奧氏體的形成分享資料

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，以改變鋼的組織結構，獲得所需要性能的一種工藝組織結構，獲得所需要性能的一種工藝.l為簡明表示熱處理的為簡明表示熱處理的基本工藝過程，通?；竟に囘^程，通常用溫度用溫度時間坐標繪時間坐標繪出熱處理工藝曲線。出熱處理工藝曲線。 2.1 奧氏體及其形成機理奧氏體及其形成機理2.1.1 奧氏體的結構及其存在范圍奧氏體的結構及其存在范圍圖圖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 碳原子位于八面體間隙中心，碳原

2、子位于八面體間隙中心，即即FCC晶胞的中心或棱邊的中點晶胞的中心或棱邊的中點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 點陣畸變點陣畸變圖圖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的點陣畸變，點陣常數的點陣畸變，點陣常數隨碳含量的增加而增大隨碳含量的增加而增大2.1.2

3、奧氏體的性能奧氏體的性能n 奧氏體的比容最小，線膨脹系數最大，且為順奧氏體的比容最小，線膨脹系數最大，且為順磁性（無磁性）。磁性（無磁性）。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，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈氏體含量，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。敏的儀表元件。n 奧氏體的導熱系數較小奧氏體的導熱系數較小，僅比滲碳體大。為避，僅比滲碳體大。為避免工件的變形，不宜采用過大的加熱速度。免工件的變形，不宜采用過大的加熱速度。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。故工件的加工常常加熱到奧氏體單相區(qū)進行。故工件的加工常常加

4、熱到奧氏體單相區(qū)進行。2.1.3 奧氏體形成的熱力學條件奧氏體形成的熱力學條件圖圖2-3 自由能和溫度關系圖自由能和溫度關系圖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熱過熱度度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- 將在奧氏體內產生擴散將在奧氏體內產生擴散 Cr- Cr- ； Cr-k Cr-k 相界面上的平衡濃度被相界面上的平衡濃度被打破打破 為了為了恢復恢復并維持相界面上的平衡濃度并維持相界面

5、上的平衡濃度 點陣重構點陣重構，向，向方向長大，方向長大，Cr- Cr- Fe3C向向中溶解，向中溶解，向Fe3C方向長大，方向長大， Cr-k Cr-k n 奧氏體晶核的長大速度奧氏體晶核的長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散系數碳在其中：CFeCCCCCCdxCCdCdxdCDCCdxdCDCdxdCDCdxdCDGGGKKKrKrKkk3/;)22()11(11n 由式（由式（2-2）可知，奧氏體晶核的長大速度）可知，奧氏體晶核的長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

6、。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本身復雜的晶體結構，使得奧氏體向滲本身復雜的晶體結構，使得奧氏體向滲碳體方向的長大速度遠比向鐵素體方向為小，碳體方向的長大速度遠比向鐵素體方向為小，所以鐵素體向奧氏體的轉變比滲碳體的溶解所以鐵素體向奧氏體的轉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。根據公式（22）GF/GFe3C = C -Fe3C / C-在780 時，時， C -Fe3C 6.690.89 C- 0.410.02 GF/GFe3C 14.8但通常片狀P的厚度是Fe3C

7、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原子的擴散進原子的擴散進一步溶解。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 通過通過Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴原子在新形成奧氏體中的擴散，實現奧氏體成分的均勻化。散，實現奧氏體成分的均勻化。2.2 奧氏體形成的動力學奧氏體形成的動力學2.2.1 形核率形核率n 為了滿足形核的熱力學條件，需依靠為了滿足形核的熱

8、力學條件，需依靠能量能量起起伏，補償臨界晶核形核功，所以形核率應與獲伏，補償臨界晶核形核功，所以形核率應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 為了達到奧氏體晶核對為了達到奧氏體晶核對成分成分的要求，需要原的要求，需要原子越過能壘，經子越過能壘，經擴散擴散富集到形核區(qū)，所以應與富集到形核區(qū)，所以應與原子擴散的原子擴散的幾率因子幾率因子 exp(-Q/kT) 成正比。成正比。 N = C exp(-G*/kT)exp(-Q/kT) (2-3)式中式中: C - 常數常數 G* - 臨界形核功臨界形核功 Q - 擴散激活能擴散激活能 k - 玻爾茲

9、曼常數，玻爾茲曼常數，= 1.38X10-23 J/K T - 絕對溫度絕對溫度 N - 形核率，單位形核率，單位 1/(mm3 s)n 與結晶不同的是，與結晶不同的是，PA的相變，是在的相變，是在升高溫度升高溫度下進下進行的相變。行的相變。n 溫度升高時，溫度升高時， G* ，Q ，從而形核率，從而形核率 N 增大。增大。2.2.2 奧氏體線長大速度奧氏體線長大速度)22()11(KCCdxdCDGn 碳在奧氏體中的擴散系數碳在奧氏體中的擴散系數 D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼烏斯方程阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G - 長大線速度，單位長大線速度，單位 mm/sn 溫度升高時，

10、溫度升高時，D , dC , C , Ck 從而線長大速度從而線長大速度G增大。增大。2.2.3 奧氏體奧氏體等溫等溫形成動力學曲線形成動力學曲線n 設新形成的奧氏體為球狀，則由約翰遜設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()3exp(143tNGVtVt - 新形成奧氏體的體積分數新形成奧氏體的體積分數n 轉變量達轉變量達50%左右時，轉變速度最大。左右時，轉變速度最大。n 轉變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。轉變溫度越高，奧氏體形成的孕育期越短。n 轉變溫度越高，完成轉變所需的時間越短。轉變溫度越高，完成轉變所需的時間越短。圖圖

11、2-8 奧氏體奧氏體等溫等溫形形成動力學曲線成動力學曲線 n 形成溫度升高，形成溫度升高，N的的增長速率高于增長速率高于G的增長的增長速率，速率，N/G增大，可獲增大，可獲得細小的得細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，剩余滲碳體體消失時，剩余滲碳體量增大，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和長大速度和長大速度G均增加；均

12、增加；（2）加熱溫度升高，奧氏體形成的孕育期變短，相變時間變短）加熱溫度升高，奧氏體形成的孕育期變短，相變時間變短（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的長大速度均增加；的長大速度均增加；（4）加熱溫度升高，奧氏體向）加熱溫度升高，奧氏體向F體一側比向體一側比向Fe3C一側的推移速一側的推移速度快，度快，F體瞬間消失，殘余體瞬間消失，殘余Fe3C增加；增加；（5）加熱溫度升高形核速度）加熱溫度升高形核速度I比快長大速度比快長大速度G增加的速度快，奧增加的速度快，奧氏體晶粒細化（提高強韌性）氏體晶粒細化（提高強韌性）2.原始組織的

13、影響原始組織的影響（1）原始組織越細，碳化物越分散，）原始組織越細，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，濃度梯度界面越多，形核率越大，同時，濃度梯度dc/dx增加，長增加，長大速度大速度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.化學成分的影響化學成分的影響（1）隨）隨C%增加，碳化物數量增加，增加，碳化物數量增加，F/ 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

14、體的形成機制，但影響其形成速）合金元素不影響奧氏體的形成機制，但影響其形成速度。主要體現在以下幾方面：度。主要體現在以下幾方面： （）影響影響C在奧氏體中的擴散速度在奧氏體中的擴散速度。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的擴散速度，故顯著減小奧氏體的形成速度；非碳的擴散速度，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的擴散速度，故加速了奧氏體的形的擴散速度，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）對等）對C的擴散速度影響不的擴散速度影響不大，故對奧氏體的形

15、成速度無顯著影響。大，故對奧氏體的形成速度無顯著影響。（）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，故改變了過熱度：，故改變了過熱度：Ni、Mn、Cu等可使等可使A1點降低，使點降低，使T增大，因而相變驅動力增加，形成速度增加；增大，因而相變驅動力增加，形成速度增加；Cr、Mo 、 Ti、W等使等使A1點升高，使點升高，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

16、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間更長。氏體化時間更長。2.2.4 連續(xù)加熱時奧氏體的形成連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點特點圖圖2-9 珠光體向奧氏體轉變動力學曲線珠光體向奧氏體轉變動力學曲線n 奧氏體形成是在一個溫度范圍內完成的。奧氏體形成是在一個溫度范圍內完成的。n 隨加熱速度增大，轉變趨向高溫，且轉變溫度隨加熱速度增大，轉變趨向高溫，且轉變溫度范圍擴大，而轉變速度則增大。范圍擴大，而轉變速度則增大。n 隨加熱速度增大，隨加熱速度增大，C，Fe原子來不及擴散，所原子來不及擴

17、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，奧氏體形成溫度升高，可引起奧快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體氏體起始晶粒細化起始晶粒細化；同時，剩余滲碳體量也增多，；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。形成奧氏體的平均碳含量降低。2.3 奧氏體晶粒長大及其控制奧氏體晶粒長大及其控制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，級，1級最粗，級最粗，8級最細，級最細，8級以上為超細晶粒。級以上為超細晶粒。n 晶粒度級別與晶粒大小的關系晶粒度級別與晶粒大小的關系

18、n = 2N-1 (2-5) n - X100倍時，晶粒數倍時，晶粒數 / in2 N - 晶粒度級別晶粒度級別圖圖2-10 X100倍倍 晶粒度晶粒度Nd (m)125021773125488562644731822915.61011n 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 - 奧氏體形成剛結束，奧氏體形成剛結束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。初始晶粒一般很細小，大小不均，小。初始晶粒一般很細小，大小不均，晶界彎曲。晶界彎曲。 實際晶粒度實際晶粒度 - 鋼經熱處理后所獲得鋼經熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。的實際奧氏體晶粒大

19、小。 本質晶粒度本質晶粒度 - 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大的氏體晶粒長大的傾向性傾向性。 在在 93010，保溫，保溫38小時后測定：小時后測定： 14級級-本質粗晶粒鋼本質粗晶粒鋼，晶粒容易長大。，晶粒容易長大。 58級級-本質細晶粒鋼，本質細晶粒鋼，晶粒不容易長大。晶粒不容易長大。圖圖2-11 加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac19302.3.2 奧氏體晶粒長大機制奧氏體晶粒長大機制 晶粒長大的驅動力晶粒長大的驅動力n 驅動力來自驅動力來自總的晶界能的下降總的晶界能的下降。(1)對于對于球面晶界球面晶界，有一，有一指向曲率中指

20、向曲率中心心的驅動力的驅動力P作用于晶界。作用于晶界。RP圖圖2-12 球面晶界長球面晶界長大驅動力示意圖大驅動力示意圖。，直晶界，球面曲率半徑，如為平比界面能0)62(2PRRRPn 公式公式(2-6)的推導的推導: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的晶界如果移動的晶界如果移動dx距離時，體系總的距離時，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，構成晶界移作用于晶界上，構成晶界移動的驅動力。動的驅動力。n 圖圖2-13中中A、B晶粒間的晶界

21、晶粒間的晶界構成一曲率半徑為構成一曲率半徑為R的球面。的球面。RdRRdRdxdGAPt2)4(41122圖圖2-14 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穩(wěn)定的二維結構時穩(wěn)定的二維結構圖圖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系幾何關系n 為保持三晶界交會為保持三晶界交會處的界面張力平衡，處的界面張力平衡，交 會 處 的 面 角 應

22、為交 會 處 的 面 角 應 為120o，晶界將彎曲成，晶界將彎曲成曲率中心在小晶粒一曲率中心在小晶粒一側的曲面晶界。側的曲面晶界。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，奧氏晶界向右遷移時，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數rfrfF)72(23maxn 由式（由式（2-7）可知：）可知： 當第二相微

23、粒所占的體積分數當第二相微粒所占的體積分數 f 一定一定時，第二相粒子越細小（時，第二相粒子越細?。╮越?。嵩叫。?，提供的對晶界遷移的總阻力越大。供的對晶界遷移的總阻力越大。 反之，當第二相微粒粗化時，對晶反之，當第二相微粒粗化時，對晶界遷移的總阻力將會變小。界遷移的總阻力將會變小。(3) 奧氏體晶粒長大過程奧氏體晶粒長大過程圖圖2-20 奧氏體晶粒長大過程奧氏體晶粒長大過程孕育期：溫度愈高，孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。孕育期愈短。 不均勻長大期：粗不均勻長大期：粗細晶粒共存。細晶粒共存。均勻長大期：細小均勻長大期：細小晶粒被吞并后，緩晶粒被吞并后，緩慢長大。慢長大。2.3.3 影響奧氏

24、體晶粒長大的因素影響奧氏體晶粒長大的因素 (1) 加熱溫度和保溫時間加熱溫度和保溫時間n 表現為表現為晶界的遷移晶界的遷移，實質上是原子，實質上是原子在晶界附近的在晶界附近的擴散擴散過程。過程。n 晶粒長大速度與晶粒長大速度與晶界遷移速率晶界遷移速率及晶及晶粒長大粒長大驅動力驅動力成正比。成正比。晶界移動激活能常數 mmQKRRTQKV)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、保溫時間的關系溫度、保溫時間的關系n 隨隨加熱溫度加熱溫度升高，升高，奧氏體晶粒長大速度奧氏體晶粒長大速度成指數關系迅速增大。成指數關系迅速增大。n 加熱溫度升高時，加熱溫度升高時，保溫時

25、間保溫時間應相應縮短，應相應縮短，這樣才能獲得這樣才能獲得細小的細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，奧氏體的實際形成溫加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，度越高，形核率與長大速度之比（形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細小的隨之增大，可以獲得細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間保溫短時間保溫可以獲得細可以獲得細小的奧氏體晶粒度。小的奧氏體晶粒度。n 如果此時長時間保溫，由于起始晶粒如果此時長時間保溫，由于起始晶粒細小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒細小，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。很容易長大

26、。（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散系數，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶的自擴散系數，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。粒長大。共析碳鋼最容易長大共析碳鋼最容易長大。n 當碳以未溶二次滲碳體形式存在時，當碳以未溶二次滲碳體形式存在時，由于由于其其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長大。過過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)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。（4）合金元素的影響）合

27、金元素的影響n Mn，P 促進奧氏體晶粒長大：促進奧氏體晶粒長大： 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，提高鐵的自擴散系數鐵的自擴散系數。n 強碳氮化物形成元素強碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔形成高熔點難溶碳氮化物（如點難溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻礙晶界），阻礙晶界遷移，細化奧氏體晶粒。遷移，細化奧氏體晶粒。 Nb Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu 阻礙作用強阻礙作用強 阻礙作用弱阻礙作用弱 圖圖2-22 奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關系奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關系1 - 不含

28、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 - 本質細晶粒鋼本質細晶粒鋼n 用用Si、Mn脫氧脫氧- 本質粗晶粒鋼本質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：凡提高擴散的因素，如溫度、時間，均能從以上分析看：凡提高擴散的因素，如溫度、時間，均能加快加快A長大。第二相顆粒體積分數長大。第二相顆粒體積分數f 增大，線度增大，線度r減小，均能減小，均能阻止阻止A長大。提高起始晶粒度的均勻性與促使晶界平直化均長大。提高起始晶粒度的均勻性與促使晶界平直化均能降低驅動力，減弱能降低驅動

29、力，減弱A長大。長大。1、凡提高、凡提高D的因素均加快奧氏體晶粒長大；的因素均加快奧氏體晶粒長大； 2、存在未溶的碳化物等第二相質點均阻礙奧氏體晶粒長大；、存在未溶的碳化物等第二相質點均阻礙奧氏體晶粒長大； 3、調整工藝參數，提高起始晶粒的均勻性，阻礙奧氏體晶粒、調整工藝參數，提高起始晶粒的均勻性，阻礙奧氏體晶粒長大。長大。 控制方法控制方法： 1、利用、利用Al脫氧，形成脫氧，形成AlN質點，細化晶粒，細晶粒質點，細化晶粒，細晶粒鋼鋼2、利用難熔強碳化物形成合金元素形成碳化物、氮、利用難熔強碳化物形成合金元素形成碳化物、氮化物細化晶粒化物細化晶粒 ； 3、采用快速加熱，短時保溫的辦法來獲得細

30、小晶粒、采用快速加熱，短時保溫的辦法來獲得細小晶粒4、控制鋼的熱加工工藝和預備熱處理工藝。、控制鋼的熱加工工藝和預備熱處理工藝。 過熱、過燒及其校正過熱、過燒及其校正 一、過熱及其校正一、過熱及其校正 、過熱：、過熱： 加熱轉變終了時所得奧氏體晶粒一般均較細加熱轉變終了時所得奧氏體晶粒一般均較細小。但如果在轉變終了繼續(xù)升高溫度，則如前所述，奧氏小。但如果在轉變終了繼續(xù)升高溫度，則如前所述，奧氏體晶粒將繼續(xù)長大。如果體晶粒將繼續(xù)長大。如果僅僅是晶粒長大而在晶界上并未僅僅是晶粒長大而在晶界上并未發(fā)生能使晶界弱化的某些變化，則被稱為發(fā)生能使晶界弱化的某些變化，則被稱為過熱過熱。 過熱將使隨后的緩冷所

31、得的鐵素體晶粒、珠光體團以過熱將使隨后的緩冷所得的鐵素體晶粒、珠光體團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，這將使鋼的強度和使鋼的強度和韌性變壞。韌性變壞。因此必須用再次熱處理來校正由于加熱不當而因此必須用再次熱處理來校正由于加熱不當而出現的過熱現象。出現的過熱現象。2、 遺傳：遺傳：相變時產物保留了原始組織的宏觀或微觀相變時產物保留了原始組織的宏觀或微觀的某些特征的現象的某些特征的現象。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：組織遺傳：校正過熱時，如果加熱不當，雖然再次校正過熱時，如果加熱不當，雖然再次加熱的溫度并不高，但是只能得到與原

32、過熱組織加熱的溫度并不高，但是只能得到與原過熱組織 相同的粗大奧氏體晶粒，這種現象稱為相同的粗大奧氏體晶粒，這種現象稱為組織遺傳組織遺傳。組織遺傳使力學性能降低，是一種有害現象。組織遺傳使力學性能降低，是一種有害現象。 3、過熱組織的校正、過熱組織的校正 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均是：淬火態(tài)組織快加熱或慢加熱時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?？傻玫脚c原奧氏體晶粒完全相同或相近的粗大奧氏體晶粒。校正過熱組織、校正過熱組織、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： （）由于控溫不當導致加熱溫度過高，在已經引起過熱（）由于控溫不當導致加熱溫度過高，在已經引起過熱的情況下，應采用較緩慢的冷卻以獲得平衡態(tài)組織，再次的情況下，應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晶粒奧氏體。加熱到正常溫度即可獲得細晶粒奧氏體。（）如果過熱后仍進行淬火，得到粗大的不平衡組織，則（）如果過熱后仍進行淬火，得到粗大的不平衡組織，則應采取以下方法進行校正以消除組織遺傳：應采取以下方法進行校正以消除組織遺傳： 采用中速加熱以獲得細晶粒奧氏體；采用中速加熱以獲得