金屬熱處理原理-2

1、 鋼在加熱時的組織轉(zhuǎn)變是其熱處理的基鋼在加熱時的組織轉(zhuǎn)變是其熱處理的基礎(chǔ)礎(chǔ)為使鋼經(jīng)熱處理后獲得所需要的組織與為使鋼經(jīng)熱處理后獲得所需要的組織與性能，大多數(shù)熱處理（退火、正火及淬火）都性能，大多數(shù)熱處理（退火、正火及淬火）都需要將鋼件加熱到相變臨界溫度以上，形成奧需要將鋼件加熱到相變臨界溫度以上，形成奧氏體組織（氏體組織（奧氏體化奧氏體化），然后以一定的速度冷），然后以一定的速度冷卻，獲得不同的組織與性能。卻，獲得不同的組織與性能。 加熱時形成的奧氏體的化學成分、均勻性、加熱時形成的奧氏體的化學成分、均勻性、晶粒大小以及未溶入奧氏體的碳化物、氮化物晶粒大小以及未溶入奧氏體的碳化物、氮化物等過剩相

2、的數(shù)量、分布狀況都對鋼在其后的冷等過剩相的數(shù)量、分布狀況都對鋼在其后的冷卻轉(zhuǎn)變過程及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能產(chǎn)生非常卻轉(zhuǎn)變過程及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織與性能產(chǎn)生非常重要的影響。因此，研究鋼在加熱中奧氏體的重要的影響。因此，研究鋼在加熱中奧氏體的形成過程具有十分重要的意義。形成過程具有十分重要的意義。 1、Fe-Fe3C相圖上的臨界相圖上的臨界溫度溫度共 析 鋼共 析 鋼 ： P S K 線 （線 （ A1） P(+Fe3C)亞共析鋼亞共析鋼： PSK線（線（A1）P，GS線（線（A3）F過共析鋼過共析鋼：PSK線（線（A1）P，ES線（線（Acm）Fe3C溶溶入入2、實際加熱、冷卻條件下的臨界溫度、實際加

3、熱、冷卻條件下的臨界溫度 加熱時的臨界溫度用腳標加熱時的臨界溫度用腳標C表示：表示：AC1、AC3、ACcm； 冷卻時的臨界溫度用腳標冷卻時的臨界溫度用腳標r表示，表示，Ar1、Ar3、Arcm。在加熱（冷卻）速度為在加熱（冷卻）速度為0.125/min時，對臨界點時，對臨界點A1，A3，Acm的影響的影響本章學習重點：本章學習重點：p掌握鋼件在加熱過程中組織轉(zhuǎn)變的規(guī)律；掌握鋼件在加熱過程中組織轉(zhuǎn)變的規(guī)律；p掌握奧氏體晶粒大小的影響因素及其控制措施。掌握奧氏體晶粒大小的影響因素及其控制措施。本章學習難點：本章學習難點：p奧氏體的形成機理奧氏體的形成機理一、奧氏體的組織一、奧氏體的組織p奧氏體是

4、碳在奧氏體是碳在-Fe中的中的固溶體，碳原子在固溶體，碳原子在-Fe點陣點陣中處于中處于Fe原子組成原子組成的八面體間隙中心位置，的八面體間隙中心位置，即面心立方晶胞的中心即面心立方晶胞的中心或棱邊中點?；蚶膺呏悬c。 奧氏體奧氏體通常是由等軸狀的多邊型晶粒所組成，通常是由等軸狀的多邊型晶粒所組成，晶內(nèi)常見相變孿晶。晶內(nèi)常見相變孿晶。奧氏體顯微組織奧氏體顯微組織（晶內(nèi)有孿晶）（晶內(nèi)有孿晶） 1000 若按所有八面體間隙填滿碳原子計算，單若按所有八面體間隙填滿碳原子計算，單位晶胞內(nèi)應(yīng)有位晶胞內(nèi)應(yīng)有4個個Fe原子和原子和4個個C原子，其原子原子，其原子百分比為百分比為50%，重量百分比為，重量百分比

5、為20%。 實際上奧氏體的最大含碳量僅實際上奧氏體的最大含碳量僅2.11wt%（1148），即），即23個晶胞才有一個碳原子。個晶胞才有一個碳原子。Why？原因：原因： 碳原子半徑為碳原子半徑為0.77，而，而-Fe的八面體間隙的的八面體間隙的半徑僅半徑僅0.52，碳原子進入點陣間隙位置后將引起，碳原子進入點陣間隙位置后將引起點陣畸變，使其周圍的間隙位置不可能填滿原子點陣畸變，使其周圍的間隙位置不可能填滿原子。討論：討論：1、碳原子的存在，、碳原子的存在，使奧氏體點陣發(fā)使奧氏體點陣發(fā)生對稱性膨脹，生對稱性膨脹，C%，膨脹，膨脹，點，點陣常數(shù)陣常數(shù)。奧氏體點陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系奧氏體點陣常數(shù)與碳

6、含量的關(guān)系2、部分而不是每個八面體間隙中才占據(jù)一個碳原、部分而不是每個八面體間隙中才占據(jù)一個碳原子子碳在奧氏體中的分布具有不均勻性。碳在奧氏體中的分布具有不均勻性。奧氏體中奧氏體中存在碳原子的濃度起伏存在碳原子的濃度起伏。3、合金鋼的奧氏體是碳和合金元素在、合金鋼的奧氏體是碳和合金元素在-Fe中的固溶中的固溶體，合金元素取代體，合金元素取代Fe的點陣位置而成為置換固溶體，的點陣位置而成為置換固溶體，也引起晶格畸變和點陣常數(shù)的變化。也引起晶格畸變和點陣常數(shù)的變化。奧氏體奧氏體 的存在形式：的存在形式：p高溫下高溫下：是鋼的穩(wěn)定相：是鋼的穩(wěn)定相p室溫下室溫下：非穩(wěn)定相，但若鋼中加入足夠量的擴大：非

7、穩(wěn)定相，但若鋼中加入足夠量的擴大區(qū)的合金元素，則可成為穩(wěn)定相。區(qū)的合金元素，則可成為穩(wěn)定相。二、奧氏體二、奧氏體 的力學性能的力學性能p硬度和強度都不高，并且碳的固溶體不能有效地硬度和強度都不高，并且碳的固溶體不能有效地提高其強度和硬度；提高其強度和硬度；p作為面心立方晶格，其滑移系多，故奧氏體的塑作為面心立方晶格，其滑移系多，故奧氏體的塑性很好，易于變形性很好，易于變形鋼的鍛造加工通常要求在奧鋼的鍛造加工通常要求在奧氏體穩(wěn)定存在的高溫區(qū)進行氏體穩(wěn)定存在的高溫區(qū)進行。三、奧氏體三、奧氏體 的物理、化學性能的物理、化學性能p作為面心立方晶格，是一種最密排的點陣結(jié)構(gòu)，作為面心立方晶格，是一種最密排

8、的點陣結(jié)構(gòu)，致密度高，故奧氏體的比容最??；致密度高，故奧氏體的比容最??；p導熱性差，故奧氏體鋼加熱時不宜采用過大加熱導熱性差，故奧氏體鋼加熱時不宜采用過大加熱速度，以免熱應(yīng)力過大而引起工件變形；速度，以免熱應(yīng)力過大而引起工件變形；p線膨脹系數(shù)大（線膨脹系數(shù)大（比鐵素體和滲碳體高出約一倍比鐵素體和滲碳體高出約一倍），），故奧氏體鋼可用來制作熱膨脹靈敏的儀表元件；故奧氏體鋼可用來制作熱膨脹靈敏的儀表元件；p具有順磁性（其他奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物均為鐵磁具有順磁性（其他奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物均為鐵磁性），故奧氏體可作為無磁性鋼使用；性），故奧氏體可作為無磁性鋼使用；p單相奧氏體具有優(yōu)良的耐腐蝕性能；單相奧氏體具

9、有優(yōu)良的耐腐蝕性能；p奧氏體中鐵原子自擴散激活能大，擴散系數(shù)小，奧氏體中鐵原子自擴散激活能大，擴散系數(shù)小，故奧氏體的熱強性好，可用作高溫用鋼。故奧氏體的熱強性好，可用作高溫用鋼。一、奧氏體形成的熱力學條件：一、奧氏體形成的熱力學條件： 根據(jù)根據(jù)Fe-Fe3C相圖，在相圖，在A1溫度以下，鋼的平衡溫度以下，鋼的平衡組織為珠光體。當溫度超過組織為珠光體。當溫度超過A1時，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)闀r，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，亞共析鋼與過共析鋼只有分別加熱到奧氏體，亞共析鋼與過共析鋼只有分別加熱到A3或或Acm才能得到均勻的單相奧氏體才能得到均勻的單相奧氏體。Pure Iron4001400 1200 1000

10、800 6001600 Fe1% C2% C3% C4% C5% C6% C6.69% CLgadSteelCast IronA1A3Acm 奧氏體形成時體系總的自由能變化為：奧氏體形成時體系總的自由能變化為：G=Gv+ Gs+ Ge （2-1）式中式中Gv新相奧氏體與母相體積自由能之差；新相奧氏體與母相體積自由能之差； Gs 形成奧氏體所增加的界面能；形成奧氏體所增加的界面能； Ge 形成奧氏體所增加的應(yīng)變能。形成奧氏體所增加的應(yīng)變能。 其中其中Gv是相變的驅(qū)動力；是相變的驅(qū)動力； Gs與與Ge是相變的是相變的阻力，由于相變在高溫下進行，阻力，由于相變在高溫下進行，Ge一項很小，相一項很小，

11、相變阻力主要是變阻力主要是Gs。 奧氏體自發(fā)形成的條件：奧氏體自發(fā)形成的條件： G0GGpG（Gp-）TTT0（727）T1溫度溫度自由能自由能G 下圖為珠光體、奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系，下圖為珠光體、奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系，可見，在溫度等于可見，在溫度等于A1時，珠光體與奧氏體的自由能時，珠光體與奧氏體的自由能相等。只有相等。只有當溫度高于當溫度高于A1時，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變時，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力才能克服界面能和應(yīng)變能的相變阻力的驅(qū)動力才能克服界面能和應(yīng)變能的相變阻力使奧氏體的自由能使奧氏體的自由能低于珠光體，使奧低于珠光體，使奧氏體自發(fā)形成氏體自發(fā)形成。 以共析鋼為例說明從珠

12、光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變以共析鋼為例說明從珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變過程：過程： + Fe3C 碳含量碳含量C% 0.0218 6.69 0.77 晶格類型晶格類型 體心立方體心立方 復雜斜方復雜斜方 面心立方面心立方 從反應(yīng)式可以看出：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括鐵從反應(yīng)式可以看出：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括鐵原子的點陣改組，碳原子的擴散和滲碳體的溶解。原子的點陣改組，碳原子的擴散和滲碳體的溶解。 二、奧氏體的形成過程二、奧氏體的形成過程 奧氏體的形成是由四個基本過程所組成：形核、奧氏體的形成是由四個基本過程所組成：形核、長大、剩余碳化物的溶解和成分均勻化長大、剩余碳化物的溶解和成分均勻化。1、奧氏體晶粒

13、形核、奧氏體晶粒形核形核條件：形核條件：體系具備充分的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。體系具備充分的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。 形核部位形核部位：奧氏體晶核首先在鐵素體和滲碳體兩相：奧氏體晶核首先在鐵素體和滲碳體兩相界面處或珠光體團的邊界上形成。界面處或珠光體團的邊界上形成。原因：原因： p鐵素體和滲碳體相界面處碳濃度相差較大，有利于鐵素體和滲碳體相界面處碳濃度相差較大，有利于獲得形成奧氏體所需要的碳濃度；獲得形成奧氏體所需要的碳濃度；p相界面處原子排列不規(guī)則，使鐵原子通過短程擴散相界面處原子排列不規(guī)則，使鐵原子通過短程擴散由舊相點陣向新相點陣轉(zhuǎn)移而促進奧氏體形核；由舊相點陣向新相點陣轉(zhuǎn)移而促進奧氏體形核；

14、p相界面處雜質(zhì)及其它晶體缺陷多，具有較高的畸變相界面處雜質(zhì)及其它晶體缺陷多，具有較高的畸變能，新相在這些部位形核，有可能消除某些晶體缺能，新相在這些部位形核，有可能消除某些晶體缺陷而使體系的自由能降低，新相形核所產(chǎn)生的應(yīng)變陷而使體系的自由能降低，新相形核所產(chǎn)生的應(yīng)變能也容易借助相界能也容易借助相界/ /晶界流變而釋放。晶界流變而釋放。 珠光體團邊界與鐵素體珠光體團邊界與鐵素體/滲碳體相界一樣，也是滲碳體相界一樣，也是奧氏體形核的部位。此外，在快速加熱時，由于過奧氏體形核的部位。此外，在快速加熱時，由于過熱度大，奧氏體臨界晶核尺寸減小，且相變所需的熱度大，奧氏體臨界晶核尺寸減小，且相變所需的濃度

15、起伏也減小，因此奧氏體也可以在鐵素體內(nèi)的濃度起伏也減小，因此奧氏體也可以在鐵素體內(nèi)的亞晶界處形核。亞晶界處形核。2、奧氏體晶粒長大、奧氏體晶粒長大 奧氏體晶粒的長大是通過鐵素體與奧氏體之間奧氏體晶粒的長大是通過鐵素體與奧氏體之間的的點陣重構(gòu)點陣重構(gòu)、滲碳體的溶解滲碳體的溶解及及碳在奧氏體中的擴散碳在奧氏體中的擴散等過程進行的，即奧氏體形核后依靠逐步吞噬其兩等過程進行的，即奧氏體形核后依靠逐步吞噬其兩邊的鐵素體和滲碳體而長大。邊的鐵素體和滲碳體而長大。 奧氏體在鐵素體與滲碳體的相界面形核，必然奧氏體在鐵素體與滲碳體的相界面形核，必然與兩個舊相存在碳濃度差，它是相界面推移的驅(qū)動與兩個舊相存在碳濃度

16、差，它是相界面推移的驅(qū)動力，相界面移動的結(jié)果是力，相界面移動的結(jié)果是Fe3C不斷溶解，不斷溶解，。3、剩余滲碳體的溶解、剩余滲碳體的溶解 實驗表明在珠光體向奧轉(zhuǎn)變過程中，鐵素體和滲實驗表明在珠光體向奧轉(zhuǎn)變過程中，鐵素體和滲碳體并不是同時消失，而碳體并不是同時消失，而總是鐵素體首先消失，將有總是鐵素體首先消失，將有一部分滲碳體殘留下來一部分滲碳體殘留下來。這部分滲碳體在鐵素體消失。這部分滲碳體在鐵素體消失后，隨著保溫時間的延長或溫度的升高，通過碳原子后，隨著保溫時間的延長或溫度的升高，通過碳原子的擴散不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏的擴散不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏體中，這一

17、階段便告結(jié)束。體中，這一階段便告結(jié)束。 碳化物溶入碳化物溶入A的機理，現(xiàn)在還不十分清楚，有人認的機理，現(xiàn)在還不十分清楚，有人認為是通過碳化物中的碳原子向奧氏體中擴散和為是通過碳化物中的碳原子向奧氏體中擴散和Fe原子原子向貧碳的滲碳體區(qū)擴散，以及向貧碳的滲碳體區(qū)擴散，以及Fe3C向向A晶體點陣改組晶體點陣改組來完成的。來完成的。 奧氏體晶核的長大奧氏體晶核的長大 為什么鐵素體和滲碳體不能同時消失，而總有為什么鐵素體和滲碳體不能同時消失，而總有部分滲碳體剩余？部分滲碳體剩余？ 按相平衡理論，從按相平衡理論，從Fe-Fe3C相圖可以看出，在高于相圖可以看出，在高于AC1溫度，溫度，剛剛形成的奧氏體，

18、靠近剛剛形成的奧氏體，靠近Cem的的C濃度高于共析成分較少，而濃度高于共析成分較少，而靠近靠近F處的處的C濃度低于共析成分濃度低于共析成分較多（即較多（即ES線的斜率較大，線的斜率較大，GS線的斜率較小）線的斜率較?。?。 所以，在奧氏體剛剛形成時，即所以，在奧氏體剛剛形成時，即F全部消失時，全部消失時，奧氏體的平均奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進一步說濃度低于共析成分，這就進一步說明，共析鋼的明，共析鋼的P剛剛形成的剛剛形成的A的平均碳含量降低，的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物殘留，只有繼續(xù)低于共析成分，必然有部分碳化物殘留，只有繼續(xù)加熱保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。加熱

19、保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。 4、奧氏體成分均勻化、奧氏體成分均勻化 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時，在殘留滲碳體剛剛珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時，在殘留滲碳體剛剛完全溶入奧氏體的情況下，完全溶入奧氏體的情況下，C在奧氏體中的分布是在奧氏體中的分布是不均勻的。原來為滲碳體的區(qū)域碳含量較高，而不均勻的。原來為滲碳體的區(qū)域碳含量較高，而原來是鐵素體的區(qū)域，碳含量較低。這種碳濃度原來是鐵素體的區(qū)域，碳含量較低。這種碳濃度的不均勻性隨加熱速度增大而越加嚴重。因此，的不均勻性隨加熱速度增大而越加嚴重。因此，只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴散才能使原子的擴散才能使整個奧氏體中碳的分布趨于均勻

20、。整個奧氏體中碳的分布趨于均勻。 共共析析碳碳鋼鋼奧奧氏氏體體等等溫溫形形成成過過程程奧氏體長大是奧氏體長大是通過同時消耗通過同時消耗兩相來實現(xiàn)的。兩相來實現(xiàn)的。 亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析亞共析鋼和過共析鋼的奧氏體形成過程與共析鋼基本相同，當加熱溫度剛剛超過鋼基本相同，當加熱溫度剛剛超過A1時，只能使原時，只能使原始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍保留一部分先始組織中的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，仍保留一部分先共析鐵素體或先共析滲碳體，只有當溫度超過共析鐵素體或先共析滲碳體，只有當溫度超過A3或或Acm并保溫一定的時間后，才能獲得單一的奧氏體并保溫一定的時間后，才能獲得單一的奧氏體組織。

21、組織。 5、奧氏體非擴散形成簡介、奧氏體非擴散形成簡介（1 1）無擴散形核，擴散長大；）無擴散形核，擴散長大；（2 2）鐵素體全部以無擴散方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞嫉膴W氏體；）鐵素體全部以無擴散方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞嫉膴W氏體；（3 3）最近的研究成果：）最近的研究成果： 鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變直接受加熱速度控制，快速鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變直接受加熱速度控制，快速加熱可以為無擴散形核，而緩慢加熱則以擴散方式形加熱可以為無擴散形核，而緩慢加熱則以擴散方式形成。成。 相變的動力學研究的是：相變的動力學研究的是：轉(zhuǎn)變溫度轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變量轉(zhuǎn)變量和和轉(zhuǎn)變時間轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系。的關(guān)系。 奧氏體形成動力學可分為奧氏體形成動力學可分為等溫形

22、成動力學等溫形成動力學和和連續(xù)加熱形成動力學連續(xù)加熱形成動力學。一、奧氏體等溫形成動力學一、奧氏體等溫形成動力學 等溫形成動力學等溫形成動力學即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系（即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變速度）。變時間的關(guān)系（即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變速度）。 研究表明，奧氏體的形成速度決定于奧氏體的研究表明，奧氏體的形成速度決定于奧氏體的形核率和晶核的線長大速度，它受鋼的成分、原始形核率和晶核的線長大速度，它受鋼的成分、原始組織狀態(tài)、等溫溫度等條件的影響。組織狀態(tài)、等溫溫度等條件的影響。 1、奧氏體等溫形成動力學曲線、奧氏體等溫形成動力學曲線（1）共析碳鋼奧氏體等溫形成圖建

23、立）共析碳鋼奧氏體等溫形成圖建立 試樣試樣：厚：厚2mm左右，直徑約為左右，直徑約為10mm的小圓片；的小圓片； 原始狀態(tài)原始狀態(tài)：每個試樣均有相同的原始組織狀態(tài)；：每個試樣均有相同的原始組織狀態(tài)； 溫度溫度：在：在AC1以上設(shè)定不同的溫度，如以上設(shè)定不同的溫度，如730、745、765、； 時間時間：在每個溫度下保持一系列時間，如：在每個溫度下保持一系列時間，如1S、5S、10S、20S、； 冷卻冷卻：在鹽水中急冷到室溫；：在鹽水中急冷到室溫； 觀察觀察：在顯微鏡下測出試樣中馬氏體的數(shù)量：在顯微鏡下測出試樣中馬氏體的數(shù)量（相當于高溫下奧氏體的數(shù)量）；（相當于高溫下奧氏體的數(shù)量）； 做圖做圖：

24、做出每個溫度下奧氏體形成量和保溫時：做出每個溫度下奧氏體形成量和保溫時間的關(guān)系曲線，即得到了奧氏體等溫形成的動力學間的關(guān)系曲線，即得到了奧氏體等溫形成的動力學曲線。曲線。 為方便，通常把不同溫度下轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變相同數(shù)量為方便，通常把不同溫度下轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變相同數(shù)量所需時間，綜合在溫度和時間坐標系內(nèi)，這樣就得所需時間，綜合在溫度和時間坐標系內(nèi)，這樣就得到了奧氏體等溫形成圖。到了奧氏體等溫形成圖。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖共析碳鋼奧氏體等溫形成圖 （2）奧氏體等溫形成的特點）奧氏體等溫形成的特點p在高于在高于AC1溫度保溫時，奧氏體并不立即形成，而溫度保溫時，奧氏體并不立即形成，而是需要經(jīng)過一定時間后，才開始形

25、成。溫度越高，是需要經(jīng)過一定時間后，才開始形成。溫度越高，所需時間越短。所需時間越短。 孕育期孕育期：從保溫開始到轉(zhuǎn)變開始的這段時間，其實：從保溫開始到轉(zhuǎn)變開始的這段時間，其實質(zhì)是相變的準備階段，是擴散型相變的共同特點。質(zhì)是相變的準備階段，是擴散型相變的共同特點。p奧氏體形成速度在整個過程中是不同的，開始時速奧氏體形成速度在整個過程中是不同的，開始時速度較慢，以后逐漸加快；在轉(zhuǎn)變量達到度較慢，以后逐漸加快；在轉(zhuǎn)變量達到50%時，轉(zhuǎn)時，轉(zhuǎn)變速度達到極大值，以后轉(zhuǎn)變速度又開始逐漸減慢。變速度達到極大值，以后轉(zhuǎn)變速度又開始逐漸減慢。p溫度越高，奧氏體形成所需的全部時間越短，即溫度越高，奧氏體形成所需

26、的全部時間越短，即奧氏體的形成速度越快。換言之，隨溫度升高，奧氏體的形成速度越快。換言之，隨溫度升高，奧氏體形成始終是加速的。奧氏體形成始終是加速的。p在奧氏體剛剛形成后，還需一段時間使殘留碳化在奧氏體剛剛形成后，還需一段時間使殘留碳化物溶解和奧氏體成分均勻化。物溶解和奧氏體成分均勻化。（3）過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形成圖）過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形成圖過共析碳鋼過共析碳鋼：原始組織為：原始組織為P+Cem，且，且P的數(shù)量隨鋼的的數(shù)量隨鋼的C%增加而減少。增加而減少。亞共析碳鋼亞共析碳鋼：原始組織為：原始組織為P+F，且，且P的數(shù)量隨鋼的的數(shù)量隨鋼的C%增加而增加。增加而增加。 （a）

27、過共析鋼（）過共析鋼（WC1.2%）奧氏體等溫形成圖）奧氏體等溫形成圖 （b）亞共析鋼（）亞共析鋼（WC0.45%）奧氏體等溫形成圖）奧氏體等溫形成圖 2、奧氏體等溫形成動力學的分析、奧氏體等溫形成動力學的分析 奧氏體等溫形成動力學圖示出的溫度升高奧氏奧氏體等溫形成動力學圖示出的溫度升高奧氏體形成速度加快的規(guī)律，是由于隨著溫度升高奧氏體形成速度加快的規(guī)律，是由于隨著溫度升高奧氏體的形核率和長大速度均增加的緣故。有人做過試體的形核率和長大速度均增加的緣故。有人做過試驗，把奧氏體的形成溫度從驗，把奧氏體的形成溫度從740提高到提高到800時，時，奧氏體的形核率奧氏體的形核率N增加增加270倍，而長

28、大速度倍，而長大速度G增加了增加了80倍。因此，隨著溫度升高，奧氏體形成速度迅速倍。因此，隨著溫度升高，奧氏體形成速度迅速增加。增加。（1）奧氏體的形核率）奧氏體的形核率 研究指出，在奧氏體均勻形核條件下，形核率研究指出，在奧氏體均勻形核條件下，形核率I和溫度之間的關(guān)系可以表示為：和溫度之間的關(guān)系可以表示為： C常數(shù)；常數(shù)； Q擴散激活能；擴散激活能； T絕對溫度；絕對溫度； k-波爾茨曼常波爾茨曼常數(shù)；數(shù)；w-臨界形核功，在忽略應(yīng)變能時，臨界形核功，在忽略應(yīng)變能時，kTwkTQeeCI 23vGAw A常數(shù)；常數(shù)；奧氏體與舊相的界面能；奧氏體與舊相的界面能；Gv奧氏體與舊相之間單位體積自由能

29、之差；奧氏體與舊相之間單位體積自由能之差；1）溫度升高，形核率）溫度升高，形核率I以指數(shù)關(guān)系迅速增加；以指數(shù)關(guān)系迅速增加；2）因）因GV隨溫度升高而增大，使隨溫度升高而增大，使w減小，使減小，使I進一步增進一步增大；大；3）隨溫度升高原子擴散速度加快，不僅有利于鐵素）隨溫度升高原子擴散速度加快，不僅有利于鐵素體向奧氏體點陣改組，而且也促進滲碳體溶解，這也體向奧氏體點陣改組，而且也促進滲碳體溶解，這也加速奧氏體的形核；加速奧氏體的形核；4）隨溫度升高鐵素體的）隨溫度升高鐵素體的C%沿沿QP線增加，另一方面線增加，另一方面奧氏體在鐵素體中形核時所需的碳濃度沿奧氏體在鐵素體中形核時所需的碳濃度沿SG

30、而降低，而降低，結(jié)果減小了奧氏體形核所需要的碳的濃度起伏，促進結(jié)果減小了奧氏體形核所需要的碳的濃度起伏，促進奧氏體的形核。奧氏體的形核。 綜上所述，奧氏體化溫度升高，即相變的過熱綜上所述，奧氏體化溫度升高，即相變的過熱度增大，可使奧氏體的形核率度增大，可使奧氏體的形核率I急劇上升，因此有利急劇上升，因此有利于獲得細小的奧氏體晶粒。于獲得細小的奧氏體晶粒。 （2）奧氏體晶體的長大速度）奧氏體晶體的長大速度 關(guān)于奧氏體晶體的長大速度，有不少研究者利用擴關(guān)于奧氏體晶體的長大速度，有不少研究者利用擴散規(guī)律導出一些計算公式，具有代表性的如下：散規(guī)律導出一些計算公式，具有代表性的如下：碳在鐵素體和奧氏體中

31、的擴散系數(shù)；碳在鐵素體和奧氏體中的擴散系數(shù)；g ga aCCDD ,2211,dxdcdxdcg ga aa ag g CC鐵素體和奧氏體界面處碳在鐵素體和奧氏鐵素體和奧氏體界面處碳在鐵素體和奧氏體中的濃度梯度；體中的濃度梯度；奧氏體與鐵素體相界面間的碳濃度差奧氏體與鐵素體相界面間的碳濃度差;負號表示下坡擴散。負號表示下坡擴散。g ga aa ag gg ga aa ag g CCdxdcDdxdcDKvCC2211/ 由于碳在鐵素體中的濃度梯度很小，可近似看作由于碳在鐵素體中的濃度梯度很小，可近似看作是是0。上式可以改寫為：。上式可以改寫為： 利用碳在滲碳體中的濃度梯度等于零的特點，可利用碳

32、在滲碳體中的濃度梯度等于零的特點，可得界面向滲碳體中推移的速度表達式：得界面向滲碳體中推移的速度表達式： cemcemCC g gg gdxdc滲碳體與奧氏體相界面間的碳濃度差。滲碳體與奧氏體相界面間的碳濃度差。 碳在奧氏體中的濃度梯度。碳在奧氏體中的濃度梯度。 g ga aa ag gg ga ag g CCdxdcDKvC/cemCcemcemCcemCdxdcDKCCdxdcDKv g gg gg gg gg gg g696./ 1）溫度）溫度，擴散系數(shù)，擴散系數(shù)D（D=D0e-Q/RT），同時奧氏，同時奧氏體的兩相界面之間碳濃度差體的兩相界面之間碳濃度差C-cem-C-，碳在奧氏體，碳

33、在奧氏體中的濃度梯度中的濃度梯度，使奧氏體的長大速度，使奧氏體的長大速度； 2）溫度）溫度，在鐵素體中有利于奧氏體形核的部位，在鐵素體中有利于奧氏體形核的部位，原子的擴散距離原子的擴散距離，奧氏體的長大速度，奧氏體的長大速度； 3）溫度）溫度，奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差，奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差C- -C-以及滲碳體與奧氏體相界面處的碳濃度差以及滲碳體與奧氏體相界面處的碳濃度差Ccem-C-cem ，因此奧氏體晶體長大，因此奧氏體晶體長大速度速度。 小結(jié)：小結(jié)：奧氏體形成時，升高溫度（或增加過熱奧氏體形成時，升高溫度（或增加過熱度）始終是有利于奧氏體形成的，所以加熱溫度越度）始終

34、是有利于奧氏體形成的，所以加熱溫度越高，奧氏體形成的孕育期以及整個相變過程所需時高，奧氏體形成的孕育期以及整個相變過程所需時間越短，即奧形成速度越快。換言之：間越短，即奧形成速度越快。換言之：隨溫度的升隨溫度的升高（或過熱度的增大）奧氏體的形成是單調(diào)加速的高（或過熱度的增大）奧氏體的形成是單調(diào)加速的。 二、連續(xù)加熱時奧氏體的形成二、連續(xù)加熱時奧氏體的形成 連續(xù)加熱時奧氏體形成連續(xù)加熱時奧氏體形成的基本過程也是由奧氏體的的基本過程也是由奧氏體的形成、殘留碳化物溶解和奧形成、殘留碳化物溶解和奧氏體成分均勻化三個階段組氏體成分均勻化三個階段組成。影響這些過程的因素也成。影響這些過程的因素也大致與等溫

35、形成時相同。但大致與等溫形成時相同。但在連續(xù)加熱條件下進行的，在連續(xù)加熱條件下進行的，所以在相變動力學及相變機所以在相變動力學及相變機理上常會出現(xiàn)若干等溫轉(zhuǎn)變理上常會出現(xiàn)若干等溫轉(zhuǎn)變所沒有的特點。所沒有的特點。1、在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點隨加熱速度、在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點隨加熱速度增大而升高增大而升高 奧氏體形成的開始溫度和終了溫度均隨加熱速奧氏體形成的開始溫度和終了溫度均隨加熱速度增大而升高。當鋼的加熱速度大到某一范圍時，度增大而升高。當鋼的加熱速度大到某一范圍時，所有亞共析鋼的轉(zhuǎn)變溫度均相同，加熱速度約在所有亞共析鋼的轉(zhuǎn)變溫度均相同，加熱速度約在105-106/S范圍內(nèi)時含碳

36、在范圍內(nèi)時含碳在0.20.9%的鋼的轉(zhuǎn)變的鋼的轉(zhuǎn)變溫度均約在溫度均約在1130。2、相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的、相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的 加熱速度越快奧氏體的溫度范圍越寬，但形成速加熱速度越快奧氏體的溫度范圍越寬，但形成速度確加快，奧氏體形成時間縮短。度確加快，奧氏體形成時間縮短。3、可以可以獲得超細晶粒獲得超細晶粒 4、鋼中原始組織的不均勻使鋼中原始組織的不均勻使連續(xù)加熱時的奧氏體化連續(xù)加熱時的奧氏體化溫度升高溫度升高5、快速連續(xù)加熱時形成的快速連續(xù)加熱時形成的奧氏體成分不均勻性增大奧氏體成分不均勻性增大 C-降低，降低，C-cem升高。升高。6、在超快速加熱條件下，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體

37、的點在超快速加熱條件下，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的點陣改組屬于陣改組屬于無擴散型相變。無擴散型相變。 奧氏體的非擴散形成簡介奧氏體的非擴散形成簡介 如果能阻止鋼在加熱期間的擴散過程（例如如果能阻止鋼在加熱期間的擴散過程（例如快速加熱），當加熱到鐵素體奧氏體平衡溫度快速加熱），當加熱到鐵素體奧氏體平衡溫度以上時，鐵素體就能自發(fā)地、瞬間地轉(zhuǎn)變成同成以上時，鐵素體就能自發(fā)地、瞬間地轉(zhuǎn)變成同成分的奧氏體，也就是說在沒有碳化物參與的條件分的奧氏體，也就是說在沒有碳化物參與的條件下，由體心立方改組成面心立方晶格。然后，在下，由體心立方改組成面心立方晶格。然后，在該溫度下繼續(xù)保溫或升溫過程中，才發(fā)生碳化物該溫度下

38、繼續(xù)保溫或升溫過程中，才發(fā)生碳化物向奧氏體中的溶解。向奧氏體中的溶解。 奧氏體的非擴散形成溫度（奧氏體的非擴散形成溫度（A3），它只與鐵），它只與鐵素體的成分有關(guān)。增大碳化物的彌散度，提高鐵素體的成分有關(guān)。增大碳化物的彌散度，提高鐵素體中的碳含量，將使素體中的碳含量，將使A3降低。降低。 原始組織是貝氏體或馬氏體時，進行快速加原始組織是貝氏體或馬氏體時，進行快速加熱最容易出現(xiàn)這種轉(zhuǎn)變方式。熱最容易出現(xiàn)這種轉(zhuǎn)變方式。奧氏體的非擴散形成簡介奧氏體的非擴散形成簡介三、影響奧氏體形成速度的因素三、影響奧氏體形成速度的因素1、溫度、溫度 在各種影響因素中，溫度的作用最為強烈，因在各種影響因素中，溫度的作

39、用最為強烈，因此控制奧氏體的形成溫度十分重要。此控制奧氏體的形成溫度十分重要。 提高溫度，奧氏體的形核率和生長速度都增大，提高溫度，奧氏體的形核率和生長速度都增大，但形核率增長高于長大速度。因此，但形核率增長高于長大速度。因此，奧氏體的形成奧氏體的形成溫度越高，所獲得的起始晶粒度越細。溫度越高，所獲得的起始晶粒度越細。2、碳含量、碳含量 鋼中碳含量越高，碳化物的數(shù)量增加，鋼中碳含量越高，碳化物的數(shù)量增加，F(xiàn)與與Fe3C界面增多，界面增多，增加了奧氏體的形核部位增加了奧氏體的形核部位，同時，同時碳的擴散距離相對減小。碳的擴散距離相對減小。奧氏體的形成速度越快奧氏體的形成速度越快。 另一方面，碳化

40、物的數(shù)量增加致使剩余碳化另一方面，碳化物的數(shù)量增加致使剩余碳化物溶解時間更長，即物溶解時間更長，即奧氏體均勻化時間延長奧氏體均勻化時間延長。3、原始組織的影響、原始組織的影響 如果鋼的化學成分相同，原始組織中碳化物的如果鋼的化學成分相同，原始組織中碳化物的分散度越大，相界面越多，形核率便越大；珠光體分散度越大，相界面越多，形核率便越大；珠光體片間距離越小，奧氏體中碳濃度梯度越大，擴散速片間距離越小，奧氏體中碳濃度梯度越大，擴散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子擴散距度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子擴散距離縮短，奧氏體晶體長大速度增加。離縮短，奧氏體晶體長大速度增加。 粒狀珠光體與片

41、狀珠光體的奧氏體形成速度？粒狀珠光體與片狀珠光體的奧氏體形成速度？4、合金元素的影響、合金元素的影響（1）合金鋼中奧氏體形成的特點）合金鋼中奧氏體形成的特點 鋼中添加合金元素并不影響珠光體向奧氏體的鋼中添加合金元素并不影響珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變機制，但影響碳化物的穩(wěn)定性及碳原子在奧氏轉(zhuǎn)變機制，但影響碳化物的穩(wěn)定性及碳原子在奧氏體中的擴散系數(shù)。另一方面，多數(shù)合金元素在碳化體中的擴散系數(shù)。另一方面，多數(shù)合金元素在碳化物和基體相中的分布是不均勻的，故合金元素將影物和基體相中的分布是不均勻的，故合金元素將影響奧氏體的形核與長大、剩余碳化物的溶解、奧氏響奧氏體的形核與長大、剩余碳化物的溶解、奧氏體成分均勻

42、化的速度。體成分均勻化的速度。 通過對碳擴散速度影響奧氏體的形成速度通過對碳擴散速度影響奧氏體的形成速度 強碳化物形成元素強碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奧等，降低碳在奧氏體中擴散系數(shù)，推遲珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；非碳化氏體中擴散系數(shù)，推遲珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；非碳化物形成元素物形成元素Co、Ni等增大碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，等增大碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，使奧氏體形成速度加快；使奧氏體形成速度加快；Si、Al等對碳原子的擴散系等對碳原子的擴散系數(shù)影響不大，對奧氏體的形成無明顯的影響。數(shù)影響不大，對奧氏體的形成無明顯的影響。通過改變碳化物穩(wěn)定性影響奧氏體的形成速度通過改變碳化物穩(wěn)定性影響奧氏

43、體的形成速度 W、Mo等強碳化物形成元素，在鋼中可以形成等強碳化物形成元素，在鋼中可以形成穩(wěn)定性極高的特殊類型的碳化物，加熱時不易溶解，穩(wěn)定性極高的特殊類型的碳化物，加熱時不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。將使奧氏體形成速度減慢。 例：試分析例：試分析Cr含量變化對奧氏體形成的影響？含量變化對奧氏體形成的影響？ 解：解： Cr可以在鋼中形成不同類型的碳化物，這可以在鋼中形成不同類型的碳化物，這些含些含Cr碳化物具有不同的穩(wěn)定性，因此我們只要分碳化物具有不同的穩(wěn)定性，因此我們只要分析不同析不同Cr%所相對應(yīng)的碳化物的特性便可總結(jié)出其所相對應(yīng)的碳化物的特性便可總結(jié)出其對奧氏體形成速度的影響。對奧氏

44、體形成速度的影響。2%Cr(FeCr)3C，較穩(wěn)定的不易溶解；，較穩(wěn)定的不易溶解；6%Cr(FeCr)7C3，更穩(wěn)定的不易溶解；，更穩(wěn)定的不易溶解；11%Cr(FeCr)23C6，含碳較少、較易溶解、穩(wěn)定，含碳較少、較易溶解、穩(wěn)定性較低，性較低，C%相同時可以形成更多的相同時可以形成更多的(FeCr)23C6。分析結(jié)果：分析結(jié)果： Cr含量為含量為2%及及6%時，延緩奧氏體的形成，時，延緩奧氏體的形成，但但Cr含量為含量為11%時，奧氏體形成速度反而比時，奧氏體形成速度反而比6%時時快。快。 一方面一方面(FeCr)23C6較不穩(wěn)定，另一方面較不穩(wěn)定，另一方面C%相相同時可以形成更多的碳化物，

45、從而使相界面面積增同時可以形成更多的碳化物，從而使相界面面積增加，這些都會加速奧氏體的形成。加，這些都會加速奧氏體的形成。對臨界點的影響對臨界點的影響 Ni、Mn、Cu等降低等降低A1溫度；溫度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高等升高A1溫度。溫度。 通過對原始組織的影響進而影響奧氏體的形成速度通過對原始組織的影響進而影響奧氏體的形成速度 Ni、Mn等往往使珠光體細化，有利于奧氏體的形等往往使珠光體細化，有利于奧氏體的形成成。 （2）合金鋼中奧氏體均勻化）合金鋼中奧氏體均勻化 合金元素在原始組織各相中（鐵素體和碳化物）合金元素在原始組織各相中（鐵素體和碳化物）的分配是不均勻的，這種不

46、均勻分布，到碳化物溶的分配是不均勻的，這種不均勻分布，到碳化物溶解完畢后，還顯著地保留在鋼中，故合金鋼奧氏體解完畢后，還顯著地保留在鋼中，故合金鋼奧氏體形成后，除了碳的均勻化外，還要進行合金元素的形成后，除了碳的均勻化外，還要進行合金元素的均勻化。均勻化。 在其它條件相同的情況下，合金元素在奧氏體在其它條件相同的情況下，合金元素在奧氏體中的擴散速度比碳在奧氏體中的擴散速度小中的擴散速度比碳在奧氏體中的擴散速度小100-10000倍。此外，碳化物形成元素還會減小碳在奧氏倍。此外，碳化物形成元素還會減小碳在奧氏體中的擴散速度，這將降低碳的均勻化速度，因此，體中的擴散速度，這將降低碳的均勻化速度，因

47、此，合金鋼均勻化所需時間常常比碳鋼長得多合金鋼均勻化所需時間常常比碳鋼長得多。 奧氏體晶粒的大小對冷卻轉(zhuǎn)變過程及其所獲得奧氏體晶粒的大小對冷卻轉(zhuǎn)變過程及其所獲得的組織與性能均有很大的影響。的組織與性能均有很大的影響。粗大奧氏體，導致粗大奧氏體，導致鋼的組織粗大，降低塑性、韌性。鋼的組織粗大，降低塑性、韌性。因此，掌握奧氏因此，掌握奧氏體晶粒長大的規(guī)律及控制其晶粒度的方法，對熱處體晶粒長大的規(guī)律及控制其晶粒度的方法，對熱處理生產(chǎn)實踐非常重要。理生產(chǎn)實踐非常重要。 奧氏體晶粒大小可以用奧氏體晶粒直徑或單位奧氏體晶粒大小可以用奧氏體晶粒直徑或單位面積奧氏體晶粒的數(shù)目來表示，為了方便起見，實面積奧氏體

48、晶粒的數(shù)目來表示，為了方便起見，實際生產(chǎn)中常用奧氏體晶粒度來表示其大小。際生產(chǎn)中常用奧氏體晶粒度來表示其大小。 對鋼來說，如果不特別指明，一般指奧氏體化對鋼來說，如果不特別指明，一般指奧氏體化后的實際晶粒大小。奧氏體晶粒度有以下三個不同后的實際晶粒大小。奧氏體晶粒度有以下三個不同的概念。的概念。一、奧氏體晶粒度一、奧氏體晶粒度 晶粒度：晶粒度：是表示晶粒大小的一種尺度。是表示晶粒大小的一種尺度。1、起始晶粒度：、起始晶粒度： 指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛互相接觸時的晶粒大小。界剛剛互相接觸時的晶粒大小。2、實際晶粒度：、實際晶粒度：

49、 指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。 3、本質(zhì)晶粒度：、本質(zhì)晶粒度： 根據(jù)標準實驗條件，在根據(jù)標準實驗條件，在930 10，保溫足夠時間，保溫足夠時間（38小時）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。小時）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。 本質(zhì)晶粒度并不是實際晶粒大小，它只是描述了本質(zhì)晶粒度并不是實際晶粒大小，它只是描述了晶粒長大的趨勢，它說明本質(zhì)細晶粒鋼加熱時，奧氏晶粒長大的趨勢，它說明本質(zhì)細晶粒鋼加熱時，奧氏體晶粒長大的傾向小，而本質(zhì)粗晶粒鋼加熱時奧氏體體晶粒長大的傾向小，而本質(zhì)粗晶粒鋼加熱時奧氏體晶粒長大的傾向大。實際加熱條件下，本質(zhì)粗晶粒

50、鋼晶粒長大的傾向大。實際加熱條件下，本質(zhì)粗晶粒鋼的晶粒不一定粗，而本質(zhì)細晶粒鋼的晶粒不一定細。的晶粒不一定粗，而本質(zhì)細晶粒鋼的晶粒不一定細。4、奧氏體晶粒的評定標準、奧氏體晶粒的評定標準 一般生產(chǎn)中把奧氏體晶粒大小分為一般生產(chǎn)中把奧氏體晶粒大小分為18個級別，個級別，其中其中1級最粗，級最粗，8級最細，超過級最細，超過8級以上的稱為超細晶級以上的稱為超細晶粒。粒。 晶粒度的級別晶粒度的級別N與晶粒大小之間的關(guān)系為：與晶粒大小之間的關(guān)系為：n=2N-1 n 為放大為放大100倍進行金相觀察時每平方英寸倍進行金相觀察時每平方英寸（6.45cm2）視野中所含的平均晶粒數(shù)目。）視野中所含的平均晶粒數(shù)目

51、。 奧氏體晶粒度級別與其他表示方法的對照。奧氏體晶粒度級別與其他表示方法的對照。晶粒度晶粒度級別級別N100X時每平方英時每平方英寸面積內(nèi)晶粒數(shù)寸面積內(nèi)晶粒數(shù)n平均每個晶粒所平均每個晶粒所占的面積占的面積/mm2晶粒平均晶粒平均直徑直徑d/mm弦平均長弦平均長度度/mm110.6250.2500.222220.3120.1770.157340.1560.1250.111480.0780.0880.07835160.0390.0620.05536320.01950.0440.03977640.00980.0310.026781280.00490.0220.019692560.002440.015

52、60.0133 晶粒度晶粒度在在58級者級者稱為稱為本質(zhì)細本質(zhì)細晶粒鋼晶粒鋼，在，在14級者稱級者稱為為本質(zhì)粗晶本質(zhì)粗晶粒鋼粒鋼。 本質(zhì)細晶粒鋼在本質(zhì)細晶粒鋼在930950以下加熱時，奧以下加熱時，奧氏體晶粒長大的傾向很小，所以加熱的溫度范圍氏體晶粒長大的傾向很小，所以加熱的溫度范圍較寬，生產(chǎn)上容易掌握，例如可在較寬，生產(chǎn)上容易掌握，例如可在930滲碳后滲碳后直接淬火。直接淬火。 對于本質(zhì)粗晶粒鋼，必須嚴格控制加熱溫度，對于本質(zhì)粗晶粒鋼，必須嚴格控制加熱溫度，以防止過熱而導致奧氏體晶粒粗大。以防止過熱而導致奧氏體晶粒粗大。 奧氏體起始晶粒的大小取決于奧氏體的形核率奧氏體起始晶粒的大小取決于奧氏

53、體的形核率I和長大速度和長大速度v。單位面積內(nèi)奧氏體晶粒的數(shù)目。單位面積內(nèi)奧氏體晶粒的數(shù)目n與與I和和v的關(guān)系如下：的關(guān)系如下：式中式中K為系數(shù)。為系數(shù)。21 vIKn 可見，可見，I/v值越大，值越大，n就越大，即奧氏體的晶就越大，即奧氏體的晶粒越細。因此，增大形核率或降低長大速度是獲粒越細。因此，增大形核率或降低長大速度是獲得細小奧氏體晶粒的有效途徑。得細小奧氏體晶粒的有效途徑。 奧氏體的實際晶粒度取決于鋼材的本質(zhì)粗晶奧氏體的實際晶粒度取決于鋼材的本質(zhì)粗晶粒度和具體的加熱條件，粒度和具體的加熱條件，在一般加熱條件下，加在一般加熱條件下，加熱溫度越高，保溫時間越長，最后獲得的奧氏體熱溫度越高

54、，保溫時間越長，最后獲得的奧氏體晶粒越粗大晶粒越粗大。二、奧氏體晶粒長大的過程（三個階段）二、奧氏體晶粒長大的過程（三個階段）本質(zhì)粗晶粒鋼只有第三階段。本質(zhì)粗晶粒鋼只有第三階段。p孕育期孕育期：奧氏體剛剛形成后，并不馬上長大，需要：奧氏體剛剛形成后，并不馬上長大，需要一定的孕育期，溫度越高，孕育期越短；一定的孕育期，溫度越高，孕育期越短；p不均勻長大期不均勻長大期：大晶粒吞并周圍小晶粒長成很粗大：大晶粒吞并周圍小晶粒長成很粗大的晶粒，未被吞并的小晶粒長大速度極慢；的晶粒，未被吞并的小晶粒長大速度極慢；p均勻長大期均勻長大期：待細小晶粒全被吞并后，所有晶粒開：待細小晶粒全被吞并后，所有晶粒開始緩

55、慢均勻長大。始緩慢均勻長大。孕育期不均勻長大期均勻長大期時間粗晶粒尺寸粗晶粒尺寸細晶粒尺寸細晶粒尺寸平均晶粒尺寸平均晶粒尺寸奧氏體晶粒長大過程示意圖奧氏體晶粒長大過程示意圖奧氏體晶粒的長大過程奧氏體晶粒的長大過程三、奧氏體晶粒長大的機理三、奧氏體晶粒長大的機理 奧氏體剛剛形成后，起始晶粒一般均很細小，奧氏體剛剛形成后，起始晶粒一般均很細小，而且也不均勻。界面彎曲，晶界面積大，界面能高。而且也不均勻。界面彎曲，晶界面積大，界面能高。 從熱力學分析，界面能越高，則界面越不穩(wěn)定，從熱力學分析，界面能越高，則界面越不穩(wěn)定，必然要自發(fā)地向減少晶界面積，降低界面能的方向必然要自發(fā)地向減少晶界面積，降低界面

56、能的方向發(fā)展。發(fā)展。 彎曲晶界變成平直晶界，小晶粒合并成大晶粒彎曲晶界變成平直晶界，小晶粒合并成大晶粒是一種自發(fā)過程。是一種自發(fā)過程。 1、晶粒長大的動力、晶粒長大的動力 晶粒長大的動力：奧氏體晶粒大小的不均勻性。晶粒長大的動力：奧氏體晶粒大小的不均勻性。 晶粒大小均勻一致時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)，晶粒不易長大晶粒大小均勻一致時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)，晶粒不易長大 實際上，奧氏體晶粒的大小是不均勻的。直實際上，奧氏體晶粒的大小是不均勻的。直徑小于平均晶粒直徑值的奧氏體晶粒，其鄰接晶徑小于平均晶粒直徑值的奧氏體晶粒，其鄰接晶粒數(shù)可能粒數(shù)可能6；而直徑大于平均晶粒直徑值的奧；而直徑大于平均晶粒直徑值的奧氏體晶粒，

57、其鄰接晶粒數(shù)可能氏體晶粒，其鄰接晶粒數(shù)可能6。為了保持界。為了保持界面張力的平衡，相交于一點的三條晶界的夾角應(yīng)面張力的平衡，相交于一點的三條晶界的夾角應(yīng)互成互成120，因此，在一定溫度條件下，由于界，因此，在一定溫度條件下，由于界面張力的作用，凡鄰接晶粒數(shù)小于面張力的作用，凡鄰接晶粒數(shù)小于6的晶界將彎的晶界將彎曲成正曲率弧面，使晶界面積增大，界面能升高。曲成正曲率弧面，使晶界面積增大，界面能升高。 為了減小晶界面積而降低界面能，晶界有由曲為了減小晶界面積而降低界面能，晶界有由曲面轉(zhuǎn)化為平面的自發(fā)趨勢，其結(jié)果是導致該晶?？s面轉(zhuǎn)化為平面的自發(fā)趨勢，其結(jié)果是導致該晶?？s小，直至消失；而鄰接晶粒數(shù)大于

58、小，直至消失；而鄰接晶粒數(shù)大于6的晶粒的晶界的晶粒的晶界也因界面張力的作用而彎曲成負曲率弧面，其后為也因界面張力的作用而彎曲成負曲率弧面，其后為了減小晶界面積并降低界面能，該晶粒將長大，從了減小晶界面積并降低界面能，該晶粒將長大，從而吞并相鄰小晶粒。而吞并相鄰小晶粒。 進一步提高加熱溫度或延長保溫時間，大晶粒進一步提高加熱溫度或延長保溫時間，大晶粒將繼續(xù)長大。將繼續(xù)長大。 奧氏體晶粒長大的驅(qū)動力奧氏體晶粒長大的驅(qū)動力G與晶粒大小及界面與晶粒大小及界面能大小有關(guān)，可用下式表示：能大小有關(guān)，可用下式表示：式中，式中，單位面積晶界界面能；單位面積晶界界面能； r晶界曲率半徑，若晶粒為球形時晶界曲率半

59、徑，若晶粒為球形時R R即為其半徑。即為其半徑。討論討論：，晶粒尺寸，晶粒尺寸，則，則G，即奧氏體晶粒長，即奧氏體晶粒長大傾向性大傾向性，其晶界越易遷移。，其晶界越易遷移。rG 2 2、晶界推移的阻力、晶界推移的阻力 對實際金屬材料而言，不是在所有情況下晶對實際金屬材料而言，不是在所有情況下晶界都能自發(fā)遷移。在晶粒邊界及晶粒內(nèi)部。往往界都能自發(fā)遷移。在晶粒邊界及晶粒內(nèi)部。往往存在著很多細小難熔的第二相顆粒，推移的晶界存在著很多細小難熔的第二相顆粒，推移的晶界遇到第二相粒子將會發(fā)生彎曲，導致晶界面積增遇到第二相粒子將會發(fā)生彎曲，導致晶界面積增大，界面能上升，它們將阻礙晶界移動，起著釘大，界面能上

60、升，它們將阻礙晶界移動，起著釘扎晶界的作用。扎晶界的作用。 彌散析出的第二彌散析出的第二相顆粒越細粒子附近相顆粒越細粒子附近晶界彎曲的曲率就越晶界彎曲的曲率就越大，晶界增加的面積大，晶界增加的面積就越多，界面能上升就越多，界面能上升的幅度就越大。顯然，的幅度就越大。顯然，這個使體系自由能增這個使體系自由能增加的過程是非自發(fā)的。加的過程是非自發(fā)的。 r 第二相顆粒的半徑；第二相顆粒的半徑； 界面能；界面能； f 單位體積內(nèi)第二相顆粒的數(shù)目。單位體積內(nèi)第二相顆粒的數(shù)目。 可見，第二相顆粒的體積百分數(shù)一定時，粒子半徑可見，第二相顆粒的體積百分數(shù)一定時，粒子半徑越小則其數(shù)量越多（顆粒的分散度越高），對