奥氏体珠光体铁素体贝氏体马氏体Word文档格式.docx
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钢在规定加热条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。
1-4级为本质细晶粒，5-8为本质粗晶粒。
种类
颗粒状奥氏体：
奥氏体的组织形态与原始组织、加热速度、加热转变的程度有关，一般由多边形等轴晶粒组成，这种形态也称为颗粒状，在晶粒内部经常可以看到相变孪品。
针状奥氏体:
非平衡态时低碳钢以适当的速度加热到（a十r）两相区可得到针状奥氏体。
一般热处理手册上列出的实际临界点数据，多是在30-50度/小时的加热或冷却速度下测定的。
奥氏体等温形成动力学曲线
时间-温度-奥氏体化图，简称TTA图
奥氏体等温形成动力学油线指在一定温度下，奥氏体形成量与等温时间的关系曲线，常用金相法进行测定。
将一纽厚度为1—2MM的薄片共析碳钢试样，在盐浴中迅速加热至AC1点以上某一指定温度，保温不同时间后在盐水中急冷至室温，然后制取金相试样进行观察。
因加热转变所得的奥氏体在快冷时转变为马氏体，故根据观察到的马氏体量的多少即可了解奥氏体的形成数量。
作出各温度下奥氏体形成量与保温时间的关系曲线，即得奥氏体等温形成动力学曲线。
加热温度，加热速度，保温时间，原始组织，合金成分
奥氏体化：
1.形核
奥氏体通常在铁素体与渗碳体界面上通过扩散形成的原因：
1.在相界面上形核，容易获得形成奥氏体所需的浓度起伏、结构起伏和能量起伏。
首先，由于铁索体的含碳量极低（0．02％以下），渗碳体的含碳量又很高（6．67％），奥氏体的含碳量介于两者之间，在相界面上吸附有碳原于，且含量较高，界面扩散速度又较快，容易形成较大的浓度起伏，使相界面某一微区达到形成奥氏体晶核所需的碳浓度；
2.在两相界面处，原子排列不规则，容易满足形核所需的结构起伏；
3.界面上能量较高，容易造成能量起伏，以满足形核功的需求；
4.在相界面形核阻力小。
因为在界面非均匀形核的形核功较低，一方面增加的界面能减少，因为在新界面形成的同时，会使原有界面部分消失；
另一方面，增加的应变能减少（因为原子排列不规则的相界更容易容纳一个新相）。
这样，形核引起的系统自由能总变化会因阻力项的减少，更容易满足G＜0的相变热力学条件。
2.长大
奥氏体晶粒的长大是通过C原子的扩散实现的。
3.残留碳化物的溶解
残留碳化物溶解是通过Fe3C中的碳原子向奥氏体中扩散和铁原于向贫碳的渗碳体扩散，渗碳体向奥氏体晶体点阵改组来完成的。
4.成分均匀化
此公式中参数直接与温度相关。
●平衡组织共析钢的奥氏体化
奥氏体在片状珠光体中还会沿平行于片层方向长大，此时碳原子有两种扩散途径：
①在奥氏体中进行体扩散；
②沿着。
奥氏体／铁素体相界面进行界面扩散。
其中第二种是主要途径，因为沿界面扩散路途较短，且扩散系数大。
借助这两种扩散途径，奥氏体沿平行于片层方向的长大速度要比沿垂直于片层方向的长大速度要高。
综上所述，奥氏体的长大受碳的扩散所控制，奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁索体和渗碳体相界面上形核的必然结果，它是碳扩散并造成相界面推移的驱动力，相界面推移的结
果是Fe3C不断溶解，铁素体相逐渐转变为奥氏体相。
●平衡组织非共析钢的奥氏体化
亚共析钢与过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本相同，当加热温度仅超过AC1而
低于AC3或ACCM4时，只能使原始组织中的珠光体转变为奥氏体，仍保留一部分先共析铁素体或先共析渗碳体，这种转变称为不完全奥氏体化，是生产上常用的加热工艺。
要获得均匀的单相奥氏体，非共析钢的加热温度必须超过AC1或ACcm并保温足够时间，即非共析钢的完全奥氏体化包括两个过程，首光是珠光体的奥氏体化，然后是先共析相的奥氏体化。
需要注意的是，过共析钢中的光共析渗碳体的进一步溶解与共析钢转变时的第三阶段
没有差别。
但由于先析渗碳体较为粗大，需要溶解的数量也多于共析钢，因此，需要更高的
温度和更长的保温时间来完成先析渗碳体的溶解，在此过程中奥氏体品粒会迅速粗化，严重
影响冷却转变所得组织的性能，因此过共析钢加热大多采用的是不完全奥氏体化，即加热获得的是奥氏体体渗碳体两相混合物，并且加热前要对原始组织做球化处理。
对于亚共析钢和过共析钢，室温下的平衡组织分别为（珠光体十铁索体）和（珠光体十渗碳体）。
加热到Al线以上，其中珠光体将转变为奥氏体，随着温度继续升高，亚共析钢中的先共析铁亲体将转变为奥氏体，过共析钢中的渗碳体也溶入奥氏体，使奥氏体量逐渐增多，奥氏体的化学成分分别沿A3线（亚共析钢）和Acm线（过共析钢）变化。
当加热温度超过GSE直线时，原始组织全部转变为奥氏体。
与共析钢相比，亚共析钢的奥氏体等温形成图上多了一条先共析铁素体溶解终了线。
●连续加热时的奥氏体化
实际生产中，奥氏体都是在连续加热中产生的，如
●非平衡组织的奥氏体化
实际生产中，奥氏体都是在连续加热条件下形成的，如高频感应加热和高能束加热等。
钢在连续加热时珠光体向奥氏体的转变规律与等温加热转变大致相同，亦经历形核、长大、残余碳化物溶解、奥氏体均匀化四个阶段，其影响因素也大致相同，但与等温转变相比尚有自己的特点：
1.奥氏体转变（奥氏体形成的四个阶段）是在一定的温度范围内完成；
而且随加热速度增大，各个阶段的转变温度范围均向高温推移并扩大。
2.加热速度越快，转变开始和终了的温度越高，转变所需时间越短，即奥氏体的形成温度就越快。
3.快速加热条件下，使得奥氏体中碳浓度差别增大，碳化物来不及充分溶解，碳及合金元素来不及充分扩散，会造成奥氏体中碳及合金元素的浓度很不均匀。
生产中为了降低不均匀性，对于快速加热前的原始组织要加以限制，使其中的碳化物呈均匀分布。
（？
？
可否在在马氏体相变下温度保温，是成分均匀化？
）
4.奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化。
快速连续加热时相变过热度很大，使奥氏体形核率激增，又由于加热时间短（如用10’℃／s加热时，奥氏体形成时间仅为10E-5秒），奥氏体品粒来不及长大，起始晶粒极其细小，经适时淬火后可获得超细化的淬火马氏体组织。
连续加热时在连续加热时，随加热速度增大，奥氏体的形成温度升高，使奥氏体的起始晶粒细化；
同时，剩余碳化物数量增多，使奥氏体基体的平均含碳量降低。
影响非平衡组织加热转变的主要因素是加热速度。
加热速度一般分为慢速、中速与快
速二类；
①以120℃／s的速度加热称为慢速加热；
②以大于1000℃／s的速度加热称
为快速加热；
③加热速度介于慢速和快速之间称为中速加热。
对于低、中碳合金钢而百，淬
火获得板条马氏体后采用快速和慢速加热都易于形成针状奥氏体；
而采用中速加热，主要转
变为球状奥氏体，且加热速度越高，奥氏体晶粒越细。
除受加热速度的影响外，残余奥氏体的存在、钢的合金成分以及塑性变形等对加热转变均有一定影响。
残余奥氏体的存在将促进原奥氏体晶粒的恢复，加入合金元素也能促进组织遗传，而加热前的塑性变形则可促使球状奥氏体的形成。
影响奥氏体形成速度的因素（TTA图）
奥氏体形成速度取决于形核率和长大速度，二者在等温下为常数，随着温度增高，二者均增大。
影响奥氏体形成速度的三个因素导致形核率和长大速度发生变化，进而影响奥氏体形成速度。
（1）加热温度的影响
在各种因素巾，温度对奥氏体形成速度的影响最大。
加热温度越高，奥氏体形成速度越快。
其次，随着加热温度升高，奥氏体相界面向铁索体的推移速度与向渗碳体的推移速度之比增大。
例如，在780℃时两者之比为14．9，而温度升高到800℃时，两者之比增大到约19．1。
温度升高使得铁素体刚刚全部转变为奥氏体时的残余渗碳体量增大，而刚形成的要氏体的平均含碳量降低。
（2）原始组织的影响
在钢的成分相同的情况下，原始组织越细小，奥氏体形成速度越快。
因为原始组织中碳化物的分散度越大，相界面就越多，形核幸也就越大。
同时由于珠光体的片层间距减小，碳原子的扩散距离减小，而奥氏体中碳的浓度梯度增大，这些都增大奥氏体的长大速度。
原始组织中碳化物的形式对奥氏体的形成速度也有一定的影响。
与粒状珠光体相比
由于片状珠光体中碳化物与铁索体的相界面面积较大，形核位置更多，薄片状渗碳体也易溶解，所以加热时奥氏体转变速度更快。
（3）成分的影响
①碳的影响。
亚共析钢中，随着含碳量的增加，碳化物数量增加，铁素体与渗碳体的相界面面积增增加了奥氏体的形核部位，使奥氏体形核李增大和形成速度加快。
同时，碳化物数量增加
后，使碳的扩散距离减小，并且随奥氏体含碳量增加，碳和铁原子的扩散系数增大，这些因素都加速了奥氏体的形成。
但是，在过共析钢中由于碳化物数量过多，含碳量增加会引起剩余碳化物溶解和奥氏体均匀化的时间延长。
影响奥氏体晶粒大小的因素
形核率与长大速度比值越大，奥氏体的起始晶粒度就越小。
起始晶粒形成之后，实际晶粒度则取决于继续保温或升温过程中的奥氏体晶粒的长大程度。
晶粒长大是通过品界迁移来进行的，其实质是原子在晶界附近的扩散过程，因此凡是影响晶界原子扩散的因素，都会影响晶粒长大。
（1）加热湿度和保温时间
由于奥氏体晶粒长大与原子扩散密切相关，团此加热温度越高，保温时间越长，哭氏体晶粒将越粗大。
由图可知，在每个温度下部有一个加速长大期，当奥氏体晶粒长到一定尺寸后，长大过程将减慢直至停止长大。
加热温度越高，奥氏体晶特长大进行得就越快。
比较而言，加热温度对奥氏体晶粒长大起主要作用，因此生产中必须严加控制防止加热温度过高，以避免奥氏体晶粒粗化。
（2）加热速度
加热速度越快，过热度就越大，即奥氏体实际形成温度就越高．相应里氏体的形核韦N及长大速度G均增大，但N的增大速率高于G的增大速率，所以快速加热时可以获得细小的奥氏体起始品粒，而且加热速度越快，奥氏体起始晶就就越细小。
但由于起始晶枝细小，加之温度较高，奥氏体晶粒很容易长大，因此不宜氏时间保温，否则晶粒反而更加粗大。
所以生产中常采用快速加热并短时保温来获得细小的奥氏体晶粒，但对于原始组织有一定要求。
（3）原始组织的影响
原始组织主要影响奥氏体的起始晶粒度。
一般来说，原始组织越细小，碳化物弥散度越大，所得到的奥氏体起始晶粒就越细
1．合金元素改变了钢的相变临界点，即改变相变时的过热度，从而影响奥氏体的形成速度。
例如Ni、Mn、cM等降低A1点，相同温度下增大了过热度，故使奥氏体的形成速度增大Ni、Mo、Ti、si、Al、W、V等提高A1点，相对地减小了过热度，所以减慢了奥氏体的形成速度。
2．合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。
强碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以显著减慢奥氏体的形成速度。
非碳化物形成元素Co和Ni增大碳在英氏体中的扩散系数，加速奥氏体的形成。
3．钢中加入合金元素还可以影响珠光体片层间距和碳在奥氏体中的溶解度，从而影响相界面浓度差和奥氏体中的浓度梯度以及形核功等，从而影响奥氏体的形成速度。
4．合金元素在铁素体和破化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素
集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁素体中。
因此奥氏体形成后，碳和合金元素在奥氏体中的分布都是极不均匀的。
所以合金钢的奥氏体均匀化过程，除了碳的均匀化以外，还包括合金元素的均匀化。
但相同条件下，合金元素的扩散系数仅仅为碳原子的万分之一到千分之一，因而合金钢的奥氏体均匀化时间要比碳钢长得多，故在制定合金钢的加热工艺时，与碳钢相比，加热温度更高，保温时间也更长。
小。
因为细小的组织有更多的相界面提供形核位置，从而提高形核率，弥散的碳化物则可阻碍奥氏体晶粒的长大。
4合金元素的影响。
用A1脱氧或在钢中加入适量的Nb、Ti、Zr、V、Ta等强碳化物形成元家时，能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，能强烈阻碍奥氏体晶粒长大，伎奥氏体晶粒极化温度显著升高，从而保持细小的奥氏体晶粒。
Mn、P、O等元素溶入奥氏体后削弱了铁原子结合力，加速铁原子扩散，因而促进奥氏体品粒长大。
需要指出的是，一旦形成了粗晶粒，只要晶界上没有很多难溶析出物，通过一次或多次
奥氏体化，总是可以使晶粒细化的。
这是由于每一次奥氏体化都要重新经历奥氏体的形核和长大过程，只要控制好加热温度和时间，都能获得正常大小的奥氏体晶粒，或者至少比原奥氏体晶粒要小些。
这便是热处理细化晶粒的作用。
测定的原理是根据钢的各相有不同热膨胀系数与比容不同"
前者按其由大到小的顺序排列为:
奥氏体>
铁素体>
珠光体>
上!
下贝氏体>
马氏体;
比容则恰相反,是马氏体>
碳化物（但铬和钒的碳化物的比容大于奥氏体）"
所以在钢的组织中,凡发生铁素体溶解,碳化物析出,珠光体转变为奥氏体和马氏体转变为a相的过程将伴随体积的收缩;
凡发生铁素体析出!
奥氏体分解为珠光体或马氏体的过程将伴随着体积的膨胀"
在z分a相变全过程所伴随的总的体积效应是:
铁素体所占比例愈大,体积效应也较大;
碳化物所占比例大,则体积效应也较小,故碳化物愈高,总的体积效应也较小;
凡促使碳化物不能自由析出的因素,总的体积效应便增大"
因此,钢的热胀冷缩曲线,因钢种的不同而变化甚大[76一78.
A
②合金元素的影响。
钢中加入合金元素并不影响珠光体向奥氏体的转变机制，但影响碳化物的稳定性及碳在奥氏体中的扩散系数，并且多数合金元素在碳化物和基体之间的分布是不均匀的，所以合金元素将影响奥氏体的形核和长大、碳化物溶解、奥氏体均匀化的速度。
例如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相同温度下增大了过热度，故使奥氏体的形成速度增大,Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高人点，相对地减小了过热度，所以减慢了奥氏体的形成速度。
H．合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度。
皿．钢中加入合金元素还可以影响珠光体片层间距和碳在奥氏体中的溶解度，从而影响相界面浓度差和奥氏体中的浓度梯度以及形核功等，从而影响奥氏体的形成速度。
N．合金元素在铁紊体和破化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁索体中。
⑦合金元素的影响。
用A1脱氧或在钢中加入适量的Nb、Ti、Zr、V、Ta等强碳化物形成元家时，能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，强烈阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒极化温度显著升高，从而保持细小的奥氏体晶粒。
Mn、P、O等元素溶入奥氏体后削弱了铁原子结合力，加速铁原子扩散，因而促进奥氏体晶粒长大。
P
②合金元素。
钢中加入合金元素可以显著改变珠光体转变动力学图。
综合各种合金元素对珠光体转变动力学的影响，可以得出：
在钢中的合金元素充分固溶于奥氏体中的情况下，除了Co外，其他所有的常用合全元素皆使钢的TTT曲线右移，珠光体转变孕育期增长，即推迟珠光体转变的进行。
除了Ni、Mn以外，其他所有的常用合金元素皆使珠光体转变的“鼻尖”温度移
向高温，这是因为大多数合金元素都降低珠光体转变的形核率和长大速度，因而影响珠光体
的形成速度。
珠光体转变时，碳及合金元素需要在铁素体和渗碳体间进行重新分配，由于合金元素的自扩散慢，并且碳的扩散速度减慢，因此珠光体的形核困难，降低转变速度;
扩大Y相区的元素如Ni,Mn等均降低奥氏体的转变温度，从而影响到碳与合金元素的扩散速度，阻止奥氏体向珠光体的转变;
微量元素B在晶界上内吸附，并形成共格硼相（M22C3B3，可显著阻止铁
素体的形核，从而增加了奥氏体的稳定性。
Ms
钢中常见的合金元素均使Ms点降低，但效果不如碳显著。
只有AL和Co使Ms点升高
（图4—24）。
降Ms点的元素按其影响强烈程度顺序排列为：
Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、W、V、Ti。
其中W、V、Ti等强碳化物形成元素在钢中多以碳化物形式存在，淬火加热时一般溶于奥氏体中甚少，故对从Ms点影响不大。
还应指出，图4—24仅表尔单一合金元素对Ms点的影响，实际钢中往往含有多种合金元素，它们之间的相互影响十分复杂，因而钢的风点主要还是靠试验测定。
B
钢的常用合金元素中，除了Co和A1加速贝氏体相变速度以外，其他合金元素，如Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、W、Si、V以及少量B都延缓贝氏体的形成，同时也使贝氏体相变温度范围下降。
钢中同时加入多种合金元素，其相互影响比较复杂。
Cr、Mo和Mn元素扩大了CCT曲线的贝氏体相变区,提高了过冷奥氏体的稳定性。
?
合金元素对贝氏体转变的影响主要体现在对转变速度和对碳扩散速度的影响上。
Cr,Mn,Ni等元素对贝氏体转变有较大的推迟作用，这是因为这三种元素都能降低A-B的转变温度，减小奥氏体和铁素体的自由能差，也就减小了相变的驱动力。
Cr与Mn还阻碍碳的扩散，故推迟贝氏体转变的作用尤为强烈。
Si对贝氏体转变有着颇为强烈的阻滞作用，这可能与它强烈得阻止过饱和铁素体的脱溶有关，因为贝氏体的形成过程是与过饱和铁素体的脱溶分不开的。
强碳化物形成元素W,Mo,V,Ti不同于Mn和Ni，它不是降低A-B的转变温度，而是使之升高，这就增加了奥氏体与铁素体的自由能差，增大转变的驱动力，但由于降低了碳原子的扩散速度，因此对贝氏体转变还是有一定的延缓作用，但比Cr,Mn要小得多。
含有W,Mo,V,Ti的钢，贝氏体转变的孕育期短，铁素体一珠光体转变的孕育期长，空冷时容易得到贝氏体组织。
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