金屬材料組織控制原理教案

江蘇大學教師備課筆記江蘇大學教師備課筆記1021022《金屬材料組織掌握原理》教案第一章 金屬固態(tài)相變概論固態(tài)相變：固態(tài)下晶體由于溫度和壓力的轉變，導致組織和構造的轉變，這種變化稱之為固態(tài)相變。溫度：敏感，易掌握，成為掌握固態(tài)相變的主要因素〔熱處理爐〕；壓力：不易掌握，不敏感〔等壓〕。組織和構造的轉變，包含有成分的變化〔局部成分〕固態(tài)相變具體表現(xiàn)：a.構造；b.成分；c.有序性有些轉變僅具有一種變化；而有些轉變兼有二種或三種變化。作用：大多數(shù)工程材料，如金屬及其合金、陶瓷等晶體材料都存在著固態(tài)相變，固態(tài)相變的存在為工程材料供給了豐富的組織和性能，滿足加工及不同工況下使用的性能要求：〔以鋼為例〕最常見組織特性適用場合奧氏體(A)滑移系多，較軟壓力加工成型球光體(P)硬度低切削加工回火馬氏體高強度，低塑性高耐磨，高強度回火屈氏體具有高的強度和韌性耐疲乏，沖擊回火索氏體高韌性和抗回火性能高溫600℃，沖擊爭論歷史：始于礦物學家對萬英等礦物的相變爭論〔陶瓷〕SiO2不同溫度下，存在不同相構造隨后金屬學家開頭對鋼的相變進展爭論：如PB相變等等。下面僅介紹固態(tài)相變的普遍規(guī)律：§1.1 金屬固態(tài)相變的主要類型一、平衡轉變定義：在緩慢加熱或冷卻時發(fā)生獲得符合狀態(tài)圖平衡組織的相變?yōu)槠胶廪D變。(一)純金屬的同素異構轉變〔無成分變化〕在純金屬中，發(fā)生由一種晶體構造轉變?yōu)榱硪环N晶體構造的過程。如 FeCoTiSn等。純鐵α---γ(二)多形性轉變〔局部成分發(fā)生變化〕——固溶體在固溶體中發(fā)生的由一種晶體構造轉變?yōu)榱硪环N晶體構造的過程。如鋼中鐵素體

加熱奧氏體〔CFe中固溶體〕冷卻(三)平衡脫溶沉淀在緩慢冷卻條件下，由過飽合固溶體析出過剩相的過程稱為 。特點：隨著相析出，舊相成分、體積分數(shù)不斷變化，但舊相不消逝，相構造、成分始終與舊相不同。奧氏體析出二次滲碳體

固溶度隨溫度降低而降低(四)共析轉變冷卻時，由一個固相分解為二個不同固相的轉變。r→α+Fe3C〔珠光體轉變〕(五)包析轉變冷卻時，由兩個固相合并成一個固相的轉變。α+β→r〔鋼中沒有該轉變〕(六)調(diào)幅分解高溫下具有均勻單相固溶體組織的合金，冷卻到某一溫度范圍內(nèi)可分解為兩種構造與原固溶體一樣，但成分有明顯差異微區(qū)的轉變。α→α1+α2 即通過上坡集中使均勻固溶體變成不均勻固溶體。(七)有序化轉變固溶體中各組元原子的相對位置由無序到有序的轉變過程。Cn-Zn,Au－Cu中間相為基固溶體。二、不平衡轉變由于加熱或冷卻速度過快，平衡轉變受到抑制，固態(tài)金屬可發(fā)生某些狀態(tài)圖上未能反映轉變，獲得不平衡組織或亞穩(wěn)組織。實際金屬的強韌化均通過不平衡轉變，獲得不平衡組織到達的，緣由有二，一是實際熱處理加熱、冷卻速度均很快難以按平衡轉變；二是不平衡轉變往往獲得高強韌化效果的不平衡組織。(一)偽共析轉變〔以鋼為例〕當奧氏體以較快速度冷卻到ESGS鐵素體與滲碳體。這一轉變類似于共析轉變〔鐵素體、與滲碳體比值肯定與滲碳體易比值不是定值，而隨奧氏體的碳含量而變。(二)馬氏體轉變當奧氏體以更快冷速過冷到MS點以下，r點陣通過切變改組為過飽含α點陣的轉變。進一步提高冷速，使奧氏體來不及進展偽共析轉變，而過冷到更低的溫度，這時 Fe、c均難以集中，通過點陣切變從γ點陣改組為α點陣，成分不發(fā)生變化。Fe－CCuTi合金，也發(fā)生馬氏體相變。(三)塊狀轉變Feγ相可以轉變?yōu)榕c之具有一樣成分，形態(tài)呈塊狀的α相，這種塊狀相的長大是通過原子短程集中使、舊兩相間非共格界面推移而實現(xiàn)的。這種轉變在Cu－Zn、Cn－Ga合金中也存在。(四)貝氏體轉變在珠光體和馬氏體轉變溫度之間，存在一個Fe原子已不能集中而碳原子尚能集中的一種特別的不平衡轉變。即具有珠光體轉變，又具有馬氏體轉變的某些特征。是一種簡單的不平衡轉變。轉變產(chǎn)物貝氏體為αα相碳含量、形態(tài)以及碳化物形態(tài)分布P不同。以集中角度

P轉變FeC均可集中M轉變FeC均不能集中(五)不平衡脫溶沉淀〔時效〕過飽合固溶體在室溫或室溫以上某一溫度下，將自固溶體中析出成分與構造均與平衡沉淀相不同的相的過程。β 當成分為b的合金加熱到t時，相將全部溶于 相中，形成單一固溶體。如自tβ 1 11β相將沿固溶度曲線MN不斷析出，發(fā)生平衡脫溶沉淀。假設自tβ相來不及析出，到室溫獲得過飽合的α固溶體，在室溫或低于固溶體曲線MN某一溫度下等溫將α相中析出，在成分和構造上不同于平衡沉淀相的相。1應用：在低碳鋼、鋁、鎂合金通過時效來強化。綜上轉變：均在構造、成分、有序化上的變化，有些轉變只具有一種變化，而有些轉變則同時兼有兩種或三種變化。同素異構轉變、多形性轉變、馬氏體轉變、塊狀轉變——只有構造上轉變調(diào)幅分解 只有成分上的變化有序化轉變只有有序化程度的變化共析轉變、脫溶沉淀，兼有構造和成分變化§1.2 金屬固態(tài)相變的分類一、按熱力學分類依據(jù)相變前后熱力學函數(shù)變化，可將固態(tài)相變分為一級相變和二級相變。一級相變：相變時舊兩相化學位相等，但化學位的一級偏微離不等的相變。α相β舊相

SQT T

ST P P

P

V V

PT T特點：即一級相變有熱效應和體積效應。除局部有序化轉變外，固態(tài)金屬相變均為一級相變。二級相變：相變時、舊兩相化學位相等，且化學位一級偏微商也相等，但二級偏微商不相等。特點：無明顯熱效應和體積效應局部有序化轉變、磁性轉變屬于二級相變。二、按原子遷移狀況分類集中相變：相變是依靠原子或離子集中來進展的——無規(guī)章的遷移。要求轉變溫度足夠高，原子或離子具有足夠活動力量。如鋼的加熱轉變〔奧氏體轉變〕和珠光體轉變〔轉變溫度較高〕。無集中相變：相變過程中原子〔或離子〕不發(fā)生集中，僅作有規(guī)章的遷移，使點陣發(fā)生改組。如馬氏體相變。三、按相變方式分類有核相變：相的核在舊相中形成，并通過不斷長大完成相變。絕大多數(shù)相變屬于有核相變，相變過程包括形核及長大兩個階段。〔調(diào)幅分解〕點陣構造一樣，而成分不同，并以共格界面相聯(lián)系的高濃度和低濃度兩個相。§1.3 金屬固態(tài)相變的一般特征固態(tài)相變不同于凝固過程〔固液兩相是在液相中形核并長大〕是在固相中形核并長大，因此具有一系列的自身的特點。一、相界面〔由于均為晶體，不同于固液界面〕依據(jù)界面上兩相原子在晶體學上匹配程度的不同，分為：(一)共格界面：兩相在界面上的原子可以一對一地相互匹配〔即界面上的原子所占位置恰好是兩相點陣共有位置〕。只有對稱孿晶界是抱負的共格界面。實際上兩相點陣總有肯定差異，或是點陣構造不同，或是點陣參數(shù)不同。因此，兩相界面要完全共格在界面四周必將產(chǎn)生彈性應變。特點：界面能低，應變能高。(二)半共格界面：兩相在界面上的原子局部地保持匹配。aa錯配度 a舉例：當由于點陣長度差異引起錯配度提高，要保證完全共格，使彈性應變能提高；當錯配度到達肯定程度，難以維持完全共格，在界面上產(chǎn)生一些刃型位錯，來補償兩相原子間差距，變成局部匹配。特點：界面能提高，應變能降低。(三)非共格界面：兩相在界面上由于錯配度大，無匹配關系。特點：界面能高，應變能低。四、晶體缺陷的作用與液態(tài)金屬不同，固態(tài)金屬存在各種晶體缺陷，如空位、位錯、晶界等。在缺陷四周有點陣畸變，儲存畸變能，在固態(tài)相變時，釋放出來作為相交的驅動力，對固態(tài)相變起促進作用。具體作用：相往往在缺陷處形核，提高形核率。促進集中過程，促進晶核生長。(五)形成過渡相過渡相：指成分或構造，或二者都處于相與母相之間的一種亞穩(wěn)狀態(tài)的相。在固態(tài)相變中，有時相與每相在成分、構造上差異較大，形成困難，而形成過渡相成為削減相變阻力重要途徑。由于過渡相在成分、構造上更接近于每相，兩相間易于形成共格成半共格界面，以削減界面能，從而降低形核功，使形核易于進展。但過渡相由于自由能高于平衡相，在肯定條件下，連續(xù)轉變?yōu)槠胶庀?。二、慣習面與取向關系〔兩相間晶體學關系〕固態(tài)相變時相與母相往往存在肯定的晶體學關系。慣習面：相往往在母相肯定的晶面族上形成，這種晶面稱為 。(1)慣習面上相和母相的原子排列很相近，能較好地匹配，有助于削減兩相間界面能。(2)慣習面往往為相主平面或主軸所平行的母相晶面。取向關系：相、母相某些低指數(shù)晶面和晶向的對應平行關系。{111}晶面上形成，則{111}r

為慣習面 密排面{011}與奧氏體密排面{111}r

相平行 密排方向{111}與奧氏體密排方向{011}r

相平行{011}||{111}；<111>||<011>r r取向關系與相界面的關系：當相與母相間為共格或半共格界面時，兩相間必定存在肯定的晶體學取向關系；假設兩相間無肯定取向關系，則其界面必定為非共格界面；但有時兩相間雖然存在肯定的晶體學取向關系，也未必都具有共格或半共格界面，生長時共格或半共格界面破壞。三、應變能共格應變能：相界面上原子由于強制性的匹配，以形成共格或半共格界面，在界面四周產(chǎn)生彈性應變能。共格界面>半共格界面>非共格界面〔應變能為零〕比容差應變能：由于相與母相比容不同，相形成時體積變化受到四周母相約束而產(chǎn)生的彈性應變能。比容差應變能與相幾何外形的關系：Nabarro通過理論計算，把不同外形相看作旋轉橢球體。c<<ac=ac>>a

園盤〔片狀〕園球〔粒狀〕園棒〔針狀〕相形態(tài)和界面取決于：相變驅動力ΔG〔ΔT〕應變能固態(tài)相變阻力界面能

共格應變能比容應變能 與液態(tài)金屬凝固同比，相變阻力增大界面能取決于界面匹配程度〔球<針<盤〕和面積〔非共格<半共格<共格<針<〔共格應變能相比照容應變能很小?！辰缑婺?、應變能對相形態(tài)的影響：〔界面能和應變能最低〕兩者兼顧ΔT大臨界晶核小→界面能為主→共格或半共格→盤狀〔降低應變能〕Δ T 小 臨界晶核大→應變能為主→非共格比容差小球狀降低界面能比容差大針狀兼顧界面能和應變能〔1〕鋼中馬氏體回火，先形成與馬氏體基體保持共格εε碳化物轉變?yōu)榕c基體呈非共格的滲碳體?！?〕鋁合金的時效強化。§1.4固態(tài)相變的形核絕大多數(shù)固態(tài)相變〔除調(diào)幅分解〕都是通過形核與長大過程完成的，形核過程往往先在母相基體的某些微小區(qū)域內(nèi)形成相所必需的成分與構造稱為核胚；假設這種核胚尺寸超過某一臨界尺寸，便能穩(wěn)定存在，并自發(fā)長大，即成為相晶核。假設晶核在母相基體中無擇優(yōu)地任意均勻分布，稱為均勻形核；假設晶核在母相基體中某些區(qū)域擇優(yōu)地不均勻分布，則稱為非均勻形核。在固態(tài)相變中均勻形核的可能性很小。一、均勻形核〔與液態(tài)金屬結晶相比，相變阻力增加一相變應變能〕ΔG=－ΔgV+σS+EV=－ΔG+ΔG+ΔGV V S FΔg 單位體積相與母相自由能差Vσ 單位面積界面能E 單位體積應變能V 體積S 面積當?shù)陀谄胶廪D變溫度時，|ΔgV|>σS+EV ΔG<0自發(fā)過程V臨界形核功 ΔG*=

162 r* 1E)2 TV由于應變能存在，臨界形核功增大固態(tài)相變均勻形核率：〔與金屬凝固過程相像〕NN exp(-QG*)KTN 單位體積每相中的原子數(shù) 原子振動頻率Q 原子集中激活動K Boltzmann 數(shù)T 相變溫度QΔG*也較高，與凝固過程相比，固態(tài)相變均勻形核率要小得多。二、非均勻形核在母相的晶體缺陷處形核，金屬固態(tài)相變主要依靠于非均勻形核。其系統(tǒng)自由能總變化為：ΔG=－ΔgV+σS+EV－ΔGdV與均勻形核相比，多出一項－ΔGd，表示非均勻形核時，由于晶體缺陷消逝而釋放出的ΔgVV－ΔGd為相變的驅動力，使臨界形核降低，促進形核。各種晶體缺陷對形核的作用：(一)空位：通過加速集中過程或釋放自身能量一供給形核驅動力，促進形核。舉例：A1－Cu，過飽合α固溶體，不平衡沉淀脫溶，在晶界四周沒有沉淀相，形成無析出區(qū)，晶界四周空位進入晶界而漂浮，遠離晶界處保存很多空位。(二)位錯位錯線上形核，可借形核處位錯線消逝所釋放力量作為相變驅動力，降低形核功。相形核時，位錯并不消逝，而依附于相界面上構成半共格界面上的位錯局部，以補償錯配，從而降低應變能，使形核功降低。溶質原子在位錯線上偏聚〔柯氏氣氛〕，使溶質含量增高，便于滿足相形成時作需的成分條件，使相晶核易于形成。位錯線或作為集中和短路通道，降低集中激活動，加速形核。位錯可分解形成由兩個半位錯與其間的層錯組成的擴展位錯，使其層借局部作為相核胚有能形核部位。由于晶粒內(nèi)分布有大量位錯，很簡潔把晶粒內(nèi)的位錯形核誤認為均勻形核。(三)晶界大角度晶界具有高的界面能，在晶界形核時，可使界面能釋放出來作為相變驅動力，以降低形核功。晶界是固態(tài)相變主要形核位置。晶界的分類：界面：多晶體中兩個相鄰晶粒的邊界。界棱：多晶體中三個相鄰晶粒的共同交界是一條直線。界隅(YU)：多晶體中四個相鄰晶粒的共同交于一點。界面、界棱、界隅都不是幾何的面、線、點，均具有肯定體積。晶界模供能量 最)體積分數(shù) 界隅 界陵 界面增大但在過冷度較大時，形核驅動力大，能量障礙小，界面成為對形核奉獻最大的位置。在晶界形核時，相與每相的某一晶核有可能形成共格或半共格界面，以降低界面能，削減形核功。這時共格一側往往呈平直界面，相與每相具有肯定取向關系；而與界面另一晶格界面為非共格〔由于大角度晶界兩側晶耗通常無位間關系〕；為了降低界面能、串共格一側往往呈球冠型，往往是晶體長大的一側?！?.5 晶核的長大一、固態(tài)相變時晶核的長大過程晶核的長大伴隨有兩個過程：傳質過程〔滿足成分〕和界面過程〔滿足構造〕傳質過程：在舊相成分不同時，原子必需在舊相內(nèi)集中，使相界面四周的成分到達相的要求，晶核才能長大。共析轉變、脫溶沉淀、貝氏體轉變，舊相成分不同，必需伴隨傳質過程。同素異構轉變，塊狀轉變，馬氏體轉變，舊相成分一樣，不需要傳質過程。界面過程：界面四周原子調(diào)整位置，從舊相構造點陣轉變成相構造點陣，使晶核長大?！部煽醋髟拥亩叹嚯x自集中〕界面過程有兩種形式：非協(xié)同型長大：非共格界面，界面上原子移動沒有先后挨次，相對位移距離不等，相鄰關系發(fā)生變化，即原子運動步調(diào)是非協(xié)同性的〔包括長距離集中—成分不同和短距離集中成分同。在非共格界面處，為原子排列紊亂、無規(guī)章的過渡薄層，這種界面遷移是通過界面集中進展的，不管、舊相成分是不否一樣，都稱為集中型相變。協(xié)同型長大：共格界面或半共格界面，界面旁邊舊相中原子通過有規(guī)律的運動，來調(diào)整它們的相對位置，構造轉變后，原子原來的相鄰關系保持不變。有兩種方式：均勻切變方式：大量原子沿某一方向作小于一個原子間距的遷移，并保持各原子間原有——如馬氏體相變臺階長大方式：通過半共格界面上位錯運動，使界面作法向遷移，實現(xiàn)晶核長大。綜上，固態(tài)相變按晶核生長可分為以下四類掌握因素成分不變 協(xié)同型轉變 晶核長大快——馬氏體相變成分不變非協(xié)同型轉變成分轉變協(xié)同型轉變

界面過程傳質過程

金屬同素異構轉變成分轉變非協(xié)同型轉變

界面過程相變驅動力小傳質過程§1.6 固態(tài)相變動力學〔轉變速度〕固態(tài)相變動力學，即轉變速度取決于形核率和晶核的長大速度，而固態(tài)相變的形核率和晶核長大速度都是轉變溫度的函數(shù)。因此，固態(tài)相變的動力學主要受溫度〔或過冷度〕的影響。目前尚未有一個準確反映各類固態(tài)相變速度與溫度之間關系數(shù)學表達式。在實際工作中，承受各種物理方法測出不同溫度下從轉變開頭到轉變不同量，以至轉變終了時所需的時間，做出溫度——時間——轉變量曲線，稱為等溫轉變曲線、TTT曲線或IT曲線〔Isothermaltransforination〕集中型相變的典型等溫轉變曲線C曲線轉變開頭前需要一段孕育期。當溫度過低，集中型相變可能波抑制，而轉化為無集中轉變。課后作業(yè)：以下相變哪些是一級相變、二級相變、集中相變、無集中相變、有核相變、無核相變：同素異構轉變、偽共析轉變、馬氏體轉變、多形性轉變、塊狀轉變、平衡脫溶沉淀、貝氏體轉變、共析轉變、有序化轉變、包析轉變、調(diào)幅分解、不平衡脫溶沉淀。什么是平衡相變和不平衡相變，舉例？固固相變和固液相變的異同？簡述平衡脫溶沉淀和不平衡脫溶沉淀的異同？簡述固態(tài)相變影響形成相的外形的各個因素？分析兩相的界面與它們之間的位向的關系？簡述固態(tài)相變晶核長大過程和方式？簡述慣習面和位向關系及其差異？其次章 鋼中奧氏體的形成〔鋼的加熱轉變〕金屬的強韌化是通過熱處理〔加熱、保溫順冷卻〕來獲得所需的組織，到達所需的性能。鋼的熱處理種類很多，除淬炎后的回火，消退應力退火等少數(shù)熱處理外，均需加熱到鋼的臨界點以上，使鋼局部或全部轉變?yōu)閵W氏體，然后再以適當?shù)睦鋮s速度冷卻，使奧氏體轉變?yōu)樗璧慕M織。加熱轉變：鋼通過加熱，使加熱前的組織轉變?yōu)閵W氏體的過程。為什么要了解加熱轉變：由加熱轉變所得到奧氏體的組織狀態(tài)，包括奧氏體的晶粒大小、外形、空間取向、亞結了解加熱轉變，即奧氏體的形成過程是格外重要的。一般狀況下，奧氏體是一種高溫組織，并不是常溫下使用的最終組織，爭論奧氏體的形成，不是為了使用奧氏體，主要是爭論奧氏體形成對隨后組織的影響。有二個例外，直接利用奧氏體的組織和性能：一是利用高溫下奧氏體滑移系多，變形簡潔，在奧氏體狀態(tài)下進展壓力加工；二是通過參加足夠量擴大γ區(qū)MnNiCo使奧氏體穩(wěn)定到低溫，即奧氏體鋼lCr18Ni9Ti，作為最終組織，具有高的耐蝕性和耐熱性〔無相變，M鋼、F鋼奧氏體相變軟化?！?.1 奧氏體的構造、組織與性能一．奧氏體的構造奧氏體是固溶有碳、合金元素的具有面心立方構造的鐵的固溶體，r－Fe。aus”tenite [” :st natit]碳，原子半徑小，為間隙固溶。合金元素為置挽固溶。固溶碳的分布〔是一個很重要因素〕：碳原子位于γ－Fe 八面體中心。即面心立方點陣晶胞中心或棱邊的中點。碳在γ－Fe最大溶解度2.11%，理論最大固溶度20%〔重量心都容納一個碳原子。這是由于γ－Fe八面體中心空隙半徑僅0.52

，小于碳原子的半徑0.77

，碳原子的溶入使八面體發(fā)生膨脹，而使四周八面體中心空隙減小，因此不是全部的八面體都能容納入一個碳原子。碳原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在著濃度起伏。0.85%C奧氏體中可能存在大量比平均濃度高八倍的微區(qū)，相當于滲碳體的碳含量。碳原子溶入使γ－Fe點陣發(fā)生畸變，點陣參數(shù)增大。溶入的碳愈多，點陣參數(shù)愈大〔通過x－ray測點陣常數(shù)，算出含碳量〕二、奧氏體的組織一般為顆粒狀，加熱轉變剛完畢得到細小的顆粒狀奧氏體，晶粒邊界呈不規(guī)章弧狀；經(jīng)高溫保溫一般時間后，奧氏體晶粒粗化，晶粒邊界通過平直化變直，呈等軸多邊形；在有的{111}孿晶。特別狀況奧氏體呈針狀，非平衡態(tài)含碳較低的鋼以適當進度加熱到 α+γ區(qū)可得到針狀奧氏體。三、奧氏體的性能較低的硬度和屈服極限〔碳的溶入也不能有效地提高硬度和強度〕塑性好〔滑移系多〕以上兩點適用于在A下進展壓力加工。比容小〔最密排點陣構造〕奧氏體比容是各種組織中最小的：0.8%C鋼〔m3/kg〕 1.2A9910

1.70810

1.915104熱強性好〔Fe原子自集中激活能大，集中系數(shù)小〕→可作高溫用鋼。導熱性差，除FeC外，鋼的各種組織中奧氏體導熱性最差3碳鋼中 7F.1 5.9 2.3 利用奧氏體線膨脹系數(shù)大制作熱敏元件

eC

〔W/m

k〕7．順磁性F，M為鐵磁性，可承受磁性法爭論相變?！?.2 奧氏體的形成這里爭論由平衡組織向奧氏體的轉變。平衡態(tài)組織指通過緩慢冷卻獲得的P，以及先共析F+P或先共析Fe3C+P。加熱時，首P→A，然后才是先共析FFe3C→A。由珠光體向奧氏體轉變的驅動力是自由焓差，轉變是通過集中進展的，轉變過程分為四個階段：奧氏體形核、奧氏體長大、滲碳體溶解、奧氏體成分均勻化。一、奧氏體形成的熱力學條件如圖PA自由焓均隨溫度上升而降低，但斜率不同，相變于A1點〔727℃，由相圖當T>727℃，ΔGA<ΔGP P→A，驅動力為珠光體與奧氏體的自由焓差ΔGV。可見，P→A轉變Δ條件是將D加熱區(qū)臨界點A以上。而且轉變溫度與臨界點A之差稱為過熱度。過熱度TΔ1 1愈大驅動力愈大，轉變速度愈快。：平衡條件下，當加熱速度極慢，有充分時間轉變，只要ΔT>0，轉變即可進展。但實際上熱處理加熱，加熱或冷卻速度較快，相變是在不平衡條件下進展，使相變在偏離相圖上的臨界溫度，才能發(fā)生轉變的現(xiàn)象叫相變滯后；加熱時偏向高溫，冷卻時偏向低溫。習慣上，將肯定加熱速度或冷卻速度〔0.125℃/min〕下實際測得的臨界點：二、奧氏體的形核從構造、成分、能量三方面考慮，確定形核位置。構造：3α體心立方γ面心立方FeC簡單的正交點陣3從構造的相像性 γ形成應通過F上形核，并改組，即較小T(過熱度)點陣通過Fe原子集中改組αγ面正立方

較大T 無集中切變但目前機制不清楚成分：鐵素體F碳含量極低0.02% 滲碳體碳含量極高6.67%奧氏體碳含量介于兩者之間，略高于A時，0.77%，隨轉變溫度上升，奧氏體溶碳范圍1擴大，使奧氏體晶粒更宜形成。奧氏體核只能在FFeC3地區(qū)鐵素體碳含量到達奧氏體形成所需碳含量。奧氏體核形成后可以依靠滲碳體的溶解所供給碳原子，保證奧氏體的不斷長大。能量：界面可能供給形核所需的額外能量，奧氏體核最易在FFeC交界處形成。3通過以上分析和試驗觀看，得到如下結論：α對于片狀P：奧氏體優(yōu)先在珠光體團界面上形核；同時也可在 /FeC層界面上形核。α33對于粒狀Pα/FeCα/Fe3C界面上形核是次要的。3三、奧氏體核的長大奧氏體核的長大是通過滲碳體的溶解、碳原子在奧氏體中集中，以及奧氏體兩側界面對鐵素體及滲碳體的推移來進展的。奧氏體內(nèi)碳的分布不均勻，與鐵素體交界處C，而與滲碳體交界處碳為CFesC，由 CFesCC，故在奧氏體內(nèi)碳原子將向鐵素體一側集中，集中的結果破壞了界面碳的平 衡，為了恢復平衡，低碳FAC

，高碳

也將溶入奧氏體，而使碳增加為

CFesC，亦即，奧氏體分別向鐵素體與滲碳體推移，不斷長大?？梢姡瑠W氏體晶核長大過程受碳在奧氏體中的集中所掌握。四、滲碳體的溶解在P→AP中F全部消逝時，滲碳體還未完全溶解，即鐵素體消逝時，奧氏體的平均含量低于共析成分。轉變溫度愈高，低的愈多，隨著時間延長，與滲碳體接壤處奧氏體中碳連續(xù)向奧氏體內(nèi)部集中，未溶滲碳體則不斷溶入奧氏體，直至滲碳體完全溶解為止。該現(xiàn)象產(chǎn)生的緣由：五、奧氏體的均勻化滲碳體溶解終了后，奧氏體的成分仍不均勻，原滲碳體位置的碳含量高，原鐵素體部位的碳含量低，在奧氏體區(qū)內(nèi)連續(xù)保溫，將通過碳在奧氏體中的集中，而使奧氏體中碳的分布均勻化。P→A等溫轉變過程示意圖奧氏體均勻化的重要性：奧氏體中碳的均勻化對后續(xù)熱處理組織有重要的影響。舉例：中碳鋼中，未均勻化有很多高碳微區(qū)，淬火后獲高碳孿晶馬氏體，經(jīng)均勻化后，消退了高碳微區(qū)，淬火后獲得低碳位錯馬氏體，使鋼的強韌性得到提高。由于奧氏體均勻化，是碳在奧氏體中的集中過程，奧氏體化溫度愈高，均勻化快。因此中碳鋼淬火加熱溫度傾向高溫淬火工藝。舉例0.4%C中碳鋼，1.7%C0.2%低碳區(qū)§2.3奧氏體等溫形成動力學主要爭論奧氏體形成速度問題，即在肯定溫度下轉變量和時間的關系。奧氏體的形成速度取決于形核率和長大速度，它們受鋼的成分、原始組織、溫度等條件的影響。一、共析碳鋼奧氏體等溫形成動力學(一)等溫形成動力學圖1．測定方法有金相法、物理分析方法〔膨脹法、磁性法、熱分析法等〕。金相法：原1～2mm試樣，鹽浴加熱到一系列指定溫度，保溫不同時間，取出后淬火，制備金相試樣，室溫觀看，以馬氏體量代表奧氏體的轉變量。等溫形成動力學曲線〔T－t－轉變量關系〕特點P→A需要一段孕育期；集中相變特點轉變量50%時轉變速度最大；隨等溫溫度上升，曲線左移，孕育期削減等溫形成動力學圖：〔T-t-轉變量〕把等溫轉變開頭和終了時間放在同一圖上，獲得等溫形成動力學圖。(二)奧氏體的形核與長大奧氏體形核率按均勻形核，形核率與溫度之間的關系為：I=C”exp(－Q/RT)2exp(－ΔG*/RT)第一項C”-常數(shù)，與奧氏體含碳量有關。溫度上升，奧氏體所需最低碳含量沿GS線降低，使形核所需碳濃度起伏削減，金屬形核C”↑；其次項原子集中力量，溫度上升，Q不變，exp(－/RT)↑原子活動力量越強，抑制位壘進展集中的原子數(shù)越多，促進形核；T↑ΔT↑ΔG↑ΔG*〔形核功〕↓促進形核。V可見：奧氏體形核率隨形成溫度的上升，急劇增加。舉例：T從740℃↑ 800℃ 形核率提高270倍2280/mm3·s 61600/mm3·s奧氏體線長大速度=F推動速度+FeC推動速度3碳在奧氏體中集中系,T D于碳在奧氏體傳輸速度主要

濃度梯度

奧氏體厚度C-Fe3C

C其次取決于F A點陣改組速度〔Fe自集中速度〕，F(xiàn)eC的溶解快。3Fe

C中碳的濃度梯度：3dc1 dc2D K c

Drc

dx2 〔r

CrCr

正比于運進界面處的碳量，反比于ar吃掉碳量〕K

r Drdc2cdx2

〔由于碳在F中濃度梯度

dc 10〕Crr

Cr dx 1dc2 K

Drcdx2

6.67CrFescr上式適用于片狀P?？梢?，隨著溫度T↑(1) Dr呈指數(shù)增加cdcrrCrFescCr↑使dx↑rrCrCr界面兩側碳濃度差 r 降低6.67CrFe3cr均使奧氏體形成速度增加。由此可見：隨溫度上升，I、V急劇增加。因此，奧氏體形成速度隨溫度上升而加快。當奧氏體與滲碳體被鐵素體隔離時，奧氏體的長大速度將受碳在鐵素體中的集中所掌握，奧氏體向鐵素體的推移速度：dc K

Dc dxr

Crr

Cr

dcr雖然D Dr 但dx dx，故 微小。c c r(三)影響珠光體轉變?yōu)閵W氏體的因素除受溫度的影響外：原始組織奧氏體的形成速度在片狀P中快于粒狀P?！策@是由于片狀P→A受碳在奧氏體中的集中所掌握，而顆粒P則多碳在F中集中掌握。片層愈薄，形成速度愈快?！矈W氏體中碳濃度梯度愈大，需要集中距離愈短〕合金元素合金元素不轉變奧氏體形成機制，但轉變臨界點、碳在奧氏體中集中速度及形成不同穩(wěn)定程度的碳化物：Ni、Mn等元素降低臨界點，增加過熱度，使奧氏體形成速度加快。Cr、Mo、W碳化物形成元素〔固溶時〕降低碳在奧氏體中集中系數(shù)，使v↓;Co、NiD、使V↑;Si、A1影響不大。碳化物穩(wěn)定性打算了溶解的難易程度，碳化物愈穩(wěn)定，愈不易溶解，V↓。碳增加，碳化物數(shù)量增多，F(xiàn)與Fe3C界面多，形核率提高，集中距離短， V↑。二、亞共析鋼奧氏體等溫形成動力學亞共析鋼及過共析鋼的平衡組織中均有先共析相存在。當亞〔過〕共析鋼中共析組織轉變?yōu)閵W氏體后，還存在先共析相進一步轉變?yōu)閵W氏體的問題，過共析鋼中先共析滲碳體進一步溶解，與共析鋼轉變第三階段沒有區(qū)分，可看作是第三階段的連續(xù)，這里只爭論亞共析鋼奧氏體的等溫形成。亞共析鋼退火組織在兩相區(qū)的等溫轉變?yōu)槿齻€階段：奧氏體核在鐵素體和P交界面形成后，快速進步P，直至全部轉變?yōu)閵W氏體?！彩芴糀中集中掌握，層片間集中距離短，轉變速度極快?！硦W氏體向先共析鐵素體的慢速進步?！膊辉傩魏?，也受碳在A中集中掌握，但屬長距離集中，故形成速度慢?！硦W氏體與鐵素體之間到達最終平衡?！搽S奧氏體中碳不斷向邊界集中，奧氏體不斷進步鐵素體，直至到達碳的平衡濃度〕影響亞共析鋼加熱轉變的因素：除溫度還與碳含量和合金含量有關：碳含量碳含量越高，奧氏體形成速度愈快。〔C↑先共析F↓，第一階段增加，其次階段削減VP，C↑分布于FCFV↑〕合金元素，影響其次階段轉變，奧氏體長大受合金與集中的掌握，故使 V↓。其次階段：有F+A共存，將發(fā)生合金元素的重安排?！?.4 連續(xù)加熱時奧氏體形成連續(xù)加熱對奧氏體形成的影響：實際生產(chǎn)中，奧氏體形成多在連續(xù)加熱中，而不是等溫過程；即奧氏體形成過程中，溫度將不斷上升：使臨界點提高，轉變速度加快，轉變時間縮短。使轉變推向高溫，使奧氏體體轉變第一、二階段〔即形核長大加快〕，三、四階段碳化物溶解和均勻化減慢。晶粒細化，不均勻性增加。§2.5非平衡組織加熱時奧氏體的形成不講〔自學〕§2.6奧氏體晶粒長大及其掌握實際生產(chǎn)中，鋼件奧氏體化的目的是獲得成分均勻，晶粒細化的奧氏體。奧氏體晶粒的大小將影響冷卻過程中發(fā)生的轉變及轉變所得的組織和性能。因此，了解奧氏體晶粒在形成后的長大過程及影響因素是格外必要的。一、晶粒度及奧氏體晶粒長大(一)晶粒度n=2N1 (ASTM－AmericanSocietyforTesting&Materials)N：晶粒度級別n100倍時，每645mm2〔1in2〕面積內(nèi)晶粒數(shù)。n越大N越高晶粒愈細化n的測定比較費時，目前已漸漸承受測定晶粒平均截距來確定晶粒度級別。N=2log2(L0/L)(L0N=0晶粒平均截距)N<4〔88μm〕5-8>8級(22μm)為超細晶粒首先要區(qū)分：起始晶粒度: 臨界溫度以上，奧氏體剛剛完成，晶粒邊界剛相互接觸時的晶粒大小。：某一熱處理加熱條件下得到晶粒尺寸?！ǔＫ妇Я６?。930±10℃保溫足夠時間〔3－8小時〕所測得鋼的晶粒大小——近年已用較少※用于表達鋼材，晶粒長大傾向，淬火溫度寬窄程度。(二)奧氏體晶粒長大現(xiàn)象正常長大：隨著溫度上升或時間延長，晶粒漸漸長大的現(xiàn)象。當超過某一溫度時，晶粒發(fā)生急劇長大的現(xiàn)象。該溫度稱為奧氏體晶粒粗化溫度?！鶎嶋H上合金長常消滅細晶和粗晶共存的混晶現(xiàn)象，粗晶粒長大依靠消耗細晶粒長大。二、奧氏體晶粒長大機制(一)奧氏體晶粒長大驅動力奧氏體晶粒主要是通過晶界的遷移而長大，推動晶界遷移的驅動力來自奧氏體晶界的界面能，奧氏體晶粒長大，導致界面削減，能量降低。γR可得到指向曲率中心的驅動力P作用于晶界2PR如為平直晶界R= 則P=0無驅動力?？梢?，界面能愈大，晶粒尺寸愈小，奧氏體晶粒長大驅動力愈大，長大傾向變大。(二)奧氏體晶粒的正常長大奧氏體晶粒等溫長大公式D2K 〔D平均晶粒的直徑〕奧氏體晶界遷移過程是一集中過程 K=Kexp(Q/RT)oQ鐵原子自集中激活能。D2Koexp(Q/RT)可見，隨時間延長，奧氏體晶粒不斷長大，且與時間的平方根成正比。隨溫度使上升，晶粒不斷長大。(三)其次相微粒對奧氏體晶界的釘扎作用和晶粒的特別長大特別長大緣由：在用A1脫氧的鋼及含Ti、Nb、V等元素鋼中，當奧氏體晶粒形成后，在晶界上存在一些Al、Ti、Nb、V等碳氮化合物微粒，這些未溶碳氮化合物對晶界起了釘扎作用，阻擋晶界移動，只有當溫度上升至晶粒粗化溫度以上，碳氮化合物溶于奧氏體之后 ，奧氏體晶粒消滅特別長大。設奧氏體晶界上有一半徑為r碳氮化合物粒子。這時，晶界面積削減r2，界面能削減r2r，當晶界在驅動力P作用下右移，則晶界面積增加，能量提高，阻擋右移，相當于一阻力作用于晶界

max

=r設單位體積有N個半徑為r的粒子，占體積分數(shù)f，則作用于單位面積晶界的最大阻力F max

2r由此可見：作為單個粒子，半徑愈大，供給阻力越大；但當體積分數(shù)為 f，粒子愈多，阻力愈大。因此，抑制奧氏體晶粒長大，首先增加碳氮化合物體積，但過多引起脆性；最正確的方法，細化碳氮化合物粒子。必需強調(diào)是：只有曲面晶界，才有驅動力P的作用；假設晶粒大小均勻全都，且晶界已到達平衡態(tài)的平晶界交會處的面角為120°，為穩(wěn)定狀態(tài)，晶粒不長大。