鋼的熱處理-鋼的加熱轉(zhuǎn)變

第一章鋼的加熱轉(zhuǎn)變概述：熱處理工藝一般由加熱、保溫和冷卻三個(gè)階段組成，其目的是為了改變金屬或合金的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，使材料滿足使用性能要求。除回火、少數(shù)去應(yīng)力退火，熱處理一般均需要加熱到臨界點(diǎn)以上溫度使鋼部分或全部形成奧氏體，經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)睦鋮s使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗枰慕M織，從而獲得所需要的性能。奧氏體晶粒大小、形狀、空間取向以及亞結(jié)構(gòu)，奧氏體化學(xué)成分以及均勻性將直接影響轉(zhuǎn)變、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以及材料性能。奧氏體晶粒的長(zhǎng)大直接影響材料的力學(xué)性能特別是沖擊韌性。綜上所述，研究奧氏體相變具有十分重要的意義。本章內(nèi)容提要

1.奧氏體(A)的結(jié)構(gòu)，組織形態(tài)與性能

2.平衡態(tài)組織的加熱時(shí)奧氏體的形成過(guò)程長(zhǎng)大機(jī)制

3.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖和特點(diǎn)，影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素，非共析鋼和共析鋼等溫形成動(dòng)力學(xué)的區(qū)別，

4.連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成特點(diǎn)（了解）

5.非平衡組織加熱時(shí)奧氏體的形成（了解）

6.奧氏體晶粒度的概念，A晶粒長(zhǎng)大，影響A晶粒長(zhǎng)大的因素，A晶粒長(zhǎng)大的控制。

7.過(guò)熱、過(guò)燒及其校正、組織遺傳和相遺傳（了解）

1-1熱處理的條件1、熱處理的條件（1）有固態(tài)相變發(fā)生的金屬或合金（2）加熱時(shí)溶解度有顯著變化的合金例（1）純金屬：有無(wú)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。Al、Cu等金屬不能熱處理強(qiáng)化只能形變強(qiáng)化。（2）合金：根據(jù)合金相圖判斷，有無(wú)固體相變或溶解度變化。注：不包括低溫的去應(yīng)力退火等為什么鋼可以熱處理1.a→g

固態(tài)相變可以發(fā)生相變重結(jié)晶過(guò)程2.C溶解度發(fā)生顯著變化?？梢怨倘軓?qiáng)化熱處理溫度區(qū)間：A1<T<TNHEF鋼的熱處理第一步？L+Fe3CFe-Fe3C相圖1-2奧氏體形成的熱力學(xué)條件1熱力學(xué)條件T>A1(即存在過(guò)熱度△T)△GV

克服新相晶核界面的表面能和新相生成需克服的彈性能。加熱速度越大，過(guò)熱度越大；同理冷卻速度越大，過(guò)冷度越大。奧氏體形成的體系自由能：△G=-△GV＋△GS＋△Ge

式中：△Gv

為相變驅(qū)動(dòng)力，為△Gγ－△GP;GA為奧氏體自由能，GP

為珠光體自由能。發(fā)生轉(zhuǎn)變時(shí)：t>A1(727℃)，A1即奧氏體轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)。實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差稱(chēng)為過(guò)熱度，過(guò)熱度越大，驅(qū)動(dòng)力也越大，轉(zhuǎn)變也越快?！鱃V>0，△T<0，γ→P△GV=0，△T>0，P、γ平衡△GV<0，△T>0，P→γ滿足條件；因此，奧氏體形成的熱力學(xué)條件：必須在一定的過(guò)熱度（T>A1）條件下才能發(fā)生。臨界溫度：A1、A3、Acm實(shí)際中，對(duì)加熱和冷卻速度的影響用Ac和Ar表示。Ac1、Ac3、Acm-加熱Ar1、Ar3、Acm-冷卻鋼在加熱和冷卻時(shí)臨界溫度的意義Ac1——加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度；Ar1——冷卻時(shí)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度；Ac3——加熱時(shí)先共析鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了溫度；

Ar3——冷卻時(shí)奧氏體開(kāi)始析出先共析鐵素體的溫度；Accm加熱時(shí)二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度Arcm——冷卻時(shí)奧氏體開(kāi)始析出二次滲碳體的溫度。合金元素對(duì)Ac3和Ac1影響的經(jīng)驗(yàn)公式穩(wěn)定奧氏體的元素降低Ac3、Ac1，在公式中為負(fù)號(hào)。穩(wěn)定鐵素體或碳化物的元素提高Ac3、Ac1，在公式中為正號(hào)。1-3奧氏體形成機(jī)理一、奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織、性能：1.奧氏體的結(jié)構(gòu)定義：C及合金元素溶于γ–Fe形成的固溶體。（1）C原子位于γ–Fe點(diǎn)陣的中心和棱邊的中點(diǎn)(八面體間隙處)（2）C原子進(jìn)入γ–Fe點(diǎn)陣間隙位置引起γ–Fe點(diǎn)陣膨脹；C%增加，奧氏體點(diǎn)陣常數(shù)增大，但奧氏體的最大溶C量(溶解度)為2.11%（3）C原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在濃度起伏；（4）合金元素原子(Mn、Si、Cr、Ni等)溶入奧氏體中取代Fe原子的位置，形成置換式固溶體，稱(chēng)合金奧氏體。2

奧氏體的組織形態(tài)奧氏體的組織形態(tài)與原始組織、加熱速度、加熱轉(zhuǎn)變的程度有關(guān)。一般由多邊形等軸晶粒組成。這種形態(tài)也稱(chēng)為顆粒狀，在晶粒內(nèi)部有時(shí)可以看到相變孿晶

。

非平衡態(tài)時(shí)低碳鋼以適當(dāng)?shù)乃俣燃訜岬剑é粒茫﹥上鄥^(qū)可得到針狀?yuàn)W氏體。3

奧氏體的性能（一）力學(xué)性能

良好的塑性，低的屈服強(qiáng)度和硬度，容易進(jìn)行塑性變形。利用上述性質(zhì)進(jìn)行壓力加工（鍛造）奧氏體可作為高溫用鋼。

（二）物理性能

順磁性：奧氏體鋼（又稱(chēng)無(wú)磁性鋼）與鋼的其他組織相比，比容最小：利用這一點(diǎn)調(diào)整殘余奧氏體的量

比其他組織線膨脹系數(shù)大：熱膨脹靈敏的儀表元件

奧氏體的熱強(qiáng)性好：熱強(qiáng)鋼

除滲碳體外導(dǎo)熱性能最差：奧氏體不可采用過(guò)大的加熱速度加熱

二奧氏體的形成機(jī)理1奧氏體的形核1.形核條件：奧氏體晶核的形成條件是系統(tǒng)的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。

2.形核位置：（a）F/Fe3C界面（優(yōu)先位置、通過(guò)擴(kuò)散機(jī)制）；（b）珠光體團(tuán)交界處；（c）先共析F/珠光體團(tuán)交界處。

3.優(yōu)先在鐵素體與滲碳體相界面處形核的原因：（a）界面上存在碳的濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏；易滿足形成奧氏體所需的碳濃度；（b）界面存在缺陷，能量高，提供能量起伏；此處原子排列紊亂，位錯(cuò)、空位濃度較高，易滿足形成奧氏體所需的能量（c）有Fe3C溶解后的補(bǔ)充碳原子。

4.有時(shí)在鐵素體內(nèi)部也能形核，只要滿足：（a）溫度高，提供足夠的相變驅(qū)動(dòng)力；（b）有嵌鑲塊，提供足夠的濃度條件和晶核尺寸。

5.奧氏體形核有鐵原子和碳原子擴(kuò)散機(jī)制。2、奧氏體的長(zhǎng)大

α+Fe3C→g晶體結(jié)構(gòu)：體心立方復(fù)雜斜方面心立方含碳量：0.0218%6.69%0.77%奧氏體長(zhǎng)大過(guò)程是依靠原子擴(kuò)散完成的，原子擴(kuò)散包括(1)Fe原子自擴(kuò)散完成晶格改組；(2)C原子擴(kuò)散使奧氏體晶核向α相和Fe3C相兩側(cè)推移并長(zhǎng)大。C的擴(kuò)散一旦奧氏體晶核形成，則出現(xiàn)a—g和g-Fe3C兩個(gè)新界面。界面的C%由相圖決定。Cg-Fe3C—與Fe3C相接的奧氏體的C%；Cg-a—與F相接的奧氏體的C%；Ca-Fe3C—與Fe3C相接的F的C%；Ca—g—與奧氏體相接的F的C%；由于奧氏體中兩個(gè)相界面處C%不同，Cg-Fe3C>Cg-a。（1）C從g-Fe3C向g-a擴(kuò)散。Cg-Fe3C↓，

Cg-a↑。（2）擴(kuò)散破壞了兩個(gè)相界面的平衡濃度，為了恢復(fù)平衡濃度，高碳的Fe3C溶入奧氏體，低碳的鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。奧氏體晶格改組：

(1)一般認(rèn)為，平衡加熱過(guò)熱度很小時(shí)，通過(guò)Fe原子自擴(kuò)散完成晶格改組。(2)也有人認(rèn)為，當(dāng)過(guò)熱度很大時(shí)，晶格改組通過(guò)Fe原子切變完成。奧氏體晶核的長(zhǎng)大速度：

奧氏體晶核向F和Fe3C兩側(cè)的推移速度是不同的。

K—常數(shù)；D—C在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；dc/dx—相界面處奧氏體中C的濃度梯度；△CB—相界面濃度差；“-”表示下坡(高濃度向低濃度處)擴(kuò)散。

向F一側(cè)的推移速度與向Fe3C一側(cè)的推移速度之比：

由于6.69-Cg-Fe3C》Cg-a-Ca—g;Fe3C晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜，所以?shī)W氏體向鐵素體一側(cè)的長(zhǎng)大速度遠(yuǎn)大于向滲碳體一側(cè)的長(zhǎng)大速度。因此當(dāng)鐵素體消失時(shí)，還有部分滲碳體殘余。3殘余Fe3C溶解和奧氏體均勻化

α→γ結(jié)束后，還有相當(dāng)數(shù)量的Fe3C尚未溶解，這些Fe3C被稱(chēng)為殘余Fe3C。另外在原來(lái)Fe3C的部位，C%較高，而原來(lái)F部位C%較低，必須經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)谋睾螅瑠W氏體中的C%才能趨于均勻。綜上所述，奧氏體形成分為四個(gè)階段:（1）奧氏體在鐵素體—滲碳體界面上形核；（2）奧氏體向鐵素體和滲碳體兩側(cè)長(zhǎng)大；（3）剩余滲碳體的溶解（4）奧氏體中碳的擴(kuò)散均勻化。共析鋼奧氏體的形成示意圖FFe3C未溶Fe3CA殘余Fe3CAAAA形核A

長(zhǎng)大殘余Fe3C溶解A均勻化非共析鋼的奧氏體化過(guò)程

和共析鋼的奧氏體化對(duì)比，非共析鋼的奧氏體化過(guò)程分兩步進(jìn)行，首先完成P→A，這與共析鋼相同；然后是先析相的奧氏體化過(guò)程。這些都是靠原子擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)的。值得指出的是，非共析鋼的奧氏體化碳化物溶解以及奧氏體均勻化的時(shí)間更長(zhǎng)。亞共析鋼：F+P→F+A→A過(guò)共析鋼：Fe3C+P→Fe3C+A→A1-4奧氏體形成動(dòng)力學(xué)研究奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的原因：（1）Fe-C相圖只給出了熱力學(xué)的平衡狀況，無(wú)法給出奧氏體組織狀況（均勻性、晶粒大小等），須考慮時(shí)間的影響；（2）實(shí)際熱處理中須控制奧氏體化程度，這就須了解奧氏體形成速度。研究方法：（1）選擇固定成分的鋼試樣若干塊；（2）選擇不同的奧氏體化溫度（T）、時(shí)間（t）（3）測(cè)定不同T、t下奧氏體轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變程度；（4）給出奧氏體成分的動(dòng)力學(xué)動(dòng)力學(xué)曲線。0.86%鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線共析鋼A等溫形成動(dòng)力學(xué)圖1.奧氏體等溫動(dòng)力學(xué)曲線及特點(diǎn)1.奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線特點(diǎn)：（1）轉(zhuǎn)變初期和轉(zhuǎn)變后期，轉(zhuǎn)變速度不大，在轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時(shí)轉(zhuǎn)變速度最大。原因：初期和后期，奧氏體核心少。（2）奧氏體轉(zhuǎn)變存在孕育期，溫度越高，孕育期越短。（3）轉(zhuǎn)變溫度越高，完成轉(zhuǎn)變時(shí)間越短。（2）和（3）原因：①T↑，自由能差大，驅(qū)動(dòng)力↑②T↑，過(guò)熱度大，臨界形核尺寸小，所需濃度起伏低。③T↑，擴(kuò)散速度快，奧氏體內(nèi)濃度梯度大，相界面上濃度差大。（4）奧氏體形成時(shí)間很短（10s），滲碳體溶解時(shí)間長(zhǎng)，奧氏體均勻化時(shí)間最長(zhǎng)。（5）連續(xù)加熱時(shí)，V加熱↑，T轉(zhuǎn)變開(kāi)始↑，t轉(zhuǎn)變↓，另連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的。2.影響奧氏體形成速度的因素：影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素包括溫度、原始組織、含碳量和合金元素.（1）加熱溫度的影響T↑，△T↑，N↑，△G↑。從等溫轉(zhuǎn)變圖可知，加熱溫度T升高，奧氏體等溫形成的孕育期變小，相變完成時(shí)間變短。

（2）原始組織的影響①原始組織越細(xì)，碳化物越分散，珠光體的層片間距S0越小，相界面越多，形核率I越大，同時(shí)碳的濃度梯度dc/dx增加，長(zhǎng)大速度G均增加；②和粒狀珠光體比，片狀珠光體相界面大而薄，易于溶解，因此，原始組織為片狀珠光體形成速度比粒狀珠光體快。（3）元素的影響

C%：隨著含碳量的增加，碳化物量增加，珠光體中滲碳體量相對(duì)相界面增加形核率增加。碳原子擴(kuò)散距離減小，擴(kuò)散速度提高，但滲碳體溶解及奧氏體均勻化時(shí)間增加。合金元素：①不影響珠光體轉(zhuǎn)變奧氏體機(jī)制。②影響碳化物穩(wěn)定性。③影響奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)減小。①通過(guò)對(duì)碳擴(kuò)散速度影響奧氏體的形成速度強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奧氏體中擴(kuò)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Co、Ni等增大碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，使奧氏體形成速度加快；Si、Al等對(duì)碳原子的擴(kuò)散系數(shù)影響不大，因此對(duì)奧氏體的形成無(wú)明顯的影響。②合金元素通過(guò)改變碳化物穩(wěn)定性影響奧氏體的形成速度通常使碳化物穩(wěn)定提高的元素，將延緩?qiáng)W氏體的形成。鋼中加入W、Mo和其它強(qiáng)碳化物形成元素，由于在鋼中可以形成穩(wěn)定性極高的特殊類(lèi)型的碳化物，加熱時(shí)不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。③對(duì)臨界點(diǎn)的影響合金元素的加入改變了臨界點(diǎn)A1、A3、Acm的位置，并使它們成為一個(gè)溫度范圍，當(dāng)溫度一定時(shí)，臨界點(diǎn)的變化相當(dāng)于過(guò)熱度的改變。Ni、Mn、Cu等降低A1溫度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1溫度。④合金元素通過(guò)對(duì)原始組織的影響也影響奧氏體的形成速度Ni、Mn等往往使珠光體細(xì)化，有利于奧氏體的形成。連續(xù)加熱形成和等溫形成的關(guān)系連續(xù)加熱的A轉(zhuǎn)變有如下特點(diǎn)：

(1)臨界點(diǎn)隨加熱速度增加而增加；

(2)連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的；

(3)加熱速度越快，孕育期越短。轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度和轉(zhuǎn)變終了溫度越高，轉(zhuǎn)變終了時(shí)間越短。轉(zhuǎn)變時(shí)間愈短；

(4)加熱速度愈大，奧氏體成分不均勻性增加。Cr-a降低，Cr-cem升高。

(轉(zhuǎn)變被推向高溫，CA-F與CA-C差別加大)；

(5)加熱速度愈大，A愈細(xì)(與形核有關(guān))。連續(xù)加熱時(shí)可獲得超細(xì)晶粒。

(6)在超快速加熱條件下，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的點(diǎn)陣改組屬于無(wú)擴(kuò)散型相變。

1-5奧氏體晶粒度1奧氏體晶粒度奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分8級(jí)評(píng)定，1級(jí)最粗，8級(jí)最細(xì)。若晶粒度在10以上則稱(chēng)“超細(xì)晶?！?。晶粒度級(jí)別與晶粒大小的關(guān)系為：n=2N-1式中，n—放大100倍視野中單位面積內(nèi)晶粒個(gè)數(shù)(個(gè)/平方英寸，1平方英寸=6.45平方厘米)；N—晶粒度級(jí)別。奧氏體晶粒度有三種，即起始晶粒度、實(shí)際晶粒度和本質(zhì)晶粒度。(1)實(shí)際晶粒度：經(jīng)熱處理后獲得的實(shí)際奧氏體晶粒大小。(2)起始晶粒度：奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時(shí)的晶粒大小。奧氏體的起始晶粒一般都是細(xì)小的，它決定于鋼加熱轉(zhuǎn)變時(shí)奧氏體的形核率和長(zhǎng)得速度。N愈大，起始晶粒愈細(xì)小，V長(zhǎng)大愈大，起始晶粒愈粗大。(3)本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法(YB27—64)，經(jīng)930℃±10℃，保溫3~8小時(shí)后測(cè)得奧氏體晶粒大小。原冶金部標(biāo)準(zhǔn)YB27—64規(guī)定：晶粒度大小在5~8級(jí)為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，1~4級(jí)為本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)晶粒度表明了奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向，是實(shí)際晶粒度的特殊情況。關(guān)于本質(zhì)晶粒度概念的要點(diǎn)：（1）表征該鋼種在通常熱處理?xiàng)l件下A晶粒長(zhǎng)大的趨勢(shì)，不代表真實(shí)，實(shí)際晶粒大小。（2）本質(zhì)粗晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并不一定粗大，本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并不一定細(xì)小，取決于具體的熱處理工藝有關(guān)。（3）本質(zhì)晶粒度主要與成分和冶煉條件有關(guān)。鋁脫氧的鋼一般為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼；含有Ti，V、Zr、Nb等。（4）是確定熱處理工藝參數(shù)的重要依據(jù)。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼加熱范圍較寬，可以在930度高溫下滲碳后直接淬火，不致引起奧氏體晶粒粗大。本質(zhì)晶粒度的測(cè)定1.滲碳法：將試樣加熱到930℃±10℃，滲碳8小時(shí)獲得不低于1mm的滲層，緩冷后在滲層的過(guò)共析鋼部分形成網(wǎng)狀Fe3C，借助于網(wǎng)狀Fe3C進(jìn)行晶粒度評(píng)定。(由于滲層C%增加，不能準(zhǔn)確反映原試樣的晶粒度，有誤差。)2.氧化法：將樣品拋光，在無(wú)氧化條件下加熱930℃±10℃，使晶粒充分長(zhǎng)大，然后在氧化氣氛下短時(shí)間氧化，由于晶界比晶內(nèi)容易氧化，冷卻后試樣拋光和腐蝕，即可把氧化的晶界網(wǎng)清晰地顯示出來(lái)進(jìn)行晶粒度評(píng)定。(1)長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力

A晶粒的長(zhǎng)大是通過(guò)晶界的遷移而實(shí)行的.

晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力來(lái)自界面自由能的降低。對(duì)于球面晶界，當(dāng)其曲率半徑為R，界面能為σ

，指向曲率中心的驅(qū)動(dòng)力F為：F=2σ/R

可見(jiàn)：R↓，F(xiàn)↑；R=∞，F(xiàn)=0。也即晶粒半徑越小，長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力越大.當(dāng)半徑無(wú)窮大或?yàn)槠街苯缑鏁r(shí)，驅(qū)動(dòng)力為零。

2奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)理用Al脫氧或含Nb，Ti，V的鋼，在晶界上會(huì)存在這些元素的碳氮化合物粒子，一個(gè)粒子可使A晶界面積減少r2(r

為小粒子半徑)。當(dāng)晶界在驅(qū)動(dòng)力作用下移動(dòng)時(shí)，將使A晶界與這些粒子脫離從而使A晶界面積增大，界面能增高。所以粒子對(duì)晶界就有了釘扎作用，一個(gè)粒子對(duì)晶界移動(dòng)提供的最大阻力為：

Fmax

=rσ

其中，σ為單位面積界面能。設(shè)單位體積中粒子的體積分?jǐn)?shù)為f，則作用于單位面積晶界上的最大阻力Fmax為：

Fmax=3fσ/2r

由上式可見(jiàn)：當(dāng)粒子半徑r愈小，體積分?jǐn)?shù)f愈大，對(duì)晶界移動(dòng)的阻力就愈大。

(2)、第二相小顆粒對(duì)晶界阻力

在加熱轉(zhuǎn)變中，保溫時(shí)間一定時(shí)，隨保溫溫度升高，A晶粒不斷長(zhǎng)大，稱(chēng)為正常長(zhǎng)大。如圖中曲線1。在加熱轉(zhuǎn)變中，保溫時(shí)間一定時(shí)，隨保溫溫度升高，A晶粒長(zhǎng)大不明顯，必須當(dāng)溫度超過(guò)某一定值后，晶粒才隨溫度升高而急劇長(zhǎng)大，稱(chēng)為異常長(zhǎng)大，如圖中曲線2。(3)長(zhǎng)大方式

1.正常長(zhǎng)大晶界在驅(qū)動(dòng)力F推動(dòng)下勻速前進(jìn)，由經(jīng)典力學(xué)可導(dǎo)出：

DA2=Kexp(-Q/KT)τ

其中，DA

為長(zhǎng)大中A晶粒平均直徑，K為常數(shù)，τ為時(shí)間，Q為Fe的自擴(kuò)散激活能?？梢?jiàn)在一定溫度T，隨時(shí)間τ↑，DA↑。

2.異常長(zhǎng)大

(1)異常長(zhǎng)大的原因由于溫度T升高，第二相顆粒(碳氮化合物)的溶解，使阻力F=0，而此時(shí)驅(qū)動(dòng)力F卻很大，故晶粒急劇長(zhǎng)大。

(2)異常長(zhǎng)大的特點(diǎn)

長(zhǎng)大到一定程度不在長(zhǎng)大；在長(zhǎng)大過(guò)程中出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。長(zhǎng)大過(guò)程可分為三個(gè)階段：（1）孕育期：T↑,孕育期短。（2）不均勻長(zhǎng)大期：較大的晶粒吞并周?chē)【ЯＰ纬蓚€(gè)別很粗大的晶粒，形成尺寸相差懸殊的粗、細(xì)晶粒共存的狀態(tài)。（3）均勻長(zhǎng)大期：細(xì)小晶粒完全被吞并后，所用晶粒開(kāi)始緩慢而均勻的長(zhǎng)大。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼可明顯看出三個(gè)階段，本質(zhì)粗晶粒鋼，一般只能看到奧氏體的均勻長(zhǎng)大，不均勻長(zhǎng)大期不明顯。3影響奧氏體晶粒大小的因素（1）加熱溫度和保溫時(shí)間：加熱溫度越高、保溫時(shí)間越長(zhǎng)，形核率N越大，長(zhǎng)大速度G越大，奧氏體晶界遷移速度越大，其晶粒越粗大。(溫度升高，形核率增加，σ增加，r降低，σ/r增加，F(xiàn)增大)（2）加熱速度：加熱速度快，奧氏體實(shí)際形成溫度高，形核率增高，由于時(shí)間短奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度加熱方法加熱速度/℃/秒加熱溫度（淬火后鐵素體消失的溫度）/℃起始奧氏體晶粒的平均面積/μm2

爐內(nèi)加熱0.0382560282540883030感應(yīng)加熱20087028100090029（3）合金元素：①C%的影響。C%高，C在奧氏體中的擴(kuò)散速度以及Fe的自擴(kuò)散速度均增加，奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向增加，但C%超過(guò)一定量時(shí)，由于形成Fe3CⅡ，阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。②合金元素影響。強(qiáng)碳化物形成元素Ti、Zr、V、W、Nb等熔點(diǎn)較高，它們彌散分布在奧氏體中阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大；非碳化物形成元素Si、Ni等對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大影響很小。N、P、O、Mn等促進(jìn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大。

(4)鋼的冶煉方法：脫氧劑

用Al脫氧能形成難熔的AlN質(zhì)點(diǎn)在晶界上析出，阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。而Si、Mn脫氧不能形成難熔的質(zhì)點(diǎn)，晶粒容易長(zhǎng)大。