《金属学与热处理 Physical metallurgy and heat treatment》课程教学资源（教案讲义）第九章金属加热过程中的相变——奥氏体相变

概述：热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。本章重点：奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力学因素。本章难点：奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不均匀的几个C%点，即C1、C2、C3和C4。

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第九章：金属加热过程中的相变—奥氏体相变概述：热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。本章重点：奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力学因素。本章难点：奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不均匀的几个 C% 点，即 C1、C2、C3 和 C4。 §9-1 奥氏体的组织结构和性能一、奥氏体的结构：定义：C 溶于 γ–Fe 形成的间隙式固溶体。 1.C 原子位于 γ–Fe 点阵的中心和棱边的中点(八面体间隙处)； 2.C 原子进入 γ–Fe 点阵间隙位置引起；γ–Fe 点阵等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，但奥氏体的最大溶 C 量(溶解度)为 2.11% 3.C 原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度起伏； 4.合金元素原子(Mn、Si、Cr、Ni 等)溶入奥氏体中取代 Fe 原子的位置，形成置换式固溶体，称合金奥氏体。二、奥氏体的组织： (1)原始组织有关奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这与 (2)加热速度有关 (3)转变程度有关不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状(只作为了解内容)。三、奥氏体的性能 1.机械性能：(1)屈服强度、硬度低 (2)塑性、韧性高； 2.物理性能：(1)比容最小；(2)导热性差；(3)线膨胀系数大；(4)顺磁性。易于变形加工成型；(3)热强性高。图 1-1

P→A，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这些都是靠原子扩散实现的。值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间更长。 §9-3 奥氏体等温形成动力学奥氏体等温动力学是研究奥氏体等温形成速度问题。本课程只讨论共析钢奥氏体等温动力学，对于过共析钢先共析相 Fe3C 溶解与第三阶段差别不大，故不在讨论；亚共析钢因为(1)组织中有非共析成分；(2)奥氏体转变有两个区间，即两相区和单相区。因此，这里只定性讨论共析钢奥氏体等温动力学。奥氏体的形成速度取决于形核率 I 和线长大速度 G，在等温条件下，形核率 I 和线长大速度 G 均为常数。一、形核率 I 均匀形核条件下，形核率 I 与温度的关系为： kT G kT Q I C e e  − − =  / 式中， / C —常数；T—绝对温度；Q—扩散激活能； G—临界形核功；k—玻耳兹曼常数。可见，奥氏体等温形成时，等温温度 T 提高，(1) T 增大，相变驱动力增大， G 降低，形核率 I 增大；(2)C 原子的扩散系数  DC 增大，C 的扩散速度增大，有利于点阵重构，形核率 I 增大；(3)由相图(图 1-3)可见，C2-C4=C 减小，奥氏体形核所需的 C 的浓度梯度减小，形核率 I 增大。二、长大速度 G 奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度， B B c C K dx C dc G KD  =  = −  /  1 式中，“-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k—常数；  D c —C 在奥氏体中的扩散系数； dx dc —相界面处奥氏体中 C 的浓度梯度； CB —相界面浓度差。等温转变时：  D c 、 dx dc (由相图决定 0 1 2 P C C dx dc  − = )均为常数， P0 为珠光体片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。则： CB K G  = − / 。(1)由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度偏小； (2)对粒状珠光体亦适用

讨论:(温度T升高,D呈指数增加,长大速度G增加,(2)温度T升高 C1-C2增加,“增加,速度G增加:(3温度T升高,△C=C2-C下降,长大速度G增加。形核率I 综上:温度T升高, 均增大长大速度G 三、等温形成动力学曲线转变量与转变时间的关系曲线一等温动力学曲线,信息少。转变温度与转变时间的关系曲线一等温动力学图,信息多。金相法曲线的建立膨胀法热分析法四、影响奥氏体等温形成速度的因素一切影响形核率Ⅰ和长大速度G的因素均影响珠光体→奥氏体的因素 1加热温度的影响 (1)加热温度T升高,过热度ΔT增大,相变驱动力ΔG增大,原子扩散速度增加,形核率Ⅰ和长大速度G均增加;(2)从等温转变图可知,加热温度T升高, 奥氏体等温形成的孕育期变小,相变完成时间变短;(3)加热温度T升高,由相图图1-3)可知C1-C2增大, dold增加,奥氏体界面浓度差△CB减小,长大速度 G均增加;(4)加热温度T升高,奥氏体向F一侧推移速度比向Fe3C一侧推移速度快,F消失瞬间残余Fe3C量增加,奧氏体中C%降低,相变不平衡程度增加; (5)加热温度T升高,形核率Ⅰ増加的速度比长大速度G增加的速度快,奥氏体晶粒细化(提高强韧性)。 2原始组织的影响 (1)原始组织越细,碳化物越分散,珠光体的层片间距So越小,相界面越多, 形核率I越大,同时碳的浓度梯度dcx增加,长大速度G均增加:(2)和粒状珠光体比,片状珠光体相界面大而薄,易于溶解,因此,原始组织为片状珠光体形成速度比粒状珠光体快。 3合金元素的影响 C%:()随着含碳量的増加,碳化物量増加。珠光体中渗碳体量相对相界面増加形核率Ⅰ增加。碳原子扩散距离减小,扩散速度提髙,但渗碳体溶解及奥氏体均匀化时间增加。合金元素:(1)不影响珠光体转变奥氏体机制。(2)影响碳化物稳定性。(3)影响体中的扩散系数D减小

讨论：(1)温度 T 升高，  D c 呈指数增加，长大速度 G 增加，(2)温度 T 升高， C1-C2 增加， dx dc 增加，速度 G 增加；(3)温度 T 升高， CB =C2-C4 下降，长大速度 G 增加。综上：温度 T 升高，三、等温形成动力学曲线转变量与转变时间的关系曲线—等温动力学曲线，信息少。转变温度与转变时间的关系曲线—等温动力学图，信息多。 1、曲线的建立四、影响奥氏体等温形成速度的因素一切影响形核率 I 和长大速度 G 的因素均影响珠光体→奥氏体的因素。 1.加热温度的影响 (1)加热温度 T 升高，过热度 ΔT 增大，相变驱动力 ΔG 增大，原子扩散速度增加，形核率 I 和长大速度 G 均增加；(2)从等温转变图可知，加热温度 T 升高，奥氏体等温形成的孕育期变小，相变完成时间变短；(3)加热温度 T 升高，由相图(图 1-3)可知 C1-C2 增大，dc/dx 增加，奥氏体界面浓度差 ΔCB 减小，长大速度 G 均增加；(4)加热温度 T 升高，奥氏体向 F 一侧推移速度比向 Fe3C 一侧推移速度快，F 消失瞬间残余 Fe3C 量增加，奥氏体中 C%降低，相变不平衡程度增加； (5)加热温度 T 升高，形核率 I 增加的速度比长大速度 G 增加的速度快，奥氏体晶粒细化(提高强韧性)。 2.原始组织的影响 (1)原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的层片间距 S0 越小，相界面越多，形核率 I 越大，同时碳的浓度梯度 dc/dx 增加，长大速度 G 均增加；(2)和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而薄，易于溶解，因此，原始组织为片状珠光体形成速度比粒状珠光体快。 3.合金元素的影响 C%：(1)随着含碳量的增加，碳化物量增加。珠光体中渗碳体量相对相界面增加形核率 I 增加。碳原子扩散距离减小，扩散速度提高，但渗碳体溶解及奥氏体均匀化时间增加。合金元素：(1)不影响珠光体转变奥氏体机制。(2)影响碳化物稳定性。(3)影响体中的扩散系数  D c 减小。形核率 I 长大速度 G 均增大金相法膨胀法热分析法

()强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低D减小从而使从而影响残余碳化物溶解及奥氏体均匀化速度。非强碳化物形成元素Co、Ni等使D冫提高,扩散速度提高。 GiNi、Mn、Cu可降低A1点使过热度ΔT增加、相变驱动力ΔG增大,形核率I 增大、G增大,Cr、Mo、Ti、W可降低A1提高,ΔT降低,ΔG降低,形核率I 降低,G降低金元素在钢中分布不均匀, §9-4钢在连续加热时P→A 钢在连续加热转变时P→A也经历形核、长大、残余Fe3C溶解以及奥氏体均匀化四个阶段,与等温转变比较,尚有下列特点 d 、相变是在一个温度范围内进行的奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范 A 围内进行的,而且加热速度增大,各个阶段温度范围向高温推移、扩大。 (1)当缓慢加热时,转变开始P→A速度小,相变吸收的热量(相变潜热亦很小,若加热供给的热量Q=q则转变在等温下进行ac阶段。图1-6 (2)若加热速度较快Q>q,除用于转变外有剩余,则温度升高,但由于受q的影响使升温减漫a而不是直线段ab段,当A转变量增大q>Q;温度下降ac段随后转变速度逐步下降,转变量也下降,q减少,Q>q:温度复又上升,如cd 段。见图1-6 (3)快速加热,a向高温延伸,台阶aic移向髙温,加热速度越髙,台阶越陡, 难以用Fe-Fe3C相图判断钢的组织。二、转变速度随加热速度的增大而增大 (1)加热速度增大,转变开始和终了温度升高,转变所需时间缩短,奥氏体形成速度提高;(2)奥氏体形成不是在恒温下进行的,在一个相当大的温度范围,加热速度提高,转变温度范围增大三、奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大 (1)加热速度增加,碳化物来不及充分溶解,C及合金元素不能充分扩散,导致奥氏体中C和合金元素的浓度很不均匀,奥氏体中含碳量降低 (2)对于亚共析钢,加热速度提高,淬火后得到低于平均成分的马氏体及未经转变完全的F和碳化物,应该避免;对于过共析钢,加热速度提高,淬火后得到低于共析成分的低、中碳马氏体及剩余碳化物,有助于马氏体韧化,有利于实际生四、奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化

(i)强碳化物形成元素 Cr、Mn、W、V 等降低  D c 减小从而使从而影响残余碳化物溶解及奥氏体均匀化速度。非强碳化物形成元素 Co、Ni 等使  D c 提高，扩散速度提高。 (ii)Ni、Mn、Cu 可降低 A1 点使过热度 ΔT 增加、相变驱动力 ΔG 增大，形核率 I 增大、G 增大，Cr、Mo、Ti、W 可降低 A1 提高，ΔT 降低，ΔG 降低，形核率 I 降低，G 降低金元素在钢中分布不均匀， §9-4 钢在连续加热时 P→A 钢在连续加热转变时 P→A 也经历形核、长大、残余 Fe3C 溶解以及奥氏体均匀化四个阶段，与等温转变比较，尚有下列特点：一、相变是在一个温度范围内进行的奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范围内进行的，而且加热速度增大，各个阶段温度范围向高温推移、扩大。 (1)当缓慢加热时，转变开始 P→A 速度小，相变吸收的热量(相变潜热)q 亦很小，若加热供给的热量 Q=q 则转变在等温下进行 ac 阶段。 (2)若加热速度较快 Q＞q，除用于转变外有剩余，则温度升高，但由于受 q 的影响使升温减漫 aa1 而不是直线段 ab 段，当 A 转变量增大 q＞Q；温度下降 a1C 段，随后转变速度逐步下降，转变量也下降，q 减少，Q＞q；温度复又上升，如 cd 段。见图 1-6。 (3)快速加热，aa1 向高温延伸，台阶 a1c 移向高温，加热速度越高，台阶越陡，难以用 Fe-Fe3C 相图判断钢的组织。二、转变速度随加热速度的增大而增大 (1)加热速度增大，转变开始和终了温度升高，转变所需时间缩短，奥氏体形成速度提高；(2)奥氏体形成不是在恒温下进行的，在一个相当大的温度范围，加热速度提高，转变温度范围增大。三、奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大 (1)加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C 及合金元素不能充分扩散，导致奥氏体中 C 和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含碳量降低； (2)对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏体及未经转变完全的 F 和碳化物，应该避免；对于过共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳马氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利于实际生产。四、奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化 A1 a c d a1 ℃ b τ 图 1-6

加热速度提髙,过热度显著增大,形核率显著増大,加热时间短,奧氏体晶粒来不及长大,可获得超细化晶粒。今年来的快速加热淬火超快速加热及脉冲加热淬火都是依据此原理。 §9-5奥氏体晶粒长大及控制奥氏体晶粒度奥氏体晶粒大小用晶粒度表示,通常分8级评定,1级最粗,8级最细。若晶粒度在10以上则称“超细晶粒”。晶粒度级别与晶粒大小的关系为: 式中,n放大100倍视野中单位面积内晶粒个数(个平方英寸,1平方英寸=64 平方厘米:N一晶粒度级别奧氏体晶粒度有三种,即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。 1实际晶粒度:经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。 2起始晶粒度: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。 3本质晶粒度:根据标准试验方法(YB27-64),经930℃±10℃,保温3~8小时后测得奥氏体晶粒大小原冶金部标准YB27-64规定:晶粒度大小在5-8级为本质细晶粒钢,1~4 级为本质粗晶粒钢。本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向,是实际晶粒度的特殊情况。本质晶粒度的测定 1滲碳法:将试样加热到930℃±10℃,渗碳8小时获得不低于lmm的渗层,缓冷后在渗层的过共析钢部分形成网状FeC,借助于网状Fe3C进行晶粒度评定。 (由于渗层C%增加,不能准确反映原试样的晶粒度,有误差。) 2氧化法:将样品抛光,在无氧化条件下加热930℃±10℃,使晶粒充分长大, 然后在氧化气氛下短时间氧化,由于晶界比晶内容易氧化,冷却后试样抛光和腐蚀,即可把氧化的晶界网清晰地显示出来进行晶粒度评定奥氏体晶粒长大原理晶界的能量高,在一定温度下奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象,大晶粒吞并小晶粒,使总的晶界面积减小,界面能降低,因此奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程。晶粒长大动力和阻力相互作用使晶界推移,实现奥氏体晶粒长大 1晶粒长大动力:奥氏体晶粒长大的动力为其晶粒大小的不均匀性,长大驱动力 G与晶粒大小和界面能大小可用下式表示 G= 式中,σ一单位奥氏体晶界的界面能(比界面能);r一晶界曲率半径。可见界面

加热速度提高，过热度显著增大，形核率显著增大，加热时间短，奥氏体晶粒来不及长大，可获得超细化晶粒。今年来的快速加热淬火超快速加热及脉冲加热淬火都是依据此原理。 §9-5 奥氏体晶粒长大及控制一、奥氏体晶粒度奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分 8 级评定，1 级最粗，8 级最细。若晶粒度在 10 以上则称“超细晶粒”。晶粒度级别与晶粒大小的关系为： n = 2N-1 式中，n—放大 100 倍视野中单位面积内晶粒个数(个/平方英寸，1 平方英寸=6.45 平方厘米)；N—晶粒度级别，奥氏体晶粒度有三种，即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。 1.实际晶粒度：经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。 2.起始晶粒度：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。 3.本质晶粒度：根据标准试验方法(YB27—64)，经 930℃±10℃，保温 3~8 小时后测得奥氏体晶粒大小。原冶金部标准 YB27—64 规定：晶粒度大小在 5~8 级为本质细晶粒钢，1~4 级为本质粗晶粒钢。本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向，是实际晶粒度的特殊情况。二、本质晶粒度的测定 1.渗碳法：将试样加热到 930℃±10℃，渗碳 8 小时获得不低于 1mm 的渗层，缓冷后在渗层的过共析钢部分形成网状 Fe3C，借助于网状 Fe3C 进行晶粒度评定。 (由于渗层 C%增加，不能准确反映原试样的晶粒度，有误差。) 2.氧化法：将样品抛光，在无氧化条件下加热 930℃±10℃，使晶粒充分长大，然后在氧化气氛下短时间氧化，由于晶界比晶内容易氧化，冷却后试样抛光和腐蚀，即可把氧化的晶界网清晰地显示出来进行晶粒度评定。三、奥氏体晶粒长大原理晶界的能量高，在一定温度下奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象，大晶粒吞并小晶粒，使总的晶界面积减小，界面能降低，因此奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自发过程。晶粒长大动力和阻力相互作用使晶界推移，实现奥氏体晶粒长大。 1.晶粒长大动力：奥氏体晶粒长大的动力为其晶粒大小的不均匀性，长大驱动力 G′与晶粒大小和界面能大小可用下式表示： r G / 2 = 式中，σ —单位奥氏体晶界的界面能(比界面能)；r —晶界曲率半径。可见界面

能越大,晶粒尺寸越小,则奥氏体晶粒长大驱动力G'越大,即晶粒的长大倾向越大,晶界易于迁移。 2晶界阻力:在实际金属材料中,晶界或晶内存在很多细小难熔的沉淀析出粒子, 晶界推移过程中遇到沉淀析出粒子时将发生弯曲,导致晶界面积增大,晶界能量升高,阻碍晶界推移,起钉扎晶界作用,所以,沉淀析出粒子的存在是晶界移动的阻力。当沉淀析出粒子的体积百分数一定时,则粒子越细小,分散度越高,对晶界移动的阻力就越大。四、影响奥氏体晶粒长大的因素影响奥氏体晶粒长大的因素很多,主要有以下几点因素 1加热温度和保温时间:加热温度越高、保温时间越长,形核率Ⅰ越大,长大速度G越大,奥氏体晶界迁移速度越大,其晶粒越粗大。(温度升髙,形核率增加, σ增加,r降低,σ/r增加,G'增大) 2加热速度:加热速度快,奥氏体实际形成温度高,形核率增高,由于时间短奥氏体晶粒来不及长大,可获得细小的起始晶粒度 3合金元素:(1C%的影响。C%高,C在奧氏体中的扩散速度以及Fe的自扩散速度均增加,奥氏体晶粒长大倾向增加,但C%超过一定量时,由于形成Fe3Cn, 阻碍奥氏体晶粒长大。(2)合金元素影响。强碳化物形成元素T、Zr、V、W、Nb 等熔点较高,它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大;非碳化物形成元素 Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响很小。五、过热现象 1过热:由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起实际奥氏体晶粒粗大,在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织,从而使钢的机械性能严重恶化,此现象称为过热通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织(非平衡组织则难以消除) 2过烧:由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起奥氏体晶界熔化的现象称为过烧。通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织

能越大，晶粒尺寸越小，则奥氏体晶粒长大驱动力 G′越大，即晶粒的长大倾向越大，晶界易于迁移。 2.晶界阻力：在实际金属材料中，晶界或晶内存在很多细小难熔的沉淀析出粒子，晶界推移过程中遇到沉淀析出粒子时将发生弯曲，导致晶界面积增大，晶界能量升高，阻碍晶界推移，起钉扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存在是晶界移动的阻力。当沉淀析出粒子的体积百分数一定时，则粒子越细小，分散度越高，对晶界移动的阻力就越大。四、影响奥氏体晶粒长大的因素影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素： 1.加热温度和保温时间：加热温度越高、保温时间越长，形核率 I 越大，长大速度 G 越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。(温度升高，形核率增加， σ 增加，r 降低，σ/r 增加，G′增大) 2.加热速度：加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度 3.合金元素：⑴C%的影响。C%高，C 在奥氏体中的扩散速度以及 Fe 的自扩散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但 C%超过一定量时，由于形成 Fe3CⅡ，阻碍奥氏体晶粒长大。⑵合金元素影响。强碳化物形成元素 Ti、Zr、V、W、Nb 等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非碳化物形成元素 Si、Ni 等对奥氏体晶粒长大影响很小。五、过热现象 1.过热：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起实际奥氏体晶粒粗大，在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能严重恶化，此现象称为过热。通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织(非平衡组织则难以消除)。 2.过烧：由于加热工艺不当(加热温度过高、保温时间过长等)而引起奥氏体晶界熔化的现象称为过烧。通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织

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