熱處理工藝學(xué)課件--第02章 鋼中奧氏體的形成.ppt

第二章鋼中奧氏體的形成 引言 絕大多數(shù)熱處理過程都需要將鋼加熱到鋼的臨界點(diǎn)以上 使鋼部分或全部轉(zhuǎn)化為奧氏體 再適當(dāng)冷卻加熱轉(zhuǎn)變的奧氏體狀態(tài) 如晶粒大小 形狀 空間取向 亞結(jié)構(gòu) 成分 均勻性等對(duì)后續(xù)的處理意義重大本章討論平衡態(tài)鋼的加熱轉(zhuǎn)變 以及非平衡態(tài)組織的加熱轉(zhuǎn)變 鐵 碳平衡相圖 2 1A的結(jié)構(gòu) 組織與性能 奧氏體 A 碳溶于 Fe所形成的固溶體大量研究表明 碳溶于 Fe的八面體間隙中心 如果 Fe的每個(gè)八面體間隙均溶一個(gè)碳原子 最多可溶20wt 的碳 實(shí)際只能溶2 11wt 12CrNi3鋼的原奧氏體晶粒組織 A的性能 A為高溫穩(wěn)定相 在室溫下通常是不穩(wěn)定的在Fe C合金中加入擴(kuò)大A相區(qū)的元素 可使A在室溫 甚至在低溫下成為穩(wěn)定相硬度 強(qiáng)度均不高 但塑性好 熱強(qiáng)性好A具有順磁性A導(dǎo)熱性差 線膨脹系數(shù)高 2 2奧氏體的形成 本節(jié)討論平衡組織奧氏體的形成 F Fe3C P A 轉(zhuǎn)變順序 先P 再F 最后Fe3C轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力為自由能的差值轉(zhuǎn)變通過擴(kuò)散進(jìn)行轉(zhuǎn)變包含4個(gè)階段 A核的形成 A核的長(zhǎng)大 Fe3C的溶解 A成分的均勻化 一 A形成的熱力學(xué)條件 P A的條件為加熱到A1以上轉(zhuǎn)變溫度T1與A1之間的差值成為過熱度 T T Gv 轉(zhuǎn)變速度 T與加熱速度有關(guān) 理論上說 加熱足夠慢時(shí) T 0 即可發(fā)生轉(zhuǎn)變 而實(shí)際上加熱一般比較快 所以導(dǎo)致 T較大 實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度記為AC1 T1 同理有Ar1 二 A核的形成 以非均勻形核為主要形式A核一般在F和Fe3C交界處形成從成分考慮F 0 02 Fe3C 6 69 A 0 77 從能量考慮交界處 界面 界棱 界隅 提供形核所需能量 三 A核的長(zhǎng)大 A核的長(zhǎng)大是通過Fe3C溶解 C原子在A中擴(kuò)散 A兩側(cè)向F和Fe3C推移完成的 F Fe3C C原子發(fā)生擴(kuò)散 擴(kuò)散破壞界面C平衡F A Fe3C A以降低 升高 C濃度 促使反應(yīng)進(jìn)行 四 滲碳體溶解 當(dāng)珠光體中鐵素體全部消失時(shí) 滲碳體還沒有完全溶解 此時(shí)A中C 小于P中的C 對(duì)其的解釋可參看教材P 20 自學(xué) 在隨后的轉(zhuǎn)變過程中 Fe3C不斷溶解 C繼續(xù)在A中擴(kuò)散 直至所有Fe3C全部溶解該過程為一個(gè)緩慢的過程 五 奧氏體均勻化 同樣為一個(gè)緩慢的過程 原鐵素體一側(cè) 原滲碳體一側(cè) A形核 A長(zhǎng)大 A成分均勻化 殘余Fe3C溶解 2 3奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué) 一 等溫形成動(dòng)力學(xué)圖 有孕育期T 孕育期 加熱時(shí)間 二 奧氏體的形核與長(zhǎng)大 T I 實(shí)驗(yàn)證明 T從740 到800 I提高270倍 T V 三 影響珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的因素 溫度 T 轉(zhuǎn)變?cè)娇煸冀M織 片狀碳化物快于顆粒狀碳化物 片層薄快于片層厚 擴(kuò)散距離短 合金元素 加入Ni Mn 可降低臨界點(diǎn) 加速A形成 加入Cr Mo W 降低A中C的擴(kuò)散系數(shù) 使奧氏體形成變慢 加入Co 提高A中C的擴(kuò)散系數(shù) 使奧氏體形成變快 2 4連續(xù)加熱時(shí)A的形成 生產(chǎn)中 A形成絕大多數(shù)在連續(xù)加熱過程中形成 即A形成過程中 溫度還在進(jìn)一步上升連續(xù)加熱時(shí) 與等溫加熱一樣 A形成也經(jīng)歷形核 長(zhǎng)大 K溶解 A均勻化四個(gè)階段共析鋼連續(xù)加熱形成如右圖 連續(xù)加熱A形成的討論 加熱速度越快 平臺(tái)越短 平臺(tái)的傾斜度越大 所對(duì)應(yīng)溫度越高 T Ac1 0 A形成是在一定溫度范圍內(nèi)形成的加熱速度越快 A形成速度越快加熱速度越快 A成分不均勻性越大加熱速度越快 A晶粒越細(xì)小 但易長(zhǎng)大 2 5非平衡組織加熱時(shí)A的形成 問題的提出組織遺傳 相變后新相仍保持舊相晶粒的大小和形狀相遺傳 相變后母相的晶體缺陷遺傳給新相研究目的防止組織遺傳探討非平衡組織加熱時(shí)細(xì)化晶粒的途徑 針狀?yuàn)W氏體和球狀?yuàn)W氏體 Aa 非平衡組織加熱時(shí) 奧氏體化初期產(chǎn)生的一種過渡組織形態(tài)形成條件 快速或慢速加熱 M未發(fā)生再結(jié)晶Ag形成條件 中速加熱 M發(fā)生再結(jié)晶切斷組織遺傳 中速加熱 一次或多次高溫回火 退火A晶粒超細(xì)化 2 6A晶粒長(zhǎng)大及其控制 A晶粒的形成并不意味著A化的完結(jié) 繼續(xù)加熱 保溫將導(dǎo)致A晶粒長(zhǎng)大A晶粒大小直接影響冷卻轉(zhuǎn)變的組織和性能一 A晶粒度A晶粒大小用晶粒直徑d 單位面積內(nèi)晶粒個(gè)數(shù)n來表示定義 放大100倍 每645m2內(nèi)晶粒個(gè)數(shù)為n N為晶粒度 N 1 4粗晶粒鋼N1 超細(xì)晶粒 起始晶粒度 加熱轉(zhuǎn)變終了時(shí)A晶粒大小取決于I V實(shí)際晶粒度 長(zhǎng)大到冷卻開始時(shí)的A晶粒大小取決于加熱溫度 保溫時(shí)間 化學(xué)成分 原始組織等本質(zhì)晶粒度 930 10 保溫3 8h實(shí)際晶粒度與合金元素 脫氧方式有關(guān) 奧氏體長(zhǎng)大現(xiàn)象 奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制 長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力驅(qū)動(dòng)力 來自A晶界的晶面能設(shè)球形奧氏體晶粒半徑為R 界面能為 則作用在晶界的力P為P 2 R當(dāng)晶界為平直時(shí) R P 0 奧氏體晶粒的正常長(zhǎng)大 D 時(shí)間 時(shí) 晶粒的平均直徑k0 比例常數(shù)Q Fe原子的擴(kuò)散激活能T 溫度 保溫時(shí)間 奧氏體晶粒的異常長(zhǎng)大 第二相微粒阻止晶界運(yùn)動(dòng) 使得A長(zhǎng)大受阻當(dāng)溫度或時(shí)間足夠時(shí) 第二相溶解 A繼續(xù)生長(zhǎng) 影響A長(zhǎng)大的因素 加熱溫度 保溫時(shí)間加熱速度未溶第二相微粒的釘扎作用提高起始晶粒均勻性 可降低驅(qū)動(dòng)力P 抑制長(zhǎng)大原始組織快速加熱