奥氏体的形成.ppt

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1、第二章奥氏体的形成热处理：是指将钢在固态下加热、保温和冷却，以改变钢的组织结构，获得所需要性能的一种工艺.为简明表示热处理的基本工艺过程，通常用温度—时间坐标绘出热处理工艺曲线。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0.52Ǻ碳原子半径0.77Ǻ→点阵畸变图2-2Fe-C相图奥氏体相区：NJESGN包围的区域GS线----A3线ES线----Acm线PSK线----A1线碳在奥氏体中

2、的最大溶解度为2.11wt%(10at%)碳原子的溶入使γ-Fe的点阵畸变，点阵常数随碳含量的增加而增大2.1.2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表元件。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。2.1.3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+Sσ+εV-∆Gd(2-1)-∆Gd

3、----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。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：Ac1Ac3Accm冷却时临界点加注r：Ar1Ar3Arcm2.1.4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）奥氏体的均匀化图2-5奥氏体形成的四个阶段（1）（2）（3）（

4、4）（1）奥氏体的形核形核的成分、结构条件在A1温度（727℃）：α+Fe3CγC%0.02186.690.77结构BCC复杂斜方FCC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。α/Fe3C相界面上优先（2）奥

5、氏体的长大图2-6相界面上的碳浓度及扩散∆Cr↔k∆Cr↔αdCdx奥氏体形成瞬间成分不均匀的几个C％Cγ：奥氏体的碳浓度，0.77%；Cγ-α：奥氏体中靠近铁素体一侧含碳量（GS线）；Cγ-Fe3C：奥氏体中靠近渗碳体一侧含碳量（ES线）；Cα-γ：铁素体中靠近奥氏体一侧含碳量（GP线）；Cα-Fe3C：铁素体中靠近渗碳体一侧含碳量（QP的延长线）Fe3C：渗碳体的碳浓度，6.69%图2-7相界面上的碳浓度及扩散C%dCdx①奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡，产生γ/Fe3C和r/α两个相界面。②Cr-k>

6、Cr-α，浓度差dC=Cr-k-Cr-α将在奥氏体内产生扩散Cr-α↑→Cr-α’；Cr-k↓→Cr-k’相界面上的平衡浓度被打破③为了恢复并维持相界面上的平衡浓度α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大，Cr-k’↑→Cr-k奥氏体晶核的长大速度由式（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

7、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。根据公式（2－2）GF/GFe3C=∆Cγ-Fe3C/∆Cγ-α在780℃时，∆Cγ-Fe3C＝6.69－0.89∆Cγ-α＝0.41－0.02∴GF/GFe3C≈14.8但通常片状P的厚度是Fe3C的7倍，因此总是：铁素体先消失，而渗碳体有剩余。（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。2.

8、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/