奥氏体

nullnull第二章 奥氏体的形成2.1 奥氏体及其形成机理2.1.1 奥氏体的结构及其存在范围图2-1 奥氏体的单胞 奥氏体是碳溶于γ-Fe 中的间隙固溶体 碳原子位于八面体间隙中心，即FCC晶胞的中心或棱边的中点 八面体间隙半径 0.52 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变null图2-2 Fe-C 相图null2.1.2 奥氏体的性能 奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺磁性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥氏体含量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵敏的仪元件。 奥氏体的导热系数较小，仅比渗碳体大。为避免工件的变形，不宜采用过大的加热速度。 奥氏体塑性很好，σS 较低，易于塑性变形。故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行。null2.1.3 奥氏体形成的热力学条件图2-3 自由能和温度关系图∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd (2-1) - ∆Gd ---- 在晶体缺陷处形核引起的自由能降低 相变必须在一定的过热度∆T下，使得∆GV <0，才能得到∆G<0。所以相变必须在高于 A1 的某一温度下才能发生，奥氏体才能开始形核。null图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时，Fe-C相图中临界点的移动 加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm 冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcmnull2.1.4 奥氏体的形成机理 奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变 奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化nullnullnull（1）奥氏体的形核 形核的成分、结构条件null 形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： ①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有利于相变对能量的要求。 ②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度，况且碳原子沿界面扩散较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。 ③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由BCC改组成FCC。 null（2）奥氏体的长大图2-6 相界面上的碳浓度及扩散nullnullnull 奥氏体晶核的长大速度null 由式（2-2）可知，奥氏体晶核的长大速度与碳在奥氏体中的浓度梯度成正比，而与相界面上的碳浓度差成反比。 由于 γ/Fe3C相界面的碳浓度差 ∆Cγ↔k 较大，Fe3C本身复杂的晶体结构，使得奥氏体向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体的溶解要快得多，铁素体先消失，而渗碳体有剩余。null（3）剩余渗碳体的溶解 剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进一步溶解。 （4）奥氏体成分的均匀化 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部位的碳浓度低。 通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩散，实现奥氏体成分的均匀化。null2.2 奥氏体形成的动力学2.2.1 形核率 为了满足形核的热力学条件，需依靠能量起伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获得能量涨落的几率因子 exp(-∆G*/kT) 成正比。 为了达到奥氏体晶核对成分的要求，需要原子越过能垒，经扩散富集到形核区，所以应与原子扩散的几率因子 exp(-Q/kT) 成正比。 nullN = C’ exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT) (2-3) 式中: C’ ---- 常数 ∆G* ---- 临界形核功 Q ---- 扩散激活能 k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K T ---- 绝对温度 N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s) 与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进行的相变。 温度升高时， ∆G* ↓，Q ↓，从而形核率 N 增大。null2.2.2 奥氏体线长大速度 碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼乌斯方程(Arrhenius) G ---- 长大线速度，单位 mm/s 温度升高时，D ↑, dC ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓ 从而线长大速度G增大。null2.2.3 奥氏体等温形成动力学曲线 设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方程（Johnson-Mehl方程)：Vt ---- 新形成奥氏体的体积分数 转变量达50%左右时，转变速度最大。 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。null图2-8 奥氏体等温形成动力学曲线 形成温度升高，N的增长速率高于G的增长速率，N/G增大，可获得细小的起始晶粒度。 形成温度升高，Gγ→α/Gγ→k 增大，铁素体消失时，剩余渗碳体量增大，形成奥氏体的平均碳含量降低。null2.2.4 连续加热时奥氏体的形成特点图2-9 珠光体向奥氏体转变动力学曲线null 奥氏体形成是在一个温度范围内完成的。 随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度范围扩大，而转变速度则增大。 随加热速度增大，C，Fe原子来不及扩散，所形成的奥氏体成分不均匀性增大。 快速加热时，奥氏体形成温度升高，可引起奥氏体起始晶粒细化；同时，剩余渗碳体量也增多，形成奥氏体的平均碳含量降低。null2.2.5 奥氏体形成速度的影响因素 除转变温度和加热速度外，还有： （1）钢的原始组织状态 原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。 片状珠光体快于粒状珠光体。null（2）钢的化学成分 含碳量越高，渗碳体与铁素体的总相界面积越大，Fe、C原子扩散系数增大，从而增高N和G，形成速度增大。 碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻碍碳的扩散，降低形成速度。 非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的扩散，增大形成速度。 Mn，Ni降低钢的临界点，细化原珠光体组织，增大形成速度。null2.3 奥氏体晶粒长大及其控制2.3.1 奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分为8级，1级最粗，8级最细，8级以上为超细晶粒。 晶粒度级别与晶粒大小的关系 n = 2N-1 (2-5) n ---- X100倍时，晶粒数 / in2 N ---- 晶粒度级别null图2-10 X100倍 晶粒度null 奥氏体晶粒度有三种： ① 初始晶粒度 ---- 奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。初始晶粒一般很细小，大小不均，晶界弯曲。 实际晶粒度 ---- 钢经热处理后所获得的实际奥氏体晶粒大小。nullnull图2-11 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响null2.3.2 奥氏体晶粒长大机制 晶粒长大的驱动力 驱动力来自总的晶界能的下降。 对于球面晶界，有一指向曲率中心的驱动力P作用于晶界。图2-12 球面晶界长大驱动力示意图null 公式(2-6)的推导:图2-13 双晶体中的A、B两晶粒，其中B晶粒呈球状存在于A晶粒中。 面积为A的晶界如果移动dx距离时，体系总的Gibbs自由能变化为dGt ，则沿x方向有力P作用于晶界上，构成晶界移动的驱动力。 图2-13中A、B晶粒间的晶界构成一曲率半径为R的球面。null图2-14 大晶粒吃掉小晶粒示意图(箭头表示晶界迁移方向)图2-15 晶粒大小均匀一致时稳定的二维结构null图2-16 顶角均为1200 的多边形晶粒图2-17 三维晶粒的稳定形状 -- Kelvin正十四面体null图2-18 大晶粒和小晶粒的几何关系 为保持三晶界交会处的界面张力平衡，交会处的面角应为120o，晶界将弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶界。 大晶粒将吃掉小晶粒，使总晶界面积减少，总的界面能降低。null(2) 晶界迁移阻力图2-19 Zener微粒钉扎晶界模型 晶界向右迁移时，奥氏体晶界面积将增加，所受的最大阻力为：null 由式（2-7）可知： 当第二相微粒所占的体积分数 f 一定时，第二相粒子越细小（r越小），提供的对晶界迁移的总阻力越大。 反之，当第二相微粒粗化时，对晶界迁移的总阻力将会变小。null(3) 奥氏体晶粒长大过程图2-20 奥氏体晶粒长大过程①孕育期：温度愈高，孕育期愈短。 不均匀长大期：粗细晶粒共存。 均匀长大期：细小晶粒被吞并后，缓慢长大。null2.3.3 影响奥氏体晶粒长大的因素 (1) 加热温度和保温时间 表现为晶界的迁移，实质上是原子在晶界附近的扩散过程。 晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比。null图2-21 奥氏体晶粒大小与加热温度、保温时间的关系 随加热温度升高，奥氏体晶粒长大速度成指数关系迅速增大。 加热温度升高时，保温时间应相应缩短，这样才能获得细小的奥氏体晶粒。null（2）加热速度的影响 加热速度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率与长大速度之比（N/G）随之增大，可以获得细小的起始晶粒度。 快速加热并且短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒度。 如果此时长时间保温，由于起始晶粒细小，加上实际形成温度高，奥氏体晶粒很容易长大。null（3）钢的碳含量的影响 碳在固溶于奥氏体的情况下，由于提高了铁的自扩散系数，将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大。共析碳钢最容易长大。 当碳以未溶二次渗碳体形式存在时，由于其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒长大。过共析碳钢的加热温度一般选在 Ac1 ---- Accm 两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。null（4）合金元素的影响null图2-22 奥氏体晶粒直径与加热温度的关系 1 ---- 不含铝的C-Mn钢 2 ---- 含Nb-N钢（5）冶炼方法 用Al脱氧，可形成 AlN ---- 本质细晶粒钢 用Si、Mn脱氧 ---- 本质粗晶粒钢null