材料学基础.ppt

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1、材料科学基础金属热处理原理绪 论一、研究的内容和任务一、研究的内容和任务 金金属属热热处处理理原原理理是是以以金金属属学学原原理理为为基基础础，着着重重研研究究金金属属及及合合金金固固态态相相变变的的基基本本原原理理和和热热处处理理组组织织与与性性能能之之间关系的一门课程。间关系的一门课程。金金属属学学原原理理：着着重重讨讨论论的的是是金金属属及及合合金金的的本本质质及及影影响响因因素素、缺缺陷陷及及其其交交互互作作用用和和它它们们对对性性能能的的影影响响、状状态态图、塑性变形、回复、再结晶，金属中的扩散等等。图、塑性变形、回复、再结晶，金属中的扩散等等。热热处处理理原原理理：着着重重讨讨论论

2、的的是是金金属属及及合合金金在在固固态态下下的的相相变变规规律律、影影响响因因素素、动动力力学学、非非平平衡衡转转变变，以以及及在在热热处理中的应用，研究热处理组织和性能之间的关系等。处理中的应用，研究热处理组织和性能之间的关系等。金金属属材材料料从从服服役役条条件件出出发发，选选择择什什么么样样的的材材料料、如如何何对对材材料料进进行行处处理理，在在使使用用和和处处理理过过程程中中会会出出现现什什么么问问题题，如如何何解解决决出出现现的的问问题题，最最终终可可能能得得到到什什么么样样的的性性能能，如如何何改改进进现现有有材材料料、挖挖掘掘其其潜潜力力，试试制制新新材材料料等等，无无不不与与热

3、热处处理理原原理理有有着着密密切切的的关关系系。固固态态金金属属（包包括括纯纯金金属属及及合合金金）在在温温度度和和压压力力改改变变时时，组组织织和和结结构构会会发发生生变变化化，这这种种变变化化统统称称为为金金属属固固态态相相变变。金金属属中中固固态态相相变变的的类类型型很很多多，有有的的金金属属在在不不同同的的条条件件下下会会发发生生几几种种不不同同类类型型的的转转变变。掌掌握握金金属属固固态态相相变变的的规规律律及及影影响响因因素素，就就可可以以采采取取措措施施控控制制相相变变过过程程，以以获获得得预预期期的的组组织织，从从而而使使其其具具有有预预期期的的性性能能。对对于于金金属属材材料

4、料常常用用的的措措施施就就是是特特定定加加热热和和冷冷却却，也也就就是是热处理。热处理。二、热处理发展概况二、热处理发展概况 人人们们在在开开始始使使用用金金属属材材料料起起，就就开开始始使使用用热热处处理理，其其发展过程大体上经历了三个阶段。发展过程大体上经历了三个阶段。1、民间技艺阶段、民间技艺阶段 根根据据现现有有文文物物考考证证，我我国国西西汉汉时时代代就就出出现现了了经经淬淬火火处处理理的的钢钢制制宝宝剑剑。史史书书记记载载，在在战战国国时时期期即即出出现现了了淬淬火火处处理理，据据秦秦始始皇皇陵陵开开发发证证明明，当当时时已已有有烤烤铁铁技技术术，兵兵马马俑俑中中的的武武士士佩佩剑

5、剑制制作作精精良良，距距今今已已有有两两千千多多年年的的历历史史，出出土土后后表表面面光光亮亮完完好好，令令世世人人赞赞叹叹。古古书书中中有有“炼炼钢钢赤赤刀刀，用用之之切切玉玉如如泥泥也也”，可可见见当当时时热热处处理理技技术术发发展展的的水水平平。但但是是中中国国几几千千年年的的封封建建社社会会造造成成了了贫贫穷穷落落后后的的局局面面，在在明明朝朝以以后后热热处处理理技技术术就就逐逐渐渐落落后后于于西西方方。虽虽然然我我们们的的祖祖先先很很有有聪聪明明才才智智，掌掌握握了了很很多多热热处处理理技技术术，但但是是把把热热处处理理发发展展成成一一门门科科学学还还是是近近百百年年的的事事。在在这

6、这方方面面，西西方方和和俄俄国国的的学学者者走走在在了了前前面面，新新中中国国成成立立以以后后，我国的科学家也作出了很大的贡献。我国的科学家也作出了很大的贡献。2、技术科学阶段（实验科学）、技术科学阶段（实验科学）金相学金相学 此此阶阶段段大大约约从从1665年年1895年年，主主要要表表现现为为实实验验技技术术的的发发展阶段。展阶段。1665年：显示了年：显示了AgPt组织、钢刀片的组织；组织、钢刀片的组织；1772年：首次用显微镜检查了钢的断口；年：首次用显微镜检查了钢的断口；1808年：首次显示了陨铁的组织，后称年：首次显示了陨铁的组织，后称魏氏组织魏氏组织；1831年：应用显微镜研究了

7、钢的组织和大马士革剑；年：应用显微镜研究了钢的组织和大马士革剑；1864年：发现了年：发现了索氏体索氏体；1868年：发现了年：发现了钢的临界点钢的临界点，建立了，建立了FeCFeC相图相图；1871年年：英英国国学学者者T.A.Blytb著著“金金相相学学作作为为独独立立的的科科学学”在伦敦出版；在伦敦出版；1895年：发现了马氏体；年：发现了马氏体；3 3、建立了一定的理论体系、建立了一定的理论体系热处理科学热处理科学 “S”曲曲线线的的研研究究，马马氏氏体体结结构构的的确确定定及及研研究究，KS关关系系的的发发现现，对对马马氏氏体体的的结结构构有有了了新新的的认认识识等等，建建立立了了完

8、完整整的的热处理理论体系。热处理理论体系。第一章第一章 钢在加热和冷却时的转变钢在加热和冷却时的转变11 11 概概 述述一、热处理及其作用一、热处理及其作用 热热处处理理是是将将钢钢在在固固态态下下加加热热到到预预定定的的温温度度，保保温温一一定定的的时时间间，然然后后以以预预定定的的方方式式冷冷却却到到室室温温的的一一种热加工工艺。种热加工工艺。热处理的作用：热处理的作用：改改善善材材料料工工艺艺性性能能和和使使用用性性能能，充充分分挖挖掘掘材材料料的的潜潜力力，延延长长零零件件的的使使用用奉奉命命，提提高高产产品品质质量量，节节约约材材料料和和能能源源。此此外外，还还可可以以消消除除材材

9、料料经经铸铸造造、锻锻造造、焊焊接接等等热热加加工工工工艺艺造造成成的的各各种种缺缺陷陷、细细化化晶晶粒粒、消消除除偏偏析析、降降低低内内应应力力，使使组组织织和和性能更加均匀。性能更加均匀。最终热处理：最终热处理：在在生生产产过过程程中中，工工件件经经切切削削加加工工等等成成形形工工艺艺而而得得到到最最终终形形状状和和尺尺寸寸后后，再再进进行行的的赋赋予予工工件件所所需需使使用用性性能能的的热热处处理理称称为最终热处理。为最终热处理。预备热处理：预备热处理：热热加加工工后后，为为随随后后的的冷冷拔拔、冷冷冲冲压压和和切切削削加加工工或或最最终终热热处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。处

10、理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。二、钢临界温度二、钢临界温度1、FeFe3C相图上的临界温度共共析析钢钢：PSK线（A1）P(+Fe3C)亚共析钢：原始组织F+P PSK线（A1）P GS线（A3）F过 共 析 钢：原 始 组 织Fe3CF+P PSK线（A1）P ES线（Acm）Fe3C溶入2 2、实际加热、冷却条件下的临界温度、实际加热、冷却条件下的临界温度加热时的临界温度用脚标加热时的临界温度用脚标C C表示，表示，A AC1C1、A AC3C3、A ACcmCcm；冷却时的临界温度用脚标冷却时的临界温度用脚标r r表示，表示，A Ar1r1、A Ar3r3、A Arcmrcm。

11、在加热（冷却）速度为在加热（冷却）速度为0.125/min时，对临界点时，对临界点A1，A3，Acm的影响的影响12 12 钢在加热时的转变钢在加热时的转变 钢钢的的热热处处理理种种类类很很多多，其其中中除除淬淬火火后后的的回回火火，消消除除应应力力的的退退火火等等少少数数热热处处理理外外，均均需需加加热热到到钢钢的的临临界界以以上上，使使钢钢部部分分或或全全部部转转变变为为奥奥氏氏体体，然然后后再再以以适适当当的的冷冷却却速速度度冷冷却却，使使奥奥氏氏体体转转变变为为一一定定的的组组织织并并获获得得所需的性能。所需的性能。钢钢在在加加热热过过程程中中，由由加加热热前前的的组组织织转转变变为为

12、奥奥氏氏体体被被称称为为钢钢的的加加热热转转变变或或奥奥氏氏体体化化过过程程。由由加加热热转转变变所所得得的的奥奥氏氏体体组组织织状状态态，其其中中包包括括奥奥氏氏体体晶晶粒粒的的大大小小、形形状状、空空间间取取向向、亚亚结结构构、成成分分及及其其均均匀匀性性等等，均均将将直直接接影影响响在在随随后后的的冷冷却却过过程程中中所所发发生生的的转转变变及及转转变变所所得得产产物物和和性性能能。因因此此，弄弄清清钢钢的的加加热热转转变变过过程程，即即奥奥氏体的形成过程是非常重要的。氏体的形成过程是非常重要的。从从FeFeFeFe3 3C C状状态态图图可可知知，珠珠光光体体被被加加热热到到A A1

13、1（727727）以以上时将转变为奥氏体。上时将转变为奥氏体。一、奥氏体形成的热力学条件一、奥氏体形成的热力学条件珠光体（珠光体（P）和奥氏体（和奥氏体（）自由能自由能随温度的变化曲线（示意图）随温度的变化曲线（示意图）珠珠光光体体与与奥奥氏氏体体的的自自由由能能均均随随温温度度的的升升高高而而降降低低，但但是是下下降降的的速速度度不不同同，相相交交于于某某一一温温度度，该该交交点点所所对对应应的的温温度度即即A1（727）。右右图图是是珠珠光光体体、奥奥氏氏体体的的自自由由能与温度的关系。能与温度的关系。奥氏体形成时系统总的自由能变化为奥氏体形成时系统总的自由能变化为G=GV+GS+Ge式中

14、：式中：GV新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差；新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差；GS为形成奥氏体时所增加的界面能；为形成奥氏体时所增加的界面能；Ge形成奥氏体时所增加的应变能。形成奥氏体时所增加的应变能。其中其中:GV奥氏体转变的驱动力，奥氏体转变的驱动力，GS与与Ge是相变的阻力。是相变的阻力。因因为为奥奥氏氏体体是是在在高高温温下下形形成成的的，Ge一一项项较较小小，相相变变的的主要阻力是主要阻力是GS。若只若只考察相变的方向，可忽略不计。考察相变的方向，可忽略不计。从能量方程可以看出：从能量方程可以看出：当当T0G0珠光体不能转变为奥氏体；珠光体不能转变为奥氏体；当当T=

15、T0时，时，GV=GA-GP=0G0珠光体不能转变为奥氏体；珠光体不能转变为奥氏体；当当TT0时，时，GV=GA-GP0G0珠光体可能转变为奥氏体；珠光体可能转变为奥氏体；因此奥氏体形成的热力学条件是：因此奥氏体形成的热力学条件是：必必须须在在A A1 1温温度度以以上上，即即在在一一定定的的过过热热条条件件下下奥奥氏氏体体才才能能形形成成。只只有有当当珠珠光光体体与与奥奥氏氏体体的的体体积积自自由由能能之之差差能能克克服服界界面面能能和和应应变变能能时时，珠珠光光体体向向奥奥氏氏体体转转变变才才能能使使系系统统向向低低能能状状态态转变，奥氏体才能自发地形成。转变，奥氏体才能自发地形成。二、奥

16、氏体的形成过程二、奥氏体的形成过程（一）奥氏体的结构、组织和性能（一）奥氏体的结构、组织和性能1、奥氏体的结构、奥氏体的结构奥奥氏氏体体是是碳碳溶溶于于-Fe所所形形成成的的固固溶溶体体。在在合合金金钢钢中中，除除了了碳碳原原子子外外，溶溶于于-Fe中中的的还还有有合合金金元元素素原原子。子。（1）碳原子在点阵中的位置）碳原子在点阵中的位置X射射线线结结构构分分析析证证明明，碳碳原原子子位位于于-Fe八八面面体体间间隙隙位位置置中中心心，即即面面心心立立方方点点阵阵晶晶胞胞的的中中心心或或棱棱边的中点，如图所示。边的中点，如图所示。-Fe的的八八面面体体间间隙隙半半径径仅仅5.210-2nm（

17、0.52），小小于于碳碳原原子子的的半半径径7.710-2nm（0.77），碳碳原原子子的的溶溶入入将将使使八八面面体体发发生生膨膨胀胀，使使周周围围的的八八面面体体中中心心的的间间隙隙减减小小。因因此此不不是是所所有有的的八八面面体体中中心心均均能能容容纳纳一一个个碳碳原子。原子。（2 2）碳原子在奥氏体中的分布）碳原子在奥氏体中的分布 碳碳原原子子在在奥奥氏氏体体的的分分布布是是不不均均匀匀的的，存存在在着着浓浓度度起起伏伏。奥奥氏氏体体中中碳碳的的分分布布是是呈呈统统计计均均匀匀的的。用用统统计计理理论论计计算算结结果果表表明明，在在含含碳碳0.85%0.85%的的奥奥氏氏体体中中可可能

18、能存存在在大大量量比比平平均均碳碳浓浓度度高高八八倍倍的的微微区区，相相当当于于渗渗碳碳体体的的碳碳含含量量。因因此此说说碳碳原原子子在在奥奥氏氏体体点点阵阵的的分分布布是是统统计计均均匀匀的。的。（3 3）碳碳含含量量与与点点阵阵常数的关系常数的关系碳碳原原子子的的溶溶入入使使的的-Fe点点阵阵发发生生畸畸变变，点点常常数数增增大大。溶溶入入的的碳碳愈愈多多，点点阵阵常常数愈大。如图所示。数愈大。如图所示。奥氏体点阵常数与碳含量的关系奥氏体点阵常数与碳含量的关系2 2、奥氏体的组织、奥氏体的组织在在一一般般的的情情况况下下奥奥氏氏体体的的组组织织是是由由多多边边形形的的等等轴轴晶晶粒粒所组成

19、，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。如图所示。所组成，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。如图所示。奥氏体显微组织奥氏体显微组织（晶内有孪晶）（晶内有孪晶）1000 3 3、奥氏体的性能、奥氏体的性能 Fe-C合合金金中中的的奥奥氏氏体体在在室室温温下下是是不不稳稳定定相相。但但是是在在Fe-C合合金金中中加加入入足足够够数数量量的的能能扩扩大大相相区区的的元元素素，可可使使奥奥氏氏体体在在室室温温，甚甚至至在在低低温温成成为为稳稳定定相相。因因此此，奥奥氏氏体体可可以以是是钢钢在在使使用用时时的的一一种种重重要要组组织织形形态态。以以奥奥氏氏体体状状态态使用的钢称为奥氏体钢。使用的钢称为奥氏体钢。

20、（1 1）磁性：）磁性：奥氏体具有顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁钢。奥氏体具有顺磁性，故奥氏体钢又可作为无磁钢。（2）比容：）比容：在在钢钢的的各各种种组组织织中中，奥奥氏氏体体的的比比容容最最小小。可可利利用用这这一一点点调调整整残残余余奥奥氏氏体体的的量量，以以达达到到减减少少淬淬火火工工件件体体积积变变化的目的。化的目的。（3 3）膨胀：）膨胀：奥奥氏氏体体的的线线膨膨胀胀系系数数比比铁铁素素体体和和渗渗碳碳体体的的平平均均线线膨膨胀胀系系数数高高出出约约一一倍倍。故故奥奥氏氏体体钢钢也也可可被被用用来来制制作作要要求求热热膨胀灵敏的仪表元件。膨胀灵敏的仪表元件。（4 4）导热性：）导热

21、性：除除渗渗碳碳体体外外，奥奥氏氏体体的的导导热热性性最最差差。因因此此，为为避避免免热热应应力力引引起起的的工工件件变变形形，奥奥氏氏体体钢钢不不可可采采用用过过大大的的加加热热速度加热。速度加热。（5 5）力学性能：）力学性能：奥奥氏氏体体具具有有高高的的塑塑性性、低低的的屈屈服服强强度度，容容易易塑塑性性变变形形加加工工成成形形。因因为为面面心心立立方方点点阵阵是是一一种种最最密密排排的的点点阵阵结结构构，至至密密度度高高，其其中中铁铁原原子子的的自自扩扩散散激激活活能能大大，扩扩散散系系数小，从而使其热强性好。故数小，从而使其热强性好。故奥氏体钢可作为高温用钢奥氏体钢可作为高温用钢（二

22、）奥氏体的形成过程（二）奥氏体的形成过程 以以共共析析钢钢为为例例说说明明奥奥氏氏体体的的形形成成过过程程。从从珠珠光光体体向向奥奥氏氏体转变的转变方程，体转变的转变方程，+Fe +Fe3 3C C 碳含量碳含量C%C%0.0218 6.69 0.77 0.0218 6.69 0.77 晶格类型晶格类型 体心立方体心立方 复杂斜方复杂斜方 面心立方面心立方我们可以看出：我们可以看出：珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改珠光体向奥氏体转变包括铁原子的点阵改组，碳原子的扩散和渗碳体的溶解。组，碳原子的扩散和渗碳体的溶解。实验证明：实验证明：珠光体向奥氏体转变符合一般的相变规珠光体向奥氏体转变符合一

23、般的相变规律，是一个晶核的形成和晶核长大过程。共析珠光体向律，是一个晶核的形成和晶核长大过程。共析珠光体向奥氏体转变包括奥氏体晶核的形成、晶核的长大、残余奥氏体转变包括奥氏体晶核的形成、晶核的长大、残余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化等四个阶段。渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化等四个阶段。1 1、奥氏体的形核、奥氏体的形核（1 1）形核条件）形核条件奥氏体晶核的形成条件是系统的能量、结构和成分起伏。奥氏体晶核的形成条件是系统的能量、结构和成分起伏。（2 2）形核部位）形核部位奥奥氏氏体体晶晶核核通通常常优优先先在在铁铁素素体体和和渗渗碳碳体体的的相相界界面面上上形形成成，此此外外，在在珠珠光光体体团团

24、的的边边界界，过过冷冷度度较较大大时时在在铁铁素素体体内内的的亚亚晶晶界上也都可以成为奥氏体的形核部位。界上也都可以成为奥氏体的形核部位。在铁素体和渗碳体相界上优先形核的原因，可做如下的解释：在铁素体和渗碳体相界上优先形核的原因，可做如下的解释：界界面面两两侧侧两两相相的的碳碳含含量量相相差差很很大大（0.0218%和和6.69%），因因此此在在界界面面上上碳碳浓浓度度分分布布很很不不均均匀匀，比比较较容容易易满满足足成成分分起起伏伏；界界面面两两侧侧晶晶体体结结构构相相差差较较大大，原原子子排排列列不不规规则则，原原子子的的活活动动能能力力较较强强，比比较较容容易易满满足足结结构构起起伏伏；

25、界界面面上上原原子子排排列列不不规规则则，位位错错等等晶晶体体学学缺缺陷陷密密度度较较大大，处处于于能能量量较较高高的的状状态态，比比较较容容易易满满足足能能量量起起伏伏，同同时时新新相相晶晶核核形形成成时时，可可以以使使部部分分晶晶体体学学缺缺陷陷消消失失，使使系系统统的的能能量量进进一一步步下下降降，因因此此在在相相界界面面处处是是奥奥氏氏体体形形核核的的首首选选位置位置。2 2、奥氏体的长大、奥氏体的长大 奥奥氏氏体体晶晶核核形形成成后后便便开开始始长长大大。奥奥氏氏体体长长大大的的机机制制可可做做如如下下的的解解释释。在在A AC1C1以以上上某某一一温温度度t t1 1形形成成一一奥

26、奥氏氏体体晶晶核核。奥奥氏氏体体晶晶核核形形成成之之后后，将将产产生生两两个个新新的的相相界界面面，一一个个是是奥奥氏氏体体与与渗渗碳碳体体相相界界面面，另另一一个个是是奥奥氏氏体体与与铁铁素素体体相相界界面面。为为讨讨论论问问题题的的方方便便，我我们们假假定定两两个个相相界界面面都都是是平平直直的的（参参见见图图1-1-5 5）。根据）。根据Fe-Fe3C相图可知，相图可知，奥氏体晶核的长大奥氏体晶核的长大3 3、剩余渗碳体的溶解、剩余渗碳体的溶解实实验验表表明明在在珠珠光光体体向向奥奥转转变变过过程程中中，铁铁素素体体和和渗渗碳碳体体并并不不是是同同时时消消失失，而而总总是是铁铁素素体体首

27、首先先消消失失，将将有有一一部部分分渗渗碳碳体体残残留留下下来来。这这部部分分渗渗碳碳体体在在铁铁素素体体消消失失后后，随随着着保保温温时时间间的的延延长长或或温温度度的的升升高高，通通过过碳碳原原子子的的扩扩散散不不断断溶溶入入奥奥氏氏体体中中。一一旦旦渗渗碳碳体体全全部部溶溶入入奥奥氏氏体体中中，这这一一阶段便告结束。阶段便告结束。碳碳化化物物溶溶入入A的的机机理理，现现在在还还不不十十分分清清楚楚，有有人人认认为为是是通通过过碳碳化化物物中中的的碳碳原原子子向向奥奥氏氏体体中中扩扩散散和和Fe原原子子向向贫贫碳碳的的渗渗碳碳体体区区扩扩散散，以以及及Fe3C向向A晶晶体体点点阵阵改改组组

28、来来完完成的。成的。为为什什么么铁铁素素体体和和渗渗碳碳体体不不能能同同时时消消失失，而而总总有有部部分渗碳体剩余？分渗碳体剩余？按按相相平平衡衡理理论论，从从Fe-Fe3C相相图图可可以以看看出出，在在高高于于AC1温温度度，刚刚刚刚形形成成的的奥奥氏氏体体，靠靠近近Cem的的C浓浓度度高高于于共共析析成成分分较较少少，而而靠靠近近F处处的的C浓浓度度低低于于共共析析成成分分较较多多（即即ES线线的的斜斜率率较较大大，GS线线的的斜斜率率较较小小）。所所以以，在在奥奥氏氏体体刚刚刚刚形形成成时时，即即F全全部部消消失失时时，奥奥氏氏体体的的平平均均C浓浓度度低低于于共共析析成成分分，这这就就

29、进进一一步步说说明明，共共析析钢钢的的P刚刚刚刚形形成成的的A的的平平均均碳碳含含量量降降低低，低低于于共共析析成成分分，必必然然有有部部分分碳碳化化物物残残留留，只只有有继继续续加加热热保保温温，残留碳化物才能逐渐溶解。残留碳化物才能逐渐溶解。4 4、奥氏体成分均匀化、奥氏体成分均匀化珠珠光光体体转转变变为为奥奥氏氏体体时时，在在残残留留渗渗碳碳体体刚刚刚刚完完全全溶溶入入奥奥氏氏体体的的情情况况下下，C在在奥奥氏氏体体中中的的分分布布是是不不均均匀匀的的。原原来来为为渗渗碳碳体体的的区区域域碳碳含含量量较较高高，而而原原来来是是铁铁素素体体的的区区域域，碳碳含含量量较较低低。这这种种碳碳浓

30、浓度度的的不不均均匀匀性性随随加加热热速速度度增增大大而而越越加加严严重重。因因此此，只只有有继继续续加加热热或或保保温温，借借助助于于C原原子子的的扩扩散散才才能能使使整整个个奥奥氏氏体体中中碳的分布趋于均匀。碳的分布趋于均匀。以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下图形象地表示出来。图形象地表示出来。5 5、奥氏体非扩散形成简介、奥氏体非扩散形成简介（1）无扩散形核，扩散长大；）无扩散形核，扩散长大；（2）铁素体全部以无扩散方式转变为低碳的奥氏体；）铁素体全部以无扩散方式转变为低碳的奥氏体；（3）最近的研究成果：）最近的研究成果：铁铁

31、素素体体向向奥奥氏氏体体转转变变直直接接受受加加热热速速度度控控制制，快快速速加加热可以为无扩散形核，而缓慢加热则以扩散方式形成。热可以为无扩散形核，而缓慢加热则以扩散方式形成。三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学）三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学）相相变变的的动动力力学学研研究究的的是是：转转变变温温度度、转转变变量量和和转转变时间的关系。变时间的关系。奥奥氏氏体体形形成成动动力力学学可可分分为为等等温温形形成成动动力力学学和和连连续续加热形成动力学。加热形成动力学。（一）奥氏体等温形成动力学（一）奥氏体等温形成动力学等等温温形形成成动动力力学学即即在在一一定定温温度度下下的的转转变

32、变量量和和转转变变时间的关系（即在一定温度下的转变速度）。时间的关系（即在一定温度下的转变速度）。研研究究表表明明，奥奥氏氏体体的的形形成成速速度度决决定定于于奥奥氏氏体体的的形形核核率率和和晶晶核核的的线线长长大大速速度度，它它受受钢钢的的成成分分、原原始始组组织织状态、等温温度等条件的影响。状态、等温温度等条件的影响。1 1、奥氏体等温形成动力学曲线、奥氏体等温形成动力学曲线（1 1）共析碳钢奥氏体等温形成图建立）共析碳钢奥氏体等温形成图建立试样：厚试样：厚2mm左右，直径约为左右，直径约为10mm的小圆片；的小圆片；原始状态：每个试样均有相同的原始组织状态；原始状态：每个试样均有相同的原

33、始组织状态；温温度度：在在AC1以以上上设设定定不不同同的的温温度度，如如730、745、765、；时时间间：在在每每个个温温度度下下保保持持一一系系列列时时间间，如如1S、5S、10S、20S、；冷却：在盐水中急冷到室温；冷却：在盐水中急冷到室温；观观察察：在在显显微微镜镜下下测测出出试试样样中中马马氏氏体体的的数数量量（相相当当于于高高温温下下奥奥氏氏体的数量）；体的数量）；做做图图：做做出出每每个个温温度度下下奥奥氏氏体体形形成成量量和和保保温温时时间间的的关关系系曲曲线线，即即得到了奥氏体等温形成的动力学曲线。得到了奥氏体等温形成的动力学曲线。为为方方便便，通通常常把把不不同同温温度度

34、下下转转变变转转变变相相同同数数量量所所需需时时间间，综综合合在在温温度度和和时时间间坐坐标标系系内内，这这样样就就得得到到了了奥奥氏氏体体等等温温形形成成图。图。共析碳钢奥氏体等温形成图共析碳钢奥氏体等温形成图（2 2）奥氏体等温形成的特点）奥氏体等温形成的特点在在高高于于AC1温温度度保保温温时时，奥奥氏氏体体并并不不立立即即形形成成，而而是是需需要要经经过过一一定定时时间间后后，才才开开始始形形成成。温温度度越越高高，所所需需时间越短。通常称为孕育期。时间越短。通常称为孕育期。孕孕育育期期：从从保保温温开开始始到到转转变变开开始始的的这这段段时时间间称称为为孕孕育育期期。孕孕育育期期的的

35、实实质质是是相相变变的的准准备备阶阶段段，是是所所有有扩扩散散型相变的共同特点。型相变的共同特点。奥奥氏氏体体形形成成速速度度在在整整个个过过程程中中是是不不同同的的，开开始始时时速速度度较较慢慢，以以后后逐逐渐渐加加快快；在在转转变变量量达达到到50%时时，转转变变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。温温度度越越高高，奥奥氏氏体体形形成成所所需需的的全全部部时时间间越越短短，即即奥奥氏氏体体的的形形成成速速度度越越快快。换换言言之之，随随温温度度升升高高，奥奥氏氏体体形形成成始终是加速的。始终是加速的。在在奥奥氏氏体体刚刚刚刚形形成成后后，

36、还还需需一一段段时时间间使使残残留留碳碳化化物物溶溶解和奥氏体成分均匀化。解和奥氏体成分均匀化。（3 3）过共析和亚共析碳钢奥氏体等温形成图）过共析和亚共析碳钢奥氏体等温形成图过过共共析析碳碳钢钢：原原始始组组织织为为P+P+CemCem，且且P P的的数数量量随随钢钢的的C%C%增加而减少。增加而减少。亚亚共共析析碳碳钢钢：原原始始组组织织为为P+FP+F，且且P P的的数数量量随随钢钢的的C%C%增增加而增加。加而增加。（a）过共析钢（过共析钢（WC1.2%）奥氏体等温形成图奥氏体等温形成图（b）亚共析钢（亚共析钢（WC0.45%）奥氏体等温形成图奥氏体等温形成图2 2、奥氏体等温形成动力

37、学的分析、奥氏体等温形成动力学的分析奥奥氏氏体体等等温温形形成成动动力力学学图图示示出出的的温温度度升升高高奥奥氏氏体体形形成成速速度度加加快快的的规规律律，是是由由于于随随着着温温度度升升高高奥奥氏氏体体的的形形核核率率和和长长大大速速度度均均增增加加的的缘缘故故。有有人人做做过过试试验验，把把奥奥氏氏体体的的形形成成温温度度从从740提提高高到到800时时，奥奥氏氏体体的的形形核核率率N增增加加270倍倍，而而长长大大速速度度G增增加加了了80倍倍。因因此此，随随着着温温度度升高，奥氏体形成速度迅速增加。升高，奥氏体形成速度迅速增加。（1 1）奥氏体的形核率）奥氏体的形核率研研究究指指出出

38、，在在奥奥氏氏体体均均匀匀形形核核条条件件下下，形形核核率率N和和温温度度之之间的关系可以表示为：间的关系可以表示为：C-常数；常数；Q-扩散激活能；扩散激活能；T-绝对温度；绝对温度；K-波尔茨曼常数；波尔茨曼常数；W-临界形核功，在忽略应变能时，临界形核功，在忽略应变能时，A-常数；常数；-奥氏体与旧相的界面能；奥氏体与旧相的界面能；GV-奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差；奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差；1）因温度升高，形核率）因温度升高，形核率N以指数关系迅速增加；以指数关系迅速增加；2）因因GV随随温温度度升升高高而而增增大大，使使W减减小小，使使N进进一一步步增增大；大；3）随

39、随温温度度升升高高原原子子扩扩散散速速度度加加快快，不不仅仅有有利利于于铁铁素素体体向向奥奥氏氏体体点点阵阵改改组组，而而且且也也促促进进渗渗碳碳体体溶溶解解，这这也也加加速速奥氏体的形核；奥氏体的形核；4）随随温温度度升升高高铁铁素素体体的的C%沿沿QP线线增增加加，另另一一方方面面奥奥氏氏体体在在铁铁素素体体中中形形核核时时所所需需的的碳碳浓浓度度沿沿SG而而降降低低，结结果果减减小小了了奥奥氏氏体体形形核核所所需需要要的的碳碳的的浓浓度度起起伏伏，促促进进奥奥氏氏体体的形核。的形核。（2 2）奥氏体晶体的长大速度）奥氏体晶体的长大速度G G 关关于于奥奥氏氏体体晶晶体体的的长长大大速速度

40、度，有有不不少少研研究究者者利利用用扩扩散散规律导出一些计算公式，具有代表性的如下：规律导出一些计算公式，具有代表性的如下：碳在铁素体和奥氏体中的扩散系数；碳在铁素体和奥氏体中的扩散系数；铁铁素素体体和和奥奥氏氏体体界界面面处处碳碳在在铁铁素素体体和和奥奥氏体中的浓度梯度；氏体中的浓度梯度；奥奥氏氏体体与与铁铁素素体体相相界界面面间间的的碳碳浓浓度度差差;负号表示下坡扩散。负号表示下坡扩散。由由于于碳碳在在铁铁素素体体中中的的浓浓度度梯梯度度很很小小，可可近近似似看看作作是是0。上式可以改写为：上式可以改写为：利利用用碳碳在在渗渗碳碳体体中中的的浓浓度度梯梯度度等等于于零零的的特特点点，可可得

41、得界面向渗碳体中推移的速度表达式：界面向渗碳体中推移的速度表达式：渗碳体与奥氏体相界面间的碳浓度差。渗碳体与奥氏体相界面间的碳浓度差。碳在奥氏体中的浓度梯度。碳在奥氏体中的浓度梯度。1）温温度度升升高高，扩扩散散系系数数D（D=D0e-Q/RT）增增大大，同同时时奥奥氏氏体体的的两两相相界界面面之之间间碳碳浓浓度度差差Cr-cem-Cr-a增增加加，增增大大了了碳在奥氏体中的浓度梯度，从而使奥氏体的长大速度加快；碳在奥氏体中的浓度梯度，从而使奥氏体的长大速度加快；2）温温度度升升高高，在在铁铁素素体体中中有有利利于于奥奥氏氏体体形形核核的的部部位位增增加加，原原子子的的扩扩散散距距离离相相对对

42、缩缩短短了了，同同样样有有利利于于奥奥氏氏体体的的长长大；大；3）温温度度升升高高，奥奥氏氏体体与与铁铁素素体体相相界界面面处处的的碳碳浓浓度度差差Cr-a-Ca-r以以及及渗渗碳碳体体与与奥奥氏氏体体相相界界面面处处的的碳碳浓浓度度差差Ccem-r-Cr-cem均减小，因此也会加速奥氏体晶体长大。均减小，因此也会加速奥氏体晶体长大。综综上上所所述述：奥奥氏氏体体形形成成时时，升升高高温温度度（或或增增加加过过热热度度）始始终终是是有有利利于于奥奥氏氏体体形形成成的的，所所以以加加热热温温度度越越高高，奥奥氏氏体体形形成成的的孕孕育育期期以以及及整整个个相相变变过过程程所所需需时时间间越越短短

43、，即即奥奥形形成成速速度度越越快快。换换言言之之：随随温温度度的的升升高高（或或过过热热度度的增大）奥氏体的形成是加速的。的增大）奥氏体的形成是加速的。3 3、影响奥氏体形成速度的因素、影响奥氏体形成速度的因素（1 1）温度）温度在在各各种种影影响响因因素素中中，温温度度的的作作用用最最为为强强烈烈，因因此此控控制制奥氏体的形成温度十分重要。奥氏体的形成温度十分重要。（2 2）碳含量）碳含量钢钢中中碳碳含含量量越越高高，奥奥氏氏体体的的形形成成速速度度越越快快。增增加加了了奥奥氏体的形核部位，同时碳的扩散距离相对减小。氏体的形核部位，同时碳的扩散距离相对减小。（3 3）原始组织的影响）原始组织

44、的影响如如果果钢钢的的化化学学成成分分相相同同，原原始始组组织织中中碳碳化化物物的的分分散散度度越越大大，相相界界面面越越多多，形形核核率率便便越越大大；珠珠光光体体片片间间距距离离越越小小，奥奥氏氏体体中中碳碳浓浓度度梯梯度度越越大大，扩扩散散速速度度便便越越快快；碳碳化化物物分分散散度度越越大大，使使得得碳碳原原子子扩扩散散距距离离缩缩短短，奥奥氏氏体体晶晶体体长长大大速速度度增加。增加。（4）合金元素的影响）合金元素的影响1）合金钢中奥氏体形成的特点）合金钢中奥氏体形成的特点通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度 强强碳碳化化物物形形成成元元素素CrCr

45、、MoMo、W W等等，降降低低碳碳在在奥奥氏氏体体中中扩扩散散系系数数，推推迟迟珠珠光光体体转转变变为为奥奥氏氏体体；非非碳碳化化物物形形成成元元素素CoCo、NiNi等等增增大大碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散系系数数，使使奥奥氏氏体体形形成成速速度度加加快快；SiSi、AlAl等等对对碳碳原原子子的的扩扩散散系系数数影影响响不不大大，因因此此对对奥氏体的形成无明显的影响。奥氏体的形成无明显的影响。合金元素通合金元素通过过改改变变碳化物碳化物稳稳定性影响奥氏体的形成速度定性影响奥氏体的形成速度 通通常常使使碳碳化化物物稳稳定定提提高高的的元元素素，将将延延缓缓奥奥氏氏体体的的形形成成。

46、钢钢中中加加入入W W、MoMo和和其其它它强强碳碳化化物物形形成成元元素素，由由于于在在钢钢中中可可以以形形成成稳稳定定性性极极高高的的特特殊殊类类型型的的碳碳化化物物，加加热热时时不不易易溶溶解解，将使奥氏体形成速度减慢。将使奥氏体形成速度减慢。CrCr含量变化对奥氏体形成的影响：含量变化对奥氏体形成的影响：CrCr含含量量为为2%2%及及6%6%时时，延延缓缓奥奥氏氏体体的的形形成成，但但CrCr含含量量为为11%11%时，奥氏体形成速度反而比时，奥氏体形成速度反而比6%6%时快。原因如下：时快。原因如下：2%2%CrCr时时形形成成较较稳稳定定的的不不易易溶溶解解的的(FeCr)FeC

47、r)3 3C C，延延缓缓奥奥氏氏体体的形成；的形成；6%6%CrCr时时形形成成更更稳稳定定的的不不易易溶溶解解的的(FeCr)FeCr)7 7C C3 3，延延缓缓奥奥氏氏体的形成；体的形成；11%11%CrCr时时形形成成含含碳碳较较少少、较较易易溶溶解解、稳稳定定性性较较低低的的碳碳化化物物(FeCr)FeCr)2323C C6 6，一一方方面面(FeCr)FeCr)2323C C6 6较较不不稳稳定定，另另一一方方面面C%C%相相同同时时可可以以形形成成更更多多的的碳碳化化物物，从从而而使使相相界界面面面面积积增增加加，这这些都会加速奥氏体的形成。些都会加速奥氏体的形成。对临界点的影

48、响对临界点的影响 NiNi、MnMn、CuCu等等降降低低A A1 1温温度度；CrCr、MoMo、TiTi、SiSi、AlAl、W W、V V等升高等升高A A1 1温度。温度。合合金金元元素素通通过过对对原原始始组组织织的的影影响响也也影影响响奥奥氏氏体体的的形形成成速度速度 NiNi、MnMn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。2 2）合金钢中奥氏体均匀化）合金钢中奥氏体均匀化 钢钢中中的的合合金金元元素素在在原原始始组组织织各各相相中中（F F和和CemCem）分分配配是是不不均均匀匀的的，在在退退火火状状态态下下，碳碳化化物物形形成成元元素

49、素主主要要集集中中在在碳碳化化物物中中，而而非非碳碳化化物物形形成成元元素素则则主主要要集集中中在在铁铁素素体体中中，合合金金元元素素这这种种不不均均匀匀分分布布，一一直直到到碳碳化化物物溶溶解解完完毕毕后后，还还显显著著地地保保留留在在钢钢中中，这这样样合合金金钢钢奥奥氏氏体体形形成成后后，除除了了碳碳的的均均匀匀化化外外，还还要要进进行行合合金金元元素素的的均均匀化。匀化。在在其其它它条条件件相相同同的的情情况况下下，合合金金元元素素在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散速速度度比比碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散速速度度小小100-10000100-10000倍倍。此此外外，碳碳化化物物形

50、形成成元元素素还还会会减减小小碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散速速度度，这这将将降降低低碳碳的的均均匀匀化化速速度度，因因此此，合合金金钢钢均均匀匀化所需时间常常比碳钢长得多。化所需时间常常比碳钢长得多。（二二）连连续续加加热热时时奥奥氏氏体体的的形成形成实实验验表表明明连连续续加加热热时时奥奥氏氏体体形形成成的的基基本本过过程程和和等等温温转转变变相相似似，也也是是由由奥奥氏氏体体的的形形成成、残残留留碳碳化化物物溶溶解解和和奥奥氏氏体体成成分分均均匀匀化化三三个个阶阶段段组组成成。现现已已证证明明，影影响响这这些些过过程程的的因因素素也也大大致致与与等等温温形形成成时时相相同同。但但是