第一章 钢的加热转变

1. 第一章 钢的加热转变 奥氏体的形成

2. 第一章 钢的加热转变 • A的形成； • A组织和性能； • A形成的热力学、动力学及其影响因素。

3. §1.1 奥氏体(A)的结构、组织与性能 1.结构:奥氏体为碳溶解在γ-Fe中的间隙固溶体 • Fe-C二元系合金:C在γ-Fe中的间隙固溶体； • 多元合金：C、Me在γ-Fe中的固溶体 • FCC结构 • 随C的溶入，奥氏体点阵产生畸变，点阵常数增大。 • C分布不均匀

4. 1）通常情况下为多边形等轴晶粒。这种形态也称为颗粒状1）通常情况下为多边形等轴晶粒。这种形态也称为颗粒状 2）顺磁性、高温稳定相(高于A1）、热强性高、比容小、硬度低，塑性好，导热性差。 2、组织 性能

5. §1-2奥氏体的形成

6. △Gv = GA-GP < 0 ΔG= △Gv +Sσ+εv 实际转变温度与临界点A1之差称为过热度，过热度越大，驱动力也越大，转变也越快。 一.奥氏体形成的热力学条件

7. 实际加热冷却转变温度往往要偏离平衡的临界温度实际加热冷却转变温度往往要偏离平衡的临界温度

8. 二、奥氏体形核的机理 包括形核和长大的过程 奥氏体的形成 以共析碳钢的等温形成奥氏体为例，可用下列式子表示(括号中F为铁素体)：              珠光体P ( F + Fe3C )→奥氏体A 含碳量：    0.02%  6.69%； 0.77%结构：   体心立方  复杂斜方 面心立方 • 点阵重构和碳原子的扩散

9. 二、奥氏体形核机理 1.形核位置 （a）F/Fe3C界面；（b）珠光体团交界处；（c）先共析F/珠光体团交界处 2. 在上述位置满足三个起伏 （a）界面上存在浓度、结构起伏 （b）界面存在缺陷，能量高，提供能量起伏，形核功小； （c）有Fe3C溶解后的碳原子补充。

10. 1.碳原子在奥氏体中的扩散 形成A晶核后，有A/F、A/Fe3C两界面，两界面处A成分不同，A中有浓度梯度，必然发生下坡扩散 界面平衡关系破坏 为恢复界面平衡关系，两界面向两侧推移。这样A晶核长大是同时向F和Fe3C两相中推移。 2. 碳原子在铁素体内部的扩散 三.奥氏体晶核长大

11. 分析 2. 碳原子在铁素体内部的扩散

12. 二、奥氏体形核机理 3. 有时在铁素体内部也能形核，只要满足：（a）温度高，提供足够的相变驱动力；（b）有嵌镶块，提供足够的浓度条件和晶核尺寸。 4. 奥氏体形核(在加热不快，温度不高的条件下) 有铁原子和碳原子扩散机制。

13. 1.实验现象 （a）F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变 （b）测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77% 2. 原因：(CA-F + CA-C)/2低于S点成分。当F全部转变为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。 四.渗碳体的溶解

14. 四.渗碳体的溶解 3. 通过继续保温，使未溶渗碳体不断溶入A中 五、奥氏体的均匀化 渗碳体溶解结束后，奥氏体中碳浓度不均匀要继续保温通过碳扩散使奥氏体均匀化。 小结：共析碳钢的奥氏体等温形成是通过碳、铁原子的扩散，通过形核—长大—碳化物溶解—奥氏体均匀化四个步骤实现的。

15. §1．3 A等温形成动力学 • 共析碳钢奥氏体等温形成动力学 1、等温形成动力学图 测定方法：金相法—硬度法 以厚为1-2 mm的薄片，在盐浴中加热到AC1以上某一指定温度，保温不同时间后淬火，观察金相。因加热转变所得的奥氏体在淬火时转变为马氏体，故根据观察到的马氏体量的多少，即可了解奥氏体形成过程 根据观察结果，作出在一定温度下等温时，奥氏体形成量与等温时间的关系曲线(见图)，称为奥氏体等温形成动力学曲线

16. 实验 温度℃ 试样编号 加热时间,s 冷却介质 金相组织 硬度HB 740 1 2 盐水 P 230 740 2 4 盐水 P 230 740 3 6 盐水 P 230 740 4 10 盐水 P+M（0.5%） 250 740 5 1000 盐水 M（99.5%） HRC60 作转变动力学曲线，转变量与等温时间的关系

17. A等温形成动力学图 从动力学曲线和动力学图可见： 1、A形成有孕育期，温度越高，其孕育期越短； 2、转变期：转变速度是慢—快—慢（50%时最快），温度越高转变期越短。 3、整个A形成过程由四个阶段构成。

18. 二、奥氏体的形核与长大——从动力学角度讨论二、奥氏体的形核与长大——从动力学角度讨论 1．形核率N 均匀形核 • exp(-Q/KT)—反映原子扩散的能力：Q—与结构、成分相关，与温度无关；T ↑，exp(-Q/KT) ↑，形核率N ↑； • exp(-W/KT)—反映形核功的作用：T ↑ ,ΔGv增大↑ ，W降低，所以温度越高，形核率N越大； • Cˊ—反映各相间的碳浓度影响：温度升高，Cˊ越高，同一界面上A和F的浓度差越小，越有利于形核。 • 结果：减小了A成核所需浓度起伏，促进了A的成核。 • 综上所述，形核率N表达式中三项均随着温度的升高而增大，所以温度升高，形核率增大。 (1/S·mm3)

19. (2). A线长大速度V(mm/s) • A向α中推移速度： • A向Fe3C中推移速度： • 显然V∝Dc• dc/dx/相界面的浓度差 • 分析温度的影响： • 结论：温度升高，长大速度增大，从730℃升高到800℃，线长大速度升高82倍。形核率提高270倍。

20. 三、 影响奥氏体转变速度的因素 (1). 温度：T↑，N↑，V↑，形核率与长大速度均增大，转变速度均增大。相界面愈多，形核部位多，易于形核。起始晶粒细小，同时未溶K更多。 (2). 原始组织：愈细，片层薄，扩散距离小，A中浓度梯度大，易于扩散转变，速度加快。 (3).合金元素： C%增大，N增大，同时C及Fe的扩散系数增大，所以转变速度加快; 合金元素不改变A形成机制，但对动力学有影响; • 扩大A相区的元素，降低A1、A3，过热度增大，所以转变速度加快； • 碳化物形成元素降低C的扩散系数，转变速度降低；非碳化物形成元素，不降低转变速度； • 由于合金元素重新分布，扩散系数小，故合金钢的A体化温度更高，时间更长。

21. 四、亚共析钢和过共析钢等温形成动力学 1. 亚共析钢 (1)退火状态 • 形核与珠光体转变阶段 规律：A形核位于F/P界面上，A晶核快向P中长大，直至全部为A。 特点：机制—受C在A中扩散所控制； 速度—C扩散的距离很小，故转变速度极快 • A向F先中的推移长大阶段 规律：P向A转变结束后组织为两相F+A，T↑，F↓ 特点：不再重新形核，仅是A向F先中长大。 机制—受C在A中扩散控制，A存在浓度梯度； 速度—C在A中扩散距离加大，故形成速度降低。

22. 亚共析钢等温动力学图

23. （2）调质状态 • 组织：粒状Fe3C+F（P粒） • 规律：形核—在位于F晶界上的Fe3C旁形核，而F内的Fe3C边上不形核； • 晶核长大——A晶核沿F晶界长成条状，相连成网状，然后包围吞食F晶粒； • Fe3C溶解——在A长大同时，F内的Fe3C不断溶解。 • 特点：与片状组织不同，难于区分第一、二阶段，无共析P存在，不存在单一的片状P区； • 转变速度与组织状态有关：调质状态，回火愈充分，Fe3C析出越多，粒子尺寸愈大，F基体的C%越低，形核长大时所需的浓度起伏越大。

24. 过共析钢的原始组织为Fe3C+P，加热后的转变如下：过共析钢的原始组织为Fe3C+P，加热后的转变如下： T>AC1及 T>Accm：Fe3C + P→Fe3C + A→A 实验得到的动力学图如图 3. 在AC3(Accm)以上，亚(过)共析钢中的先共析组织转变（a）通过碳原子在A中扩散而进行的。（b）不形成新核，是通过原有奥氏体长大向先共析组织而完成。 2. 过共析钢

25. 1.相律：F=C-P+1=0 恒温（碳钢平衡条件下） 2.非平衡加热A形成特点 (1)   临界点随加热速度增加而增加； (2)   转变是在一个温度范围内进行的； (3)   加热速度愈大，转变时间愈短； (4)   加热速度愈大，A愈不均匀(转变被推向高温，CA-F与CA-C差别加大)； (5)   加热速度愈大，A起始晶粒愈细(与形核有关)。 §1.4 连续加热时A的形成 0.08%C钢在不同加热速度下的加热曲线

26. §1．5非平衡组织加热时A的形成 非平衡组织指M、B、Mˊ、W等，它们加热时A形成与P有很大的差别。 一、影响非平衡组织加热转变的因素 1．非平衡组织特点 • 可能有AR，A向M转变不彻底； • F的成分与状态（非平衡态的F可能状态有M、B、Mˊ、W等，形态有板条、片状、羽毛状、针叶状等）。 • K的种类、形态、大小、数量及分布不同

27. 2．影响因素 （1）成分 （经过非平衡向平衡的转变） （2）淬火时A化温度及高温停留（冷待）温度的影响 （3）淬火所得组织及回火规程 （4）最终热处理的加热速度

28. 二、加热速度对非平衡组织加热转变的影响 • 速度分为：慢速：1-2℃/s； 快速：大于1000℃/s； 中速：介于二者之间 1.慢速加热时的加热转变 （1）对仅含碳的中碳结构碳钢非平衡组织慢速加热转变：回火稳定性差，C脱溶，基体发生再结晶，相当于调质处理，继续加热，相当于平衡组织的转变，形成等轴状的A。

29. （2）对于中C合金钢非平衡组织慢速加热转变 中C合金结构钢，淬火后得到板条M，慢速加热，温度低于AC1，C已从过饱和的F中析出，基体未发生再结晶，仍是板条状，继续加热，温度高于AC1，A在板条界处形核，A晶核长大（沿板条界），长成针状A，针状A合并为等轴A。

30. 二、加热速度对非平衡组织加热转变的影响 • 针状A特点： 尺寸：与M板条相当； 位向关系：与M保持K-S关系； 长大：同一板条束内空间取向相同，温度升高，合并为一个大等轴晶粒。 • 组织遗传：新形成的A晶粒和原始的A晶粒形状、大小、空间取向完全相同。

31. 二、加热速度对非平衡组织加热转变的影响 2.快速加热时的加热转变：组织遗传 组织遗传的原因 •逆转变观点：A冷却转变为M，M加热转变为A，认为是M的逆转变（针形A）。 •AR长大观点： M+AR快速加热，AR（位向相同）合并恢复为A。 3.粗大A晶粒遗传及其控制 •影响组织遗传的因素：原始组织（B、M）、加热速度

32. 3.粗大A晶粒遗传及其控制 非平衡组织的过热钢： • 重新淬火前进行一次退火（得到P）或高温回火（回火S），使非平衡组织先转变为平衡组织，然后再进行淬火，这是一种较为有效的方法。 • 利用A自发再结晶：快速加热到临界点AC3以上（100-200℃）——反常细化。 • 对低碳合金钢：多次正火可使过热得到校正。

33. §1.6 奥氏体晶粒长大 一.  A晶粒度 可用晶粒直径、单位面积中的晶粒数等方法来表示晶粒大小。生产上用晶粒度N表示晶粒大小，可由下式求出： n = 2N-1 1、起始晶粒度：A形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。

34. 2、实际晶粒度：形成后的A晶粒在高温停留期间将继续长大，长大到冷却开始时的A晶粒大小。2、实际晶粒度：形成后的A晶粒在高温停留期间将继续长大，长大到冷却开始时的A晶粒大小。 3、本质晶粒度采用标准试验方法，930±10℃保温足够时间（3－8小时）所测得钢的晶粒大小 (本质粗晶粒、本质细晶粒）

37. 二、 A晶粒长大原理 1．晶粒长大动力 晶粒长大动力是晶粒大小的不均匀性，其驱动力来自界面自由能的降低。对于球面晶界，当其曲率半径为R，界面能为σ，指向曲率中心的驱动力G为：G = 2σ/R 可见：R↓，G↑；R = ∞，G= 0。也即晶粒半径越小，长大驱动力越大. 当半径无穷大或为平直界面时，驱动力为零。

38. 一个粒子对晶界移动提供的最大阻力为： Fmax = r σ， 设单位体积中粒子的体积分数为f，则作用于单位面积晶界上的最大阻力Fmax为： Fmax= 3f σ/2r 由上式可见：当粒子半径r愈小，体积分数f愈大，对晶界移动的阻力就愈大。 2．晶粒长大的阻力（晶界迁移的阻力）

39. 三. 影响A晶粒长大的因素 凡提高扩散的因素，如温度、时间，均能加快A长大。第二相颗粒体积分数f增大，第二相尺寸r减小，均能阻止A长大。提高起始晶粒度的均匀性与促使晶界平直化均能降低驱动力，减弱A长大。 1．加热温度 2．加热速度 3．钢的含碳量

40. 4．合金元素的影响 • 强化碳物形成元素(Ti、Zr、V、W、Mo)，强烈阻止A晶粒长大； • P、O、Mn、C促进A晶粒长大（Mn在低碳钢中会阻止晶粒长大）； • Si、Ni影响小，Cu几乎无影响。

41. 正常长大 晶界在驱动力P推动下匀速前进，由经典力学可导出： DA = K exp(-Q/KT)τ 其中，DA为长大中A晶粒平均直径，K为常数，τ为时间，Q为Fe的自扩散激活能。 可见在一定温度T，随时间τ↑，DA↑。

42. 异常长大的原因 由于温度T升高，第二相颗粒(碳氮化合物)的溶解，使阻力F =0，而此时驱动力G却很大，故晶粒急剧长大。 小结：影响A晶粒长大的因素： 1.加热温度 2.加热速度 3.钢的含碳量 4.合金元素的影响 5.保温时间