奧氏體形成的動力學(xué)曲線分析

 用金相法測定的含0.041%Nb和不含鈮的0.14%C-1.62%Mn-0.42%Si鋼的奧氏體形成動力學(xué)曲線見圖2-5,試樣經(jīng)740℃鹽浴加熱，保溫不同時間后水淬，用割線法測定Sn(單位體積內(nèi)鐵素體－鐵素體交界面的面積），用數(shù)點法測定各相的體積分數(shù)V、，將實驗結(jié)果經(jīng)過統(tǒng)計分析處理后作圖示于圖2-5.可以看出：

（1) 初始時，奧氏體的體積分數(shù)隨臨界區(qū)加熱保溫時間的增加，非常迅速地增長，10min左右，即達到平臺區(qū)，進一步增加保溫時間，奧氏體體積分數(shù)變化不大。

（2) 奧氏體的體積分數(shù)V在保溫60s時達到15%,珠光體體積分數(shù)隨在臨界區(qū)溫度保溫時間的增加迅速下降（表2-1).但同時測定的鐵素體體積分數(shù)基本沒有變化，這說明奧氏體的初始形成和長大是依靠珠光體的溶解。

（3) 在光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡的分辨范圍內(nèi)，達到Sv、v再發(fā)生變化時的“佯平衡條件”所需的時間（即顯微組織不發(fā)生變化的時間）為180s.740℃下奧氏體向鐵素體長大開始時的時間比根據(jù)Specich()等人的奧氏體形成圖的預(yù)測更早些。

（4) 含鈮鋼和不含鈮鋼的奧氏體形成動力學(xué)曲線相似。掃描電鏡觀察指出：在淬火組織中有馬氏體組織邊圈，這說明在這一臨界區(qū)處理條件下有錳的分配，即不能采用碳擴散控制的佯平衡模型來處理奧氏體長大動力學(xué)。

  用膨脹法和金相法測定了各種溫度處理時奧氏體形成動力學(xué)曲線。鋼的成分為0.06%C,0.12%C,0.20%C-1.5%Mn,初始顯微組織為鐵素體加珠光體。碳含量為0.12%的鋼的奧氏體形成動力學(xué)曲線示于圖2-6。將金相觀察的不同碳含量鋼的奧氏體形成動力學(xué)曲線對比與分析得出：

  a. Ac3以上的溫度退火時，奧氏體形成非常迅速，碳越高，全部奧氏體化所需的時間越短。例如含碳0.06%的鋼，需1min多，而0.20%C鋼不到10s,這可能由于在同樣的退火溫度下（900℃),不同碳含量的鋼的過熱程度不同，因而奧氏體形成所需的能量不同；或者由于碳含量不同，珠光體量和珠光體團的平均距離不同，奧氏體形成時碳和合金元素的擴散距離不同而造成的。

  b. 當臨界區(qū)加熱時，隨著碳含量的增加，珠光體完全溶解的時間增加。例如，740℃時，0.06%C鋼中的珠光體完全溶解的時間小于15s,0.12%C鋼為30s,而0.20%C鋼則需要2min.相應(yīng)的奧氏體的體積分數(shù)分別為8%、15%、30%;碳含量越高，珠光體溶解后奧氏體的長大速率也越快，但達到最終平衡的時間基本相當。在780℃加熱時，3種碳含量的鋼的珠光體溶解速率均小于15s.

  c. 臨界區(qū)加熱時，奧氏體在鐵素體和珠光體交界面上形核，瞬間即可完成，然后珠光體溶解，這一步的速率視溫度和是否有置換固溶元素的擴散而異，然后是奧氏體向鐵素體長大，其速率決定于碳的擴散或錳的重新分配，最后是奧氏體內(nèi)的合金元素均勻化。