一个晶核的形成和晶核长大过程。共析珠光体向奥氏体转变包括奥氏体晶核的形成、晶核的长大、残余渗碳体溶解

31、和奥氏体成分均匀化等四个阶段。,1、奥氏体的形核 （1）形核条件 奥氏体晶核的形成条件是系统的能量、结构和成分起伏。 （2）形核部位 奥氏体晶核通常优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成，此外，在珠光体团的边界，过冷度较大时在铁素体内的亚晶界上也都可以成为奥氏体的形核部位。 在铁素体和渗碳体相界上优先形核的原因，可做如下的解释： 界面两侧两相的碳含量相差很大（0.0218%和6.69%），因此在界面上碳浓度分布很不均匀，比较容易满足成分起伏；界面两侧晶体结构相差较大，原子排列不规则，原子的活动能力较强，比较容易满足结构起伏；界面上原子排列不规则，位错等晶体学缺陷密度较大，处于能量较高的状态，比较容

32、易满足能量起伏，同时新相晶核形成时，可以使部分晶体学缺陷消失，使系统的能量进一步下降，因此在相界面处是奥氏体形核的首选位置。,2、奥氏体的长大 奥氏体晶核形成后便开始长大。奥氏体长大的机制可做如下的解释。在AC1以上某一温度t1形成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后，将产生两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面，另一个是奥氏体与铁素体相界面。为讨论问题的方便，我们假定两个相界面都是平直的（参见图1-5）。根据Fe-Fe3C相图可知，,奥氏体晶核的长大,3、剩余渗碳体的溶解 实验表明在珠光体向奥转变过程中，铁素体和渗碳体并不是同时消失，而总是铁素体首先消失，将有一部分渗碳体残留下来。这部分渗碳

33、体在铁素体消失后，随着保温时间的延长或温度的升高，通过碳原子的扩散不断溶入奥氏体中。一旦渗碳体全部溶入奥氏体中，这一阶段便告结束。 碳化物溶入A的机理，现在还不十分清楚，有人认为是通过碳化物中的碳原子向奥氏体中扩散和Fe原子向贫碳的渗碳体区扩散，以及Fe3C向A晶体点阵改组来完成的。,为什么铁素体和渗碳体不能同时消失，而总有部分渗碳体剩余？ 按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于

34、共析成分，这就进一步说明，共析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残留碳化物才能逐渐溶解。,4、奥氏体成分均匀化 珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高，而原来是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此，只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。,以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下图形象地表示出来。,5、奥氏体非扩散形成简介 （1）无扩散形核，扩散长大； （2）铁素体全部以无扩散

35、方式转变为低碳的奥氏体； （3）最近的研究成果： 铁素体向奥氏体转变直接受加热速度控制，快速加热可以为无扩散形核，而缓慢加热则以扩散方式形成。,三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学） 相变的动力学研究的是：转变温度、转变量和转变时间的关系。 奥氏体形成动力学可分为等温形成动力学和连续加热形成动力学。 （一）奥氏体等温形成动力学 等温形成动力学即在一定温度下的转变量和转变时间的关系（即在一定温度下的转变速度）。 研究表明，奥氏体的形成速度决定于奥氏体的形核率和晶核的线长大速度，它受钢的成分、原始组织状态、等温温度等条件的影响。,1、奥氏体等温形成动力学曲线 （1）共析碳钢奥氏体等温形成图建立

36、试样：厚2mm左右，直径约为10mm的小圆片； 原始状态：每个试样均有相同的原始组织状态； 温度：在AC1以上设定不同的温度，如730、745、765、； 时间：在每个温度下保持一系列时间，如1S、5S、10S、20S、； 冷却：在盐水中急冷到室温； 观察：在显微镜下测出试样中马氏体的数量（相当于高温下奥氏体的数量）； 做图：做出每个温度下奥氏体形成量和保温时间的关系曲线，即得到了奥氏体等温形成的动力学曲线。,为方便，通常把不同温度下转变转变相同数量所需时间，综合在温度和时间坐标系内，这样就得到了奥氏体等温形成图。,共析碳钢奥氏体等温形成图,（2）奥氏体等温形成的特点 在高于AC1温度保温时，

37、奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定时间后，才开始形成。温度越高，所需时间越短。通常称为孕育期。 孕育期：从保温开始到转变开始的这段时间称为孕育期。孕育期的实质是相变的准备阶段，是所有扩散型相变的共同特点。 奥氏体形成速度在整个过程中是不同的，开始时速度较慢，以后逐渐加快；在转变量达到50%时，转变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。,温度越高，奥氏体形成所需的全部时间越短，即奥氏体的形成速度越快。换言之，随温度升高，奥氏体形成始终是加速的。 在奥氏体刚刚形成后，还需一段时间使残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化。 （3）过共析和亚共析碳钢奥氏体等温形成图 过共析碳钢：原始组织为P+Cem

38、，且P的数量随钢的C%增加而减少。 亚共析碳钢：原始组织为P+F，且P的数量随钢的C%增加而增加。,（a）过共析钢（WC1.2%）奥氏体等温形成图 （b）亚共析钢（WC0.45%）奥氏体等温形成图,2、奥氏体等温形成动力学的分析 奥氏体等温形成动力学图示出的温度升高奥氏体形成速度加快的规律，是由于随着温度升高奥氏体的形核率和长大速度均增加的缘故。有人做过试验，把奥氏体的形成温度从740提高到800时，奥氏体的形核率N增加270倍，而长大速度G增加了80倍。因此，随着温度升高，奥氏体形成速度迅速增加。 （1）奥氏体的形核率 研究指出，在奥氏体均匀形核条件下，形核率N和温度之间的关系可以表示为：,

39、C-常数； Q-扩散激活能； T-绝对温度； K-波尔茨曼常数； W-临界形核功，在忽略应变能时，,A-常数；-奥氏体与旧相的界面能； GV-奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差；,1）因温度升高，形核率N以指数关系迅速增加； 2）因GV随温度升高而增大，使W减小，使N进一步增大； 3）随温度升高原子扩散速度加快，不仅有利于铁素体向奥氏体点阵改组，而且也促进渗碳体溶解，这也加速奥氏体的形核； 4）随温度升高铁素体的C%沿QP线增加，另一方面奥氏体在铁素体中形核时所需的碳浓度沿SG而降低，结果减小了奥氏体形核所需要的碳的浓度起伏，促进奥氏体的形核。,（2）奥氏体晶体的长大速度G 关于奥氏体晶体的长

40、大速度，有不少研究者利用扩散规律导出一些计算公式，具有代表性的如下：,碳在铁素体和奥氏体中的扩散系数；, 铁素体和奥氏体界面处碳在铁素体和奥氏体中的浓度梯度；,奥氏体与铁素体相界面间的碳浓度差;,负号表示下坡扩散。,由于碳在铁素体中的浓度梯度很小，可近似看作是0。上式可以改写为：,利用碳在渗碳体中的浓度梯度等于零的特点，可得界面向渗碳体中推移的速度表达式：,渗碳体与奥氏体相界面间的碳浓度差。,碳在奥氏体中的浓度梯度。,1）温度升高，扩散系数D（D=D0e-Q/RT）增大，同时奥氏体的两相界面之间碳浓度差Cr-cem-Cr-a增加，增大了碳在奥氏体中的浓度梯度，从而使奥氏体的长大速度加快； 2）

41、温度升高，在铁素体中有利于奥氏体形核的部位增加，原子的扩散距离相对缩短了，同样有利于奥氏体的长大； 3）温度升高，奥氏体与铁素体相界面处的碳浓度差Cr-a-Ca-r以及渗碳体与奥氏体相界面处的碳浓度差Ccem-r-Cr-cem均减小，因此也会加速奥氏体晶体长大。,综上所述：奥氏体形成时，升高温度（或增加过热度）始终是有利于奥氏体形成的，所以加热温度越高，奥氏体形成的孕育期以及整个相变过程所需时间越短，即奥形成速度越快。换言之：随温度的升高（或过热度的增大）奥氏体的形成是加速的。,3、影响奥氏体形成速度的因素 （1）温度 在各种影响因素中，温度的作用最为强烈，因此控制奥氏体的形成温度十分重要。

42、（2）碳含量 钢中碳含量越高，奥氏体的形成速度越快。增加了奥氏体的形核部位，同时碳的扩散距离相对减小。 （3）原始组织的影响 如果钢的化学成分相同，原始组织中碳化物的分散度越大，相界面越多，形核率便越大；珠光体片间距离越小，奥氏体中碳浓度梯度越大，扩散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子扩散距离缩短，奥氏体晶体长大速度增加。,（4）合金元素的影响 1）合金钢中奥氏体形成的特点 通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度 强碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奥氏体中扩散系数，推迟珠光体转变为奥氏体；非碳化物形成元素Co、Ni等增大碳在奥氏体中的扩散系数，使奥氏体形成速度加快；Si、Al等对碳

43、原子的扩散系数影响不大，因此对奥氏体的形成无明显的影响。 合金元素通过改变碳化物稳定性影响奥氏体的形成速度 通常使碳化物稳定提高的元素，将延缓奥氏体的形成。钢中加入W、Mo和其它强碳化物形成元素，由于在钢中可以形成稳定性极高的特殊类型的碳化物，加热时不易溶解，将使奥氏体形成速度减慢。,Cr含量变化对奥氏体形成的影响： Cr含量为2%及6%时，延缓奥氏体的形成，但Cr含量为11%时，奥氏体形成速度反而比6%时快。原因如下： 2%Cr时形成较稳定的不易溶解的(FeCr)3C，延缓奥氏体的形成； 6%Cr时形成更稳定的不易溶解的(FeCr)7C3，延缓奥氏体的形成； 11%Cr时形成含碳较少、较易溶

44、解、稳定性较低的碳化物(FeCr)23C6，一方面(FeCr)23C6较不稳定，另一方面C%相同时可以形成更多的碳化物，从而使相界面面积增加，这些都会加速奥氏体的形成。,对临界点的影响 Ni、Mn、Cu等降低A1温度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1温度。 合金元素通过对原始组织的影响也影响奥氏体的形成速度 Ni、Mn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。,2）合金钢中奥氏体均匀化 钢中的合金元素在原始组织各相中（F和Cem）分配是不均匀的，在退火状态下，碳化物形成元素主要集中在碳化物中，而非碳化物形成元素则主要集中在铁素体中，合金元素这种不均匀分布，一直到碳化物溶解完毕后，还

45、显著地保留在钢中，这样合金钢奥氏体形成后，除了碳的均匀化外，还要进行合金元素的均匀化。 在其它条件相同的情况下，合金元素在奥氏体中的扩散速度比碳在奥氏体中的扩散速度小100-10000倍。此外，碳化物形成元素还会减小碳在奥氏体中的扩散速度，这将降低碳的均匀化速度，因此，合金钢均匀化所需时间常常比碳钢长得多。,（二）连续加热时奥氏体的形成 实验表明连续加热时奥氏体形成的基本过程和等温转变相似，也是由奥氏体的形成、残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化三个阶段组成。现已证明，影响这些过程的因素也大致与等温形成时相同。但是，因为奥氏体的形成是在连续加热条件下进行的，所以在相变动力学及相变机理上常会出现若干

46、等温转变所没有的特点。,1、在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度增大而升高 奥氏体形成的开始温度和终了温度均随加热速度增大而升高。当钢的加热速度大到某一范围时，所有亚共析钢的转变温度均相同，加热速度约在105-106/S范围内时含碳在0.20.9%的钢的转变温度均约在1130。,2、相变是在一个温度范围内完成的 加热速度越快奥氏体的温度范围越宽，但形成速度确加快，奥氏体形成时间缩短。 3、可以获得超细晶粒 4、钢中原始组织的不均匀使连续加热时的奥氏体化温度升高 5、快速连续加热时形成的奥氏体成分不均匀性增大 Cr-a降低，Cr-cem升高。 6、在超快速加热条件下，铁素体转变为奥氏体的点阵

47、改组属于无扩散型相变。,四、奥氏体晶体长大及控制 （一）奥氏体晶粒度 晶粒度：是表示晶粒大小的一种尺度。 对钢来说，如果不特别指明，一般是指奥氏体化后的实际晶粒大小。奥氏体晶粒度有以下三个不同的概念。 1、起始晶粒度： 指临界温度以上奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚互相接触时的晶粒大小。 2、实际晶粒度： 指在某一热处理加热条件下，所得到的晶粒尺寸。,3、本质晶粒度： 是根据标准实验条件，在93010，保温足够时间（38小时）后，测定的钢中奥氏体晶粒的大小。 按此法，晶粒度在58级者称为本质细晶粒钢，在14级者称为本质粗晶粒钢。 本质晶粒度并不是实际晶粒大小，它只是描述了晶粒长大的趋势，它说

48、明本质细晶粒钢加热时，奥氏体晶粒长大的倾向小，而本质粗晶粒钢加热时奥氏体晶粒长大的倾向大。实际加热条件下，本质粗晶粒钢的晶粒不一定粗，而本质细晶粒钢的晶粒不一定细。,4、奥氏体晶粒的评定标准 一般生产中把奥氏体晶粒大小分为18个级别，其中1级最粗，8级最细，超过8级以上的称为超细晶粒。 晶粒度的级别N与晶粒大小之间的关系为： n=2N-1或n=2N+3 n为放大100倍进行金相观察时每平方英寸（6.45cm2）视野中所含的平均晶粒数目。 n实际上每1mm2试样面积中的平均晶粒数目。,（二）晶粒长大与第二相颗粒的影响 1、晶粒长大的机理 奥氏体刚刚形成后，起始晶粒一般均很细小，而且也不均匀。界面弯曲，晶界面积大，界面能高。 从热力学分析，界面能越高，则界面越不稳定，必然要自发地向减少晶界面积，降低界面能的方向发展。 弯曲晶界变成平直晶界，小晶粒合并成大晶粒是一种自发过程。,晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构,结果是在初期出现大晶粒吞并小晶粒的晶粒长大过程。当晶粒大小相当后，此过程结束。如果此时继续加热或保温晶粒还会继续长大。 通常将大晶