钢在高温加热时转变.ppt

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1、1①结构同素异构转变、多型性转变、马氏体转变等；②成分调幅分解；③有序化程度有序化转变；④结构和成分共析转变、贝氏体转变、脱溶沉淀等。固态相变类型2界面结构共格→界面能小，弹性应变能大半共格→介于之间非共格→界面能大，弹性应变能小新相形核均匀形核→在母相基体中无择优任意形核非均匀形核→依附于母相中的缺陷择优形核(如空位、位错、晶界等）晶核长大半共格界面迁移(无扩散型)非共格界面迁移(扩散型)切变长大(协同长大)界面位错运动非协同长大台阶长大第2章钢在高温加热时的奥氏体转变2.1奥氏体的形成2.2奥氏体形成机理2.3奥氏体形成动力学2.4奥氏体晶粒的长大及其控制3回主页

2、钢件在热处理、热加工等循环过程中，其加热温度高于临界点以上时将得到奥氏体组织，而奥氏体晶粒大小、亚结构、成分、均匀性以及是否存在其它相、夹杂物等直接影响钢的最终性能。52.1奥氏体的形成上一页下一页2.1.1奥氏体的组织结构和性能奥氏体是C原子溶入γ-Fe中构成的固溶体。6图2.11Cr18Ni9Ti钢室温的奥氏体组织奥氏体组织奥氏体晶粒一般为等轴状多边形，在晶粒内有孪晶。转变刚结束时，晶粒比较细小，晶粒边界呈不规则的弧形，保温后晶粒长大，晶粒边界趋向平直化。7奥氏体晶体结构奥氏体为面心立方结构，碳原子位于晶胞八面体的中心或棱边的中点。图2.2奥氏体晶胞及碳原子的可

3、能位置上一页下一页8奥氏体的性能奥氏体是最密排的点阵结构，致密度高↓质量体积最小奥氏体的点阵滑移系多↓塑性好，屈服强度低，易于加工变形上一页下一页9奥氏体具有顺磁性↓奥氏体钢可作为无磁性钢奥氏体线膨胀系数最大↓奥氏体钢制造热膨胀灵敏的仪表元件奥氏体导热性最差，奥氏体钢加热时，热透慢，加热速度应慢一些。上一页下一页102.1.2奥氏体的形成条件驱动力自由能差ΔGV即为P→A转变的驱动力。转变必须远离平衡态，即存在过热度ΔT。图2.3珠光体和奥氏体自由能与温度的关系上一页下一页11加热和冷却时的临界点加热：A1－Ac1A3－Ac3Acm－Accm冷却：A1－Ar1A3－A

4、r3Acm－Arcm图2.4加热和冷却速度为0.125℃/min时相变点的变动122.2奥氏体形成机理平衡组织(珠光体)非平衡组织(马氏体、贝氏体等)奥氏体2.2.1珠光体类组织向奥氏体的转变奥氏体的形核奥氏体优先形核的位置α/Fe3C界面或珠光体团界面上一页下一页13α/Fe3C界面形核原因1）易于获得所需的浓度起伏。2）易于获得所需的结构起伏。在两相界面处，原子排列不规则，铁原子有可能通过短程扩散，由母相点阵向新相点阵转移，满足形核所需的结构。3）易于获得所需的能量起伏。新相形核时可消除部分晶体缺陷，使系统的自由能降低，产生的应变能也易于借助相界(晶界)流变而释放

5、。上一页下一页14图2.5共析钢奥氏体晶核长大(a)T1温度下各相中C的浓度(b)相界面的推移奥氏体晶核长大奥氏体的长大过程是γ/α和γ/Fe3C两个相界面向原来的铁素体和渗碳体中推移的过程。A+Fe3CA+F1516奥氏体中的碳浓度差是相界面推移的驱动力，相界面推移的结果是Fe3C不断溶解，α相逐渐转变为γ相。剩余碳化物溶解奥氏体长大过程中，由于Cγ/Fe3C>>Cγ/α，因此长大中的奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中总是铁素体先消失，剩有残余渗碳体。上一页下一页17奥氏体成分均匀化奥氏体的形成过程分为四个阶段：1奥氏体在α/Fe3C界面形

6、核2奥氏体晶核向F及Fe3C两个方向长大3剩余碳化物溶解4奥氏体均匀化上一页下一页残留Fe3C全部溶解后，碳在奥氏体中的分布仍不均匀。继续加热或保温，使碳原子充分扩散，整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。18亚共析钢F＋PAc1以上A＋FAc3以上A过共析钢P＋Fe3CAc1以上A＋Fe3CAccm以上A上一页下一页►192.2.2非平衡组织向奥氏体的转变非平衡组织（主要是马氏体）在加热时，会同时形成针状和球状（颗粒状）两种形状的奥氏体。形成球状奥氏体是其主流，针状奥氏体只是在奥氏体化初始阶段的一种过渡性组织形态。上一页下一页1.针状奥氏体与颗粒状奥氏体（a）针状奥氏体；（

7、b）颗粒状奥氏体20(b)通过一种合并长大的机理变成大晶粒奥氏体，这种大晶粒往往会与原奥氏体晶粒重合，即产生所谓“遗传”现象(指钢加热后得到的奥氏体晶粒就是前一次奥氏体化时所得到的晶粒)。颗粒状奥氏体的形成规律，与珠光体向奥氏体的转变类似。上一页下一页针状奥氏体在继续保温或升温过程中发生变化：(a)通过再结晶变成球状奥氏体；2.非平衡组织加热转变的主要影响因素化学成分碳钢—不易形成针状或颗粒状；合金钢—合金元素的加入将使含碳过饱和的α相（αˊ）的分解及αˊ基体的再结晶过程变慢，发生αˊ→γ；加热速度慢速—1-2oC/min：碳钢—不易形成针状或颗粒状