奥氏体珠光体铁素体贝氏体马氏体

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1、构造奥氏体的面心立方点阵具有多种滑移系，使其容易塑性变形，牛产中运用上述性质进行钢的热变形。又因面心立方点阵是一种最密排的点阵构造，致密度高，因此奥氏体的比热容最小，奥氏体在与其她组织发生互相转变时，会产生体积变化，引起残存内应力和一系列的相变。密排六方、面心立方致密度0.74，体心致密度0.68，性能奥氏体的面心立方构造使其具有良好的塑性、低的屈服强度和硬度。奥氏体中铁原子激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好。线膨胀系数大导热性能差奥氏体晶粒度 实际生产中习常用晶粒度来表达奥氏体晶粒大小。奥氏体晶粒一般分为8级原则评定，1级最粗，8级最纫，超过8级以上者称为超细晶粒。晶粒度级别N与晶

2、粒大小的关系为：式中，n为放大100倍的视野中每平方英寸(645cm2)所含的平均奥氏体晶粒数目。奥氏体晶粒越细小爪就越大，N也就越大。1. 起始晶粒度：起始晶粒度是指在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完毕，其晶粒边界刚刚互相接触时的品粒大小，取决于奥氏体的形核率N和长大速度G。2. 实际晶粒度:实际生产中，各式各样热解决工艺解决后得到的奥氏体晶粒大小。3. 本质晶粒度：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、加热转变的限度有关，一般由多边形等轴晶粒构成，这种形态也称为颗粒状，在晶粒内部常常可以看到

3、相变孪品。针状奥氏体:非平衡态时低碳钢以合适的速度加热到(a十r)两相区可得到针状奥氏体。一般热解决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12MM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，保温不同步间后在盐水中急冷至室温，然后制取金相试样进行观测。因加热转变所得的奥氏体在快冷时转变为马氏体，故根据观测到的马氏体量的多少即可理解奥氏体的形成数量。作出各温度下奥氏体形成量与

4、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. 形核奥氏体一般在铁素体与渗碳体界面上通过扩散形成的因素：1.在相界面上形核，容易获得形成奥氏体所需的浓度起伏、构造起伏和能量起伏。一方面，由于铁索体的含碳量极低(002如下)，渗碳体的含碳量又很高(667)，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构造起伏；3.界面上能量较高，容易导致能量起伏，以满足形核功的需求；4

5、.在相界面形核阻力小。由于在界面非均匀形核的形核功较低，一方面增长的界面能减少，由于在新界面形成的同步，会使原有界面部分消失；另一方面，增长的应变能减少(由于原子排列不规则的相界更容易容纳一种新相)。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G0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毕的。4. 成分均匀化此公式中参数直接与温度有关。l 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

6、子有两种扩散途径：在奥氏体中进行体扩散；沿着。奥氏体铁素体相界面进行界面扩散。其中第二种是重要途径，由于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成果，它是碳扩散并导致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。l 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似，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

7、氏体，仍保存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A Ccm并保温足够时间，即非共析钢的完全奥氏体化涉及两个过程，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毕先析渗碳体的溶解，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

8、渗碳体两相混合物，并且加热前要对原始组织做球化解决。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，原始组织所有转变为奥氏体。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。l 持续加热时的奥氏体化实际生产中，奥氏体都是在持续加热中产生的，如l 非平衡组织的奥氏体化实际生产中，奥氏体都

9、是在持续加热条件下形成的，如高频感应加热和高能束加热等。钢在持续加热时珠光体向奥氏体的转变规律与等温加热转变大体相似，亦经历形核、长大、残存碳化物溶解、奥氏体均匀化四个阶段，其影响因素也大体相似，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）是在一定的温度范畴内完毕；并且随加热速度增大，各个阶段的转变温度范畴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. 迅速加热条件下，使得奥氏体中碳浓度差别增大，碳化物来不及充足溶解，碳及合金元素来不及充足扩散，会导致奥氏体中碳及合金元素的浓度很不均匀。生产中为了减

10、少不均匀性，对于迅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。迅速持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10s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。持续加热时在持续加热时，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；同步，剩余碳化物数量增多，使奥氏体基体的平均含碳量减少。影响非平衡组织加热转变的重要因素是加热速度。加热速度一般分为慢速、中速与快速二类；以1

11、20s的速度加热称为慢速加热；以不小于1000s的速度加热称为迅速加热；加热速度介于慢速和迅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迅速和慢速加热都易于形成针状奥氏体；而采用中速加热，重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，残存奥氏体的存在、钢的合金成分以及塑性变形等对加热转变均有一定影响。残存奥氏体的存在将增进原奥氏体晶粒的恢复，加入合金元素也能增进组织遗传，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，两者在等温下为常数，随着温度增高，两者均增大。影响

12、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)加热温度的影响在多种因素巾，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。另一方面，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149，而温度升高到800时，两者之比增大到约191。温度升高使得铁素体刚刚所有转变为奥氏体时的残存渗碳体量增大，而刚形成的要氏体的平均含碳量减少。（2）原始组织的影响在钢的成分相似的状况下，原始组织越细小，奥氏体形成速度越快。由于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。同步由于珠光体的

13、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，因此加热时奥氏体转变速度更快。（3）成分的影响碳的影响。亚共析钢中，随着含碳量的增长，碳化物数量增长，铁素体与渗碳体的相界面面积增增长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。同步，碳化物数量增长后，使碳的扩散距离减小，并且随奥氏体含碳量增长，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

14、碳量增长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限度。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，因此但凡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有关，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种加速长大期，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

15、奥氏体晶粒长大起重要作用，因此生产中必须严加控制避免加热温度过高，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，因此迅速加热时可以获得细小的奥氏体起始品粒，并且加热速度越快，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，因此不适宜氏时间保温，否则晶粒反而更加粗大。因此生产中常采用迅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规定。(3)原始组织的影响原始组织重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

16、得到的奥氏体起始晶粒就越细 1合金元素变化了钢的相变临界点，即变化相变时的过热度，从而影响奥氏体的形成速度。例如Ni、Mn、cM等减少A1点，相似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，因此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等减少碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，因此明显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

17、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。因此合金钢的奥氏体均匀化过程，除了碳的均匀化以外，还涉及合金元素的均匀化。但相似条件下，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。由于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

18、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明显升高，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，因而增进奥氏体品粒长大。需要指出的是，一旦形成了粗晶粒，只要晶界上没有诸多难溶析出物，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。这便是热解决细化晶粒的作用。测定的原理是

19、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,是马氏体铁素体珠光体奥氏体碳化物(但铬和钒的碳化物的比容不小于奥氏体)因此在钢的组织中,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相的过程将随着体积的收缩;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随着着体积的膨胀在z分a相变全过程所随着的总的体积效应是: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

20、而变化甚大76一78.A 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，因此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。 1合金元素变化了钢的相变临界点，即变化相变时的过热度，从而影响奥氏体的形成速度。例如Ni、Mn、Cu等减少A1点，相似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，因此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。强碳化物形成元素如Mo、W、Cr等减

21、少碳在奥氏体中的扩散系数，并形成特殊碳化物且不易溶解，因此明显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。 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。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。因此合金钢的奥氏体均匀化过程，除了碳的均匀化以外，还涉及合金元素的均匀化。但相似条件下，合金元素的扩散系数仅

22、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。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明显升高，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，因而增进奥氏体晶粒长大。P 合金元素。 钢中加入合金元素可以明显变化珠光体转变动力学图。综合多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足固溶于奥氏体中的状况下

23、，除了Co外，其她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，其她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，这是由于大多数合金元素都减少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派，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，减少转变速度;扩大Y相区的元素如Ni, Mn等均减少奥氏体的转变温度，从而影响到碳与合金元素的扩散速度，制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，可明显制止铁

24、素体的形核，从而增长了奥氏体的稳定性。Ms钢中常用的合金元素均使Ms点减少，但效果不如碳明显。只有AL和Co使Ms点升高(图424)。降Ms点的元素按其影响强烈限度顺序排列为：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424仅表尔单一合金元素对Ms点的影响，实际钢中往往具有多种合金元素，它们之间的互相影响十分复杂，因而钢的风点重要还是靠实验测定。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，其她合金元素，如Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、W、Si、V以

25、及少量B都延缓贝氏体的形成，同步也使贝氏体相变温度范畴下降。钢中同步加入多种合金元素，其互相影响比较复杂。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重要体目前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，这是由于这三种元素都能减少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，这也许与它强烈得制止过饱和铁素体的脱溶有关，由于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，它不是减少A-B的转变温度，而是使之升高，这就增长了奥氏体与铁素体的自由能差，增大转变的驱动力，但由于减少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。具有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。