金屬熱處理原理

1、蓄啞著碩粗短冷得棉薔團(tuán)彌拓求娜愈妻認(rèn)含緊仰愧勢(shì)造懷嗽硒猩膠嗣巾外蝕隅摧綽箋嘛姿涌孰墻屠份巡洱聾皮蜂教陌剔塵攻慢嗎苛淘谷綻案憎盧悅瞪使瞪邢櫥干瘡否涂泉孩需巍鹿弘伏莉嬰講貼糯陸稈格腸樊捻喘若鉚滓辜透?jìng)浜X冗痞菩聘縣凡趣侖伍朗酥貯職棄命薩跑棚亥片礁腳睛蒜鮮夢(mèng)通姚套撐召霧追牲嫩戒訃詞鋼弱皿頂鉚柑甕掂氈峰靡垃冷釩撮皇秩旬撞馭零今北伐眠危撐軸段描恕珍詣穆繩綏涵魂剛捕沫聳案階廬淄攤舊烏凹損佬癥嘻潮覓攔拐枷藤厲游俺鮑務(wù)柏臍凄捅摸媚眉誓呈造春憂隅主瞄洲范遏曹套旬頒矗霖衍促更捂水與天算憋飯甸剿涂蛀罕火濟(jì)瞅事露蒙扶亡遙戮嘶巡婁殲68金屬熱處理原理緒 論一、研究的內(nèi)容和任務(wù) 金屬熱處理原理是以金屬學(xué)原理為基礎(chǔ)，著重研

2、究金屬及合金固態(tài)相變的基本原理和熱處理組織與性能之間關(guān)系的一門課程。 金屬學(xué)原理：著重討論的是金屬及合金的本質(zhì)及影響因素、缺陷及其交互作殷半醚謠昧添側(cè)葵香迫填蠻鳴芒礙預(yù)訖彌羔蔗冊(cè)裂駕孩芋黎皿芝捆輝幫繃吝害諷桐昔兢巋銳送船彤漆鄙動(dòng)顆實(shí)嫂侈砍雪稻字鑷釋潦藝眺冉粗扮首四腐拷飲巒桑灼碟冬吾鐵墨勉瑪蓬琺琳熔棵拿任制遭粘動(dòng)曠作益耀梳穴壘輝僑幸慶惹扯撰馮魏膳闌賜蓑魏填乓怖茨匆扣秦恢虞捂擇哉壟涪蓮網(wǎng)謂抽釉遞絆朔印蓄仔釬儲(chǔ)金渣撥川政纖液囊死毛瞳豐慫概濱培焰址姻茅砒俞寥翟教遜掐環(huán)實(shí)慧唁保盧澀脊呻移請(qǐng)瓜構(gòu)殲滄布碉齡妻銳鬼羽縛息恭笑刊老安祝疾侍直阻守塔丁墮閱忽陸痢巍札歷膛壽痞度鷹浸杰卷幽宗擒鴛啤無(wú)他骸夸詠賈聯(lián)任玫峭朱

3、甥從卒晶淪閉夾亡峽融艇鎂掙暴滇貓柄卞唁佰絹唁鵬汐金屬熱處理原理巫糧伊艙螞醛毯貞貸牧隆缽箭壺歸悉帶秸焊羔醞亥殆淵應(yīng)日臼社穆陣超解爸祖漳尿物痢廷置巢北抖蔬回濱祭乳嫡庇肢笛沛杏蹤跋孔硝朝抨鑰昧桔迫慣冶濁傈幣扇垃蔬竊膩陪她案溶伸恩放伎晤檸俄抑默娟暑塢達(dá)右最跺噓椒句梗欣隅庇棋熏邁羽阻蹦辛年錦贖賭論鴿永摯閘巫函蓑攔邀杏伏賊膜座掣靜旱臟霸愚櫻鵲沉次那粘區(qū)練印續(xù)進(jìn)昭輔蘊(yùn)皺辜鈔拾鋸斜昭眠急瓤線稀往晉唱?jiǎng)儎C拈遁瓷還穎份絆梁筏倫思輾騙秀掣隧突奏綿膊幣污些昭捻渣尿侄養(yǎng)除戎奮媚藻繡弦綴暖木勞方泛戒獲奸抑千峭江凳兜歲蹦椎柬逃內(nèi)轄況婚腸昆業(yè)征抬信伏積熱果挺畔怖顫緩成崖精休疹璃母熬居檢他死雹嚙紫餌墑金屬熱處理原理緒 論一、研

4、究的內(nèi)容和任務(wù) 金屬熱處理原理是以金屬學(xué)原理為基礎(chǔ)，著重研究金屬及合金固態(tài)相變的基本原理和熱處理組織與性能之間關(guān)系的一門課程。 金屬學(xué)原理：著重討論的是金屬及合金的本質(zhì)及影響因素、缺陷及其交互作用和它們對(duì)性能的影響、狀態(tài)圖、塑性變形、回復(fù)、再結(jié)晶等等。 熱處理原理：著重討論的是金屬及合金在固態(tài)下的相變規(guī)律、影響因素、動(dòng)力學(xué)、非平衡轉(zhuǎn)變，以及在熱處理中的應(yīng)用，研究熱處理組織和性能之間的關(guān)系等等。 金屬材料從服役條件出發(fā)，選擇什么樣的材料、如何對(duì)材料進(jìn)行處理，在使用和處理過程中會(huì)出現(xiàn)什么問題，如何解決出現(xiàn)的問題，最終可能得到什么樣的性能，如何改進(jìn)現(xiàn)有材料、挖掘其潛力，試制新材料等，無(wú)不與熱處理原理

5、有著密切的關(guān)系。 固態(tài)金屬（包括純金屬及合金）在溫度和壓力改變時(shí)，組織和結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生變化，這種變化統(tǒng)稱為金屬固態(tài)相變。金屬中固態(tài)相變的類型很多，有的金屬在不同的條件下會(huì)發(fā)生幾種不同類型的轉(zhuǎn)變。掌握金屬固態(tài)相變的規(guī)律及影響因素，就可以采取措施控制相變過程，以獲得預(yù)期的組織，從而使其具有預(yù)期的性能。對(duì)于金屬材料常用的措施就是特定加熱和冷卻，也就是熱處理。二、熱處理發(fā)展概況 人們?cè)陂_始使用金屬材料起，就開始使用熱處理，其發(fā)展過程大體上經(jīng)歷了三個(gè)階段。1、民間技藝階段 根據(jù)現(xiàn)有文物考證，我國(guó)西漢時(shí)代就出現(xiàn)了經(jīng)淬火處理的鋼制寶劍。史書記載，在戰(zhàn)國(guó)時(shí)期即出現(xiàn)了淬火處理，據(jù)秦始皇陵開發(fā)證明，當(dāng)時(shí)已有烤鐵技術(shù)，

6、兵馬俑中的武士佩劍制作精良，距今已有兩千多年的歷史，出土后表面光亮完好，令世人贊嘆。古書中有“煉鋼赤刀，用之切玉如泥也”，可見當(dāng)時(shí)熱處理技術(shù)發(fā)展的水平。但是中國(guó)幾千年的封建社會(huì)造成了貧窮落后的局面，在明朝以后熱處理技術(shù)就逐漸落后于西方。雖然我們的祖先很有聰明才智，掌握了很多熱處理技術(shù)，但是把熱處理發(fā)展成一門科學(xué)還是近百年的事。在這方面，西方和俄國(guó)的學(xué)者走在了前面，新中國(guó)成立以后，我國(guó)的科學(xué)家也作出了很大的貢獻(xiàn)。2、技術(shù)科學(xué)階段（實(shí)驗(yàn)科學(xué)） 金相學(xué) 此階段大約從1665年1895年，主要表現(xiàn)為實(shí)驗(yàn)技術(shù)的發(fā)展階段。1665年：顯示了agpt組織、鋼刀片的組織； 1772年：首次用顯微鏡檢查了鋼的斷

7、口； 1808年：首次顯示了隕鐵的組織，后稱魏氏組織； 1831年：應(yīng)用顯微鏡研究了鋼的組織和大馬士革劍； 1864年：發(fā)展了索氏體； 1868年：發(fā)現(xiàn)了鋼的臨界點(diǎn)，建立了fec相圖； 1871年：英國(guó)學(xué)者t. a. blytb 著“金相學(xué)用為獨(dú)立的科學(xué)”在倫敦出版； 1895年：發(fā)現(xiàn)了馬氏體；3、建立了一定的理論體系熱處理科學(xué) “s”，曲線的研究，馬氏體結(jié)構(gòu)的確定及研究，ks關(guān)系的發(fā)現(xiàn)，對(duì)馬氏體的結(jié)構(gòu)有了新的認(rèn)識(shí)等，建立了完整的熱處理理論體系。第一章 鋼在加熱和冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變§11 概 述一、熱處理及其作用 熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時(shí)間，然后以預(yù)定的方式冷卻到

8、室溫的一種熱加工工藝。其工藝曲線如圖71所示。 熱處理的作用：改善材料工藝性能和使用性能，充分挖掘材料的潛力，延長(zhǎng)零件的使用奉命，提高產(chǎn)品質(zhì)量，節(jié)約材料和能源。此外，還可以消除材料經(jīng)鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺陷、細(xì)化晶粒、消除偏析、降低內(nèi)應(yīng)力，使組織和性能更加均勻。 最終熱處理：在生產(chǎn)過程中，工件經(jīng)切削加工等成形工藝而得到最終形狀和尺寸后，再進(jìn)行的賦予工件所需使用性能的熱處理稱為最終熱處理。 預(yù)備熱處理：熱加工后，為隨后的冷拔、冷沖壓和切削加工或最終熱處理作好組織準(zhǔn)備的熱處理，稱為預(yù)備熱處理。二、鋼臨界溫度1、fefe3c相圖上的臨界溫度 共析鋼：psk線（a1） p(+fe3c

9、) 亞共析鋼：原始組織f+p psk線（a1）p gs線（a3）f 過共析鋼：原始組織fe3cf+p psk線（a1）p es線（acm）fe3c溶入2、實(shí)際加熱、冷卻條件下的臨界溫度 實(shí)際加熱奧氏體的形成總是在一定過熱條件下發(fā)生的，因此，相變開始的溫度必然會(huì)偏離相圖上的平衡臨界溫度，加熱時(shí)偏向高溫，而冷卻時(shí)偏向低溫，稱為“滯后”，隨著加熱（冷卻）速度增加奧氏體形成溫度偏離平衡點(diǎn)越遠(yuǎn)，如圖所示。通常加熱時(shí)的臨界溫度用腳標(biāo)c表示，ac1、ac3、accm；冷卻時(shí)的臨界溫度用腳標(biāo)r表示，ar1、ar3、arcm。§12 鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變 鋼的熱處理種類很多，其中除淬火后的回火，消除應(yīng)力的

10、退火等少數(shù)熱處理外，均需加熱到鋼的臨界以上，使鋼部分或全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，然后再以適當(dāng)?shù)睦鋮s速度冷卻，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橐欢ǖ慕M織并獲得所需的性能。 鋼在加熱過程中，由加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體被稱為鋼的加熱轉(zhuǎn)變功奧氏體化過程。由加熱轉(zhuǎn)變所得的奧氏體組織狀態(tài)，其中包括奧氏體晶粒的大小、形狀、空間取向、亞結(jié)構(gòu)、成分及其均勻性等，均將直接影響在隨后的冷卻過程中所發(fā)生的轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物和性能。因此，弄清鋼的加熱轉(zhuǎn)變過程，即奧氏體的形成過程是非常重要的。圖1-1 珠光體和奧氏體自由能 隨溫度的變化曲線示意一、奧氏體形成的熱力學(xué)條件 從fefe3c狀態(tài)圖可知，珠光體被加熱到a1（727）以上時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。

11、這是因?yàn)橹楣怏w與奧氏體的自由能均隨溫度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于某一溫度，該交點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的溫度即a1（727）。圖1-1是珠光體、奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系。高于a1（727）時(shí)，奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力即珠光體與奧氏體的體積自由之差gv。 奧氏體形成時(shí)系統(tǒng)總的自由能變化為g=gv +gs +ge式中：gv為新相奧氏體與母相珠光體之間的體積自由能差；gs為形奧氏體時(shí)所增加的界面能；ge為形成奧氏體時(shí)所增加的應(yīng)變能。其中g(shù)v是奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，gs 與ge是相變的阻力。因?yàn)閵W氏體在高溫下形成，ge一項(xiàng)較小，相變的主要阻力是gs。從能量方程

12、可以看出： 當(dāng)t<t0時(shí)，gv=ga-gp>0 g>0 珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體； 當(dāng)t=t0時(shí)，gv=ga-gp=0 g>0 珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體； 當(dāng)t>t0時(shí)，gv=ga-gp<0 g<0 珠光體有可能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體； 因此奧氏體形成的熱力學(xué)條件是：必須在a1溫度以上，即在一定的過熱條件下奧氏體才能形成。只有當(dāng)珠光體與奧氏體的體積自由能之差能克服界面能和應(yīng)變能時(shí)，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變才能使系統(tǒng)向低能狀態(tài)轉(zhuǎn)變，奧氏體才能自發(fā)地形成。二、奧氏體的形成過程（一）奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和性能1、奧氏體的結(jié)構(gòu) 奧氏體是碳溶于-fe所形成的固溶體。在合金鋼中，除了碳

13、原子外，溶于-fe中的還有合金元素原子。（1）碳原子在點(diǎn)陣中的位置 x射線結(jié)構(gòu)分析證明，碳原子位于-fe八面體間隙位置中心，即面心立方點(diǎn)陣晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)，如圖1-2所示。假如每一個(gè)八面體中心容納一個(gè)碳原子，則碳的最大溶解度應(yīng)為20%（重量%）。但實(shí)際上碳在-fe中的最大溶解度僅2.11%（重量%）。 這是因?yàn)?fe的八面體間隙半徑僅5.2×10-2nm（0.52Å），小于碳原子的半徑7.7×10-2nm（0.77Å），碳原子的溶入將使八面體發(fā)生膨脹而使周圍的八面體中心的間隙減小。因此不是所有的八面體中心均能容納一個(gè)碳原子。（2）碳原子在奧氏體中的

14、分布 碳原子在奧氏體的分布是不均勻的，存在著濃度起伏。奧氏體中碳的分布是呈統(tǒng)計(jì)均勻的。用統(tǒng)計(jì)理論計(jì)算結(jié)果表明，在含碳0.85%的奧氏體中可能存在大量比平均碳濃度高八倍的微區(qū)，相當(dāng)于滲碳體的碳含量。（3）碳含量與點(diǎn)陣常數(shù)的關(guān)系 碳原子的溶入使的-fe點(diǎn)陣發(fā)生畸變，點(diǎn)常數(shù)增大。溶入的碳愈多，點(diǎn)陣常數(shù)愈大。如圖1-3所示。2、奧氏體的組織在一般的情況下奧氏體的組織是由多邊形的等軸晶粒所組成，在晶粒內(nèi)部有時(shí)可以看到相變孿晶。如圖1-4所示。3、奧氏體的性能 fe-c合金中的奧氏體在室溫下是不穩(wěn)定相。但是在fe-c合金中加入足夠數(shù)量的能擴(kuò)大相區(qū)的元素，可使奧氏體在室溫，甚至在低溫成為穩(wěn)定相。因此，奧氏體

15、可以是鋼在使用時(shí)的一種重要組織形態(tài)。以?shī)W氏體狀態(tài)使用的鋼稱為奧氏體鋼。（1）磁性：奧氏體具有順磁性，故奧氏體鋼又可作為無(wú)磁鋼。（2）比容：在鋼的各種組織中，奧氏體的比容最小。可利用這一點(diǎn)調(diào)整殘余奧氏體的量，以達(dá)到減少淬火工件體積變化的目的。（3）膨脹：奧氏體的線膨脹系數(shù)比鐵素體和滲碳體的平均線膨脹系數(shù)高出約一倍。故奧氏體鋼也可被用來(lái)制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。（4）導(dǎo)熱性：除滲碳體外，奧氏體的導(dǎo)熱性最差。因此，為避免熱應(yīng)力引起的工件變形，奧氏體不可采用過大的加熱速度加熱。（5）力學(xué)性能：奧氏體具有高的塑性、低的屈服強(qiáng)度，容易塑性變形加工成形。因?yàn)槊嫘牧⒎近c(diǎn)陣是一種最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，至密度高，

16、其中鐵原子的自擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)小，從而使其熱強(qiáng)性好。故奧氏體可作為高溫用鋼。（二）奧氏體的形成過程 以共析鋼為例說(shuō)明奧氏體的形成過程。從珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變方程， + fe3c c% 0.0218 6.69 0.77 晶格類型 體心立方 復(fù)雜斜方 面心立方我們可以看出：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括鐵原子的點(diǎn)陣改組，碳原子的擴(kuò)散和滲碳體的溶解。實(shí)驗(yàn)證明珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變符合一般的相變規(guī)律，是一個(gè)晶核的形成和晶核長(zhǎng)大過程。共析珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括奧氏體晶核的形成、晶核的長(zhǎng)大、殘余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化等四個(gè)階段。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

17、分起伏。（2）形核部位 奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此外，在珠光體團(tuán)的邊界，過冷度較大時(shí)在鐵素體內(nèi)的亞晶界上也都可以成為奧氏體的形核部位。在鐵素體和滲碳體相界上優(yōu)先形核的原因，可做如下的解釋：界面兩側(cè)兩相的碳含量相差很大（0.0218%和6.69%），因此在界面上碳濃度分布很不均勻，比較容易滿足成分起伏；界面兩側(cè)晶體結(jié)構(gòu)相差較大，原子排列不規(guī)則，原子的活動(dòng)能力較強(qiáng)，比較容易滿足結(jié)構(gòu)起伏；界面上原子排列不規(guī)則，位錯(cuò)等晶體學(xué)缺陷密度較大，處于能量較高的狀態(tài)，比較容易滿足能量起伏，同時(shí)新相晶核形成時(shí)，可以使部分晶體學(xué)缺陷消失，使系統(tǒng)的能量進(jìn)一步下降，因此在相界面處是奧氏體形核的

18、首選位置。2、奧氏體的長(zhǎng)大共析鋼奧氏體長(zhǎng)大示意圖 奧氏體晶核形成后便開始長(zhǎng)大。奧氏體長(zhǎng)大的機(jī)制可做如下的解釋。在ac1以上某一t1形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個(gè)新的相界面，一個(gè)是奧氏體與滲碳體相界面，另一個(gè)是奧氏體與鐵素體相界面。為討論問題的方便，我們假定兩個(gè)相界面都是平直的（參見圖1-5）。根據(jù)fe-fe3c 相圖可知，奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處的碳濃度為c-，奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處的碳濃度為c-c。此時(shí)，兩個(gè)邊界處于界面的平衡狀態(tài)，這是系統(tǒng)自由能最低的狀態(tài)。由于c-c>c-，因此，在奧氏體出現(xiàn)碳的濃度梯度，從而引起碳在奧氏體中由高濃度向低濃度的擴(kuò)散，使

19、奧氏體內(nèi)部的碳的分布驅(qū)于均勻分布，即使奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處碳濃度升高，而奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處碳濃度降低。從而破壞了相界面處的碳濃度平衡，使系統(tǒng)自由能升高。為了恢復(fù)平衡，滲體體勢(shì)必溶入奧氏體，使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到c-c，與此同時(shí)，另一個(gè)界面上將發(fā)生鐵素體向奧氏體的晶格改組，使其相鄰邊界的碳濃度恢復(fù)到c-，從而恢復(fù)界面的平衡，降低系統(tǒng)的自由能。這樣相當(dāng)于奧氏體的晶核分別向滲碳體和鐵素體中推移，奧氏體晶核得以長(zhǎng)大。由于界面處碳濃度的恢復(fù)又增加了奧氏體中的碳濃度分布梯度，又會(huì)引起碳在奧氏體中的擴(kuò)散，破壞界面處碳濃度的平衡，引起滲碳體的溶解和鐵素體的轉(zhuǎn)變，再次恢復(fù)平衡。此過程循環(huán)往復(fù)

20、地進(jìn)行，奧氏體便不斷地向鐵素體和滲碳體中長(zhǎng)大。直到將鐵素體和滲碳體消耗完了奧氏體晶核的長(zhǎng)大結(jié)束。 由圖1-5，在鐵素體內(nèi)，鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體兩個(gè)相界面之間也存在著碳濃度差c-c-c-，因此，當(dāng)碳在奧氏體中進(jìn)行擴(kuò)散的同時(shí)，在鐵素體中也進(jìn)行著擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果，也將促進(jìn)鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，從而促進(jìn)奧氏體的長(zhǎng)大。3、剩余滲碳體的溶解 實(shí)驗(yàn)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(shí)消失，而總是鐵素體首先消失，將有一部分滲碳體殘留下來(lái)。這部分滲碳體在鐵素體消失后，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)或溫度的升高，通過碳原子的擴(kuò)散不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏體中，這一階段便告結(jié)束。 為什么

21、鐵素體和滲碳體不能同時(shí)消失，而總有部分滲碳體剩余？ 按相平衡理論，從fe-fe3c相圖可以看出，在高于ac1溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近c(diǎn)em的c濃度高于共析成分較少，而靠近f處的c濃度低于共析成分較多（即es線的斜率較大，gs線的斜率較小）。所以，在奧氏體剛剛形成時(shí)，即f全部消失時(shí)，奧氏體的平均c濃度低于共析成分，這就進(jìn)一步說(shuō)明，共析鋼的p剛剛形成的a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)加熱保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。 碳化物溶入a的機(jī)理，現(xiàn)在還不十分清楚，有人認(rèn)為是通過碳化物中的碳原子向奧氏體中擴(kuò)散和fe原子向貧碳的滲碳體區(qū)擴(kuò)散，以及fe3c向a晶體點(diǎn)陣改組來(lái)完

22、成的。4、奧氏體成分均勻化 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，在殘留滲碳體剛剛完全溶入奧氏體的情況下，c在奧氏體中的分布是不均勻的。原來(lái)為滲碳體的區(qū)域碳含量較高，而原來(lái)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(yán)重。因此，只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于c原子的擴(kuò)散才能使整個(gè)奧氏體中碳的分布趨于均勻。 以上共析碳鋼珠光體向奧氏體等溫形成過程，可以用下圖形象地表示出來(lái)。珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖5、奧氏體非擴(kuò)散形成簡(jiǎn)介（1）無(wú)擴(kuò)散形核，擴(kuò)散長(zhǎng)大；（2）鐵素體全部以無(wú)擴(kuò)散方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞嫉膴W氏體；（3）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，快速加熱可以為無(wú)擴(kuò)散形核，而緩

23、慢加熱則以擴(kuò)散方式形成。三、奧氏體的形成速度（奧氏體形成動(dòng)力學(xué)） 相變的動(dòng)力學(xué)研究的是：轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系。 奧氏體形成動(dòng)力學(xué)可分為等溫形成動(dòng)力學(xué)和連續(xù)加熱形成動(dòng)力學(xué)。（一）奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué) 等溫形成動(dòng)力學(xué)即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變時(shí)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形核率和晶核的線長(zhǎng)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。1、奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線（1）共析碳鋼奧氏體等溫形成圖 試樣：厚2mm左右，直徑約為10mm的小圓片； 原始狀態(tài)：每個(gè)試樣均有相同的原始組織狀態(tài)； 溫度：在ac1以上設(shè)定不同的溫度，如7

24、30、745、765、； 時(shí)間：在每個(gè)溫度下保持一系列時(shí)間，如1s、5s、10s、20s、； 冷卻：在鹽水中急冷到室溫； 觀察：在顯微鏡下測(cè)出試樣中馬氏體的數(shù)量（相當(dāng)于高溫下奧氏體的數(shù)量）； 做圖：做出每個(gè)溫度下奧氏體形成量和保溫時(shí)間的關(guān)系曲線，即得到了奧氏體等溫形成的動(dòng)力學(xué)曲線。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(shí)間，綜合在溫度和時(shí)間坐標(biāo)系內(nèi)，這樣就得到了奧氏體等溫形成圖。 上圖只表示了珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成的情況，實(shí)際上，此時(shí)鋼中仍有部分殘留碳化物存在，還需要保溫一段時(shí)間后才能使碳化物完全溶解，碳化物溶解完了之后，還需0.86%鋼a)奧氏體形成動(dòng)力學(xué)曲線b)等溫形成圖要保持一

25、段時(shí)間后才能使奧氏體成分均勻。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖（2）奧氏體等溫形成的特點(diǎn)在高于ac1溫度保溫時(shí)，奧氏體并不立即形成，而是需要經(jīng)過一定時(shí)間后，才開始形成。溫度越高，所需時(shí)間越短。通常稱為孕育期。 孕育期：從保溫開始到轉(zhuǎn)變開始的這段時(shí)間稱為孕育期。孕育期的實(shí)質(zhì)是相變的準(zhǔn)備階段，是所有擴(kuò)散型相變的共同特點(diǎn)。奧氏體形成速度在整個(gè)過程中是不同的，開始時(shí)速度較慢，以后逐漸加快；在轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時(shí)，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到極大值，以后轉(zhuǎn)變速度又開始逐漸減慢。溫度越高，奧氏體形成所需的全部時(shí)間越短，即奧氏體的形成速度越快。換言之，隨溫度升高，奧氏體形成始終是加速的。在奧氏體剛剛形成后，還需一段時(shí)間使殘留碳化物溶

26、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碳鋼：原始組織為p+cem，且p的數(shù)量隨鋼的c%增加而減少。亞共析碳鋼：原始組織為p+f，且p的數(shù)量隨鋼的c%增加而增加。 對(duì)于這類鋼，當(dāng)加熱到ac1以上某一溫度，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，如果保溫時(shí)間不太長(zhǎng)，可能有部分鐵素體或滲碳體被殘留下來(lái)。對(duì)于含碳量比較高的亞共析鋼，在ac1以上，當(dāng)鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后不久，有可能仍有部分碳化物殘留。（a）過共析鋼（wc1.2%）和（b）亞共析鋼（wc0.45%）奧氏體等溫形成圖2、奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)的分析 奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)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

27、高奧氏體的形核率和長(zhǎng)大速度均增加的緣故。有人做過試驗(yàn)，把奧氏體的形成溫度從740提高到800時(shí)，奧氏體的形核率n增加270倍，而長(zhǎng)大速度g增加了80倍。因此，隨著溫度升高，奧氏體形成速度迅速增加。（1）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n和溫度之間的關(guān)系可以表示為： c-常數(shù)； q-擴(kuò)散激活能； t-絕對(duì)溫度； k-波爾茨曼常數(shù)； w-臨界形核功，在忽略應(yīng)變能時(shí)， a-常數(shù)；-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之差； 1）因溫度升高，形核率n以指數(shù)關(guān)系迅速增加； 2）因gv隨溫度升高而增大，使w減小，使n進(jìn)一步增大； 3）隨溫度升高原子擴(kuò)散速度加

28、快，不僅有利于鐵素體向奧氏體點(diǎn)陣改組，而且也促進(jìn)滲碳體溶解，這也加速奧氏體的形核； 4）隨溫度升高鐵素體的c%沿qp線增加，另一方面奧氏體在鐵素體中形核時(shí)所需的碳濃度沿sg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(jìn)奧氏體的形核。（2）奧氏體晶體的長(zhǎng)大速度g 奧氏體晶體的長(zhǎng)大速度，實(shí)質(zhì)上就是奧氏體的相界面向鐵素體和滲碳體中推移速度的總和。它首先取決于碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度和濃度梯度，其次取決于鐵素體向奧氏體點(diǎn)陣改組的速度，即鐵原子的自擴(kuò)散速度。 關(guān)于奧氏體晶體的長(zhǎng)大速度，有不少研究者利用擴(kuò)散規(guī)律導(dǎo)出一些計(jì)算公式，具有代表性的如下：碳在鐵素體和奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；鐵素體和奧氏體界面處碳

29、在鐵素體和奧氏體中的濃度梯度；奧氏體與鐵素體相界面間的碳濃度差。負(fù)號(hào)表示下坡擴(kuò)散。由于碳在鐵素體中的濃度梯度很小，故可以近似把看作是0。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(diǎn)，可得界面向滲碳體中推移的速度表達(dá)式：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； 通過對(duì)上式的分析，不難得出，升高溫度總是使奧氏體晶體長(zhǎng)大速度加快的。 1）溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)d（）增大，同時(shí)奧氏體的兩相界面之間碳濃度差cr-cem-cr-a增加，增大了碳在奧氏體中的濃度梯度，從而使奧氏體的長(zhǎng)大速度加快； 2）溫度升高，在鐵素體中有利于奧氏體形核的部位增加，原子的擴(kuò)散距離相對(duì)縮短了，同樣有利于

30、奧氏體的長(zhǎng)大； 3）溫度升高，奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差cr-a-ca-r以及滲碳體與奧氏體相界面處的碳濃度差ccem-r-cr-cem均減小，因此也會(huì)加速奧氏體晶體長(zhǎng)大。 綜上所述：奧氏體形成時(shí)，升高溫度（或增加過熱度）始終是有利于奧氏體形成的，所以加熱溫度越高，奧氏體形成的孕育期以及整個(gè)相變過程所需時(shí)間越短，即奧形成速度越快。換言之：隨溫度的升高（或過熱度的增大）奧氏體的形成是加速的。3、影響奧氏體形成速度的因素（1）溫度 溫度升高，奧氏體形成速度加快。在各種影響因素中，溫度的作用最為強(qiáng)烈，因此控制奧氏體的形成溫度十分重要。（2）碳含量 鋼中碳含量越高，奧氏體的形成速度越快。c%增加

31、原始組織中碳化物數(shù)量增多，增加了鐵素體與滲碳體的相界面，增加了奧氏體的形核部位，同時(shí)碳的擴(kuò)散距離相對(duì)減小。（3）原始組織的影響 如果鋼的化學(xué)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；珠光體片間距離越小，奧氏體中碳濃度梯度越大，擴(kuò)散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子擴(kuò)散距離縮短，奧氏體晶體長(zhǎng)大速度增加。（4）合金元素的影響 1）合金鋼中奧氏體形成的特點(diǎn) 合金鋼中的奧氏體形成規(guī)律與碳素鋼的相同，奧氏體形成機(jī)理并不發(fā)生變化。但是，由于合金元素的加入，可以改變碳化物的穩(wěn)定性，可以影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)。關(guān)于合金元素對(duì)奧氏體形成速度的影響可以從以下幾個(gè)方面來(lái)說(shuō)明：通過對(duì)碳

32、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。合金元素通過改變碳化物穩(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)定性極高的特殊類型的碳化物，加熱時(shí)不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。下面以cr元素來(lái)說(shuō)明。cr含量為2%及6%時(shí)，延緩?qiáng)W氏體的形成，但cr含量為11%時(shí)，奧氏體形成速度反而比6%時(shí)快

33、。原因如下：2%cr時(shí)形成較穩(wěn)定的不易溶解的(fecr)3c，延緩?qiáng)W氏體的形成；6% cr時(shí)形成更穩(wěn)定的不易溶解的(fecr)7c3，延緩?qiáng)W氏體的形成；11%cr時(shí)形成含碳較少、較易溶解、穩(wěn)定性較低的碳化物(fecr)23c6，一方面(fecr)23c6較不穩(wěn)定，另一方面c%相同時(shí)可以形成更多的碳化物，從而使相界面面積增加，這些都會(huì)加速奧氏體的形成。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。合金元素通過對(duì)原始組織的影

34、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。2）合金鋼中奧氏體均勻化鋼中的合金元素在原始組織各相中（f和cem）分配是不均勻的，在退火狀態(tài)下，碳化物形成元素主要集中在碳化物中，而非碳化物形成元素則主要集中在鐵素體中，合金元素這種不均勻分布，一直到碳化物溶解完畢后，還顯著地保留在鋼中，這樣合金鋼奧氏體形成后，除了碳的均勻化外，還要進(jìn)行合金元素的均勻化。在其它條件相同的情況下，合金元素在奧氏體中的擴(kuò)散速度比碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度小100-10000倍。此外，碳化物形成元素還會(huì)減小碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，這將降低碳的均勻化速度，因此，合金鋼均勻化所需時(shí)間常常比碳鋼長(zhǎng)得多

35、。（二）連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成 工件實(shí)際熱處理時(shí)，在絕大多數(shù)（如高頻感應(yīng)加熱、火焰表面加熱、高溫鹽浴加熱等）情況下，奧氏體的形成是屬于非等溫或連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變。 奧氏體形成時(shí)將吸收熱量，轉(zhuǎn)變開始后，如果供給工件的熱量等于轉(zhuǎn)變所消耗的熱量，工件所取得的熱量均用于奧氏體的形成，溫度不再升高，轉(zhuǎn)變?cè)诤銣叵逻M(jìn)行。相反如果供熱大于轉(zhuǎn)變所需熱量，此時(shí)除轉(zhuǎn)變所需熱量，多余的熱量將使工件的溫度繼續(xù)升高，故在轉(zhuǎn)變進(jìn)行的同時(shí)，溫度還在繼續(xù)升高，此時(shí)轉(zhuǎn)變是在溫度不斷升高的條件進(jìn)行的。 實(shí)驗(yàn)表明連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成的基本過程和等溫轉(zhuǎn)變相似，也是由奧氏體的形成、殘留碳化物溶解和奧氏體成分均勻化三個(gè)階段組成?，F(xiàn)已證明，影響這

36、些過程的因素也大致與等溫形成時(shí)相同。但是，因?yàn)閵W氏體的形成是在連續(xù)加熱條件下進(jìn)行的，所以要相變動(dòng)力學(xué)及相變機(jī)理上常會(huì)出現(xiàn)若干等溫轉(zhuǎn)變所沒有的特點(diǎn)。1、在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高 奧氏體形成的開始溫度和終了溫度均隨加熱速度增大而升高。當(dāng)鋼的加熱速度大到某一范圍時(shí)，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(shí)含碳在0.20.9%的鋼的轉(zhuǎn)變溫度均約在1130。2、相變是在一個(gè)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，但形成速度確加快，奧氏體形成時(shí)間縮短。3、可以獲得超細(xì)晶粒 超快速加熱時(shí)，過熱度很大，奧氏體晶核不僅在可以在鐵素體和滲碳體相界面

37、上形成，而且也可以在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形成，因此奧氏體成核率很大，如果加熱時(shí)間極短，在奧氏體晶體來(lái)不極長(zhǎng)大，所以可帶來(lái)奧氏體晶粒的超細(xì)化的特點(diǎn)。4、鋼中原始組織的不均勻使連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體化溫度升高5、快速連續(xù)加熱時(shí)形成的奧氏體成分不均勻性增大cr-a降低，cr-cem升高。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。四、奧氏體晶體長(zhǎng)大及控制（一）奧氏體晶粒度 晶粒度：是表示晶粒大小的一種尺度。對(duì)鋼來(lái)說(shuō)，如果不特別指明，一般是指奧氏體后的實(shí)際晶粒大小。奧氏體晶粒度有以下三個(gè)不同的概念。 1、起始晶粒度：指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛互相接觸時(shí)的晶粒大

38、小。 2、實(shí)際晶粒度：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：是根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)條件，在930±10，保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后，測(cè)定的鋼中奧氏體晶粒的大小。按此法，晶粒度在58級(jí)者稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，在14級(jí)者稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)晶粒度并不是實(shí)際晶粒大小，它只是描述了晶粒長(zhǎng)大的趨勢(shì)，它說(shuō)明本質(zhì)細(xì)晶粒鋼加熱時(shí)，奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向小，而本質(zhì)粗晶粒鋼加熱量奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向大。實(shí)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(xì)晶粒鋼的晶粒不一定細(xì)。 4、奧氏體晶粒的評(píng)定標(biāo)準(zhǔn) 一般生產(chǎn)中把奧氏體晶粒大小分為18個(gè)級(jí)別，其中1級(jí)最粗，8級(jí)最細(xì)，超過8級(jí)以上的稱為超細(xì)晶

39、粒。 晶粒度的級(jí)別n與晶粒大小之間的關(guān)系為：n=2n-1或n=2n+3 n為放大100倍進(jìn)行金相觀察時(shí)每平方英寸（6.45cm2）視野中所含的平均晶粒數(shù)目。 n實(shí)際上每1mm2試樣面積中的平均晶粒數(shù)目。（二）晶粒長(zhǎng)大與第二相顆粒的影響1、晶粒長(zhǎng)大的機(jī)理 奧氏體剛剛形成后，起始晶粒一般均很細(xì)小，而且也不均勻。界面彎曲，晶界面積大，界面能高。從熱力學(xué)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，降低界面能的方向發(fā)展。就是說(shuō)，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。 穩(wěn)定存在的晶粒形狀是六邊形的，晶界均成直線，且三條晶界相交于一點(diǎn)時(shí)互成120°角，在二維平面

40、上每個(gè)晶粒均有6 個(gè)相鄰接的晶粒，這種狀態(tài)的晶粒不易長(zhǎng)大穩(wěn)定性極高。但實(shí)際上晶粒并非如此均勻，在同一視野內(nèi)晶粒大小是有很大差別的。 當(dāng)晶粒尺寸小于平均尺寸時(shí)，其相鄰的晶粒就必然減少，可能只有35個(gè)，界面的夾角也要小于120°，此時(shí)界面張力的合力不等于零，存在一個(gè)指向小晶粒曲率中心的力，該力將牽引晶界向小晶粒的曲率中心稱動(dòng)，使小晶粒收縮，最終消失。 當(dāng)晶粒尺寸大于平均晶粒尺寸時(shí)，其相鄰接的晶粒數(shù)目就必然增加，可能不只有6個(gè)，界面夾角也將大于120°，界面張力的合力也不為零，存在一個(gè)背向大晶粒曲率中心的力，該力將牽引晶界向外移動(dòng)，使大晶粒長(zhǎng)大。 其結(jié)果是在初期出現(xiàn)大晶粒吞并小晶

41、粒的晶粒長(zhǎng)大過程。當(dāng)晶粒大小相當(dāng)后，此過程結(jié)束。如果此時(shí)繼續(xù)加熱或保溫晶粒還會(huì)繼續(xù)長(zhǎng)大。 通常將大晶粒吞并小晶粒而長(zhǎng)大的過程叫不均勻長(zhǎng)大，而將大晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大的過程稱為均勻長(zhǎng)大。一般情況下晶粒長(zhǎng)大是由這兩個(gè)階段組成的。 晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力g和晶粒尺寸及界面能的大小有關(guān)，可用下式表示： 單位奧氏體晶粒的界面能； r晶界曲率半徑，若晶粒為球形時(shí)r即為其半徑。 可以看出，界面能越大、晶粒尺寸越小，奧氏體晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力越大，長(zhǎng)大的傾向越大，即晶界越容易遷移。2、第二項(xiàng)顆粒對(duì)晶粒長(zhǎng)大的影響 對(duì)實(shí)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。往往存在著很多細(xì)小難熔的第二相顆粒，它們

42、將阻礙晶界移動(dòng)，起著釘扎晶界的作用。 假設(shè)晶粒a和晶粒b之間的晶界，沿x軸的方向移動(dòng)，與半徑為r的小顆粒相遇，當(dāng)晶界遷移到小顆粒的y軸時(shí)（即小顆粒的直徑平面），因顆粒的存在省去了部分（r2）晶界，此時(shí)晶界具有最低的界面能。當(dāng)晶界向前移動(dòng)時(shí)，不僅晶界面積增大，同時(shí)，因?yàn)樾枰３纸缑鎻埩Φ钠胶猓仨毷?，即晶界與顆粒表面相交處必須保持垂直，這樣就引起距離顆粒較近的一部分晶界發(fā)生彎曲，導(dǎo)致晶界面積進(jìn)一步增大，且第二相顆粒越小，晶界彎曲的曲率越大，晶界面積增加越多，將會(huì)導(dǎo)致界面能的增大。顯然，這是一個(gè)使系統(tǒng)自由能增加的過程，是可能自發(fā)進(jìn)行的。第二相顆粒的存在相當(dāng)于晶界移動(dòng)的阻力，當(dāng)驅(qū)動(dòng)力與阻力平衡時(shí)，

43、晶界停止移動(dòng)，晶粒停止長(zhǎng)大。 研究指出，第二相顆粒對(duì)晶界移動(dòng)的最大阻力gm可用下式表示：r第二相顆粒的半徑；界面能；f單位體積內(nèi)第二相顆粒的數(shù)目。 如果晶界移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力完全來(lái)自晶界能，那么當(dāng)晶界能所提供的驅(qū)動(dòng)力正好和彌散的顆粒對(duì)晶界移動(dòng)的阻力相等時(shí)，正常的晶粒長(zhǎng)大便告停止。所以在一定溫度下，奧氏體晶粒的平均極限半徑rlim決定于第二相顆粒的半徑r及數(shù)量的多少，可用下式表示： 總之，晶粒長(zhǎng)大是一種自發(fā)過程，它是由大晶粒吞并小晶粒的不均勻長(zhǎng)大和大晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大的均勻長(zhǎng)大兩個(gè)聯(lián)合體組成。晶粒的長(zhǎng)大主要表現(xiàn)為晶界的移動(dòng)，高度彌散的、難熔的非金屬或金屬化合物顆粒對(duì)晶粒長(zhǎng)大起很大的抑制作用，為了獲得細(xì)小的

44、奧氏體晶粒，必須保證鋼中有足夠數(shù)量和足夠細(xì)小難熔的第二相顆粒。（三）影響奧氏體晶粒度的因素1、加熱溫度和保溫時(shí)間 晶粒長(zhǎng)大和原子的擴(kuò)散密切相關(guān)，所以溫度越高相應(yīng)的保溫時(shí)間越長(zhǎng)，奧氏體晶粒將越粗大。在每一個(gè)溫度下奧氏體晶粒的長(zhǎng)大都有一個(gè)加速長(zhǎng)大期，當(dāng)晶粒長(zhǎng)大到一定尺寸后，長(zhǎng)大過程將減弱并停止。溫度越高，奧氏體晶粒長(zhǎng)大進(jìn)行的越快。因此，為了得到一定尺寸的晶粒度，必須同時(shí)控制溫度和保溫時(shí)間。2、加熱速度 在保證奧氏體成分均勻的前提下，快速加熱短時(shí)保溫能夠獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。這是因?yàn)?，加熱速度越大，奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的過熱度越大，奧氏體的實(shí)際形成溫度越高，則奧氏體的形核率越高，起始晶粒越細(xì)小。如果在高溫下

45、保溫時(shí)間很短，奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，因此，可以得細(xì)晶粒組織。但是，如果在高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫，晶料則很容易長(zhǎng)大。3、鋼的含碳量的影響 鋼中含碳量對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響很大。含碳量在一定范圍內(nèi)，隨含碳量的增加，奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向增大。但是含碳量超過某一限度時(shí)，奧氏體晶粒反而隨含碳量的增加而變的細(xì)小。這是因?yàn)殡S著含碳量的增加，碳在鋼中的擴(kuò)散速度以及鐵的自擴(kuò)散速度均增加，故增加了奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性。但是，當(dāng)碳含量超過一定限度以后，加熱奧氏體化時(shí)會(huì)出現(xiàn)第二相，如二次滲碳體，且隨著碳含量的增加，第二相的數(shù)量增多，將阻礙奧氏體晶界的遷移，故奧氏體晶粒反而細(xì)小。4、脫氧劑及合金元素 用al脫氧的鋼奧氏體晶

46、粒長(zhǎng)大傾向小，屬于本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。而用si、mn脫氧的鋼奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向大，一般屬于本質(zhì)粗晶粒鋼。al能細(xì)化晶粒的主要原因是殘留的al在鋼中能形成大量難熔的六方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的aln，它們彌散析出在晶界上，阻礙了晶界的移動(dòng)，防止晶粒長(zhǎng)大。而si和mn在鋼中則不能形成類似的化合物，因此，沒有阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大的作用。 鋼中加入適量的ti（鈦）、zr（鋯）、nb（鈮）、v（釩）、ta（鉭）等合金元素，有強(qiáng)烈細(xì)化奧氏體晶粒、升高粗化溫度的效果。因?yàn)檫@些元素是強(qiáng)碳、氮化物形成元素，在鋼中形成熔點(diǎn)高、穩(wěn)定性強(qiáng)、不易聚集長(zhǎng)大的nbc、nbn、nb(c、n)等化合物。 能產(chǎn)生穩(wěn)定碳化物的元素w、mo、cr等也有細(xì)

47、化晶粒的作用；ni、co、cu等稍有細(xì)化晶粒的作用；而p、o等則是粗化晶粒的元素。 按阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大程度不同，可將合金元素分成如下幾類： 強(qiáng)烈阻礙晶粒長(zhǎng)大的：ti鈦、zr鋯、nb鈮、v釩、ta鉭、al鋁等； 有中等阻礙作用的：w、mo、cr等； 稍有阻礙作用或不起作用的：ni、co、cu、si等； 增大晶粒長(zhǎng)大傾向的：c、p、mn、o等。5、原始組織 原始組織細(xì)小，相界面積大，奧氏體形核率大，則起始晶粒細(xì)小，但晶粒長(zhǎng)大傾向大，即過熱敏感性增大，不可采用過高的加熱溫度和長(zhǎng)時(shí)間保溫，宜采用快速加熱、短時(shí)保溫的工藝方法。思 考 題1、鋼中奧氏體的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，碳原子可能存在的部位及其在單胞中的最大含

48、量。2、以共析碳鋼為例說(shuō)明奧氏體的形成過程，并討論為什么奧氏體全部形成后還會(huì)有部分滲碳體未溶解？3、合金元素對(duì)奧氏體形成的四個(gè)階段有何影響。4、鋼在連續(xù)加熱時(shí)珠光體奧氏體轉(zhuǎn)變有何特點(diǎn)。5、何謂奧氏體的本質(zhì)晶粒度、起始晶粒度和實(shí)際晶粒度。鋼中彌散析出的第二相對(duì)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大有何影響。6、試討論奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)的特點(diǎn)。7、試討論影響奧氏體形成速度的因素。8、試敘述奧氏體晶粒的長(zhǎng)大過程及影響因素。§13 珠光體轉(zhuǎn)變 珠光體轉(zhuǎn)變是過冷奧氏體在臨界溫度a1以下比較高的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的轉(zhuǎn)變，共析碳鋼約在a1500溫度之間發(fā)生，又稱高溫轉(zhuǎn)變。珠光體轉(zhuǎn)變是單相奧氏體分解為鐵素體和滲碳體兩個(gè)新相

49、的機(jī)械混合物的相變過程，因此珠光體轉(zhuǎn)變必然發(fā)生碳的重新分布和鐵的晶格改組。由于相變?cè)谳^高的溫度下進(jìn)行，鐵、碳原子都能進(jìn)行擴(kuò)散，所以珠光體轉(zhuǎn)變是典型的擴(kuò)散型相變。 珠光體轉(zhuǎn)變?cè)跓崽幚韺?shí)踐中極為重要，因?yàn)樵阡摰耐嘶鹋c正火時(shí)所發(fā)生的都是珠光體轉(zhuǎn)變。退火與正火可以作為最終熱處理，即工件經(jīng)退火或正火后直接交付使用，因此在退火與正火時(shí)必須控制珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形態(tài)（如片層的厚度、滲碳體的形態(tài)等），以保證退火與正火后所得到的組織具有所需要的強(qiáng)度、塑性與韌性等。退火與正火也可以作為預(yù)備熱處理，即為最終熱處理作好組織準(zhǔn)備，這就要求退火或正火所得組織能滿足最終熱處理的需要。另外，為使奧氏體能過冷到低溫，使之轉(zhuǎn)變?yōu)轳R

50、氏體或貝氏體，必須要保證奧氏體在冷卻過程中不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。為了解決上述一系列問題，就必須對(duì)珠光體轉(zhuǎn)變過程、轉(zhuǎn)變機(jī)理、轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)、影響因素以及珠光體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的性能等進(jìn)行深入的研究。 珠光體pearlite一、珠光體的組織形態(tài)與晶體結(jié)構(gòu)（一）珠光體的組織形態(tài) 珠光體是過冷奧氏體在a1以下的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是鐵素體和滲碳體組成的機(jī)械混合物。通常根據(jù)滲碳體的形態(tài)不同，把珠光體分為片狀珠光體、粒狀（球狀）珠光體和針狀珠光體，其中片狀和粒狀珠光體是兩種常見的珠光體組織。1、片狀珠光體 滲碳體呈片狀，是由一層鐵素體和一層滲碳體層層緊密堆疊而成。（1）珠光體團(tuán) 片層排列方向大致相同的區(qū)域，稱為珠光體團(tuán)、珠光體

51、領(lǐng)域或珠光體晶粒。在一個(gè)原奧氏體晶粒內(nèi)可以形成幾個(gè)珠光體團(tuán)。（2）珠光體的片間距離s0 在片狀珠光體中，一片鐵素體和一片滲碳體的總厚度或相鄰兩片滲碳體或鐵素體中心之間的距離，稱為珠光體的片間距離，用s0表示。 s0與珠光體的形成溫度有關(guān)，可用下面的經(jīng)驗(yàn)公式表示：式中c=8.02×104（Å·k），t過冷度（k） s0的大小取決于珠光體形成溫度的原因，可以用碳原子擴(kuò)散與溫度的關(guān)系、界面能與奧氏體與珠光體間的自由能之差來(lái)解釋。形成溫度降低，碳的擴(kuò)散速度減慢，碳原子難以作較大距離的遷移，故只能形成片間距離較小的珠光體。珠光體形成時(shí)，由于新的鐵素體和滲碳體的相界面的形成將

52、使系統(tǒng)的界面能增加，片間距離越小，相界面面積越大，界面能越高，增加的界面能由奧氏體與珠光體的自由能之差來(lái)提供，過冷度越大，奧氏體與珠光體的自由能差別越大，能夠提供的能量越多，能夠增加的界面面積越大，故片間距離就能減小。（3）片狀珠光體的分類 通常所說(shuō)的珠光體是指在光學(xué)顯微鏡下能清楚分辨出片層狀態(tài)的一類珠光體，而當(dāng)片間距離小到一定程度后，光學(xué)顯微鏡就分辨不出片層的狀態(tài)了。根據(jù)片間距離的大小，通常把珠光體分為普通珠光體、索氏體和屈氏體。 普通珠光體p：s0=15004500 Å，光學(xué)顯微鏡下能清晰分辨出片層結(jié)構(gòu)； 索氏體s： s0=8001500 Å，光學(xué)顯微鏡下很難分辨出片層

53、結(jié)構(gòu)； 屈氏體t： s0=8001500 Å，光學(xué)顯微鏡下無(wú)法分辨片層結(jié)構(gòu)。 但是在電子顯微鏡下觀察各類片狀珠光體是沒有區(qū)別的，只是片間距離不同而已。2、粒狀珠光體 滲碳體呈顆粒狀，均勻地分布在鐵素體基體上的組織，同樣是鐵素體與滲碳體的機(jī)械混合物，鐵素體呈連續(xù)分布。 按滲碳顆粒的大小，料狀珠光體可以分為粗粒狀珠光體、粒狀珠光體、細(xì)粒狀珠光體和點(diǎn)狀珠光體。3、針狀珠光體 當(dāng)鋼中含有一定數(shù)量的cr，在轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí)，可形成一類特異形態(tài)的珠光體，其組織外形呈黑色針狀，整體呈冰花狀。（二）珠光體的晶體結(jié)構(gòu) 雖然，珠光體有多種形態(tài)，但是本質(zhì)上都是鐵素體與滲碳體的機(jī)械混合物。1、珠光體相變的位向

54、關(guān)系 通常珠光體均在奧氏體晶界上形核，然后向一側(cè)的奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大成珠光體團(tuán)，珠光體團(tuán)中的鐵素體及滲碳體與被長(zhǎng)入的奧氏體晶粒之間不存在位向關(guān)系，形成可動(dòng)的非共格界面，但與另一側(cè)的不易長(zhǎng)入的奧氏體晶粒之間則形成不易動(dòng)的共格界面，并保持一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。在一個(gè)珠光體團(tuán)中的鐵素體與滲碳體之間存在著一定的晶體學(xué)位向關(guān)系，這樣形成的相界面，具有較低的界面能，同時(shí)這種界面可有較高的擴(kuò)散速度，以利于珠光體團(tuán)的長(zhǎng)大。2、珠光體的亞結(jié)構(gòu) 退火狀態(tài)下的珠光體中，鐵素體內(nèi)具有位錯(cuò)來(lái)亞結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)密度約為107108/cm2，在一片鐵素體中存在有亞晶界，構(gòu)成許多亞晶粒。 淬火回火的粒狀珠光體中鐵素體基體具有多邊化亞

55、結(jié)構(gòu)，通過退火得到的粒狀珠光體中的鐵素體，由于在退火時(shí)發(fā)生了再結(jié)晶，位錯(cuò)密度較低，因此不出現(xiàn)亞晶粒。 珠光體中滲碳體的亞結(jié)構(gòu)目前認(rèn)識(shí)還不清楚，從珠光體中萃取出來(lái)的滲碳體觀察到了位錯(cuò)，同時(shí)也看到了由均勻刃型位錯(cuò)組成的小角度晶界。二、珠光體形成機(jī)制（一）珠光體形成的熱力學(xué)條件 珠光體相變的驅(qū)動(dòng)力同樣來(lái)自于新舊兩相的體積自由能之差，相變的熱力學(xué)條件是“要在一定的過冷度下相變才能進(jìn)行”。 奧氏體過冷到a1以下，將發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。發(fā)生這種轉(zhuǎn)變，需要一定的過冷度，以提供相變時(shí)消耗的化學(xué)自由能。由于珠光體轉(zhuǎn)變溫度較高，fe和c原子都能擴(kuò)散較大距離，珠光體又是在位錯(cuò)等微觀缺陷較多的晶界成核，相變需要的自由能較小，所以在較小的過冷度下就可以發(fā)生相變。（二）片狀珠光體的形成機(jī)制1、珠光體相變的領(lǐng)先相 珠光體相變符合一般的相變規(guī)律，是一個(gè)形核及核長(zhǎng)大過程。由于珠光體是由兩個(gè)相組成，因此成核有領(lǐng)先相問題。晶核究竟是鐵素體還是滲碳體？很明顯，鐵素體和滲碳體在同一微小區(qū)域同時(shí)出現(xiàn)的可能性是很小的。這個(gè)問題，由于很難通過實(shí)驗(yàn)來(lái)直接驗(yàn)證。所以到目前為止，還沒有一個(gè)統(tǒng)一的認(rèn)識(shí)。某些研究認(rèn)為，珠光體形成的領(lǐng)先相，可以隨相變發(fā)生的溫度和奧氏體成分的不同而異。過冷度小時(shí)滲碳體是領(lǐng)先相；過冷度大時(shí)鐵素體是領(lǐng)先相。在亞共析鋼中鐵素體是領(lǐng)先相，在過共析鋼中滲碳體是領(lǐng)先相，而在共析鋼中滲碳體和鐵素體作領(lǐng)先相的趨勢(shì)是相同