第二章-鋼中奧氏體的形成課件

第二章鋼中奧氏體的形成鋼的熱處理過程中將改變鋼的組織結(jié)構(gòu)及性能，而在鋼的熱處理過程中大部分需要加熱到臨界點以上進行奧氏體化，然后以不同的冷卻速度和工藝進行冷卻獲得不同的組織和性能。鋼坯加熱1材料成型與控制工程系第二章鋼中奧氏體的形成鋼的熱處理過程中將改變鋼的奧氏體化是獲得某種性能的手段而不是目的，但奧氏體化過程中發(fā)生的現(xiàn)象將影響隨后組織結(jié)構(gòu)及性能。因此研究有實際意義和理論價值。圖2-1奧氏體金相組織奧氏體顯微組織（晶內(nèi)有孿晶）1000×

2奧氏體化是獲得某種性能的手段而不是目的，但奧2.1奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和性能2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及其存在范圍圖2-2奧氏體的單胞奧氏體是碳溶于γ-Fe中的間隙固溶體碳原子位于八面體間隙中心，即FCC晶胞的中心或棱邊的中點八面體間隙半徑0.52?碳原子半徑0.77?→點陣畸變3材料成型與控制工程系2.1奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和性能2.1.1奧氏體的結(jié)構(gòu)及圖2-3奧氏體點陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系碳含量與點陣常數(shù)的關(guān)系碳原子的溶入使的γ-Fe點陣發(fā)生畸變，點常數(shù)增大。溶入的碳愈多，點陣常數(shù)愈大。如圖所示4材料成型與控制工程系圖2-3奧氏體點陣常數(shù)與碳含量的關(guān)系碳含量與點陣常數(shù)的關(guān)系圖2-4Fe-C相圖奧氏體相區(qū)：NJESGN包圍的區(qū)域GS線----A3線ES線----Acm線PSK線----A1線碳在奧氏體中的最大溶解度為2.11wt%(10at%)碳原子的溶入使γ-Fe的點陣畸變，點陣常數(shù)隨碳含量的增加而增大5材料成型與控制工程系圖2-4Fe-C相圖奧氏體相區(qū)：NJESGN包圍2.1.2奧氏體的性能奧氏體的比容最小，線膨脹系數(shù)最大，且為順磁性（無磁性）。利用這一特性可以定量分析奧氏體含量，測定相變開始點，制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。奧氏體的導熱系數(shù)較小，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。奧氏體塑性很好，σS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。6材料成型與控制工程系2.1.2奧氏體的性能6材料成型與控制工程系2.2奧氏體形成的熱力學條件圖2-5自由能和溫度關(guān)系圖?G=V?Gv+Sγ+V?Gs(2-1)相變必須在一定的過熱度?T下，使得?GV<0，才能得到?G<0。所以相變必須在高于A1的某一溫度下才能發(fā)生，奧氏體才能開始形核。7材料成型與控制工程系2.2奧氏體形成的熱力學條件圖2-5自由能和溫度關(guān)系圖從能量方程可以看出：

當T1<T0時，ΔGV=Gγ

-GP>0ΔG>0珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；

當T1=T0時，ΔGV=Gγ

-GP=0ΔG>0珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；

當T1>T0時，ΔGV=Gγ

-GP<0ΔG<0珠光體可能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；因此奧氏體形成的熱力學條件是：

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，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。8材料成型與控制工程系從能量方程可以看出：8材料成型與控制工程系圖2-4以0.125℃/min加熱和冷卻時，F(xiàn)e-C相圖中臨界點的移動

加熱時臨界點加注c：

Ac1Ac3Accm冷卻時臨界點加注r：Ar1Ar3Arcm9材料成型與控制工程系圖2-4以0.125℃/min加熱和冷卻時，F(xiàn)e-C相圖中2.3奧氏體的形成機制奧氏體的形成為形核長大、擴散型相變奧氏體的形成過程可分成四個階段：（1）奧氏體的形核（2）奧氏體的長大（3）滲碳體的溶解（4）奧氏體的均勻化10材料成型與控制工程系2.3奧氏體的形成機制10材料成型與控制工程系11

2.3奧氏體的形成機制

以共析鋼為例說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，a+Fe3C→

γ

碳含量C%0.02186.670.77晶格類型體心立方復雜斜方面心立方

我們可以看出：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括鐵原子的點陣改組，碳原子的擴散和滲碳體的溶解。

實驗證明：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變符合一般的相變規(guī)律，是一個晶核的形成和晶核長大過程。共析珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括奧氏體晶核的形成、晶核的長大、殘余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化等四個階段。

11材料成型與控制工程系112.3奧氏體的形成機制實驗證明：珠光體向奧12

1)奧氏體晶核的形成（1）形核條件－能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏；（2）形核部位－相界面、珠光體團的邊界，過冷度較大時在鐵素體內(nèi)的亞晶界等；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6.67%），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，原子的活動能力較強，比較容易滿足結(jié)構(gòu)起伏；界面上原子排列不規(guī)則，位錯等晶體學缺陷密度較大，處于能量較高的狀態(tài)，比較容易滿足能量起伏，同時新相晶核形成時，可以使部分晶體學缺陷消失，使系統(tǒng)的能量進一步下降，因此在相界面處是奧氏體形核的首選位置。12材料成型與控制工程系121)奧氏體晶核的形成12材料成型與控制工程系13

2）奧氏體的長大

奧氏體晶核形成后便開始長大。奧氏體長大的機制可做如下的解釋。在AC1以上某一溫度t1形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個新的相界面，一個是奧氏體與滲碳體相界面，另一個是奧氏體與鐵素體相界面。為討論問題的方便，我們假定兩個相界面都是平直的（參見圖）。根據(jù)Fe-Fe3C

相圖可知，

13材料成型與控制工程系132）奧氏體的長大13材料成型與控制工程系14

圖2-9奧氏體晶核的長大?Cr?k?Cr?αdCdx14材料成型與控制工程系14圖2-9奧氏體晶核的長大?Cr?k?Cr?αdCdx相界面上的碳濃度及擴散C%dCdx15材料成型與控制工程系相界面上的碳濃度及擴散C%dCdx15材料成型與控制工程系①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)生γ/Fe3C和r/α兩個相界面。②Cr-c>Cr-α，濃度差dC=Cr-c-Cr-α

將在奧氏體內(nèi)產(chǎn)生擴散Cr-α↑→Cr-α’；Cr-c↓→Cr-c’相界面上的平衡濃度被打破③為了恢復并維持相界面上的平衡濃度

α點陣重構(gòu)→γ，向α方向長大，Cr-α’↓→Cr-αFe3C向γ中溶解，向Fe3C方向長大，Cr-c’↑→Cr-c

16材料成型與控制工程系①奧氏體在α/Fe3C相界面上形核后，將產(chǎn)生三相平衡，產(chǎn)17

3）剩余滲碳體的溶解

實驗表明在珠光體向奧轉(zhuǎn)變過程中，鐵素體和滲碳體并不是同時消失，而總是鐵素體首先消失，將有一部分滲碳體殘留下來。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，這一階段便告結(jié)束。碳化物溶入A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Fe原子向貧碳的滲碳體區(qū)擴散，以及Fe3C向A晶體點陣改組來完成的。

17材料成型與控制工程系173）剩余滲碳體的溶解17材料成型與控制工程系18

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？

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Cem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?。Ｋ?，在奧氏體剛剛形成時，即F全部消失時，奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進一步說明，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。

18材料成型與控制工程系18為什么鐵素體和滲碳體不能同時消失，而總有部19

4）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C原子的擴散才能使整個奧氏體中碳的分布趨于均勻。

19材料成型與控制工程系194）奧氏體成分均勻化19材料成型與控制工程系20

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。

20材料成型與控制工程系20以上共析碳鋼珠光體向奧氏體等溫形成過程，可以用21

21材料成型與控制工程系2121材料成型與控制工程系2.4奧氏體形成的動力學2.4.1形核率

為了滿足形核的熱力學條件，需依靠能量起伏，補償臨界晶核形核功，所以形核率應(yīng)與獲得能量漲落的幾率因子成正比。為了達到奧氏體晶核對成分的要求，需要原子越過能壘，經(jīng)擴散富集到形核區(qū)，所以應(yīng)與原子擴散的幾率因子成正比。22材料成型與控制工程系2.4奧氏體形成的動力學2.4.1形核率為了滿足形23

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變（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：

Cˊ-常數(shù)；

?

Gm-擴散激活能；T-絕對溫度；K-波爾茨曼常數(shù)；?

G*-臨界形核功，在忽略應(yīng)變能時，Aˊ-常數(shù)；σ-奧氏體與舊相的界面能；ΔGV-奧氏體與舊相之間單位體積自由能之差；23材料成型與控制工程系23第二章奧氏體轉(zhuǎn)變（1）奧氏體的形核率Cˊ-常數(shù)；與結(jié)晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進行的相變。1）因溫度升高，形核率N以指數(shù)關(guān)系迅速增加；2）因ΔGV隨溫度升高而增大，使?

G*減小，使N進一步增大；3）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，促進奧氏體的形核。

24材料成型與控制工程系與結(jié)晶不同的是，P→A的相變，是在升高溫度下進行的相變。1）（2）奧氏體晶體的線長大速度

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的擴散系數(shù)；……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；……奧氏體與鐵素體相界面間的碳濃度差;負號表示下坡擴散。

25材料成型與控制工程系（2）奧氏體晶體的線長大速度……碳在鐵素體和奧氏體中的擴散系26

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變

由于碳在鐵素體中的濃度梯度很小，可近似看作是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，可得界面向滲碳體中推移的速度表達式：……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。

26材料成型與控制工程系26第二章奧氏體轉(zhuǎn)變由于碳在鐵素體中的濃度梯度很27

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變1）溫度升高，擴散系數(shù)D（

）增大，同時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，原子的擴散距離相對縮短了，同樣有利于奧氏體的長大；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，因此也會加速奧氏體晶體長大。27材料成型與控制工程系27第二章奧氏體轉(zhuǎn)變1）溫度升高，擴散系數(shù)D28

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變綜上所述：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：隨溫度的升高（或過熱度的增大）奧氏體的形成是加速的。

28材料成型與控制工程系28第二章奧氏體轉(zhuǎn)變綜上所述：奧氏體形成時，升高29

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變3）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立

試樣：厚2mm左右，直徑約為10mm的小圓片；

原始狀態(tài)：每個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730℃、745℃、765℃、……；

時間：在每個溫度下保持一系列時間，如1S、5S、10S、20S、……；

冷卻：在鹽水中急冷到室溫；

觀察：在顯微鏡下測出試樣中馬氏體的數(shù)量（相當于高溫下奧氏體的數(shù)量）；

做圖：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曲線。

二節(jié)奧氏體形成動力學29材料成型與控制工程系29第二章奧氏體轉(zhuǎn)變3）奧氏體等溫形成動力學曲線二節(jié)30

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變

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)，這樣就得到了奧氏體等溫形成圖。

共析碳鋼奧氏體等溫形成圖

30材料成型與控制工程系30第二章奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榉奖?，通常把不同溫度下轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變相31

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變（2）奧氏體等溫形成的特點①在高于AC1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，才開始形成。溫度越高，所需時間越短。通常稱為孕育期。孕育期：從保溫開始到轉(zhuǎn)變開始的這段時間稱為孕育期。孕育期的實質(zhì)是相變的準備階段，是所有擴散型相變的共同特點。②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50%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。

31材料成型與控制工程系31第二章奧氏體轉(zhuǎn)變（2）奧氏體等溫形成的特點31材料32

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變③溫度越高，奧氏體形成所需的全部時間越短，即奧氏體的形成速度越快。換言之，隨溫度升高，奧氏體形成始終是加速的。

④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。溫度，℃共析鋼奧氏體化曲線（875℃退火）32材料成型與控制工程系32第二章奧氏體轉(zhuǎn)變③溫度越高，奧氏體形成所需的全部時間33

第一章奧氏體轉(zhuǎn)變（3）過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形成圖①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。②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。33材料成型與控制工程系33第一章奧氏體轉(zhuǎn)變（3）過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形34

第二章奧氏體轉(zhuǎn)變（a）過共析鋼（WC1.2%）奧氏體等溫形成圖

（b）亞共析鋼（WC0.45%）奧氏體等溫形成圖

34材料成型與控制工程系34第二章奧氏體轉(zhuǎn)變（a）過共析鋼（WC1.2%）奧氏體35

2)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。有人做過試驗，把奧氏體的形成溫度從740℃提高到800℃時，奧氏體的形核率N增加270倍，而長大速度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。35材料成型與控制工程系352)奧氏體等溫形成動力學的分析35材料成型與控制工程36

四、影響奧氏體形成速度的因素（1）溫度①形成溫度升高，N的增長速率高于G的增長速率，N/G增大，可獲得細小的起始晶粒度。

②形成溫度升高，Gγ→α/Gγ→k增大，鐵素體消失時，剩余滲碳體量增大，形成奧氏體的平均碳含量降低。36材料成型與控制工程系36四、影響奧氏體形成速度的因素36材料成型與控制工程系（2）碳含量鋼中碳含量越高，奧氏體的形成速度越快;（3）原始組織的影響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，擴散速度便越快；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。37材料成型與控制工程系（2）碳含量37材料成型與控制工程系38

第一章奧氏體轉(zhuǎn)變（4）合金元素的影響①通過對碳擴散速度影響奧氏體的形成速度

Cr、Mo、W等，降低碳在奧氏體中擴散系數(shù)Co、Ni等增大碳在奧氏體中的擴散系數(shù)Si、Al等對碳原子的擴散系數(shù)影響不大②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，將延緩奧氏體的形成。鋼中加入W、Mo和其它強碳化物形成元素，由于在鋼中可以形成穩(wěn)定性極高的特殊類型的碳化物，加熱時不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。38材料成型與控制工程系38第一章奧氏體轉(zhuǎn)變（4）合金元素的影響38材料成型與39

第一章奧氏體轉(zhuǎn)變③對臨界點的影響

Ni、Mn、Cu等降低A1溫度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1溫度。

④對原始組織的影響Ni、Mn等往往使珠光體細化，有利于奧氏體的形成。

托輥網(wǎng)帶式熱處理生產(chǎn)線39材料成型與控制工程系39第一章奧氏體轉(zhuǎn)變③對臨界點的影響托輥網(wǎng)帶式熱處理生40

第一章奧氏體轉(zhuǎn)變Cr含量變化對奧氏體形成的影響(例子)

Cr含量為2%及6%時，延緩奧氏體的形成，但Cr含量為11%時，奧氏體形成速度反而比6%時快。原因如下：2%Cr時形成較穩(wěn)定的不易溶解的(FeCr)3C，延緩奧氏體的形成；6%Cr時形成更穩(wěn)定的不易溶解的(FeCr)7C3，延緩奧氏體的形成；11%Cr時形成含碳較少、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。

40材料成型與控制工程系40第一章奧氏體轉(zhuǎn)變Cr含量變化對奧氏體形成的影響(例子41

第一章奧氏體轉(zhuǎn)變2）合金鋼中奧氏體均勻化

鋼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均勻化。

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100-10000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，合金鋼均勻化所需時間常常比碳鋼長得多。

41材料成型與控制工程系41第一章奧氏體轉(zhuǎn)變2）合金鋼中奧氏體均勻化41材料成2.5連續(xù)加熱時奧氏體的形成珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學曲線42材料成型與控制工程系2.5連續(xù)加熱時奧氏體的形成珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變動力學曲線43

連續(xù)加熱時奧氏體形成和等溫轉(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階段組成?，F(xiàn)已證明，影響這些過程的因素也大致與等溫形成時相同。但是，因為奧氏體的形成是在連續(xù)加熱條件下進行的，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)變所沒有的特點。1.5連續(xù)加熱時奧氏體的形成43材料成型與控制工程系43連續(xù)加熱時奧氏體形成和等溫轉(zhuǎn)變相似，也44

0.85%C鋼在不同加熱速度下的加熱曲線

44材料成型與控制工程系440.85%C鋼在不同加熱速度下的加熱曲線44材料成型45

1、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，但形成速度確加快，奧氏體形成時間縮短。2、隨加熱速度增大，轉(zhuǎn)變趨向高溫，且轉(zhuǎn)變溫度范圍擴大，而轉(zhuǎn)變速度則增大。3、隨加熱速度增大，C，F(xiàn)e原子來不及擴散，所形成的奧氏體成分不均勻性增大。4、快速加熱時，奧氏體形成溫度升高，可引起奧氏體起始晶粒細化；同時，剩余滲碳體量也增多，形成奧氏體的平均碳含量降低。45材料成型與控制工程系451、相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的45材料成型與控制工2.6奧氏體晶粒長大及其控制2.6.1奧氏體晶粒度奧氏體晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級，1級最粗，8級最細，8級以上為超細晶粒。晶粒度級別與晶粒大小的關(guān)系n=2N-1(2-6)n----X100倍時，晶粒數(shù)/in2

N----晶粒度級別46材料成型與控制工程系2.6奧氏體晶粒長大及其控制2.6.1奧氏體晶粒度46圖2-10X100倍晶粒度Nd(μm)125021773125488562644731822915.6101147材料成型與控制工程系圖2-10X100倍晶粒度Nd(μm)1250奧氏體晶粒度有三種：①初始晶粒度----奧氏體形成剛結(jié)束，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。初始晶粒一般很細小，大小不均，晶界彎曲。

實際晶粒度----鋼經(jīng)熱處理后所獲得的實際奧氏體晶粒大小。48材料成型與控制工程系奧氏體晶粒度有三種：48材料成型與控制工程系

本質(zhì)晶粒度----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大的傾向性。在930±10℃，保溫3~8小時后測定：1~4級----本質(zhì)粗晶粒鋼，晶粒容易長大。5~8級----本質(zhì)細晶粒鋼，晶粒不容易長大。49材料成型與控制工程系本質(zhì)晶粒度----表示鋼在一定加熱條件下奧氏體晶粒長大圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃50材料成型與控制工程系圖2-11加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃52.6.2影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保溫時間表現(xiàn)為晶界的遷移，實質(zhì)上是原子在晶界附近的擴散過程。晶粒長大速度與晶界遷移速率及晶粒長大驅(qū)動力成正比。51材料成型與控制工程系2.6.2影響奧氏體晶粒長大的因素(1)加熱溫度和保圖2-18奧氏體晶粒大小與加熱溫度、保溫時間的關(guān)系隨加熱溫度