熱處理原理之加熱轉(zhuǎn)變PPT課件

1、1加熱在臨界點A1以下的加熱在臨界點A1以上的加熱不發(fā)生組織變化奧氏體化鋼的熱處理多數(shù)需要先加熱得到奧氏體，然后以不同速度冷卻使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌慕M織，從而得到鋼的不同性能。奧氏體的形成和奧氏體晶粒的大小顯著影響隨后冷卻時奧氏體的轉(zhuǎn)變特點和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能。第1頁/共65頁2共析鋼加熱到超過A1溫度時，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；而亞共析鋼和過共析鋼必須加熱到A3和Acm以上才能獲得單相奧氏體。第2頁/共65頁3在實際熱處理條件下，相變是在不平衡條件下進行的，加熱或冷卻時的溫度會出現(xiàn)滯后現(xiàn)象。把加熱時的實際臨界溫度標(biāo)以字母“c”把冷卻時的實際臨界溫度標(biāo)以字母“r”第3頁/共65頁4Ac1加熱時珠光體

2、轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度Ar1冷卻時奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的溫度Ac3加熱時F先全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度Ar3冷卻時奧氏體開始析出F先的溫度Accm加熱時二次滲碳體全部溶入奧氏體的溫度Arcm冷卻時奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度第4頁/共65頁53.2 奧氏體的形成奧氏體是碳溶于-Fe的八面體間隙中的間隙固溶體 奧氏體的性能碳的最大溶解度為2.11如果-Fe的每個八面體間隙均溶一個碳原子，最多可溶20wt%的碳。碳原子半徑0.077nm八面體間隙半徑0.053nm第5頁/共65頁6第6頁/共65頁712CrNi3鋼的原奧氏體晶粒組織第7頁/共65頁8奧氏體的面心立方結(jié)構(gòu)奧氏體具有高的塑性和低的屈服強度在相

3、變過程中容易發(fā)生塑性變形產(chǎn)生大量的位錯或出現(xiàn)孿晶相變硬化隨后的再結(jié)晶、高溫下晶粒的反常細化低溫下M相變的系列特點第8頁/共65頁9比容奧氏體最小在鋼中可能出現(xiàn)的各種組織中線膨脹系數(shù)奧氏體最大殘余應(yīng)力和一系列的相變特點在奧氏體形成或由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌M織時，都會發(fā)生體積變化第9頁/共65頁10奧氏體順磁性鐵素體馬氏體鐵磁性可以利用這個特點來研究鋼中的相變鐵碳合金奧氏體在A1溫度以上才能穩(wěn)定存在加入足量的A形成元素Mn、Ni、Co等奧氏體在室溫下也可穩(wěn)定存在奧氏體的成分對于它向其它組織轉(zhuǎn)變的動力學(xué)影響很大，從而對鋼的性能也有很大的影響。第10頁/共65頁11 奧氏體的形成條件根據(jù)鐵碳相圖，在極緩慢

4、加熱時，珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變是在PSK線即A1溫度開始的，而先共析鐵素體和先共析滲碳體向奧氏體的轉(zhuǎn)變則是始于A1，分別結(jié)束于A3(GS線)和Acm(ES線) 。第11頁/共65頁12珠光體（P）和奧氏體（）自由能隨溫度的變化曲線（示意圖）然而當(dāng)加熱速度提高時，上述轉(zhuǎn)變是在過熱情況下發(fā)生的，即實際轉(zhuǎn)變溫度分別高于A1、A3和Acm。也就是說，奧氏體形成的熱力學(xué)條件為存在一定的過熱度。只有存在一定的過熱度才存在轉(zhuǎn)變動力（G=G-GP0）第12頁/共65頁13奧氏體的形成遵循相變的一般規(guī)律，即包括形核和長大兩個基本過程。3.3 奧氏體的形成機理 共析碳鋼（含0.77%C）加熱前組織為珠光體，共析鋼的

5、加熱轉(zhuǎn)變即為珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。 共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變 奧氏體的等溫形成過程對于不同的原始組織，奧氏體形成時在形核和長大方面都將表現(xiàn)出不同的特點。第13頁/共65頁14珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變示意圖 奧氏體晶核的形成奧氏體的長大殘余滲碳體的溶解奧氏體成分的均勻化珠光體奧氏體化過程第14頁/共65頁15第一階段：奧氏體晶核的形成因此，由珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，既需要有碳原子的擴散，也需要有晶體結(jié)構(gòu)的變化。0.0218%6.69%0.77%在A1溫度下含碳量鐵素體滲碳體奧氏體晶體結(jié)構(gòu)體心立方面心立方復(fù)雜斜方第15頁/共65頁16對于不同的原始組織，奧氏體優(yōu)先形核的位置是不一樣的。球狀珠光體 片狀珠光體優(yōu)先在與

6、晶界相連的/Fe3C界面形核其次在不與晶界相連的/Fe3C界面上形核優(yōu)先在珠光體團的界面上形核其次在/Fe3C片層界面形核第16頁/共65頁17在/Fe3C界面處的濃度起伏較大，有利于達到奧氏體形核所需要的碳濃度；在/Fe3C界面界面處，原子排列不規(guī)則，有利于鐵原子通過短程擴散實現(xiàn)晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變；在/Fe3C界面處，存在著其它晶體缺陷及雜質(zhì)等，能量起伏較大，有利于形核。兩相交界面越多，奧氏體晶核越多奧氏體晶核在/Fe3C界面上優(yōu)先形核的原因第17頁/共65頁18當(dāng)奧氏體形成后，立即建立了Fe3C/與/兩個相界由于在奧氏體的兩個相界處的碳濃度不等，造成碳濃度差CC-cC-。第二階段：奧氏體的長大

7、第18頁/共65頁19這個濃度差必然導(dǎo)致C從高濃度的/Fe3C相界向低濃度的/相界擴散。擴散的結(jié)果導(dǎo)致相界碳濃度平衡被破壞，為了保持相界碳濃度的局部相平衡，/相界必須向相一側(cè)推進，同時/Fe3C相界向Fe3C相一側(cè)推進。這種“相界擴散移動”的不斷進行，晶體就不斷長大。第19頁/共65頁20奧氏體不斷向其兩側(cè)的原鐵素體區(qū)域及滲碳體區(qū)域擴展長大，直至鐵素體完全消失，奧氏體彼此相遇，形成一個個的奧氏體晶粒。奧氏體長大階段的實質(zhì)，就是鐵素體與奧氏體之間的晶格重構(gòu)、同時滲碳體不斷溶入奧氏體中、以及碳在奧氏體中的擴散。奧氏體的長大方向：球化體、片狀珠光體第20頁/共65頁21第三階段：殘余滲碳體的溶解在奧

8、氏體晶體長大過程中，/相界處的碳濃度差遠遠小于/Fe3C相界處的碳濃度差，在/Fe3C界面一側(cè)只需溶解一小部分滲碳體，就足以維持/Fe3C的相界平衡。而在/界面另一側(cè)必須溶解大量鐵素體，才能維持/相間平衡。第21頁/共65頁22由于鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體速度遠高于滲碳體的溶解速度，在鐵素體完全轉(zhuǎn)變之后尚有不少未溶解的“殘余滲碳體”存在，因此，還需一定時間保溫，讓滲碳體全部溶解。 第22頁/共65頁23在滲碳體全部溶解后，奧氏體內(nèi)的成分仍不均勻，在原鐵素體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏低，在原滲碳體區(qū)域形成的奧氏體含碳量偏高，還需要保溫足夠時間，讓碳原子充分?jǐn)U散，才可能使奧氏體內(nèi)的成分均勻。 第四階段：奧

9、氏體成分的均勻化原鐵素體一側(cè)原滲碳體一側(cè)第23頁/共65頁24上述分析表明，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體并使奧氏體成分均勻必須有兩個必要而充分條件：一是溫度條件，要在Ac1以上溫度加熱;二是時間條件，要在Ac1以上溫度保持足夠時間。 在一定加熱速度條件下，超過Ac1的溫度越高，奧氏體的形成與成分均勻化需要的時間愈短； 在一定的溫度（高于Ac1）條件下，保溫時間越長，奧氏體成分越均勻。 第24頁/共65頁25亞共析鋼、過共析鋼的珠光體奧氏體化過程與共析鋼轉(zhuǎn)變過程是一樣的：即在Ac1溫度以上加熱，無論亞共析鋼或是過共析鋼中的珠光體均要轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。亞共析鋼還存在鐵素體的轉(zhuǎn)變；過共析鋼還存在二次滲碳體的溶解。

10、 非共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變與共析鋼的加熱轉(zhuǎn)變相比相 同不 同第25頁/共65頁26具有相同的四個形成階段 連續(xù)加熱時奧氏體的形成過程連續(xù)加熱時，奧氏體形成過程四個階段的溫度都隨著加熱速度的增大而向高溫移動；連續(xù)加熱時，奧氏體是在一個溫度范圍內(nèi)形成的。與奧氏體等溫形成相同的是：與奧氏體等溫形成不同的是：第26頁/共65頁27 奧氏體等溫形成動力學(xué)研究奧氏體等溫形成動力學(xué)的方法通常是：將小試樣迅速加熱到Ac1以上不同溫度；在各溫度下保持不同時間；迅速淬冷；再用金相法測定奧氏體轉(zhuǎn)變量與時間的關(guān)系（實際上是測定奧氏體淬冷后轉(zhuǎn)變成馬氏體的量與時間的關(guān)系）。3.4 奧氏體形成動力學(xué) 第27頁/共65頁28 奧氏

11、體形成需要一定的孕育期。孕育期的作用是等待臨界晶核的形成，也就是等待出現(xiàn)適當(dāng)?shù)哪芰科鸱蜐舛绕鸱?。從奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線可以看到：第28頁/共65頁29 等溫轉(zhuǎn)變開始階段，轉(zhuǎn)變速度逐漸增大，在轉(zhuǎn)變量約為50時達到最快，然后逐漸減慢。在開始階段，在已形成的晶核不斷長大的同時，又有新的晶核不斷形成并長大，因此單位時間內(nèi)形成的奧氏體越來越多；當(dāng)轉(zhuǎn)變超過50后，未轉(zhuǎn)變的珠光體越來越少，假定形核率保持不變，新形成的晶核也會越來越少；此外，不斷長大的奧氏體會越來越多地彼此接觸而停止長大，因此，單位時間內(nèi)形成的奧氏體量越來越少。第29頁/共65頁30 溫度越高，奧氏體的形成速度越快。這是因為，隨著溫度的

12、升高，過熱度增大，使臨界晶核的半徑減少，.2cVrG3max2163()VWGG expQWInvkT0 x xdxDCGdCCx第30頁/共65頁31將不同溫度下奧氏體等溫形成的進程綜合表示在一個圖中，就得到奧氏體等溫形成動力學(xué)圖，又稱為TTA圖。Time-Temperature-Austenitization第31頁/共65頁32亞共析鋼與過共析鋼的奧氏體等溫形成動力學(xué)與共析鋼基本一樣。過共析鋼退火組織為珠光體和滲碳體，而且鋼中滲碳體的數(shù)量比共析鋼中多，因此殘留滲碳體的溶解與奧氏體均勻化需要的時間更長。不同的是亞共析鋼退火組織由珠光體和鐵素體組成，當(dāng)加熱至Ac1以上溫度時，除了有鐵素體存在

13、外，還有殘留滲碳體存在；加熱至Ac3以上溫度時，鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后仍可能有部分殘留滲碳體存在，因此，也必須有足夠的保溫時間。第32頁/共65頁33 連續(xù)加熱時奧氏體的形成動力學(xué)由于實際生產(chǎn)中奧氏體基本上都是在連續(xù)加熱條件下形成的，因此，連續(xù)加熱TTA圖比等溫TTA圖具有更大的實用價值。近年來出現(xiàn)的激光熱處理、電子束沖擊、感應(yīng)脈沖加熱熱處理等，都要求了解在快速加熱條件下奧氏體形成的規(guī)律。因此，連續(xù)加熱時TTA圖的測定，顯得越來越重要。第33頁/共65頁34鋼在連續(xù)加熱時的TTA圖的測定：所用的一組試樣分別以不同加熱速度加熱，加熱到不同溫度后迅速淬冷，然后觀察其顯微組織，配合膨脹試驗結(jié)果確定

14、奧氏體的形成進程。鋼的連續(xù)加熱TTA圖的使用：首先應(yīng)該找到或作出所用的加熱速度線，然后求此線與Ac1、Ac3或Accm線相交各點所對應(yīng)的溫度和時間。第34頁/共65頁35第35頁/共65頁36奧氏體的形成溫度：連續(xù)加熱時由于增大了加熱速度，臨界點Ac1及Ac3都要升高，因此奧氏體形成過程四個階段的溫度都隨著加熱速度的增大而向高溫移動；當(dāng)加熱速度很大（如105106 /sec）時，奧氏體的形成溫度就不再升高；奧氏體形成溫度范圍：連續(xù)加熱時，奧氏體是在一個溫度范圍內(nèi)形成的。加熱速度越大，奧氏體形成溫度范圍越寬，而奧氏體形成速度越快。與奧氏體等溫形成不同的是：但是，快速加熱卻增大了奧氏體成分的不均勻

15、性第36頁/共65頁37根據(jù)經(jīng)典均勻形核理論，臨界晶核通過原子碰撞再添加一個原子，就可以成為穩(wěn)定的新相晶核。 奧氏體形成動力學(xué)的理論處理 奧氏體的形核率N因此，形核率N應(yīng)正比于單位體積中的臨界晶核數(shù)目Nexp(-G*/kTA)和單位時間內(nèi)周圍原子碰撞臨界晶核的次數(shù)K，而K與原子的擴散能力有關(guān)，即正比于exp (-Q/kTA)。這樣形核率就可以表示為：exp(*/)exp(/)AANCGkTQ kT第37頁/共65頁38exp(*/)exp(/)AANCGkTQ kT式中 C 比例常數(shù)； G*臨界晶核形核功； kBoltzmann常數(shù)； TA奧氏體形成溫度； Q原子的擴散激活能。對于固態(tài)相變33

16、24*/()27VSGGE 式中 與晶核形狀和界面性質(zhì)有關(guān)的常數(shù)； 新相母相間的比界面能； GV相變前后的體積自由能差； ES晶核中每個原子引起的應(yīng)變能。第38頁/共65頁393324*/()27VSGGE exp(*/)exp(/)AANCGkTQ kT實驗證明，T從740升高到800，N提高270倍。當(dāng)奧氏體在較高溫度下形成時奧氏體形成溫度TA增大加熱溫度升高GV增大G*減小形核率隨溫度升高而大大增加第39頁/共65頁40 奧氏體的長大線速度CdcDdxVkCC 奧氏體向鐵素體推進的線速度336.69CFe CFe CdcDdxVkC 奧氏體向滲碳體推進的線速度推導(dǎo)的前提條件：假定奧氏體的

17、長大完全受碳在奧氏體中的擴散所控制。目前已有的奧氏體形成動力學(xué)公式都還不能很好反映各種鋼的實際情況，它們在定性上是正確的，但定量上還不能令人滿意。第40頁/共65頁41 影響奧氏體形成速度的因素 溫度的影響奧氏體的形成速度，既取決于新舊相的自由能差，又受鐵、碳等原子擴散所控制。因此，提高奧氏體的形成溫度，可以明顯加速奧氏體化過程。生產(chǎn)實踐表明，溫度是影響奧氏體化進程最為強烈的因素。外因內(nèi)因加熱溫度加熱速度鋼中的成分原始組織含碳量合金元素第41頁/共65頁42加熱速度越大，奧氏體形成的溫度范圍越寬，而形成的時間縮短。也就是說，增大加熱速度，加快了奧氏體形成速度。注意：快速加熱增大了奧氏體成分的不

18、均勻性因此，對于要求快速加熱的鋼件，生產(chǎn)上希望原始組織中碳化物盡量要大小均勻、分布彌散。這是由于加熱速度增大，碳化物溶解不充分、碳和合金元素擴散不充分，從而使A成分不均勻。 加熱速度的影響第42頁/共65頁43 含碳量的影響鋼中含碳量越高，奧氏體的形成速度越快。含碳量增高含碳量增高 / Fe3C的相界面積增加奧氏體的形核率提高碳、鐵等原子的擴散系數(shù)增大滲碳體增多奧氏體形成速度增加第43頁/共65頁44不同碳含量鋼中奧氏體形成50時所需要的時間第44頁/共65頁45 合金元素的影響影響碳在奧氏體中的擴散系數(shù)；改變碳化物的穩(wěn)定性。 合金元素影響碳在奧氏體中的擴散系數(shù)碳化物形成元素如Cr、Mo、W等

19、，降低碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，因而降低奧氏體形成速度。非碳化物形成元素Ni、Co等，增大碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，因而增大奧氏體形成速度。如：在鋼中加入1W，可使碳在奧氏體中的擴散系數(shù)減小一半；而加入4Co，可以使碳在奧氏體中的擴散系數(shù)增大一倍。第45頁/共65頁46 合金元素加入改變碳化物的穩(wěn)定性加入不同的合金元素及其數(shù)量，將形成不同穩(wěn)定性的碳化物，通過影響碳化物的溶解而影響奧氏體的形成速度。如果在鋼中加入了強碳化物形成元素，如W、Mo、V、Ti等，由于形成更為穩(wěn)定的合金碳化物，它將使奧氏體的形成速度大大降低。奧氏體合金化后，成分的均勻化更困難，必須延長保溫時間，甚至增高溫度，以保證獲得成分均

20、勻的奧氏體。第46頁/共65頁47 原始組織的影響滲碳體的分散度 滲碳體的形狀在相同成分的鋼中，滲碳體越分散，相界面積就越多，成核率便越大；滲碳體的片間距越小，碳的擴散距離越短，奧氏體的長大速度越大。因此，原始組織中滲碳體越分散，奧氏體的形成速度越大。原始組織中滲碳體一般兩種形態(tài)：片狀滲碳體與粒狀滲碳體。由于片狀比粒狀的相界面更大些，它的形核率就高些，同時，片狀滲碳體也比較容易溶于奧氏體。因此前者比后者的奧氏體形成速度大。第47頁/共65頁48是衡量鋼件力學(xué)性能與工藝性能的重要指標(biāo)；也是分析服役零件破斷失效的主要參考數(shù)據(jù)。3.5 奧氏體晶粒度及其控制 奧氏體晶粒度的基本概念奧氏體起始晶粒度；奧

21、氏體實際晶粒度；奧氏體本質(zhì)晶粒度。奧氏體晶粒度及其均勻性siKyd-1/2TCd-1/2第48頁/共65頁49將鋼加熱至臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成、其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小，稱為奧氏體起始晶粒度。 奧氏體起始晶粒度起始晶粒度取決于奧氏體的成核率和長大速度可見，增大成核率或降低長大速度，是獲得細小奧氏體起始晶粒的重要途徑。在1mm2面積內(nèi)的晶粒數(shù)目n與成核率N和長大速度G之間的關(guān)系可用下式表示:121.01(/)nN G第49頁/共65頁50 奧氏體實際晶粒度在一定熱處理加熱、焊接或熱加工制度下，所獲得的奧氏體晶粒大小，稱為奧氏體實際晶粒度。對于熱軋(鍛)鋼材，它是指熱軋(鍛)終

22、了時鋼中的奧氏體晶粒大??；對于實際零件，一般是指熱處理加熱狀態(tài)下的奧氏體晶粒大小。奧氏體實際晶粒度基本決定鋼件熱處理后基體組成相的晶粒大小。在一般加熱速度下，加熱溫度越高，保溫時間越長，奧氏體實際晶粒越粗大，冷卻狀態(tài)的實際組織也越粗大。第50頁/共65頁51 奧氏體本質(zhì)晶粒度根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗方法規(guī)定，允許采用滲碳法、氧化法及直接腐蝕法等，將鋼材加熱至93010，保溫38小時，然后冷卻至室溫，測得的奧氏體晶粒大小，稱為奧氏體本質(zhì)晶粒度。G：奧氏體晶粒度級別 ：放大倍數(shù)為1時，晶粒的平均截距直接用奧氏體晶粒尺寸來表示本質(zhì)晶粒度非常不方便，因此工程上統(tǒng)一將不同晶粒尺寸換算成晶粒度級別，其換算公式為：G3

23、.28776.6439第51頁/共65頁52根據(jù)上式計算，奧氏體晶粒度評級標(biāo)準(zhǔn)有8級，1級晶粒最粗，8級晶粒最細。超過8級如913級以上者稱為超細晶粒，還有比1級晶粒更粗的，如0、1、2級等。晶粒度的各種級別均有準(zhǔn)圖片供使用時查對。G3.28776.6439第52頁/共65頁53標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級（放大100倍） 第53頁/共65頁54標(biāo)準(zhǔn)晶粒度等級（放大100倍）第54頁/共65頁55在較低的奧氏體化溫度時晶粒長大甚微或不長大，當(dāng)加熱至一定溫度時晶粒驟然增大，然后長大速度又減小的一類長大過程。奧氏體本質(zhì)晶粒度僅表示鋼材加熱時晶粒長大的傾向晶粒長大的傾向正常長大異常長大隨著奧氏體化溫度的升高或奧氏

24、體化時間的延長，奧氏體晶粒逐漸長大的一類過程一般用硅脫氧的鋼一般用鋁脫氧的鋼第55頁/共65頁56A晶粒具有正常長大傾向的鋼稱為本質(zhì)粗晶粒鋼A晶粒具有異常長大傾向的鋼稱為本質(zhì)細晶粒鋼第56頁/共65頁57 奧氏體晶粒長大的影響因素奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成時，奧氏體晶粒大小是很不均勻的，先形核的晶粒長得較大，其晶面彎曲且能量較高，在隨后的加熱或保溫過程中，它們會會繼續(xù)長大，而較后形成的較小的晶粒可能會逐漸減小甚至消失。影響奧氏體晶粒長大的主要因素有： 加熱溫度 加熱速度 保溫時間 第二相顆粒第57頁/共65頁58 加熱溫度、加熱速度和保溫時間的影響加熱溫度的影響：加熱溫度越高，鐵、碳原子的擴散越容易進

25、行，奧氏體晶粒長大越容易，得到的奧氏體晶粒越粗大；加熱速度的影響：加熱速度越快，鐵、碳原子的擴散越不充分，在同一加熱溫度下奧氏體晶粒長大越不容易，最終得到的奧氏體晶粒越細??；保溫時間的影響：保溫時間越長，鐵、碳原子的擴散進行越充分，奧氏體晶粒越容易長大，最終得到的奧氏體晶粒越粗大。第58頁/共65頁59第二相質(zhì)點對奧氏體晶粒長大的影響，可以用Gladman的經(jīng)驗公式來進行說明：rc 能夠有效釘扎晶界的第二相質(zhì)點的臨界半徑;f 第二相質(zhì)點的體積百分?jǐn)?shù)；R0 奧氏體起始晶粒半徑；Z 奧氏休起始晶粒的不均勻因子，即起始晶粒 最大尺寸與R0的比值。式中：106322cR frZ 第二相質(zhì)點的的影響第59頁/共65頁60在相同的奧氏體起始晶粒度及均勻性時，鋼中第二相質(zhì)點數(shù)量越多、尺寸越小，即第二相質(zhì)點的體積百分?jǐn)?shù)越大，則能夠有效釘扎