第一章 鋼的加熱轉(zhuǎn)變

1、第一章第一章 鋼的加熱轉(zhuǎn)變（鋼的加熱轉(zhuǎn)變（4課時(shí)）課時(shí)） 1-1 奧氏體的形成奧氏體的形成 奧氏體奧氏體的的結(jié)構(gòu)及存在范圍結(jié)構(gòu)及存在范圍 圖1-1 奧氏體的單胞 n 奧氏體是碳溶于-Fe 中的間隙固溶 體。 n 碳原子位于八面體間隙中心，即 FCC晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)。 n 八面體間隙半徑 0.52 ，碳原子半 徑 0.77 點(diǎn)陣畸變。 n 奧 氏 體 相 區(qū) ： NJESGN包圍的區(qū)域 GS線 - A3線 ES線 - Acm線 PSK線 - A1線 n 碳在奧氏體中的最大 溶解度為2.11wt%。 n 碳原子的溶入使 -Fe 的點(diǎn)陣畸變，點(diǎn)陣常數(shù) 隨碳含量的增加而增大。 圖1-2 Fe-F

2、e3C 相圖 奧氏體的性能奧氏體的性能 n 奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性 （無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量， 測(cè)定相變開始點(diǎn)，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。 n 奧氏體的導(dǎo)熱系數(shù)較小，僅比滲碳體大。為避免工件 的變形，不宜采用過大的加熱速度。 n 奧氏體塑性很好，屈服強(qiáng)度S較低，易于塑性變形。 故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進(jìn)行。 奧氏體形成的熱力學(xué)條件奧氏體形成的熱力學(xué)條件 圖1-3 自由能和溫度關(guān)系圖 G = V Gv + S + V - Gd (1-1) - Gd - 在晶體缺陷處形核 引起的自由能降低 n 相變必須在一定的過熱 度T下，使得GV 0，才

3、 能得到G Cr- ，濃度差 dC = Cr-k - Cr- , 將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生 擴(kuò)散 Cr- Cr- ； Cr-k Cr-k 相界面上的平衡濃度被打破。 為了恢復(fù)并維持相界面上的 平衡濃度 點(diǎn)陣重構(gòu)，向方向長 大，Cr- Cr- Fe3C向中溶解，向Fe3C方 向長大， Cr-k Cr-k n奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃度梯 度成正比，而與相界面上的碳濃度差成反比。 n由于 /Fe3C相界面的碳濃度差 Ck 較大， Fe3C本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲碳體方 向的長大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向?yàn)樾?，所以鐵素體 向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解要快得多，鐵素體 先消失，而滲碳體有剩余。

4、 （3）剩余滲碳體的溶解）剩余滲碳體的溶解 n 剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)一步溶解。 （4）奧氏體成分的均勻化）奧氏體成分的均勻化 n 原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度 低。 n 通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴(kuò)散，實(shí)現(xiàn)奧 氏體成分的均勻化。 馬氏體向奧氏體的轉(zhuǎn)變馬氏體向奧氏體的轉(zhuǎn)變 n 非平衡組織奧氏體化，加熱溫度Ac1或Ac3以上。 n 馬氏體板條之間奧氏體以針狀形核；板條束之間奧氏體以球狀形 核。針狀?yuàn)W氏體只是奧氏體初始階段的一種過渡性組織形態(tài)，隨 繼續(xù)保溫或升溫通過再結(jié)晶變成球狀?yuàn)W氏體，或合并成大晶粒奧 氏體。 n 組織遺傳：指鋼加熱后得到的奧氏體晶粒就是前一

5、次奧氏體化 時(shí)得到的晶粒。 n 若原奧氏體組織粗大，這種遺傳極為有害。 圖1-8 針狀?yuàn)W氏體晶粒合并長大示意圖 1-3 奧氏體形成的動(dòng)力學(xué)奧氏體形成的動(dòng)力學(xué) 形核率形核率 n 為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起伏，補(bǔ) 償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲得能量漲落的 幾率因子 exp(-G*/kT) 成正比。 n 為了達(dá)到奧氏體晶核對(duì)成分的要求，需要原子越過 能壘，經(jīng)擴(kuò)散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴(kuò)散的幾 率因子 exp(-Q/kT) 成正比。 N = C exp(-G*/kT)exp(-Q/kT) (1-2) 式中: C - 常數(shù) G* - 臨界形核功 Q - 擴(kuò)散激活能 k - 波爾茲曼

6、常數(shù)，= 1.38X10-23 J/K T - 絕對(duì)溫度 N - 形核率，單位 1/(mm3 s) n PA的相變，是在升高溫度下進(jìn)行的相變。 n 溫度升高時(shí)， G* ，Q ，從而形核率 N 增大。 奧氏體線長大速度奧氏體線長大速度 n 碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù) D=D0exp(-Q/RT) G - 長大線速度，單位 mm/s n 溫度升高時(shí)，D , dC , C , Ck 從而線長大速度G增大。 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線 n 設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜-邁爾方 程（Johnson-Mehl方程)： 3 4 1 exp()(1 4) 3 t VNG t n 轉(zhuǎn)變量

7、達(dá)50%左右時(shí)，轉(zhuǎn)變速度最大。 n 轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。 n 轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間越短。 圖1-9 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué) 曲線（等溫TTA圖） n 形成溫度升高，N的增長 速率高于G的增長速率， N/G增大，可獲得細(xì)小的起 始晶粒度。 n 形 成 溫 度 升 高 ， G/Gk 增大，鐵素體消 失時(shí)，剩余滲碳體量增大， 形成奧氏體的平均碳含量降 低。 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成動(dòng)力學(xué)連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成動(dòng)力學(xué) 圖1-10 珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變 動(dòng)力學(xué)曲線(TTA圖） n 奧氏體形成是在一個(gè)溫度范 圍內(nèi)完成的。 n 隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向 高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴(kuò)大， 而轉(zhuǎn)變

8、速度則增大。 n 隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原 子來不及擴(kuò)散，所形成的奧氏 體成分不均勻性增大。 n 快速加熱時(shí)，奧氏體形成溫 度升高，可引起奧氏體起始晶 粒細(xì)化；同時(shí)，剩余滲碳體量 也增多，形成奧氏體的平均碳 含量降低。 影響奧氏體形成速度的因素影響奧氏體形成速度的因素 n 除轉(zhuǎn)變溫度和加熱速度外，還有： （1）鋼的原始組織狀態(tài)）鋼的原始組織狀態(tài) n 原始組織越細(xì)，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變 過程越快。 n 片狀珠光體快于粒狀珠光體。 （2）鋼的化學(xué)成分）鋼的化學(xué)成分 n 含碳量越高，滲碳體與鐵素體的總相界面積越大，F(xiàn)e、 C原子擴(kuò)散系數(shù)增大，從而增高N和G，形成速度增大。 n 碳化物形成元素C

9、r，W，Mo，V，阻礙碳的擴(kuò)散，降 低形成速度。 n 非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴(kuò)散，增大形成 速度。 n Mn，Ni降低鋼的臨界點(diǎn)，細(xì)化原珠光體組織，增大形 成速度。 1-4 奧氏體晶粒的長大及其控制奧氏體晶粒的長大及其控制 研究奧氏體長大的必要性研究奧氏體長大的必要性 n 奧氏體晶粒大小直接影響室溫組織尺寸。 n 組織大小對(duì)屈服強(qiáng)度的影響遵循Hall-Petch關(guān)系。 n 細(xì)小組織可降低鋼的韌脆轉(zhuǎn)化溫度。 n 對(duì)性能影響最大的組織因素是奧氏體的晶粒大小。 奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度 n 奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級(jí)，1級(jí)最粗， 8級(jí)最細(xì)，8級(jí)以上為超細(xì)晶粒。 n 晶粒度

10、級(jí)別與晶粒大小的關(guān)系 n = 2N-1 (1-5) n - X100倍時(shí)，晶粒數(shù) / in2（相當(dāng)645.16mm 2) N - 晶粒度級(jí)別 n 晶粒度級(jí)別與平均截距的關(guān)系 N =-3.2877-6.6439lgl (1-6) 圖1-11 X100倍 晶粒度 1110 15.69 228 317 446 625 884 1253 1772 2501 d (m)N n 奧氏體晶粒度有三種：奧氏體晶粒度有三種： 初始晶粒度 - 奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛 剛相互接觸時(shí)的晶粒大小。初始晶粒一般很細(xì)小， 大小不均，晶界彎曲。 實(shí)際晶粒度 - 鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實(shí)際奧氏 體晶粒大小。 本質(zhì)晶粒度

11、- 表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒 長大的傾向性。 在 93010，保溫38小時(shí)后測(cè)定： 14級(jí)-本質(zhì)粗晶粒鋼(硅脫氧的鋼），晶粒容易長大。 58級(jí)-本質(zhì)細(xì)晶粒鋼(鋁脫氧的鋼，AlN)，晶粒不容 易長大。 奧氏體晶粒長大機(jī)制奧氏體晶粒長大機(jī)制 晶粒長大的驅(qū)動(dòng)力晶粒長大的驅(qū)動(dòng)力 n 驅(qū)動(dòng)力來自總的晶界能的下降。 (1)對(duì)于球面晶界，有一指向曲率中心的 驅(qū)動(dòng)力P作用于晶界。 R P 圖1-12 球面晶界長大 驅(qū)動(dòng)力示意圖 圖1-13 大晶粒吃掉小晶粒示意圖 (箭頭表示晶界遷移方向) 圖1-14 晶粒大小均勻一致時(shí)穩(wěn)定 的二維結(jié)構(gòu) 圖1-15 頂角均為1200 的 多邊形晶粒 圖1-16 三維晶粒

12、的穩(wěn)定形狀 - Kelvin正十四面體 圖1-17 大晶粒和小晶粒的幾何關(guān)系 n 為保持三晶界交會(huì) 處的界面張力平衡， 交 會(huì) 處 的 面 角 應(yīng) 為 120o，晶界將彎曲成 曲率中心在小晶粒一 側(cè)的曲面晶界。 n 大晶粒將吃掉小晶 粒，使總晶界面積減 少，總的界面能降低。 n 由式（1-8）可知： 當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù) f 一定時(shí)，第二 相粒子越細(xì)?。╮越小），提供的對(duì)晶界遷移的 總阻力越大。 反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r(shí)，對(duì)晶界遷移的總 阻力將會(huì)變小。 圖1-19 奧氏體晶粒長大過程 (3) 奧氏體晶粒長大過程奧氏體晶粒長大過程 孕育期：溫度愈高， 孕育期愈短。 不均勻長大期：粗細(xì) 晶粒

13、共存。 均勻長大期：細(xì)小晶 粒被吞并后，緩慢長 大。 圖1-20 奧氏體晶粒大小與加熱溫度、 保溫時(shí)間的關(guān)系 n 隨加熱溫度升高， 奧氏體晶粒長大速度成 指數(shù)關(guān)系迅速增大。 n 加熱溫度升高時(shí)，保 溫時(shí)間應(yīng)相應(yīng)縮短，這 樣才能獲得細(xì)小的奧氏 體晶粒。 （2）加熱速度的影響）加熱速度的影響 n 加熱速度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫度越高， 形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以 獲得細(xì)小的起始晶粒度。 n 快速加熱并且短時(shí)間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏 體晶粒度。 n 如果此時(shí)長時(shí)間保溫，由于起始晶粒細(xì)小，加 上實(shí)際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。 （3）鋼的碳含量的影響）鋼的碳含量的影響 n 碳

14、在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴(kuò)散 系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳 鋼最容易長大。 n 當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時(shí)，由于其阻礙晶界 遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過共析碳鋼的加熱 溫度一般選在 Ac1 - Accm 兩相區(qū)，目的就是保留一定的殘 留滲碳體。 （4）合金元素的影響）合金元素的影響 n Mn，P 促進(jìn)奧氏體晶粒長大： Mn - 在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能； P - 在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴(kuò)散系數(shù)。 n 強(qiáng)碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔點(diǎn)難溶 碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細(xì)化奧氏 體晶粒。 Al Ti Zr V W

15、 Mo Cr Si Ni Cu 阻礙作用強(qiáng) 阻礙作用弱 圖1-21 奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系 1 - 不含鋁的C-Mn鋼 2 - 含Nb-N鋼 （5）冶煉方法冶煉方法 n 用Al脫氧，可形 成 AlN - 本質(zhì)細(xì)晶粒鋼 n 用Si、Mn脫氧 - 本質(zhì)粗晶粒鋼 奧氏體晶粒大小的控制及其在生產(chǎn)中的應(yīng)用奧氏體晶粒大小的控制及其在生產(chǎn)中的應(yīng)用 n 利用AlN顆粒細(xì)化晶粒。重要的鋼都用鋁脫氧。 n 利用過渡族金屬的碳化物 (如TiC，NbC等）細(xì)化晶 粒。如工具鋼、高強(qiáng)度低 合金鋼（High Strength Low Alloy Steel，簡稱 HSLA)又稱為微合金化鋼。 n 采用快速加熱，利用溫度和 時(shí)間對(duì)奧氏體晶粒長大的影 響細(xì)化晶粒，如高頻感應(yīng)加 熱淬火、多次奧氏體化。 圖1-22 HSLA鋼晶粒細(xì)化示意圖 粗大奧氏體晶粒的遺傳及其阻斷粗大奧氏體晶粒的遺傳及其阻斷 n 過熱：指加熱溫度超過臨界點(diǎn)太多，引起奧氏體晶粒長大， 結(jié)果在冷卻后得到的組織，如馬氏體或貝氏體，也十分粗大。 n 相