绪论 、本课程的任务及在工业生产中的地位 任务:研究固态相变的规律性,研究金属或合金热处理组织与性能之间的关系 以及热处理理论在工业生产中和应用 地位:(1)工业生产领域:工业生产中不可缺少的技术,是提高产品质量和寿 命的关键工序,是发挥材料潜力、达到机械零部件轻量化的主要手段。(2)材 料研究领域:研制和开发新材料。 列举工业生产切削刀具实例,提出“服役条件”=一使用性能一一组织结 构三三化学成分(材料) 、金属热处理的发展概况 中国:古代高水平。春秋战国~明清以前:从出土文物可见。 近代落后。明清~新中国以前:统治者闭关锁国。 现代奋起直追。新中国以前~至今:总体上和发达国家比仍有一定差距。 具体表现在(1)科研:个别研究处于世界领先水平,总体研究水平相对落后:(2) 生产:工业生产自动化程度不高,能耗较大,特别是技术设备和装备相对落后。 世界范围:十九世纪以前:民间技艺阶段 十九世纪后期:实验技术和科学阶段 现代:理论科学阶段:Xray、SEM、TEM等检测手段的提高和应 用,极大地促进了材料科学研究和应用的进一步发展 固态相变以马氏体相变为核心,围绕马氏体相变展开研究工作,材料工作 者经历了一个多世纪的研究,取得了丰硕的研究成果,并用这些成果指导实践, 取得了巨大的经济效益。值得指出的是,马氏体相变的研究工作也存在一些未 知问题需要继续深入探索。马氏体相变的硏究经历以下几个阶段: (1)1878年德国 Martens首次采用光学显微镜观察到淬火钢的针状组织 (2)1895年法国 Osmond将钢淬火后的相命名为马氏体 (3)1926-1927年X-ray衍射确定钢中马氏体为体心正方结构 (4)近代马氏体相变的研究领域扩大,由金属或合金扩展到无机非金属和 高分子材料,马氏体定义(命名)也存在诸多争论 三、本课程的学习内容 学习内容共分六章。按照教学大纲接续上部分(金属学部分)内容排序为:
绪论 一、本课程的任务及在工业生产中的地位 任务：研究固态相变的规律性，研究金属或合金热处理组织与性能之间的关系 以及热处理理论在工业生产中和应用。 地位：(1)工业生产领域：工业生产中不可缺少的技术，是提高产品质量和寿 命的关键工序，是发挥材料潜力、达到机械零部件轻量化的主要手段。(2)材 料研究领域：研制和开发新材料。 列举工业生产切削刀具实例，提出“服役条件” 使用性能 组织结 构 化学成分(材料) 二、金属热处理的发展概况 中国：古代高水平。春秋战国~明清以前：从出土文物可见。 近代落后。明清~新中国以前：统治者闭关锁国。 现代奋起直追。新中国以前~至今：总体上和发达国家比仍有一定差距。 具体表现在(1)科研：个别研究处于世界领先水平，总体研究水平相对落后；(2) 生产：工业生产自动化程度不高，能耗较大，特别是技术设备和装备相对落后。 世界范围：十九世纪以前：民间技艺阶段 十九世纪后期：实验技术和科学阶段 现代：理论科学阶段：X-ray、SEM、TEM 等检测手段的提高和应 用，极大地促进了材料科学研究和应用的进一步发展。 固态相变以马氏体相变为核心，围绕马氏体相变展开研究工作，材料工作 者经历了一个多世纪的研究，取得了丰硕的研究成果，并用这些成果指导实践， 取得了巨大的经济效益。值得指出的是，马氏体相变的研究工作也存在一些未 知问题需要继续深入探索。马氏体相变的研究经历以下几个阶段： (1)1878 年德国 Martens 首次采用光学显微镜观察到淬火钢的针状组织； (2)1895 年法国 Osmond 将钢淬火后的相命名为马氏体； (3)1926~1927 年 X-ray 衍射确定钢中马氏体为体心正方结构 (4)近代马氏体相变的研究领域扩大，由金属或合金扩展到无机非金属和 高分子材料，马氏体定义(命名)也存在诸多争论。 三、本课程的学习内容 学习内容共分六章。按照教学大纲接续上部分(金属学部分)内容排序为：
第九章:金属在加热过程中的相变一一奥氏体相变; 第十章:金属在冷却过程中的转变图 第十一章:珠光体相变 第十二章:马氏体相变 第十三章:贝氏体相变 第十四章:钢在回火过程中的转变。 第九章:金属加热过程中的相变一奥氏体相变 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 、奥氏体的结构: 定义:C溶于γ-Fe形成的间隙式固溶体。 1C原子位于γFe点阵的中心和棱边的中点(八 面体间隙处) 2C原子进入γ-Fe点阵间隙位置引起;y-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% 图1-1 3C原子在奥氏体中分布是不均匀的,存在浓度起伏
第九章：金属在加热过程中的相变——奥氏体相变； 第十章：金属在冷却过程中的转变图； 第十一章：珠光体相变； 第十二章：马氏体相变； 第十三章：贝氏体相变； 第十四章：钢在回火过程中的转变。 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； 图 1-1
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 不平衡加热奧氏体晶粒呈针状或球状(只作为了解内容)。 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; 易于变形加工成型;(3)热强性高 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 3应用:(1)变形加工成型;(2)奥氏体不锈钢耐蚀性:(3)膨胀仪表灵敏元件 §9-2奥氏体的形成 、热力学条件 △G=Gy-Gp<0 △C (1)Ac和 引出临界点概念:(2)A3和AB (3)Acm和Arcm 奥氏体的形核 以共析钢为例,讨论钢中奥氏体形成。 奥氏体晶核主要在F和Fe3C的相界面 形核,其次在珠光体团界、F亚结构(嵌镶块) 界面形核。这样能满足:(1)能量起伏;(2)结 构起伏;(3)成分起伏三个条件。 奥氏体的长大 晶体结构:体心立方复杂斜方面心立方 含碳量:00218%667% 0.77% CC3 C2 CI 图1-3
Gr Gp G A1 T1 T ΔG ΔT 图 1-2 G E P S C4C3C2 C1 T1 图 1-3 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。 3.应用：(1)变形加工成型；(2)奥氏体不锈钢耐蚀性；(3)膨胀仪表灵敏元件。 §9-2 奥氏体的形成 一、热力学条件 ΔG=Gγ－Gp＜0 (1)Ac1 和 Ar1 引出临界点概念： (2)Ac3 和 Ar3 (3)ACcm 和 Arcm 二、奥氏体的形核 以共析钢为例，讨论钢中奥氏体形成。 奥氏体晶核主要在 F 和 Fe3C 的相界面 形核，其次在珠光体团界、F 亚结构(嵌镶块) 界面形核。这样能满足：(1)能量起伏；(2)结 构起伏；(3)成分起伏三个条件。 三、奥氏体的长大 α + Fe3C γ 晶体结构：体心立方 复杂斜方 面心立方 含碳量： 0.0218% 6.67% 0.77% 易于变形加工成型；(3)热强性高
奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的, 原子扩散包括(1)Fe原子自扩散完成晶格改组; (2)C原子扩散使奥氏体晶核向α相和Fe3C相 两侧推移并长大 1C原子扩散:一旦奥氏体晶核出现,则在 奥氏体内部的C%分布就不均匀,由从图1-3 可见 C1一与Fe3C相接的奥氏体的C% C2-与F相接的奥氏体的C% Fe3C C3-与Fe3C相接的F的C% C4一与奥氏体相接的F的C% 从图1-3可以看出,在T1温度下由于C1、 C2、C3、C4不同导致奥氏体晶核形成时,C 原子扩散,如图1-4,扩散的结果破坏了T 温度下C%的浓度平衡,迫使与奥氏体相接 的F和Fe3C溶解恢复T温度下C%的浓度平 图1-4 衡,如此历经“破坏平衡 “建立平衡”的反复,奧氏体晶核长大。 2奥氏体晶格改组:(1)般认为,平衡加热过热度很小时,通过Fe原子自扩 散完成晶格改组。(2)也有人认为,当过热度很大时,晶格改组通过Fe原子切 变完成 3奥氏体晶核的长大速度:奥氏体晶核向F和Fe3C两侧的推移速度是不同的。 根据公式: dc 1 G=-Ndx△Ca 式中,K一常数:D-C在奥氏体中的扩散系数:dc一相界面处奥氏体中C 的浓度梯度;△C一相界面浓度差;“-”表示下坡(高浓度向低浓度处)扩散。 向F一侧的推移速度与向Fe3C一侧的推移速度之比: AC
奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的， 原子扩散包括(1)Fe 原子自扩散完成晶格改组； (2)C 原子扩散使奥氏体晶核向 α 相和 Fe3C 相 两侧推移并长大。 1.C 原子扩散：一旦奥氏体晶核出现，则在 奥氏体内部的 C%分布就不均匀，由从图 1-3 可见： C1—与 Fe3C 相接的奥氏体的 C%； C2—与 F 相接的奥氏体的 C%； C3—与 Fe3C 相接的 F 的 C%； C4—与奥氏体相接的 F 的 C%； 从图 1-3 可以看出，在 T1 温度下由于 C1、 C2、C3、C4 不同导致奥氏体晶核形成时，C 原子扩散，如图 1-4，扩散的结果破坏了 T1 温度下 C%的浓度平衡，迫使与奥氏体相接 的 F 和 Fe3C 溶解恢复 T1温度下 C%的浓度平 衡，如此历经“破坏平衡”——“建立平衡”的反复，奥氏体晶核长大。 2.奥氏体晶格改组：(1)一般认为，平衡加热过热度很小时，通过 Fe 原子自扩 散完成晶格改组。(2)也有人认为，当过热度很大时，晶格改组通过 Fe 原子切 变完成。 3.奥氏体晶核的长大速度：奥氏体晶核向 F 和 Fe3C 两侧的推移速度是不同的。 根据公式： B B c C K dx C dc G KD = = − / 1 式中，K—常数； DC —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；“-”表示下坡(高浓度向低浓度处)扩散。 向 F 一侧的推移速度与向 Fe3C 一侧的推移速度之比： BF BFe C BFe C Fe C BF F C C K C C K G G = = 3 3 3 / / C2 C% A F Fe3C C1 C4 C3 珠光体片间距 图 1-4
780c时,G=Cmc=667089148。表明相界面向F一侧的推 Gc△CBF0.41-0.02 移速度比向FeC一侧的推移速度快14.8倍,但是通常片状珠光体的F片厚度 比Fe3C片厚度大7倍,所以奥氏体等温形成时,总是F先消失,Fe3C剩余。 四、残余Fe3C和奥氏体均匀化 α→γ结束后,还有相当数量的Fe3C尚未溶解,这些FeC被称为残余Fe3C 另外在原来Fe3C的部位,C%较高,而原来F部位C%较低,必须经过适当的 保温后,奥氏体中的C%才能趋于均匀。 综上,奥氏体形成分四个阶段:奥氏体形核;核长大;残余FeC溶解 奥氏体均匀化,其示意图见图1-5。 奥氏体形核 核长大 残余Fe3C溶解 奥氏体均匀化 图 五、非共析钢的奥氏体化过程 和共析钢的奥氏体化对比,非共析钢的奥氏体化过程分两步进行,首先完 成P→A,这与共析钢相同;然后是先析相的奧氏体化过程。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
780℃时， 14.8 0.41 0.02 3 6.67 0.89 3 − − = = BF BFe C Fe C F C C G G 。表明相界面向 F 一侧的推 移速度比向 Fe3C 一侧的推移速度快 14.8 倍，但是通常片状珠光体的 F 片厚度 比 Fe3C 片厚度大 7 倍，所以奥氏体等温形成时，总是 F 先消失，Fe3C 剩余。 四、残余 Fe3C 和奥氏体均匀化 α→γ 结束后，还有相当数量的 Fe3C 尚未溶解，这些 Fe3C 被称为残余 Fe3C。 另外在原来 Fe3C 的部位，C%较高，而原来 F 部位 C%较低，必须经过适当的 保温后，奥氏体中的 C%才能趋于均匀。 综上，奥氏体形成分四个阶段：奥氏体形核；核长大；残余 Fe3C 溶解； 奥氏体均匀化，其示意图见图 1-5。 五、非共析钢的奥氏体化过程 和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完 成 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 奥氏体形核 核长大 残余 Fe3C 溶解 奥氏体均匀化 图 1-5
率I和线长大速度G均为常数。 、形核率I 均匀形核条件下,形核率I与温度的关系为 Ⅰ=Ce 式中,C一常数:T一绝对温度;Q一扩散激活能:ΔG一临界形核功:k一玻 耳兹曼常数。可见,奥氏体等温形成时,等温温度T提高,(1)ΔT增大,相变 驱动力增大,ΔG降低,形核率Ⅰ增大;(2C原子的扩散系数D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=ΔC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, G=-KD dx△C,△C, 式中,“-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散:k一常数:D一C在奥氏体中的 扩散系数:“一相界面处奥氏体中C的浓度梯度;AC一相界面浓度差。 等温转变时:D2、(由相图决定 dx-△p-)均为常数,△P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。 (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:(1)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,△CB=C2-C4下降,长大 速度G增加。 综上:温度T升高,∫形核率Ⅰ 均增大 长大速度G
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：(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， 形核率 I 长大速度 G 均增大
、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,dcax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,奥氏体中C%降低,相变不 平衡程度增加;(5)加热温度T升髙,形核率Ⅰ增加的速度比长大速度G增加 的速度快,奧氏体晶粒细化(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do/ax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増加。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 ()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
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。 (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 金相法 膨胀法 热分析法
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提髙,扩 散速度提高 iNi、Mn、Cu可降低A点使过热度ΔT增加、相变驱动力ΔG增大,形核 率Ⅰ增大、G増大,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: 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(相变潜热知亦很小,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aa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ac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
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 A1 a c d a1 ℃ b τ 图 1-6
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 加热速度提高,过热度显著増大,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 、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 =645平方厘米):N一晶粒度级别, 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滲碳法: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
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 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 2 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,奧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,形核率增髙,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:(1)C%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 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
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