第2章 钢的加热转变

返回
返回
返回
返回
返回
返回
返回
返回
设晶粒最小曲率半径为R： 驱动力P ：弯曲的晶界平直化，即表 面张力P= -2σ/R
A晶粒从Ⅰ位置移动Ⅱ的阻力F：增加 界面能πr2σ πr2σ=F×r ，F= πrσ 总阻力F总= 2rNv × F =2πr2σNv Nv：单位体积粒子数 晶界停止长大条件： 总阻力F总=P，此时设R=D f=4/3 πr3 Nv f：第二相体积分数 晶粒大小：D=4r/3f



动力学公式适宜定性，定量有误差
四、影响A形成速度的因素


加热温度 ： T↑→ A化速度↑ 加பைடு நூலகம்速度 ： V↑→ 转变温度↑，转变时间↓ 含碳量

亚共析钢C%↑→ 界面多 → 转变快 过共析钢（半A化）C%↑→ 碳化物多 → 转变慢 共析钢? 改变相变点；影响扩散系数 碳化物稳定性好，A形成速度慢 合金元素自扩散慢，A形成速度慢 P 片间距小 → 相界面多 →A化速度↑ 球状P →A化速度↓
4、冶炼方法 5、合金元素的作用各不相同

阻碍A长大的元素：Nb、Ti、V、Zr…… 无影响的元素：Cu、Co 加速A长大的元素：Mn、P
五、晶粒的控制及生产应用
1、利用Al脱氧细化 2、加细化晶粒合金元素 HSLA钢强化 3、快速加热 4、重结晶细化（正火）
六、控制组织遗传
组织遗传现象： 合金钢构件在热处理时，常出现由于锻 压、轧制、铸造、焊接等工艺而形成 的原始有序粗晶组织。这些非平衡的 粗晶有序组织（马氏体、贝氏体、魏 氏组织等）在一定加热条件下所形成 的奥氏体晶粒继承或恢复原始粗大晶 粒的现象。
组织遗传的控制
原则：切断母相与新相的晶体学关系 高温回火或退火→获得平衡组织→再A化 对于铁素体-珠光体的低合金钢，组织遗传倾 向较小，可采用正火来校正过热组织。 采用较快速度或中等速度加热可以避免组织 遗传现象发生。对于不同钢种，非平衡组织 加热时不发生组织遗传的加热速度相差很大， 需要通过试验确定。 多次循环加热、冷却→破坏取向关系

片状P


垂直片方向（在A、F中存在碳浓度差，引起 碳在以上两相中的扩散。为维持相界碳浓度 的平衡，原始组织F和碳化物相就会不断溶 解）。示意图 平行片方向（ 体扩散+界面扩散）
界面迁移路程短，是主要长大方式→平行方向长 大速度快
3、残余碳化物的溶解

实验证实F先溶解 F先溶解的原因 晶体结构 碳浓度差异

形成条件

§2 奥氏体形成的机理
一、珠光体组织向A转变
当加热至Ac1稍上温度时，由铁素体＋渗碳 体两相组成的珠光体转变为单相A 过程 形核→长大→残余碳化物溶解→A的成分均匀 化 珠光体类组织 球化体（球状P=F+球状碳化物） 片状P

1、形核

球化体

优先在晶界的F/碳化物界面上形成 其次在晶内的F/碳化物界面上形成
研究A转变的目的
热处理首先要把钢加热，获得A组织，然后 再以不同的方式冷却，发生不同转变，以 获得不同的组织。可以控制A转变的条件获 得理想的A组织，为后续处理做好组织准备。
一、奥氏体的结构





碳所处的可能位置： fcc八面体中心或棱边 中点 溶解度：理论值wc%> 实际值？ 碳原子分布不均匀， 在A中有浓度起伏 对称点阵畸变， wc% 高→点阵常数增大 关于合金A
本质晶粒度

标准试验条件 与冶炼工艺有关 与成分有关
三、A晶粒长大机理


长大方式：通过界面迁移而长大 驱动力：来自A晶界的界面能。A晶粒的长 大将导致界面能降低P＝2γ/R P－驱动力，R－球面晶界曲率半径， γ－界 面能 晶粒越小，界面能越大，长大驱动力越大
四、影响A晶粒长大的因素
§5 钢的加热缺陷
1、欠热：温度低、时间短 措施：重新加热 2、过热：温度高，粗晶粒 措施：重新加热，防止组织遗传 3、过烧：温度太高，晶界氧化、熔化 报废
4、氧化
工件在热处理加热时和氧化性气体发生作用， 使表面氧化，并在表面形成氧化皮。
Fe在加热温度低于570℃时：
当加热温度高于570℃时：

4、奥氏体成分均匀化
其他钢的奥氏体转变



亚共析钢：P转变为A后，F再 转变为A 过共析钢：P转变为A后，Fe3C 再转变为A 低合金钢：P转变与碳钢过程、 机理相同，但进程比较慢，相 变温度高，时间长。
二、马氏体向A的转变



工程意义： 返修；铸造、锻造等连续冷却组织 相变点以上加热： 同时形成针状和球状两种A，机理 形成球状A是主流；针状A是初始阶段 的过渡组织，随后会转变为球状或合 并为粗晶粒（组织遗传）
二、A连续加热形成动力学

A连续加热形成动力学图


建立温度~时间坐标，标 出不同的加热速度曲线 每一种加热速度取10个试 样，分别加热到不同温度 淬火，测定A转变时对应 的温度、时间 加热温度升高，相变温度 升高 加热速度快，孕育期减少 加热速度快，晶粒细化 成分不均匀

特点


三、A形成动力学的理论处理
尺寸、表面变化；性能恶化 与脱碳现象伴生 措施：保护气氛；盐浴；真空加热
5、脱碳：性能恶化
脱碳速度大于氧化速度 措施：保护气氛；盐浴；真空加热 6、变形：尺寸变化或开裂 措施：控制加热速度，分段预热
小结及作业






奥氏体具有良好的塑性、无磁、耐腐蚀、耐热等性 能，其工程应用于成形、不锈钢、耐热钢等。 钢的奥氏体在加热温度超过Ac1以上，有一定的过热 度才形成。实际相变温度滞后平衡临界点。 球、片状珠光体转变为A属于扩散相变，由形核、长 大、残余碳化物溶解、成分均匀化四阶段构成。 奥氏体可以以等温和连续加热方式形成。温度、加 热时间、加热速度、原始组织等均影响奥氏体形成 速度。 奥氏体的实际晶粒大小对材料性能有明显影响，细 化奥氏体晶粒是材料强化的重要手段。 作业：2、5、10、16
1、温度、时间、加热速度 D＝kt1/2 D－晶粒平均直径，k－与材料和温度有关的 常数，t －加热时间

高温、长时间，晶粒长大，晶界平直 在某温度下，长大到一定尺寸→停止
2、加热速度：快速短时，细化晶粒。
随炉升温；到温入炉；高温入炉晶粒大小？
3、第二相粒子：实验结果及近似处理→足
够细、数量足够多→阻碍A长大

合金元素


原始组织

§4奥氏体晶粒长大及控制
一、晶粒与材料性能的关系 Hall-Petch公式：σs = σi + Ky d -1/2 二、晶粒度: 设n为放大100倍时每平方英寸 面积内的晶粒数，G即为晶粒度。 n=2 G-1 晶粒越细，晶粒度G数字越大。 评定方法

第二章 钢的加热转变
§6-1 奥氏体的形成 §6-2奥氏体形成机理 §6-3奥氏体形成动力学 §6-4奥氏体晶粒长大及控制 §6-5 钢的加热缺陷 本章重点 1. 奥氏体的形成过程 2. 影响奥氏体形成速度及晶粒长大的因素
§1 奥氏体的形成
奥氏体（Austenite）:碳 溶 于 γ-Fe 所 形 成 的 固 溶 体，存在于共析温度以 上，最大碳含量为 2.11%, 奥氏体的组织形 态多为多边形等轴晶粒， 在晶粒内部往往存在孪 晶亚结构
二、奥氏体的性能

力学性能


塑性好、强度低。（滑移系？固溶强化效果？） 冷、热加工成形的工程意义？ 可采取的材料强化手段？

物理性能


顺磁性。材料研究方面的应用？ 比容小（致密度？）。热处理应该考虑的问题？ 热膨胀系数大。可以用于热敏功能材料。 导热性能差，加热应注意。加热速度？

测定尺寸 对比评级照片 截距法：单位长度上与晶粒相交的数目
三种晶粒度
1、起始晶粒：加热转变终了时所得的A晶粒 2、实际晶粒：长大到冷却开始时的A晶粒 3、本质晶粒：930º C保温3~8小时所得的晶 粒，1－4级：本质粗晶粒钢，5－8本质细晶 粒钢粒度。 • 用以表明奥氏体晶粒长大倾向的晶粒 度称为本质晶粒度。 •与脱氧剂、合金元素有关


加热速度：适中时出现 无组织遗传：与P向A转变相似
§3 奥氏体形成动力学
一、A等温加热形成动力学 金相法测定原理：加热A+P→快冷使高温 组织固定→冷却后A转变为M，未转变的 P在此过程中不变化。 A等温加热形成动力学图特点 温度越高，孕育期越短 中期转变速度快，S形 残余碳化物溶解及A均匀化时间长
1、针状A

形核：


板条之间有碳化物→优先在界面形核 板条之间无碳化物→在板条之间形核


加热温度：在Ac1、Ac3附近不出现 加热速度：快速或慢速加热容易出现 组织遗传：针状A与原M板条有位向关系，粗 大组织遗传保留。P原始组织一般没有。 形成机理：有待研究
2、球状A

形核

板条之间 原A晶界上
化学性能:抗腐蚀；耐热。
三、奥氏体的形成过程 相变温度（临界点）

平衡相变点：A1、A3、Acm 实际加热时的相变点：Ac1、Ac3、Accm 实际冷却时的相变点：Ar1、Ar3、Arcm Ac1、Ac3、Accm以上，有一定的过热度 过热度大，容易形成 实际相变温度与加热速度有关，不是固定值， 加热速度越快， Ac1、Ac3、Accm越高。

片状P

优先在P团的界面上形成 其次 在F/碳化物界面上形成
碳浓度起伏，如 F中高浓度区有利于 向A转变 结构起伏→晶体结构改组容易 能量起伏→杂质、晶体缺陷多→形核→降低界面能、 应变能