奧氏體的形成

1、第二章第二章 奧氏體的形成奧氏體的形成 熱處理：熱處理：是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻，以改變鋼的是指將鋼在固態(tài)下加熱、保溫和冷卻，以改變鋼的 組織結(jié)構(gòu)，獲得所需要性能的一種工藝組織結(jié)構(gòu)，獲得所需要性能的一種工藝. l為簡(jiǎn)明表示熱處理的為簡(jiǎn)明表示熱處理的 基本工藝過(guò)程，通常基本工藝過(guò)程，通常 用溫度用溫度時(shí)間坐標(biāo)繪時(shí)間坐標(biāo)繪 出熱處理工藝曲線。出熱處理工藝曲線。 2.1 奧氏體及其形成機(jī)理奧氏體及其形成機(jī)理 2.1.1 奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍 圖圖2-1 奧氏體的單胞奧氏體的單胞 n 奧氏體是碳溶于奧氏體是碳溶于-Fe 中的間中的間 隙固溶體隙固溶體 n 碳原子位于

2、八面體間隙中心，碳原子位于八面體間隙中心， 即即FCC晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn) n 八面體間隙半徑八面體間隙半徑 0.52 碳原子半徑碳原子半徑 0.77 點(diǎn)陣畸變點(diǎn)陣畸變 圖圖2-2 Fe-C 相圖相圖 n 奧 氏 體 相 區(qū) ：奧 氏 體 相 區(qū) ： NJESGN包圍的區(qū)域包圍的區(qū)域 GS線線 - A3線線 ES線線 - Acm線線 PSK線線 - A1線線 n 碳在奧氏體中的最大碳在奧氏體中的最大 溶 解 度 為溶 解 度 為 2 . 1 1 w t % (10at%) n 碳原子的溶入使碳原子的溶入使 -Fe 的點(diǎn)陣畸變，點(diǎn)陣常數(shù)的點(diǎn)陣畸變，點(diǎn)陣常數(shù) 隨碳含量的增加

3、而增大隨碳含量的增加而增大 2.1.2 奧氏體的性能奧氏體的性能 n 奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順 磁性（無(wú)磁性）。磁性（無(wú)磁性）。利用這一特性可以定量分析奧利用這一特性可以定量分析奧 氏體含量，測(cè)定相變開(kāi)始點(diǎn)，制作要求熱膨脹靈氏體含量，測(cè)定相變開(kāi)始點(diǎn)，制作要求熱膨脹靈 敏的儀表元件。敏的儀表元件。 n 奧氏體的導(dǎo)熱系數(shù)較小奧氏體的導(dǎo)熱系數(shù)較小，僅比滲碳體大。為避，僅比滲碳體大。為避 免工件的變形，不宜采用過(guò)大的加熱速度。免工件的變形，不宜采用過(guò)大的加熱速度。 n 奧氏體塑性很好奧氏體塑性很好，S 較低，易于塑性變形。較低，易于塑性變形。 故

4、工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進(jìn)行。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進(jìn)行。 2.1.3 奧氏體形成的熱力學(xué)條件奧氏體形成的熱力學(xué)條件 圖圖2-3 自由能和溫度關(guān)系圖自由能和溫度關(guān)系圖 G = V Gv + S + V - Gd (2-1) - Gd - 在在晶體缺陷晶體缺陷處形核處形核 引起的自由能降低引起的自由能降低 n 相變必須在一定的相變必須在一定的過(guò)熱過(guò)熱 度度T下，使得下，使得GV 0，才，才 能得到能得到G Cr- ，濃度差，濃度差 dC = Cr-k - Cr- 將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴(kuò)散將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴(kuò)散 Cr- Cr- ； Cr-k Cr-k 相界面上的平衡濃度被相界面上的平

5、衡濃度被打破打破 為了為了恢復(fù)恢復(fù)并維持相界面上的平衡濃度并維持相界面上的平衡濃度 點(diǎn)陣重構(gòu)點(diǎn)陣重構(gòu)，向，向方向長(zhǎng)大，方向長(zhǎng)大，Cr- Cr- Fe3C向向中溶解，向中溶解，向Fe3C方向長(zhǎng)大，方向長(zhǎng)大， Cr-k Cr-k n 奧氏體晶核的長(zhǎng)大速度奧氏體晶核的長(zhǎng)大速度 界面上的碳濃度差 界面上的碳濃度差 小晶粒厚度為生成的 中的濃度梯度碳在 中的擴(kuò)散系數(shù)碳在其中： CFeCCC CCC dxCCdC dx dC D CCdx dC D Cdx dC D Cdx dC DGGG KKK rKr K k k 3 / / ; )22() 11 ( 11 n 由式（由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長(zhǎng)

6、大速度）可知，奧氏體晶核的長(zhǎng)大速度 與與碳碳在奧氏體中的在奧氏體中的濃度梯度成正比濃度梯度成正比，而與相，而與相 界面上的界面上的碳濃度差成反比。碳濃度差成反比。 n 由于由于 /Fe3C相界面的碳濃度差相界面的碳濃度差 Ck 較大，較大， Fe3C本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲本身復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)，使得奧氏體向滲 碳體方向的長(zhǎng)大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向?yàn)樾?，碳體方向的長(zhǎng)大速度遠(yuǎn)比向鐵素體方向?yàn)樾。?所以鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解所以鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變比滲碳體的溶解 要快得多，要快得多，鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。 根據(jù)公式（22） GF/GFe3C =

7、 C -Fe3C / C- 在780 時(shí)，時(shí)， C -Fe3C 6.690.89 C- 0.410.02 GF/GFe3C 14.8 但通常片狀P的厚度是Fe3C的的7倍，倍，因此總是： 鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。鐵素體先消失，而滲碳體有剩余。 （3）剩余滲碳體的溶解）剩余滲碳體的溶解 n 剩余滲碳體借助于剩余滲碳體借助于Fe、C原子的擴(kuò)散進(jìn)原子的擴(kuò)散進(jìn) 一步溶解。一步溶解。 （4）奧氏體成分的均勻化）奧氏體成分的均勻化 n 原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部 位的碳濃度低。位的碳濃度低。 n 通過(guò)通過(guò)Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴(kuò)原子在新形成奧氏體中的

8、擴(kuò) 散，實(shí)現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。散，實(shí)現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。 2.2 奧氏體形成的動(dòng)力學(xué)奧氏體形成的動(dòng)力學(xué) 2.2.1 形核率形核率 n 為了滿(mǎn)足形核的熱力學(xué)條件，需依靠為了滿(mǎn)足形核的熱力學(xué)條件，需依靠能量能量起起 伏，補(bǔ)償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲伏，補(bǔ)償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲 得能量漲落的得能量漲落的幾率因子幾率因子 exp(-G*/kT) 成正比。成正比。 n 為了達(dá)到奧氏體晶核對(duì)為了達(dá)到奧氏體晶核對(duì)成分成分的要求，需要原的要求，需要原 子越過(guò)能壘，經(jīng)子越過(guò)能壘，經(jīng)擴(kuò)散擴(kuò)散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與 原子擴(kuò)散的原子擴(kuò)散的幾率因子幾率因子 exp(-Q/k

9、T) 成正比。成正比。 N = C exp(-G*/kT)exp(-Q/kT) (2-3) 式中式中: C - 常數(shù)常數(shù) G* - 臨界形核功臨界形核功 Q - 擴(kuò)散激活能擴(kuò)散激活能 k - 玻爾茲曼常數(shù)，玻爾茲曼常數(shù)，= 1.38X10-23 J/K T - 絕對(duì)溫度絕對(duì)溫度 N - 形核率，單位形核率，單位 1/(mm3 s) n 與結(jié)晶不同的是，與結(jié)晶不同的是，PA的相變，是在的相變，是在升高溫度升高溫度下進(jìn)下進(jìn) 行的相變。行的相變。 n 溫度升高時(shí)，溫度升高時(shí)， G* ，Q ，從而形核率，從而形核率 N 增大。增大。 2.2.2 奧氏體線長(zhǎng)大速度奧氏體線長(zhǎng)大速度 )22() 11 (

10、K CCdx dC DG n 碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù) D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼烏斯方程阿累尼烏斯方程(Arrhenius) G - 長(zhǎng)大線速度，單位長(zhǎng)大線速度，單位 mm/s n 溫度升高時(shí)，溫度升高時(shí)，D , dC , C , Ck 從而線長(zhǎng)大速度從而線長(zhǎng)大速度G增大。增大。 2.2.3 奧氏體奧氏體等溫等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線形成動(dòng)力學(xué)曲線 n 設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜設(shè)新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜-邁爾方邁爾方 程（程（Johnson-Mehl方程方程)： )42() 3 exp(1 43 tNGVt Vt - 新形成奧氏體的體積分?jǐn)?shù)新形成奧氏體

11、的體積分?jǐn)?shù) n 轉(zhuǎn)變量達(dá)轉(zhuǎn)變量達(dá)50%左右時(shí)，轉(zhuǎn)變速度最大。左右時(shí)，轉(zhuǎn)變速度最大。 n 轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。轉(zhuǎn)變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。 n 轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間越短。轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間越短。 圖圖2-8 奧氏體奧氏體等溫等溫形形 成動(dòng)力學(xué)曲線成動(dòng)力學(xué)曲線 n 形成溫度升高，形成溫度升高，N的的 增長(zhǎng)速率高于增長(zhǎng)速率高于G的增長(zhǎng)的增長(zhǎng) 速率，速率，N/G增大，可獲增大，可獲 得細(xì)小的得細(xì)小的起始晶粒度起始晶粒度。 n 形 成 溫 度 升 高 ，形 成 溫 度 升 高 ， G/Gk 增大，鐵素增大，鐵素 體消失時(shí)，剩余滲碳體體消失時(shí)，剩余滲碳

12、體 量增大，形成奧氏體的量增大，形成奧氏體的 平均碳含量降低。平均碳含量降低。 影響奧氏體影響奧氏體等溫等溫形成速度的因素：形成速度的因素： 1.加熱溫度的影響加熱溫度的影響 （1）加熱溫度升高，）加熱溫度升高，T增大，形核速度增大，形核速度I和長(zhǎng)大速度和長(zhǎng)大速度G均增加；均增加； （2）加熱溫度升高，奧氏體形成的孕育期變短，相變時(shí)間變短加熱溫度升高，奧氏體形成的孕育期變短，相變時(shí)間變短 （3）加熱溫度升高，奧氏體界面濃度差）加熱溫度升高，奧氏體界面濃度差C減小，向減小，向F體和體和Fe3C 的的長(zhǎng)大速度均增加；長(zhǎng)大速度均增加； （4）加熱溫度升高，奧氏體加熱溫度升高，奧氏體向向F體一側(cè)比向體

13、一側(cè)比向Fe3C一側(cè)的推移速一側(cè)的推移速 度快，度快，F(xiàn)體瞬間消失，殘余體瞬間消失，殘余Fe3C增加；增加； （5）加熱溫度升高）加熱溫度升高形核速度形核速度I比快長(zhǎng)大速度比快長(zhǎng)大速度G增加的速度快，奧增加的速度快，奧 氏體晶粒細(xì)化（提高強(qiáng)韌性）氏體晶粒細(xì)化（提高強(qiáng)韌性） 2.原始組織的影響原始組織的影響 （1）原始組織越細(xì)，碳化物越分散，）原始組織越細(xì)，碳化物越分散，P體片層間距越小，相體片層間距越小，相 界面越多，形核率越大，同時(shí)，濃度梯度界面越多，形核率越大，同時(shí)，濃度梯度dc/dx增加，長(zhǎng)增加，長(zhǎng) 大速度大速度G均增加；均增加； （2）片狀）片狀P體相界面大而薄，易于溶解，因此原始組織

14、為片體相界面大而薄，易于溶解，因此原始組織為片 狀狀P體比粒狀體比粒狀P體形成速度快。體形成速度快。 3.化學(xué)成分的影響化學(xué)成分的影響 （1）隨）隨C%增加，碳化物數(shù)量增加，增加，碳化物數(shù)量增加，F(xiàn)/ Fe3C相界面增加，相界面增加， 奧氏體的形成速度加快；奧氏體的形成速度加快； （2）合金元素不影響奧氏體的形成機(jī)制，但影響其形成速）合金元素不影響奧氏體的形成機(jī)制，但影響其形成速 度。主要體現(xiàn)在以下幾方面：度。主要體現(xiàn)在以下幾方面： （）影響影響C在奧氏體中的擴(kuò)散速度在奧氏體中的擴(kuò)散速度。碳化物形成元素（。碳化物形成元素（Cr、Mo、W、 V等）大大減小等）大大減小C的擴(kuò)散速度，故顯著減小奧氏

15、體的形成速度；非碳的擴(kuò)散速度，故顯著減小奧氏體的形成速度；非碳 化物形成元素（化物形成元素（Co、Ni）能增加）能增加C的擴(kuò)散速度，故加速了奧氏體的形的擴(kuò)散速度，故加速了奧氏體的形 成速度；非碳化物形成元素（成速度；非碳化物形成元素（Si、Al、Mn等）對(duì)等）對(duì)C的擴(kuò)散速度影響不的擴(kuò)散速度影響不 大，故對(duì)奧氏體的形成速度無(wú)顯著影響。大，故對(duì)奧氏體的形成速度無(wú)顯著影響。 （）合金元素改變了鋼的臨界溫度合金元素改變了鋼的臨界溫度，故改變了過(guò)熱度：，故改變了過(guò)熱度：Ni、Mn、Cu 等可使等可使A1點(diǎn)降低，使點(diǎn)降低，使T增大，因而相變驅(qū)動(dòng)力增加，形成速度增加；增大，因而相變驅(qū)動(dòng)力增加，形成速度增加；

16、 Cr、Mo 、 Ti、W等使等使A1點(diǎn)升高，使點(diǎn)升高，使T降低，減小奧氏體的形成速降低，減小奧氏體的形成速 度度. （）合金元素在）合金元素在P體中分布不均勻體中分布不均勻，碳化物形成元素主要在，碳化物形成元素主要在Fe3C中，中， 非碳化物形成元素主要存在于共析鐵素體中，在碳化物溶解后，除了非碳化物形成元素主要存在于共析鐵素體中，在碳化物溶解后，除了 奧氏體中奧氏體中C的均勻化外，還包括合金元素的均勻化，因此的均勻化外，還包括合金元素的均勻化，因此合金鋼的奧合金鋼的奧 氏體化時(shí)間更長(zhǎng)。氏體化時(shí)間更長(zhǎng)。 2.2.4 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成特點(diǎn)特點(diǎn) 圖圖2-9 珠光體向奧

17、氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線 n 奧氏體形成是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。奧氏體形成是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的。 n 隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度 范圍擴(kuò)大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。范圍擴(kuò)大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。 n 隨加熱速度增大，隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來(lái)不及擴(kuò)散，所原子來(lái)不及擴(kuò)散，所 形成的奧氏體成分不均勻性增大。形成的奧氏體成分不均勻性增大。 n 快速加熱時(shí)，奧氏體形成溫度升高，可引起奧快速加熱時(shí)，奧氏體形成溫度升高，可引起奧 氏體氏體起始晶粒細(xì)化起始晶粒細(xì)化；同時(shí)，剩余滲碳體量也增多，；同時(shí)，剩余滲碳體量也增多， 形成奧氏體

18、的平均碳含量降低。形成奧氏體的平均碳含量降低。 2.3 奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制 2.3.1 奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度 n 奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級(jí)，級(jí)， 1級(jí)最粗，級(jí)最粗，8級(jí)最細(xì)，級(jí)最細(xì)，8級(jí)以上為超細(xì)晶粒。級(jí)以上為超細(xì)晶粒。 n 晶粒度級(jí)別與晶粒大小的關(guān)系晶粒度級(jí)別與晶粒大小的關(guān)系 n = 2N-1 (2-5) n - X100倍時(shí)，晶粒數(shù)倍時(shí)，晶粒數(shù) / in2 N - 晶粒度級(jí)別晶粒度級(jí)別 圖圖2-10 X100倍倍 晶粒度晶粒度 Nd (m) 1250 2177 3125 488 562 644 731 822

19、 915.6 1011 n 奧氏體晶粒度有三種：奧氏體晶粒度有三種： 初始晶粒度初始晶粒度 - 奧氏體形成剛結(jié)束，奧氏體形成剛結(jié)束， 其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大 小。初始晶粒一般很細(xì)小，大小不均，小。初始晶粒一般很細(xì)小，大小不均， 晶界彎曲。晶界彎曲。 實(shí)際晶粒度實(shí)際晶粒度 - 鋼經(jīng)熱處理后所獲得鋼經(jīng)熱處理后所獲得 的實(shí)際奧氏體晶粒大小。的實(shí)際奧氏體晶粒大小。 本質(zhì)晶粒度本質(zhì)晶粒度 - 表示鋼在一定加熱條件下奧表示鋼在一定加熱條件下奧 氏體晶粒長(zhǎng)大的氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性?xún)A向性。 在在 93010，保溫，保溫38小時(shí)后測(cè)定：小時(shí)后測(cè)定： 14級(jí)級(jí)-本質(zhì)粗晶粒

20、鋼本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長(zhǎng)大。，晶粒容易長(zhǎng)大。 58級(jí)級(jí)-本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，晶粒不容易長(zhǎng)大。晶粒不容易長(zhǎng)大。 圖圖2-11 加熱溫度對(duì)奧氏體晶粒大小的影響加熱溫度對(duì)奧氏體晶粒大小的影響 Ac1930 2.3.2 奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制 晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力 n 驅(qū)動(dòng)力來(lái)自驅(qū)動(dòng)力來(lái)自總的晶界能的下降總的晶界能的下降。 (1)對(duì)于對(duì)于球面晶界球面晶界，有一，有一指向曲率指向曲率 中心中心的驅(qū)動(dòng)力的驅(qū)動(dòng)力P作用于晶界。作用于晶界。 R P 圖圖2-12 球面晶界長(zhǎng)球面晶界長(zhǎng) 大驅(qū)動(dòng)力示意圖大驅(qū)動(dòng)力示意圖 。，直晶界， 球面曲率半徑，如為平 比界面能 0 )62(

21、2 PR R R P n 公式公式(2-6)的推導(dǎo)的推導(dǎo): 圖圖2-13 雙晶體中的雙晶體中的A、B 兩晶粒，其中兩晶粒，其中B晶粒呈球晶粒呈球 狀存在于狀存在于A晶粒中。晶粒中。 n 面積為面積為A的晶界如果移動(dòng)的晶界如果移動(dòng)dx 距離時(shí)，體系總的距離時(shí)，體系總的Gibbs自由自由 能變化為能變化為dGt ，則沿，則沿x方向有力方向有力 P作用于晶界上，構(gòu)成晶界移作用于晶界上，構(gòu)成晶界移 動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力。動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力。 n 圖圖2-13中中A、B晶粒間的晶界晶粒間的晶界 構(gòu)成一曲率半徑為構(gòu)成一曲率半徑為R的球面。的球面。 RdR Rd Rdx dG A P t 2)4( 4 11 2 2 圖圖2-

22、14 大晶粒吃掉小晶粒示大晶粒吃掉小晶粒示 意圖意圖(箭頭表示晶界遷移方向箭頭表示晶界遷移方向) 圖圖2-15 晶粒大小均勻一致晶粒大小均勻一致 時(shí)穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)時(shí)穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu) 圖圖2-16 頂角均為頂角均為1200 的多邊形晶粒的多邊形晶粒 圖圖2-17 三維晶粒的穩(wěn)定形三維晶粒的穩(wěn)定形 狀狀 - Kelvin正十四面體正十四面體 圖圖2-18 大晶粒和小晶粒的大晶粒和小晶粒的 幾何關(guān)系幾何關(guān)系 n 為保持三晶界交會(huì)為保持三晶界交會(huì) 處的界面張力平衡，處的界面張力平衡， 交 會(huì) 處 的 面 角 應(yīng) 為交 會(huì) 處 的 面 角 應(yīng) 為 120o，晶界將彎曲成，晶界將彎曲成 曲率中心在小晶粒一曲

23、率中心在小晶粒一 側(cè)的曲面晶界。側(cè)的曲面晶界。 n 大晶粒將吃掉小晶大晶粒將吃掉小晶 粒，使總晶界面積減粒，使總晶界面積減 少，少，總的界面能降低總的界面能降低。 大晶粒將吃大晶粒將吃 掉小晶粒掉小晶粒 (2) 晶界遷移阻力晶界遷移阻力 圖圖2-19 Zener微粒釘微粒釘 扎晶界模型扎晶界模型 n 晶界向右遷移時(shí)，奧氏晶界向右遷移時(shí)，奧氏 體晶界面積將增加，所受體晶界面積將增加，所受 的最大阻力為：的最大阻力為： 第二相微粒的半徑 第二相微粒的體積分?jǐn)?shù) r f r f F)72( 2 3 max n 由式（由式（2-7）可知：）可知： 當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù)當(dāng)?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分?jǐn)?shù) f

24、 一定一定 時(shí)，第二相粒子越細(xì)?。〞r(shí)，第二相粒子越細(xì)?。╮越?。?，提越小），提 供的對(duì)晶界遷移的總阻力越大。供的對(duì)晶界遷移的總阻力越大。 反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r(shí)，對(duì)晶反之，當(dāng)?shù)诙辔⒘４只瘯r(shí)，對(duì)晶 界遷移的總阻力將會(huì)變小。界遷移的總阻力將會(huì)變小。 (3) 奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程 圖圖2-20 奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程 孕育期：溫度愈高，孕育期：溫度愈高， 孕育期愈短。孕育期愈短。 不均勻長(zhǎng)大期：粗不均勻長(zhǎng)大期：粗 細(xì)晶粒共存。細(xì)晶粒共存。 均勻長(zhǎng)大期：細(xì)小均勻長(zhǎng)大期：細(xì)小 晶粒被吞并后，緩晶粒被吞并后，緩 慢長(zhǎng)大。慢長(zhǎng)大。 2.3.3 影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的因素影響奧

25、氏體晶粒長(zhǎng)大的因素 (1) 加熱溫度和保溫時(shí)間加熱溫度和保溫時(shí)間 n 表現(xiàn)為表現(xiàn)為晶界的遷移晶界的遷移，實(shí)質(zhì)上是原子，實(shí)質(zhì)上是原子 在晶界附近的在晶界附近的擴(kuò)散擴(kuò)散過(guò)程。過(guò)程。 n 晶粒長(zhǎng)大速度與晶粒長(zhǎng)大速度與晶界遷移速率晶界遷移速率及晶及晶 粒長(zhǎng)大粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力驅(qū)動(dòng)力成正比。成正比。 晶界移動(dòng)激活能 常數(shù) m m Q K RRT Q KV)82(exp 圖圖2-21 奧氏體晶粒大小與加熱奧氏體晶粒大小與加熱 溫度、保溫時(shí)間的關(guān)系溫度、保溫時(shí)間的關(guān)系 n 隨隨加熱溫度加熱溫度升高，升高， 奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度 成指數(shù)關(guān)系迅速增大。成指數(shù)關(guān)系迅速增大。 n 加熱溫度升高時(shí)，加熱溫度

26、升高時(shí)， 保溫時(shí)間保溫時(shí)間應(yīng)相應(yīng)縮短，應(yīng)相應(yīng)縮短， 這樣才能獲得這樣才能獲得細(xì)小的細(xì)小的 奧氏體晶粒奧氏體晶粒。 （2）加熱速度的影響）加熱速度的影響 n 加熱速度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫加熱速度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫 度越高，度越高，形核率與長(zhǎng)大速度之比（形核率與長(zhǎng)大速度之比（N/G） 隨之增大，可以獲得細(xì)小的隨之增大，可以獲得細(xì)小的起始晶粒度起始晶粒度。 n 快速加熱并且快速加熱并且短時(shí)間保溫短時(shí)間保溫可以獲得細(xì)可以獲得細(xì) 小的奧氏體晶粒度。小的奧氏體晶粒度。 n 如果此時(shí)長(zhǎng)時(shí)間保溫，由于起始晶粒如果此時(shí)長(zhǎng)時(shí)間保溫，由于起始晶粒 細(xì)小，加上實(shí)際形成溫度高，奧氏體晶粒細(xì)小，加上實(shí)際形成溫度

27、高，奧氏體晶粒 很容易長(zhǎng)大。很容易長(zhǎng)大。 （3）鋼的碳含量的影響）鋼的碳含量的影響 n 碳在固溶于奧氏體的情況下，碳在固溶于奧氏體的情況下，由于由于提高了鐵提高了鐵 的自擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶的自擴(kuò)散系數(shù)，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶 粒長(zhǎng)大。粒長(zhǎng)大。共析碳鋼最容易長(zhǎng)大共析碳鋼最容易長(zhǎng)大。 n 當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時(shí)，當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時(shí)，由于由于其其 阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。過(guò)過(guò) 共析碳鋼共析碳鋼的加熱溫度一般選在的加熱溫度一般選在 Ac1 - Accm 兩相兩相 區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。區(qū)，

28、為的就是保留一定的殘留滲碳體。 （4）合金元素的影響）合金元素的影響 n Mn，P 促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大：促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大： Mn - 在奧氏體晶界偏聚，提高在奧氏體晶界偏聚，提高晶界能晶界能； P - 在奧氏體晶界偏聚，提高在奧氏體晶界偏聚，提高鐵的自擴(kuò)散系數(shù)鐵的自擴(kuò)散系數(shù)。 n 強(qiáng)碳氮化物形成元素強(qiáng)碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔形成高熔 點(diǎn)難溶碳氮化物（如點(diǎn)難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界），阻礙晶界 遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。遷移，細(xì)化奧氏體晶粒。 Nb Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu 阻礙作用強(qiáng)阻礙作用強(qiáng) 阻礙作用弱阻礙作用弱 圖圖2-22 奧氏體晶

29、粒直徑與加熱溫度的關(guān)系奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系 1 - 不含鋁的不含鋁的C-Mn鋼鋼 2 - 含含Nb-N鋼鋼 （5）冶煉方法冶煉方法 （原始組織）（原始組織） n 用用Al脫氧，可脫氧，可 形成形成 AlN - 本質(zhì)細(xì)晶粒鋼本質(zhì)細(xì)晶粒鋼 n 用用Si、Mn脫氧脫氧 - 本質(zhì)粗晶粒鋼本質(zhì)粗晶粒鋼 奧氏體晶粒大小的控制奧氏體晶粒大小的控制 從以上分析看：凡提高擴(kuò)散的因素，如溫度、時(shí)間，均能從以上分析看：凡提高擴(kuò)散的因素，如溫度、時(shí)間，均能 加快加快A長(zhǎng)大。第二相顆粒體積分?jǐn)?shù)長(zhǎng)大。第二相顆粒體積分?jǐn)?shù)f 增大，線度增大，線度r減小，均能減小，均能 阻止阻止A長(zhǎng)大。提高起始晶粒度的均勻性與促使晶

30、界平直化均長(zhǎng)大。提高起始晶粒度的均勻性與促使晶界平直化均 能降低驅(qū)動(dòng)力，減弱能降低驅(qū)動(dòng)力，減弱A長(zhǎng)大。長(zhǎng)大。 1、凡提高、凡提高D的因素均加快奧氏體晶粒長(zhǎng)大；的因素均加快奧氏體晶粒長(zhǎng)大； 2、存在未溶的碳化物等第二相質(zhì)點(diǎn)均阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大；、存在未溶的碳化物等第二相質(zhì)點(diǎn)均阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大； 3、調(diào)整工藝參數(shù)，提高起始晶粒的均勻性，阻礙奧氏體晶粒、調(diào)整工藝參數(shù)，提高起始晶粒的均勻性，阻礙奧氏體晶粒 長(zhǎng)大。長(zhǎng)大。 控制方法控制方法： 1、利用、利用Al脫氧，形成脫氧，形成AlN質(zhì)點(diǎn)，細(xì)化晶粒，細(xì)晶粒質(zhì)點(diǎn)，細(xì)化晶粒，細(xì)晶粒 鋼鋼 2、利用難熔強(qiáng)碳化物形成合金元素形成碳化物、氮、利用難熔強(qiáng)碳化物形

31、成合金元素形成碳化物、氮 化物細(xì)化晶?；锛?xì)化晶粒 ； 3、采用快速加熱，短時(shí)保溫的辦法來(lái)獲得細(xì)小晶粒、采用快速加熱，短時(shí)保溫的辦法來(lái)獲得細(xì)小晶粒 4、控制鋼的熱加工工藝和預(yù)備熱處理工藝。、控制鋼的熱加工工藝和預(yù)備熱處理工藝。 過(guò)熱、過(guò)燒及其校正過(guò)熱、過(guò)燒及其校正 一、過(guò)熱及其校正一、過(guò)熱及其校正 、過(guò)熱：、過(guò)熱： 加熱轉(zhuǎn)變終了時(shí)所得奧氏體晶粒一般均較細(xì)加熱轉(zhuǎn)變終了時(shí)所得奧氏體晶粒一般均較細(xì) 小。但如果在轉(zhuǎn)變終了繼續(xù)升高溫度，則如前所述，奧氏小。但如果在轉(zhuǎn)變終了繼續(xù)升高溫度，則如前所述，奧氏 體晶粒將繼續(xù)長(zhǎng)大。如果體晶粒將繼續(xù)長(zhǎng)大。如果僅僅是晶粒長(zhǎng)大而在晶界上并未僅僅是晶粒長(zhǎng)大而在晶界上并未

32、發(fā)生能使晶界弱化的某些變化，則被稱(chēng)為發(fā)生能使晶界弱化的某些變化，則被稱(chēng)為過(guò)熱過(guò)熱。 過(guò)熱將使隨后的緩冷所得的鐵素體晶粒、珠光體團(tuán)以過(guò)熱將使隨后的緩冷所得的鐵素體晶粒、珠光體團(tuán)以 及隨后的快冷所得的馬氏體組織變粗，這將及隨后的快冷所得的馬氏體組織變粗，這將使鋼的強(qiáng)度和使鋼的強(qiáng)度和 韌性變壞。韌性變壞。因此必須用再次熱處理來(lái)校正由于加熱不當(dāng)而因此必須用再次熱處理來(lái)校正由于加熱不當(dāng)而 出現(xiàn)的過(guò)熱現(xiàn)象。出現(xiàn)的過(guò)熱現(xiàn)象。 2、 遺傳：遺傳：相變時(shí)產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀或微觀相變時(shí)產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀或微觀 的某些特征的現(xiàn)象的某些特征的現(xiàn)象。遺傳有。遺傳有組織遺傳組織遺傳和和相遺傳相遺傳。 組織遺傳

33、：組織遺傳：校正過(guò)熱時(shí)，如果加熱不當(dāng)，雖然再次校正過(guò)熱時(shí)，如果加熱不當(dāng)，雖然再次 加熱的溫度并不高，但是只能得到與原過(guò)熱組織加熱的溫度并不高，但是只能得到與原過(guò)熱組織 相同的粗大奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱(chēng)為相同的粗大奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱(chēng)為組織遺傳組織遺傳。 組織遺傳使力學(xué)性能降低，是一種有害現(xiàn)象。組織遺傳使力學(xué)性能降低，是一種有害現(xiàn)象。 3、過(guò)熱組織的校正、過(guò)熱組織的校正 引起引起組織遺傳的原因組織遺傳的原因是：淬火態(tài)組織快加熱或慢加熱時(shí)均是：淬火態(tài)組織快加熱或慢加熱時(shí)均 可得到與原奧氏體晶粒完全相同或相近的粗大奧氏體晶粒。可得到與原奧氏體晶粒完全相同或相近的粗大奧氏體晶粒。 校正過(guò)熱組織、校正過(guò)熱組織、消除組織遺傳的辦法大致有以下幾種消除組織遺傳的辦法大致有以下幾種： （）由于控溫不當(dāng)導(dǎo)致加熱溫度過(guò)高，在已經(jīng)引起過(guò)熱（）由于控溫不當(dāng)導(dǎo)致加熱溫度過(guò)高，在已經(jīng)引起過(guò)熱 的情況下，應(yīng)采用較緩慢的冷卻以獲得平衡態(tài)組織，再次的情況下，應(yīng)采用較緩慢的冷卻以獲得平衡態(tài)組織，再次 加熱到正常溫度即可獲得細(xì)晶粒奧氏體。加熱到正常溫度即可獲得細(xì)晶粒奧氏體。 （）如果過(guò)熱后仍進(jìn)行淬火，得到粗大的不平衡組織，則（）如果過(guò)熱后仍進(jìn)行淬火，得到粗大的不平衡組織，則 應(yīng)采取以下方法進(jìn)行校正以消除組織遺傳：應(yīng)采取以下方法進(jìn)行校正以消除組織遺傳： 采用中速加熱以獲得細(xì)