奥氏体的形成、钢的热处理工艺

金属热处理原理及工艺
第四章
奥氏体的形成
4.1、奥氏体的形成 4.2、奥氏体形成机理 4.3、奥氏体转变动力学
4.4、奥氏体晶粒长大及其控制
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是不是所有的金属材料都可以进行热处理呢？
Ⅰ Ⅱ L +

A
B
只有固态相变发生的合金才能进行热处理。
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原始组织
5S
8S
15S 球状P 向A的转变 金属热处理原理及工艺 , SMSE,CUMT 本章首页 上一页
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4.2、奥氏体形成机理
1.奥氏体的形核 2.奥氏体的长大 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.
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转 变 温 度
A G Ac3
E
Accm Acm Arcm Ac1 P+Cm A1 Ar1
1148℃
A3
Ar3 S
F P F+P Q Fe 0.0218
727℃
0.77
Hale Waihona Puke Baidu
2.11
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C%→
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Fe3C
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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
Fe
T℃ A 3 F
A
Acm A1
• A3以上，A
C
FP F A A
A1 A3
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1.平衡加热状态 过共析钢的奥氏体化
(2)相变的结构条件
DG

ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGe<0 DGe r2 DGs r3
DG *
0 r*
2 r DGV -
*
r
-
DG DGV r3
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4.2、奥氏体形成机理 (以共析钢为例）
形核+长大 F + Fe3C 1.奥氏体的形核
σ－新旧相间的比界面能 △GV －体积自由能差 ES－体积应变能
4.3、奥氏体转变动力学
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
F
A
Fe3C
导出，相界面推移速度为：
dC 1 G - KD dx DCB D— 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
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平行于片层
奥氏体长大方向 A
F Fe3C
A平行于片层长大速度 > 垂直于片层长大速度
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45钢在735℃加热10min的组织15000×
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4.2、奥氏体形成机理
1.奥氏体的形核 2.奥氏体的长大 3. 残余碳化物的溶解 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。
（3） T↗，孕育期↘ ，转变速度↗
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一.奥氏体等温形成动力学
2、等温转变图(TTA) —Time Temperature Austenitization
奥氏体量（％） 100
790
750
730
50
T/ ℃
0 800
温度/ ℃
750
3. A形成的条件
(1)热力学形成条件 G
α
Δg
克服△g势垒 γ
Gα→γ
△ G＜ 0
状态Ⅰ
状态Ⅱ
ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGe<0
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A形成的条件
过热（T>A1）
ΔG=-ΔGv+ΔGs+ΔGe<0 G
GA
GP
△ GV △T
100 奥氏体量（％） 790℃ 50 750℃ 730℃
0
共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系
时间(S)
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100
奥氏体量（％） 790℃ 50 750℃ 730℃
0
共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系
时间(S)
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
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4.2、奥氏体形成机理
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.
4.1、奥氏体的形成
三、奥氏体的形成与铁碳相图 平衡加热状态 在727时加热能形成A 吗？？？？ 实际加热状态（非平衡态） T℃ δ A形成的条件——过热 ↑
A
G 912 ℃ E 1148℃ F
A3
A+F F P Q
Acm S
A+ Fe3C
A1
727℃
K
F + Fe3C
Fe
→ C%
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• 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。
Fe C
T℃
A3
A
Acm
F
A1
P Fe3C A Fe3C A
A1 Acm
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Ac1以上 加热
(珠光体类组织向A转变） A
F Fe3C 球 状 P 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
A
Fe3C F
片 状 P 形 核
珠光体团界
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公式应用：估算某一温度下A向F（或Fe3C）的移动速度。
CF/A CF/Fe3C CA/F
CA/Fe3C
C
3 WA (DGv - Es ) 2
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↗
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2.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= G A - 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
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4.2、奥氏体形成机理
1.奥氏体的形核 2.奥氏体的长大 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。
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：
碳含量：
F +
0.02%
Fe3C
6.69%
A
0.77%
点阵结构:
bcc
复杂斜方
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fcc
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4.1、奥氏体的形成
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)
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T℃ δ ↑
E 1148℃ F A+ Fe3C
A G 912 ℃
A3
A+F F P Q
Acm S A1
727℃ K
F + Fe3C → C%
Fe
Fe3C
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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 = - △ G v + △ 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.
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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
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奥氏体均匀化
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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
T℃
A
T1 F
讨论： 1)T↗，G ↗
2) GA→F > G A→ Fe3C
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CF/A CF/Fe3C CA/F
CA/Fe3C
C
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☆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↗
0.12C-3.5Ni-0.35Mo钢720℃保温10s后形成的两种A
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针状 球状
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4.3、奥氏体转变动力学
——奥氏体转变量与温度，时间的关系 一.奥氏体等温形成动力学 1、奥氏体转变量图
0
101
102
103
104
T(s)
可见：残余Fe3C的溶解，特别是成分均匀化所需时间最长。
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4.3、奥氏体转变动力学
二.奥氏体等温形成动力学分析 1、形核率
T℃
T2 T1
F
A
W Q I C exp( ) KT
Q-扩散激活能,W-临界形核功
A1=727℃
T℃
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ΔGv与ΔT的关系 ΔGV=Gp-GA (1)
GA=HA-TSA Gp=Hp-TSp
Lv=HA-Hp
(2) (3)
(4) ΔGV=LVΔT/T0
过热度↗，驱动力↗，转变速度↗。
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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
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4s
6s
8s
15s
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垂直于片层
C T℃ A Fe3C
CA/Fe3C
CA/F
T1
F A
CF/Fe3C
A CF/A
CA/F CA/Fe3C
T℃
CF/A T CF/Fe3C
1
C
A
Fe
F
长大受控于C在A中扩散，C在F中扩散起促进作用。
P
P+A
A
t/s
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700
——奥氏体转变开始线 ——奥氏体转变完成线
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TTA图的说明
T/℃ 1 2
3
4
均匀A
A+ Fe3C P+ A P
不均匀A
1—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
Ac1