金属热处理原理课件(章).ppt

若采用公制进行测量，经过换算后，上式变为： G=-2.9542+3.3219Lgna 式中 na—放大一倍时，1mm2内包含的晶粒数。 目前逐步采用测定晶粒平均截距来确定晶粒度级别。 ASTM(美国材料和试验协会标准)标准重新定义了晶粒度。即 式中 —G=0时，晶粒平均截距。对于显微镜，放大一倍时， =0.32mm，代入上式得 二、奥氏体晶粒长大特点 影响奥氏体晶粒长大的因素 1 加热温度的影响 1250℃ 1050 ℃ 900 ℃ 保温时间 t 晶粒度 控制奥氏体晶粒尺寸的工艺措施 1、两相区加热 亚共析钢加热温度选择在Ac1~Ac3之间，可提高钢的缺口韧性，减小回火脆性。 高碳钢采用短时加热淬火，可得到较多的板条状马氏体。 2、零保温 保温时间包括工件表面加热到炉温所需时间、透烧时间、组织转变时间。对于碳钢和低合金钢可采用酌情零保温热处理工艺。 3、快速加热 盐浴炉加热、感应加热、激光加热等均可获细小起始奥氏体晶粒。 4、细化原始组织 中碳钢锻造后进行正火处理，对尺寸大的工件可采用风冷或喷雾冷却，用非平衡组织，如：马氏体、贝氏体或回火组织进行加热， 5、循环加热 6、形变热处理 将高温形变与再结晶相结合的晶粒超细化淬火方法。 * 图1-7 共析钢奥氏体长大示意图 2.3 奥氏体形成动力学 一、奥氏体等温转变动力学研究方法 将试样从温度t1快速转变为t2并在该温度下保持时间τ，然后迅速再冷却到室温。 组织转变量的测量有何多种方法：金相法、膨胀法、磁性法等，通常采用金相法。 二、奥氏体等温形成动力学曲线 （1）共析碳钢奥氏体等温形成图（金相法） 试样：厚1.5mm左右，直径约为10mm的小圆片； 原始状态：每个试样均有相同的原始组织状态； 温度：在AC1以上设定不同的温度，如730℃、745℃、765℃、……； 时间：在每个温度下保持一系列时间，如1S、5S、10S、20S、……； 冷却：在盐水中急冷到室温； 观察：在显微镜下测出试样中马氏体的数量（相当于高温下奥氏体的数量）； 奥氏体等温形成的特点 ①在高于AC1温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定时间后，才开始形成。温度越高，所需时间越短。通常称为孕育期。 ②奥氏体形成速度在整个过程中是不同 的，开始时速度较慢，以后逐渐加快；在转变量达到50%时，转变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。 ③温度越高，奥氏体形成所需的全部时间越短，即奥氏体的形成速度越快。换言之，随温度升高，奥氏体形成始终是加速的。 ④在奥氏体刚刚形成后，还需一段时间使残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化。 图1-10 共析碳钢奥氏体等温形成图 三、奥氏体的形核率与长大速率 （1）奥氏体的形核率 (2)奥氏体线长大速度 四、影响珠光体转变为奥氏体的因素 3 原始组织的影响 碳化物 五、奥氏体连续加热形成动力学图 1 相变是在一个温度范围内形成 2 转变速度随加热速度增大而增大 3 奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大 4 奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化 ?? 2.4 奥氏体晶粒长大及其控制 3）非共格界面的迁移 非共格界面处原子排列紊乱，形成一无规则排列的过度薄层。这种界面上原子移动的步调不是协同的，即原子移动无先后顺序，相对位移距离不等，其相邻关系也可能变化。随母相原子不断以非协同方式向新相转移，界面便沿法线方向推进，从而使新相逐渐长大。这就是非协同型长大。 也有人认为，在非共格界面得微区中，也可能呈现台阶状结构，如图1-9。台阶高度相当于一个原子层，通过原子从母相台阶端部向新相台阶上转移，便使新相台阶发生侧向移动，使新相长大。这种非共格界面的迁移是通过界面扩散进行的，而不论相变时新相与母相成分是否相同，因此这种相变称为扩散型相变。 1.4.2 新相长大速度 新相长大速度决定于界面迁移速度。对无扩散 型相变具有很高的长大速度。对于扩散型相变新相 长大速度低。下面对扩散型相变中新相长大时无成 分变化和有成分变化两种情况简要讨论。 （一）无成分变化的新相长大 新相长大速度受界面扩散（短程扩散）所控制。 如果相变过冷度很小 U=λv0/k(Δgαβ/T)exp(- Δg/kT) 1-9 新相长大速度随温度降低而增大。 当过冷度很大时， U=λv0—exp(- Δg/kT) 1-10 新相长大速度随温度降低呈指数函数减小。 总之，在整个相变温度范围，新相长大速度随温度降低呈现先增后减的规律。见