奧氏體的形成課件

第二章奧氏體的形成熱處理：是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻，以改變鋼的組織結(jié)構(gòu)，獲得所需要性能的一種工藝.?為簡明表示熱處理的基本工藝過程，通常用溫度—時間坐標(biāo)繪出熱處理工藝曲線。第二章奧氏體的形成熱處理：是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻，2.1奧氏體及其形成機理2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍?奧氏體是碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體?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?八面體間隙半徑0.52?碳原子半徑0.77?→點陣畸變圖2-1奧氏體的單胞2.1奧氏體及其形成機理2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在?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?碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt%(10at%)?碳原子的溶入使γ-Fe的點陣畸變，點陣常數(shù)隨碳含量的增加而增大圖2-2Fe-C相圖?奧氏體相區(qū)：NJESGN包圍的區(qū)域GS線----A3線ES2.1.2奧氏體的性能?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，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。?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。?奧氏體塑性很好，σS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)進行。2.1.2奧氏體的性能?奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且2.1.3奧氏體形成的熱力學(xué)條件?G=V?Gv+Sσ+εV-?Gd(2-1)-?Gd----在晶體缺陷處形核引起的自由能降低?相變必須在一定的過熱度?T下，使得?GV<0，才能得到?G<0。所以相變必須在高于A1的某一溫度下才能發(fā)生，奧氏體才能開始形核。圖2-3自由能和溫度關(guān)系圖2.1.3奧氏體形成的熱力學(xué)條件?G=V?Gv+?加熱時臨界點加注c：Ac1Ac3Accm?冷卻時臨界點加注r：Ar1Ar3Arcm圖2-4以0.125℃/min加熱和冷卻時，F(xiàn)e-C相圖中臨界點的移動?加熱時臨界點加注c：Ac1Ac3Accm?冷卻時臨界點加注2.1.4奧氏體的形成機理?奧氏體的形成為形核長大、擴散型相變?奧氏體的形成過程可分成四個階段：（1）奧氏體的形核（2）奧氏體的長大（3）滲碳體的溶解（4）奧氏體的均勻化2.1.4奧氏體的形成機理?奧氏體的形成為形核長大、擴散（1）（2）（3）（4）圖2-5奧氏體形成的四個階段（1）（2）（3）（4）圖2-5奧氏體形成的四個階段奧氏體的形成課件（1）奧氏體的形核?形核的成分、結(jié)構(gòu)條件在A1溫度（727℃）：αC%結(jié)構(gòu)BCC+Fe3C復(fù)雜斜方γFCC0.02186.690.77（1）奧氏體的形核?形核的成分、結(jié)構(gòu)條件在A1溫度（727℃?形核位置α/Fe3C相界面上優(yōu)先鑒于相變對成分、結(jié)構(gòu)以及能量的要求，晶核將在α/Fe3C相界面上優(yōu)先形成，這是由于：①相界面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對能量的要求。②相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿界面擴散較晶內(nèi)為快，從而加速了奧氏體的形核。③相界面處，原子排列較不規(guī)則，易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏，從而由BCC改組成FCC。?形核位置α/Fe3C相界面上優(yōu)先鑒于相變對成分、結(jié)構(gòu)以及能（2）奧氏體的長大dC?Cr?α?Cr?kdx圖2-6相界面上的碳濃度及擴散奧氏體形成瞬間成分不均勻的幾個C％（2）奧氏體的長大dC?Cr?α?Cr?kdx圖2-6相?Cγ：奧氏體的碳濃度，0.77%；?????Cγ-α：奧氏體中靠近鐵素體一側(cè)含碳量（GS線）；Cγ-Fe3C：奧氏體中靠近滲碳體一側(cè)含碳量（ES線）；Cα-γ：鐵素體中靠近奧氏體一側(cè)含碳量（GP線）；Cα-Fe3C：鐵素體中靠近滲碳體一側(cè)含碳量（QP的延長線）Fe3C：滲碳體的碳濃度，6.69%?Cγ：奧氏體的碳濃度，0.77%；?????Cγ-α：奧C%dCdx圖2-7相界面上的碳濃度及擴散C%dCdx圖2-7相界面上的碳濃度及擴散①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)生γ/Fe3C和r/α兩個相界面。②Cr-k>Cr-α，濃度差dC=Cr-k-Cr-α將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴散Cr-α↑→Cr-α'；Cr-k↓→Cr-k'相界面上的平衡濃度被打破③為了恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度α點陣重構(gòu)→γ，向α方向長大，Cr-α'↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，Cr-k'↑→Cr-k①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)生γ?奧氏體晶核的長大速度dC1dC1G?G????G??k?D??D?dx?C???dx?C??kdC11?D(?)dx?C????C??K(2?2)其中：D??碳在?中的擴散系數(shù)dC??碳在?中的濃度梯度dxdC?Cr?K?Cr??;dx為生成的?小晶粒厚度?C????C????C??????/?界面上的碳濃度差?C??K?CK???C??K???/Fe3C界面上的碳濃度差?奧氏體晶核的長大速度dC1dC1G?G????G??k?D?由式（2-2）可知，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。?由于γ/Fe3C相界面的碳濃度差?Cγ?k較大，F(xiàn)e3C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比向鐵素體方向為小，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。?由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃根據(jù)公式（2－2）GF/GFe3C=?Cγ-Fe3C/?Cγ-α在780℃時，?Cγ-Fe3C＝6.69－0.89?Cγ-α＝0.41－0.02∴GF/GFe3C≈14.8但通常片狀P的厚度是Fe3C的7倍，因此總是：鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。根據(jù)公式（2－2）GF/GFe3C=?Cγ-Fe3C（3）剩余滲碳體的溶解?剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴散進一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化?原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。?通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴散，實現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。（3）剩余滲碳體的溶解?剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴散進2.2奧氏體形成的動力學(xué)2.2.1形核率?為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起伏，補償臨界晶核形核功，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。?為了達到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經(jīng)擴散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴散的幾率因子exp(-Q/kT)成正比。2.2奧氏體形成的動力學(xué)2.2.1形核率?為了滿足形核N=C'exp(-?G*/kT)exp(-Q/kT)(2-3)式中:C'----常數(shù)?G*----臨界形核功Q----擴散激活能k----玻爾茲曼常數(shù)，=1.38X10-23J/KT----絕對溫度N----形核率，單位1/(mm3?s)?與結(jié)晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進行的相變。?溫度升高時，?G*↓，Q↓，從而形核率N增大。N=C'exp(-?G*/kT)exp(-Q/kT)2.2.2奧氏體線長大速度dC11G?D(?)dx?C????C??K(2?2)?碳在奧氏體中的擴散系數(shù)D=D0exp(-Q/RT)阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G----長大線速度，單位mm/s?溫度升高時，D↑,dC↑,?Cγ?α↓,?Cγ?k↓從而線長大速度G增大。2.2.2奧氏體線長大速度dC11G?D(?)dx?C?2.2.3奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線?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)：Vt?1?exp(??3NGt)34(2?4)Vt----新形成奧氏體的體積分數(shù)?轉(zhuǎn)變量達50%左右時，轉(zhuǎn)變速度最大。?轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。?轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時間越短。2.2.3奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線?設(shè)新形成的奧氏體為球?形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可獲得細小的起始晶粒度。?形成溫度升高，Gγ→α/Gγ→k增大，鐵素體消失時，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含量降低。圖2-8奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線?形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可影響奧氏體等溫形成速度的因素：1.加熱溫度的影響（1）加熱溫度升高，?T增大，形核速度I和長大速度G均增加；（2）加熱溫度升高，奧氏體形成的孕育期變短，相變時間變短（3）加熱溫度升高，奧氏體界面濃度差?C減小，向F體和Fe3C的長大速度均增加；（4）加熱溫度升高，奧氏體向F體一側(cè)比向Fe3C一側(cè)的推移速度快，F(xiàn)體瞬間消失，殘余Fe3C增加；（5）加熱溫度升高形核速度I比快長大速度G增加的速度快，奧氏體晶粒細化（提高強韌性）影響奧氏體等溫形成速度的因素：1.加熱溫度的影響（1）加熱溫2.原始組織的影響（1）原始組織越細，碳化物越分散，P體片層間距越小，相界面越多，形核率越大，同時，濃度梯度dc/dx增加，長大速度G均增加；（2）片狀P體相界面大而薄，易于溶解，因此原始組織為片狀P體比粒狀P體形成速度快。3.化學(xué)成分的影響（1）隨C%增加，碳化物數(shù)量增加，F(xiàn)/Fe3C相界面增加，奧氏體的形成速度加快；（2）合金元素不影響奧氏體的形成機制，但影響其形成速度。主要體現(xiàn)在以下幾方面：2.原始組織的影響（1）原始組織越細，碳化物越分散，P體片層（?。┯绊慍在奧氏體中的擴散速度。碳化物形成元素（Cr、Mo、W、V等）大大減小C的擴散速度，故顯著減小奧氏體的形成速度；非碳化物形成元素（Co、Ni）能增加C的擴散速度，故加速了奧氏體的形成速度；非碳化物形成元素（Si、Al、Mn等）對C的擴散速度影響不大，故對奧氏體的形成速度無顯著影響。（ⅱ）合金元素改變了鋼的臨界溫度，故改變了過熱度：Ni、Mn、Cu等可使A1點降低，使?T增大，因而相變驅(qū)動力增加，形成速度增加；Cr、Mo、Ti、W等使A1點升高，使?T降低，減小奧氏體的形成速度.（ⅲ）合金元素在P體中分布不均勻，碳化物形成元素主要在Fe3C中，非碳化物形成元素主要存在于共析鐵素體中，在碳化物溶解后，除了奧氏體中C的均勻化外，還包括合金元素的均勻化，因此合金鋼的奧氏體化時間更長。（?。┯绊慍在奧氏體中的擴散速度。碳化物形成元素（Cr、Mo2.2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線2.2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向?奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)完成的。?隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。?隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來不及擴散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。?快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。?奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)完成的。?隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變2.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度?奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細，8級以上為超細晶粒。?晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系n=2N-1(2-5)n----X100倍時，晶粒數(shù)/in2N----晶粒度級別2.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度?奧氏體N123456d(μm)25017712588624478910312215.611圖2-10X100倍晶粒度N123456d(μm)25017712588624478?奧氏體晶粒度有三種：①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的晶粒大小。初始晶粒一般很細小，大小不均，晶界彎曲。②實際晶粒度----鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。?奧氏體晶粒度有三種：①初始晶粒度----奧氏體形成剛結(jié)束，③本質(zhì)晶粒度----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。在930±10℃，保溫3~8小時后測定：1~4級----本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。5~8級----本質(zhì)細晶粒鋼，晶粒不容易長大。③本質(zhì)晶粒度----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾Ac1930℃圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響2.3.2奧氏體晶粒長大機制(1)晶粒長大的驅(qū)動力?驅(qū)動力來自總的晶界能的下降。?對于球面晶界，有一指向曲率中心的驅(qū)動力P作用于晶界。P?2?R(2?6)???比界面能R??球面曲率半徑，如為平直晶界，R??，P?0。RP圖2-12球面晶界長大驅(qū)動力示意圖2.3.2奧氏體晶粒長大機制(1)晶粒長大的驅(qū)動力?驅(qū)動力來?公式(2-6)的推導(dǎo):?面積為A的晶界如果移動dx距離時，體系總的Gibbs自由能變化為dGt，則沿x方向有力P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移動的驅(qū)動力。?圖2-13中A、B晶粒間的晶界構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。2圖2-13雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在于A晶粒中。1dGt1?d(4?R?)2?P???????2Adx4?RdRR?公式(2-6)的推導(dǎo):?面積為A的晶界如果移動dx距離時，圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示圖2-15晶粒大小均勻一致意圖(箭頭表示晶界遷移方向)時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示圖2-15晶粒大小均勻一圖2-16頂角均為1200的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的穩(wěn)定形狀--Kelvin正十四面體圖2-16頂角均為1200的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的大晶粒將吃掉小晶粒??為保持三晶界交會處的界面張力平衡，交會處的面角應(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。?大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面積減少，總的界面能降低。圖2-18大晶粒和小晶粒的幾何關(guān)系大晶粒將吃掉小晶粒??為保持三晶界交會處的界面張力平衡，交會(2)晶界遷移阻力?晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加，所受的最大阻力為：Fmax3f??2r(2?7)f??第二相微粒的體積分數(shù)圖2-19Zener微粒釘扎晶界模型r??第二相微粒的半徑(2)晶界遷移阻力?晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加?由式（2-7）可知：?當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分數(shù)f一定時，第二相粒子越細?。╮越?。?，提供的對晶界遷移的總阻力越大。?反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r，對晶界遷移的總阻力將會變小。?由式（2-7）可知：?當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分數(shù)f一定時，(3)奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。②不均勻長大期：粗細晶粒共存。③均勻長大期：細小晶粒被吞并后，緩慢長大。圖2-20奧氏體晶粒長大過程(3)奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。2.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫時間?表現(xiàn)為晶界的遷移，實質(zhì)上是原子在晶界附近的擴散過程。?晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅(qū)動力成正比。?Qm??V?Kexp?????RT?RK??常數(shù)Qm??晶界移動激活能(2?8)2.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫?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。?加熱溫度升高時，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細小的奧氏體晶粒。圖2-21奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關(guān)系?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。?加（2）加熱速度的影響?加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細小的起始晶粒度。?快速加熱并且短時間保溫可以獲得細小的奧氏體晶粒度。?如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。（2）加熱速度的影響?加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高（3）鋼的碳含量的影響?碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴散系數(shù)，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。?當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時，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)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。（3）鋼的碳含量的影響?碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了（4）合金元素的影響?Mn，P促進奧氏體晶粒長大：Mn----在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；P----在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴散系數(shù)。?強碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界遷移，細化奧氏體晶粒。NbTiZrVWMoCrSiNiCu阻礙作用強阻礙作用弱（4）合金元素的影響?Mn，P促進奧氏體晶粒長大：Mn---（5）冶煉方法（原始組織）?用Al脫氧，可形成AlN----本質(zhì)細晶粒鋼?用Si、Mn脫氧----本質(zhì)粗晶粒鋼圖2-22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（原始組織）?用Al脫氧，可形成AlN---奧氏體晶粒大小的控制?從以上分析看：凡提高擴散的因素，如溫度、時間，均能加快A長大。第二相顆粒體積分數(shù)f增大，線度r減小，均能阻止A長大。提高起始晶粒度的均勻性與促使晶界平直化均能降低驅(qū)動力，減弱A長大。1、凡提高D的因素均加快奧氏體晶粒長大；2、存在未溶的碳化物等第二相質(zhì)點均阻礙奧氏體晶粒長大；3、調(diào)整工藝參數(shù)，提高起始晶粒的均勻性，阻礙奧氏體晶粒長大。奧氏體晶粒大小的控制?從以上分析看：凡提高擴散的因素，如溫度?控制方法：1、利用Al脫氧，形成AlN質(zhì)點，細化晶粒，細晶粒鋼2、利用難熔強碳化物形成合金元素形成碳化物、氮化物細化晶粒；3、采用快速加熱，短時保溫的辦法來獲得細小晶粒4、控制鋼的熱加工工藝和預(yù)備熱處理工藝。?控制方法：1、利用Al脫氧，形成AlN質(zhì)點，細化晶粒，細晶過熱、過燒及其校正一、過熱及其校正１、過熱：加熱轉(zhuǎn)變終了時所得奧氏體晶粒一般均較細小。但如果在轉(zhuǎn)變終了繼續(xù)升高溫度，則如前所述，奧氏體晶粒將繼續(xù)長大。如果僅僅是晶粒長大而在晶界上并未發(fā)生能使晶界弱化的某些變化，則被稱為過熱。過熱將使隨后的緩冷所得的鐵素體晶粒、珠光體團以及隨后的快冷所得的馬氏體組織變粗，這將使鋼的強度和韌性變壞。因此必須用再次熱處理來校正由于加熱不當(dāng)而出現(xiàn)的過熱現(xiàn)象。過熱、過燒及其校正一、過熱及其校正１、過熱：加熱轉(zhuǎn)變終了時所2、遺傳：相變時產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀或微觀的某些特征的現(xiàn)象。遺傳有組織遺傳和相遺傳。?組織遺傳：校正過熱時，如果加熱不當(dāng)，雖然再次加熱的溫度并不高，但是只能得到與原過熱組織相同的粗大奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱為組織遺傳。組織遺傳使力學(xué)性能降低，是一種有害現(xiàn)象。2、遺傳：相變時產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀或微觀的某些特征的現(xiàn)?3、過熱組織的校正?引起組織遺傳的原因是：淬火態(tài)組織快加熱或慢加熱時均可得到與原奧氏體晶粒完全相同或相近的粗大奧氏體晶粒。校正過熱組織、消除組織遺傳的辦法大致有以下幾種：（１）由于控溫不當(dāng)導(dǎo)致加熱溫度過高，在已經(jīng)引起過熱的情況下，應(yīng)采用較緩慢的冷卻以獲得平衡態(tài)組織，再次加熱到正常溫度即可獲得細晶粒奧氏體。（２）如果過熱后仍進行淬火，得到粗大的不平衡組織，則應(yīng)采取以下方法進行校正以消除組織遺傳：①采用中速加熱以獲得細晶粒奧氏體；②采用快速或慢速加熱到高出上臨界點150~200℃的溫度使粗晶粒通過再結(jié)晶而細化。③先進行一次退火以獲得平衡組織，然后再進行加熱。?3、過熱組織的校正?引起組織遺傳的原因是：淬火態(tài)組織快加熱?二、過燒及其校正1、過燒：如果加熱溫度過高，不僅奧氏體晶粒已經(jīng)長大，而且在奧氏體晶界上也已發(fā)生了某些能使晶界弱化的變化，稱之為過燒。過熱與過燒的區(qū)別在于奧氏體晶界是否發(fā)生弱化。2、相遺傳：過燒可以導(dǎo)致斷口遺傳，即相遺傳。即在過燒的情況下，雖經(jīng)再次適當(dāng)加熱淬火消除了粗大晶粒而得到了細晶粒奧氏體，但在沖斷時仍得到了與原粗大奧氏體晶粒相對應(yīng)的粗晶斷口。?二、過燒及其校正1、過燒：如果加熱溫度過高，不僅奧氏體晶粒?3、過燒組織的校正：?過燒不易消除，消除的主要方法有：（1）、重新加熱到引起過燒的溫度，以極慢的速度冷卻；（2）、重新加熱到引起過燒的溫度，冷至室溫，再加熱到較前次低100~150℃的溫度，再冷至室溫。如此重復(fù)加熱、冷卻，直到正常加熱溫度以下為止；（3）、重新煅造；（4）、進行多次正火。?一般熱處理時大多不會發(fā)生過燒，但在焊接件熱影響區(qū)中有可能出現(xiàn)過燒。?4、燒毀：如進一步提高加熱溫度，奧氏體晶界將首先開始熔化，稱為燒毀。燒毀不能用熱處理方法加以校正。?3、過燒組織的校正：?過燒不易消除，消除的主要方法有：（1練習(xí)題1．綜述奧氏體的主要性能。奧氏體的形成優(yōu)先在α/Fe3C相界面上形核？2．畫出Fe-Fe3C亞穩(wěn)平衡圖，說明加熱時奧氏體的形成機理。3.簡述影響奧氏體等溫形成速度的主要因素。4．綜述奧氏體晶粒度的概念，說明如何控制獲得細晶粒奧氏體。5．設(shè)γFe的點陣常數(shù)為3.64?，C的原子半徑為0.77?，解：若平均2.5個γFe晶胞中溶入一個C原子，則單胞的相對膨脹量為多大？練習(xí)題1．綜述奧氏體的主要性能。奧氏體的形成優(yōu)先在α/Fe3第二章奧氏體的形成熱處理：是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻，以改變鋼的組織結(jié)構(gòu)，獲得所需要性能的一種工藝.?為簡明表示熱處理的基本工藝過程，通常用溫度—時間坐標(biāo)繪出熱處理工藝曲線。第二章奧氏體的形成熱處理：是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻，2.1奧氏體及其形成機理2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍?奧氏體是碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體?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?八面體間隙半徑0.52?碳原子半徑0.77?→點陣畸變圖2-1奧氏體的單胞2.1奧氏體及其形成機理2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在?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?碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt%(10at%)?碳原子的溶入使γ-Fe的點陣畸變，點陣常數(shù)隨碳含量的增加而增大圖2-2Fe-C相圖?奧氏體相區(qū)：NJESGN包圍的區(qū)域GS線----A3線ES2.1.2奧氏體的性能?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，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。?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。?奧氏體塑性很好，σS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)進行。2.1.2奧氏體的性能?奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且2.1.3奧氏體形成的熱力學(xué)條件?G=V?Gv+Sσ+εV-?Gd(2-1)-?Gd----在晶體缺陷處形核引起的自由能降低?相變必須在一定的過熱度?T下，使得?GV<0，才能得到?G<0。所以相變必須在高于A1的某一溫度下才能發(fā)生，奧氏體才能開始形核。圖2-3自由能和溫度關(guān)系圖2.1.3奧氏體形成的熱力學(xué)條件?G=V?Gv+?加熱時臨界點加注c：Ac1Ac3Accm?冷卻時臨界點加注r：Ar1Ar3Arcm圖2-4以0.125℃/min加熱和冷卻時，F(xiàn)e-C相圖中臨界點的移動?加熱時臨界點加注c：Ac1Ac3Accm?冷卻時臨界點加注2.1.4奧氏體的形成機理?奧氏體的形成為形核長大、擴散型相變?奧氏體的形成過程可分成四個階段：（1）奧氏體的形核（2）奧氏體的長大（3）滲碳體的溶解（4）奧氏體的均勻化2.1.4奧氏體的形成機理?奧氏體的形成為形核長大、擴散（1）（2）（3）（4）圖2-5奧氏體形成的四個階段（1）（2）（3）（4）圖2-5奧氏體形成的四個階段奧氏體的形成課件（1）奧氏體的形核?形核的成分、結(jié)構(gòu)條件在A1溫度（727℃）：αC%結(jié)構(gòu)BCC+Fe3C復(fù)雜斜方γFCC0.02186.690.77（1）奧氏體的形核?形核的成分、結(jié)構(gòu)條件在A1溫度（727℃?形核位置α/Fe3C相界面上優(yōu)先鑒于相變對成分、結(jié)構(gòu)以及能量的要求，晶核將在α/Fe3C相界面上優(yōu)先形成，這是由于：①相界面形核，可以消除部分晶體缺陷而使體系的自由能降低，有利于相變對能量的要求。②相界面兩邊的碳濃度差大，較易獲得與新相奧氏體相適配的碳濃度，況且碳原子沿界面擴散較晶內(nèi)為快，從而加速了奧氏體的形核。③相界面處，原子排列較不規(guī)則，易于產(chǎn)生結(jié)構(gòu)起伏，從而由BCC改組成FCC。?形核位置α/Fe3C相界面上優(yōu)先鑒于相變對成分、結(jié)構(gòu)以及能（2）奧氏體的長大dC?Cr?α?Cr?kdx圖2-6相界面上的碳濃度及擴散奧氏體形成瞬間成分不均勻的幾個C％（2）奧氏體的長大dC?Cr?α?Cr?kdx圖2-6相?Cγ：奧氏體的碳濃度，0.77%；?????Cγ-α：奧氏體中靠近鐵素體一側(cè)含碳量（GS線）；Cγ-Fe3C：奧氏體中靠近滲碳體一側(cè)含碳量（ES線）；Cα-γ：鐵素體中靠近奧氏體一側(cè)含碳量（GP線）；Cα-Fe3C：鐵素體中靠近滲碳體一側(cè)含碳量（QP的延長線）Fe3C：滲碳體的碳濃度，6.69%?Cγ：奧氏體的碳濃度，0.77%；?????Cγ-α：奧C%dCdx圖2-7相界面上的碳濃度及擴散C%dCdx圖2-7相界面上的碳濃度及擴散①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)生γ/Fe3C和r/α兩個相界面。②Cr-k>Cr-α，濃度差dC=Cr-k-Cr-α將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴散Cr-α↑→Cr-α'；Cr-k↓→Cr-k'相界面上的平衡濃度被打破③為了恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度α點陣重構(gòu)→γ，向α方向長大，Cr-α'↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，Cr-k'↑→Cr-k①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)生γ?奧氏體晶核的長大速度dC1dC1G?G????G??k?D??D?dx?C???dx?C??kdC11?D(?)dx?C????C??K(2?2)其中：D??碳在?中的擴散系數(shù)dC??碳在?中的濃度梯度dxdC?Cr?K?Cr??;dx為生成的?小晶粒厚度?C????C????C??????/?界面上的碳濃度差?C??K?CK???C??K???/Fe3C界面上的碳濃度差?奧氏體晶核的長大速度dC1dC1G?G????G??k?D?由式（2-2）可知，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。?由于γ/Fe3C相界面的碳濃度差?Cγ?k較大，F(xiàn)e3C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比向鐵素體方向為小，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。?由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度與碳在奧氏體中的濃根據(jù)公式（2－2）GF/GFe3C=?Cγ-Fe3C/?Cγ-α在780℃時，?Cγ-Fe3C＝6.69－0.89?Cγ-α＝0.41－0.02∴GF/GFe3C≈14.8但通常片狀P的厚度是Fe3C的7倍，因此總是：鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。根據(jù)公式（2－2）GF/GFe3C=?Cγ-Fe3C（3）剩余滲碳體的溶解?剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴散進一步溶解。（4）奧氏體成分的均勻化?原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。?通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴散，實現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。（3）剩余滲碳體的溶解?剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴散進2.2奧氏體形成的動力學(xué)2.2.1形核率?為了滿足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量起伏，補償臨界晶核形核功，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。?為了達到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經(jīng)擴散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴散的幾率因子exp(-Q/kT)成正比。2.2奧氏體形成的動力學(xué)2.2.1形核率?為了滿足形核N=C'exp(-?G*/kT)exp(-Q/kT)(2-3)式中:C'----常數(shù)?G*----臨界形核功Q----擴散激活能k----玻爾茲曼常數(shù)，=1.38X10-23J/KT----絕對溫度N----形核率，單位1/(mm3?s)?與結(jié)晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進行的相變。?溫度升高時，?G*↓，Q↓，從而形核率N增大。N=C'exp(-?G*/kT)exp(-Q/kT)2.2.2奧氏體線長大速度dC11G?D(?)dx?C????C??K(2?2)?碳在奧氏體中的擴散系數(shù)D=D0exp(-Q/RT)阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G----長大線速度，單位mm/s?溫度升高時，D↑,dC↑,?Cγ?α↓,?Cγ?k↓從而線長大速度G增大。2.2.2奧氏體線長大速度dC11G?D(?)dx?C?2.2.3奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線?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)：Vt?1?exp(??3NGt)34(2?4)Vt----新形成奧氏體的體積分數(shù)?轉(zhuǎn)變量達50%左右時，轉(zhuǎn)變速度最大。?轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。?轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時間越短。2.2.3奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線?設(shè)新形成的奧氏體為球?形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可獲得細小的起始晶粒度。?形成溫度升高，Gγ→α/Gγ→k增大，鐵素體消失時，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含量降低。圖2-8奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線?形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可影響奧氏體等溫形成速度的因素：1.加熱溫度的影響（1）加熱溫度升高，?T增大，形核速度I和長大速度G均增加；（2）加熱溫度升高，奧氏體形成的孕育期變短，相變時間變短（3）加熱溫度升高，奧氏體界面濃度差?C減小，向F體和Fe3C的長大速度均增加；（4）加熱溫度升高，奧氏體向F體一側(cè)比向Fe3C一側(cè)的推移速度快，F(xiàn)體瞬間消失，殘余Fe3C增加；（5）加熱溫度升高形核速度I比快長大速度G增加的速度快，奧氏體晶粒細化（提高強韌性）影響奧氏體等溫形成速度的因素：1.加熱溫度的影響（1）加熱溫2.原始組織的影響（1）原始組織越細，碳化物越分散，P體片層間距越小，相界面越多，形核率越大，同時，濃度梯度dc/dx增加，長大速度G均增加；（2）片狀P體相界面大而薄，易于溶解，因此原始組織為片狀P體比粒狀P體形成速度快。3.化學(xué)成分的影響（1）隨C%增加，碳化物數(shù)量增加，F(xiàn)/Fe3C相界面增加，奧氏體的形成速度加快；（2）合金元素不影響奧氏體的形成機制，但影響其形成速度。主要體現(xiàn)在以下幾方面：2.原始組織的影響（1）原始組織越細，碳化物越分散，P體片層（?。┯绊慍在奧氏體中的擴散速度。碳化物形成元素（Cr、Mo、W、V等）大大減小C的擴散速度，故顯著減小奧氏體的形成速度；非碳化物形成元素（Co、Ni）能增加C的擴散速度，故加速了奧氏體的形成速度；非碳化物形成元素（Si、Al、Mn等）對C的擴散速度影響不大，故對奧氏體的形成速度無顯著影響。（ⅱ）合金元素改變了鋼的臨界溫度，故改變了過熱度：Ni、Mn、Cu等可使A1點降低，使?T增大，因而相變驅(qū)動力增加，形成速度增加；Cr、Mo、Ti、W等使A1點升高，使?T降低，減小奧氏體的形成速度.（ⅲ）合金元素在P體中分布不均勻，碳化物形成元素主要在Fe3C中，非碳化物形成元素主要存在于共析鐵素體中，在碳化物溶解后，除了奧氏體中C的均勻化外，還包括合金元素的均勻化，因此合金鋼的奧氏體化時間更長。（ⅰ）影響C在奧氏體中的擴散速度。碳化物形成元素（Cr、Mo2.2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線2.2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點圖2-9珠光體向?奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)完成的。?隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。?隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來不及擴散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。?快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。?奧氏體形成是在一個溫度范圍內(nèi)完成的。?隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變2.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度?奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細，8級以上為超細晶粒。?晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系n=2N-1(2-5)n----X100倍時，晶粒數(shù)/in2N----晶粒度級別2.3奧氏體晶粒長大及其控制2.3.1奧氏體晶粒度?奧氏體N123456d(μm)25017712588624478910312215.611圖2-10X100倍晶粒度N123456d(μm)25017712588624478?奧氏體晶粒度有三種：①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的晶粒大小。初始晶粒一般很細小，大小不均，晶界彎曲。②實際晶粒度----鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。?奧氏體晶粒度有三種：①初始晶粒度----奧氏體形成剛結(jié)束，③本質(zhì)晶粒度----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。在930±10℃，保溫3~8小時后測定：1~4級----本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。5~8級----本質(zhì)細晶粒鋼，晶粒不容易長大。③本質(zhì)晶粒度----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾Ac1930℃圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響2.3.2奧氏體晶粒長大機制(1)晶粒長大的驅(qū)動力?驅(qū)動力來自總的晶界能的下降。?對于球面晶界，有一指向曲率中心的驅(qū)動力P作用于晶界。P?2?R(2?6)???比界面能R??球面曲率半徑，如為平直晶界，R??，P?0。RP圖2-12球面晶界長大驅(qū)動力示意圖2.3.2奧氏體晶粒長大機制(1)晶粒長大的驅(qū)動力?驅(qū)動力來?公式(2-6)的推導(dǎo):?面積為A的晶界如果移動dx距離時，體系總的Gibbs自由能變化為dGt，則沿x方向有力P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移動的驅(qū)動力。?圖2-13中A、B晶粒間的晶界構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。2圖2-13雙晶體中的A、B兩晶粒，其中B晶粒呈球狀存在于A晶粒中。1dGt1?d(4?R?)2?P???????2Adx4?RdRR?公式(2-6)的推導(dǎo):?面積為A的晶界如果移動dx距離時，圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示圖2-15晶粒大小均勻一致意圖(箭頭表示晶界遷移方向)時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示圖2-15晶粒大小均勻一圖2-16頂角均為1200的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的穩(wěn)定形狀--Kelvin正十四面體圖2-16頂角均為1200的多邊形晶粒圖2-17三維晶粒的大晶粒將吃掉小晶粒??為保持三晶界交會處的界面張力平衡，交會處的面角應(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。?大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面積減少，總的界面能降低。圖2-18大晶粒和小晶粒的幾何關(guān)系大晶粒將吃掉小晶粒??為保持三晶界交會處的界面張力平衡，交會(2)晶界遷移阻力?晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加，所受的最大阻力為：Fmax3f??2r(2?7)f??第二相微粒的體積分數(shù)圖2-19Zener微粒釘扎晶界模型r??第二相微粒的半徑(2)晶界遷移阻力?晶界向右遷移時，奧氏體晶界面積將增加?由式（2-7）可知：?當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分數(shù)f一定時，第二相粒子越細?。╮越?。?，提供的對晶界遷移的總阻力越大。?反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r，對晶界遷移的總阻力將會變小。?由式（2-7）可知：?當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分數(shù)f一定時，(3)奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。②不均勻長大期：粗細晶粒共存。③均勻長大期：細小晶粒被吞并后，緩慢長大。圖2-20奧氏體晶粒長大過程(3)奧氏體晶粒長大過程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。2.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫時間?表現(xiàn)為晶界的遷移，實質(zhì)上是原子在晶界附近的擴散過程。?晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅(qū)動力成正比。?Qm??V?Kexp?????RT?RK??常數(shù)Qm??晶界移動激活能(2?8)2.3.3影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫?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。?加熱溫度升高時，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細小的奧氏體晶粒。圖2-21奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關(guān)系?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。?加（2）加熱速度的影響?加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細小的起始晶粒度。?快速加熱并且短時間保溫可以獲得細小的奧氏體晶粒度。?如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。（2）加熱速度的影響?加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高（3）鋼的碳含量的影響?碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴散系數(shù)，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。?當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時，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)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。（3）鋼的碳含量的影響?碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了（4）合金元素的影響?Mn，P促進奧氏體晶粒長大：Mn----在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能；P----在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴散系數(shù)。?強碳氮化物形成元素Ti，Nb，V形成高熔點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙