鋼的加熱轉(zhuǎn)變

鋼的加熱轉(zhuǎn)變奧氏體的形成

奧氏體的性能

奧氏體形成的條件奧氏體形成的機理

珠光體類組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變

馬氏體向奧氏體的轉(zhuǎn)變

固態(tài)相變的晶核長大奧氏體形成的動力學

等溫形成動力學

連續(xù)加熱時奧氏體形成動力學奧氏體晶粒的長大及控制第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變主要內(nèi)容第2頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

掌握鋼件在加熱過程中的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律；掌握奧氏體晶粒大小的影響因素及控制措施。重點奧氏體的形成機理意義鋼在加熱時的組織轉(zhuǎn)變是鋼件熱處理的基礎(chǔ)—為使鋼經(jīng)熱處理后獲得所需要的組織和性能，大多數(shù)熱處理（如退火、正火和淬火等）都需要將鋼件加熱至相變臨界點以上，形成奧氏體組織，稱為奧氏體化，然后再以一定的速度進行冷卻。加熱時形成的奧氏體的化學成分、均勻性、晶粒大小以及加熱后未溶入奧氏體中的碳化物、氮化物等過剩相的數(shù)量、分布狀況等都對鋼的冷卻轉(zhuǎn)變過程及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能產(chǎn)生重要的影響。近年來發(fā)展起來的超細晶?；幚?、亞溫淬火處理等強韌化處理新工藝均以改變加熱規(guī)范為主要手段。因此，研究鋼在加熱時奧氏體的形成過程具有重要的意義。難點第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第3頁,共63頁，2024年2月25日，星期天Roberts-Austen羅伯茨-奧斯汀(1843-1902)

英國冶金學家。18歲進入皇家礦業(yè)學院，后在造幣廠從事金、銀和合金成分的研究。1875年當選為英國皇家學會會員。1885年他開始研究鋼的強化，同時著手研究少量雜質(zhì)對金的拉伸強度的影響，并在1888年的論文中加以闡述，成為早期用元素周期表解釋一系列元素特性的范例。奧斯汀采用Pt／（Pt-Rh）熱電偶高溫計，得以測定了高熔點物質(zhì)的冷卻速度，創(chuàng)立共晶理論。為紀念他，把γ–Fe及其固溶體的金相組織命名為奧氏體。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第4頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.1奧氏體的形成

晶體結(jié)構(gòu)：奧氏體是碳在γ-Fe中的固溶體，碳原子在γ-Fe點陣中處于由Fe原子組成的八面體中心間隙位置，即面心立方晶胞的中心或棱邊中點。若所有八面體間隙中均填滿碳原子，單位晶胞中應(yīng)含有4個Fe原子和4個碳原子，其原子百分比為50%，重量百分比為20%。

一、奧氏體的組織與結(jié)構(gòu)奧氏體的組織：通常是由等軸狀的多邊形晶粒組成，晶內(nèi)?？沙霈F(xiàn)相變孿晶。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第5頁,共63頁，2024年2月25日，星期天實際上：奧氏體的最大碳含量為2.11%（重量，1148℃時），原子百分比為10%，即2-3個晶胞中才有一個原子。

原因：碳原子半徑為0.77?，而γ-Fe點陣中八面體間隙半徑僅為0.52?，碳原子進入間隙位置后將引起點陣畸變，使其周圍的間隙位置不可能都添滿原子。奧氏體中碳原子含量實際是不均勻的，并不是每個八面體中心都占據(jù)碳原子，而是一部分八面體中含有碳原子，碳在奧氏體中存在濃度起伏。碳原子存在，使奧氏體點陣發(fā)生等稱膨脹變形，若C含量上升，膨脹程度增加，點陣常數(shù)變大。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第6頁,共63頁，2024年2月25日，星期天1.奧氏體的存在形式高溫時存在：是鋼中的高溫穩(wěn)定相；室溫時存在：是鋼中加入足夠量的能夠擴大奧氏體相區(qū)的元素，二、奧氏體的性能可使奧氏體在室溫成為穩(wěn)定相。所以奧氏體可以是鋼在使用時的一種組織狀態(tài)。例如1Cr18Ni9Ti。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第7頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.力學性能硬度和屈服強度均不高，碳的固溶體也不能有效地提高其硬度和強度；面心立方點陣滑移系統(tǒng)多，奧氏體的塑性很好，易于變形，所以鋼的鍛造加工常要求在奧氏體穩(wěn)定存在的高溫區(qū)域進行。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第8頁,共63頁，2024年2月25日，星期天3.物理性能面心立方點陣是一種最密排的點陣結(jié)構(gòu)，致密度高，所以奧氏體的比容最??；奧氏體的導熱性差，故奧氏體鋼加熱時不宜采用過大的加熱速度，以免因熱應(yīng)力過大而引起工件變形；奧氏體的線膨脹系數(shù)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，因此奧氏體鋼也可以用來制作熱膨脹靈敏的儀表元件；單相奧氏體具有耐蝕性能；奧氏體中鐵原子的自擴散激活能大，擴散系數(shù)小，因此奧氏體鋼的熱強性好，可以作為高溫用鋼。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第9頁,共63頁，2024年2月25日，星期天三、奧氏體的形成條件根據(jù)Fe-Fe3C相圖，在極緩慢加熱時珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變是在PSK線即A1溫度開始的，而先共析鐵素體和先共析滲碳體向奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度則始于A1，分別結(jié)束于A3（GS線）和Acm（ES線）。實際熱處理中，加熱和冷卻時的相變是在不平衡的條件下進行的，相變溫度與平衡臨界溫度之間有一定差異。加熱時相變溫度偏向高溫，冷卻時偏向低溫，而且加熱和冷卻速度越快偏差越大。通常將加熱時的臨界溫度標為Ac1，Ac3，Accm；冷卻時的臨界溫度標為Ar1，Ar3，Arcm。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第10頁,共63頁，2024年2月25日，星期天珠光體和奧氏體的自由能隨溫度變化的示意圖當溫度等于A1時，奧氏體和珠光體的自由能相等，為相變的臨界溫度。只有當溫度高于A1時，即有一定程度的過熱時，才存在轉(zhuǎn)變驅(qū)動力，使珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第11頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.2奧氏體形成的機理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）奧氏體的均勻化第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第12頁,共63頁，2024年2月25日，星期天鋼加熱時奧氏體的形成遵循結(jié)晶過程的普遍規(guī)律，珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變包括以下四個階段：奧氏體形核、奧氏體長大、剩余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化

共析鋼奧氏體形成過程示意圖第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第13頁,共63頁，2024年2月25日，星期天一、奧氏體的形核根據(jù)Fe-Fe3C平衡狀態(tài)圖，由鐵素體和滲碳體兩相組成的珠光體加熱到ACl稍上溫度時將轉(zhuǎn)變?yōu)閱蜗鄪W氏體，即相組成：（α+Fe3C）→γ碳含量：0.02%6.69%0.77%點陣結(jié)構(gòu)：體心立方復雜斜方面心立方形核的成分、結(jié)構(gòu)條件第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第14頁,共63頁，2024年2月25日，星期天三者的成分和晶體結(jié)構(gòu)都相差很大。珠光體（P）是由含碳量很低、具有體心立方晶格的α相（鐵素體，F(xiàn)）和含碳量很高、具有復雜晶格的滲碳體組成的，而奧氏體（A）的含碳量介于二者之間，晶體結(jié)構(gòu)為面心立方晶格，因此，奧氏體的形成過程必然包括鐵、碳原子的擴散重新分布和鐵晶格的改組。第15頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

形核位置

奧氏體的晶核首先在鐵素體和滲碳體兩相界面處或在珠光體團的邊界上形成。我們已經(jīng)知道，在相變過程中新相的形成要克服熱力學障礙和動力學障礙。奧氏體的形核熱力學驅(qū)動力為兩相之間的自由能差，而動力學驅(qū)動力則為結(jié)構(gòu)起伏、成分起伏和能量起伏。為什么奧氏體只在鐵素體和滲碳體的界面形核？第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第16頁,共63頁，2024年2月25日，星期天鐵素體和滲碳體都不能直接轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，而在兩者界面之間碳原子分布不均勻，容易出現(xiàn)奧氏體形核時所需要的濃度起伏。而且在界面擴散距離也最短；兩相界面處，原子排列不規(guī)則，鐵原子有可能通過短程擴散由母相點陣向新相點陣轉(zhuǎn)移，從而促使奧氏體形核，即形核所需的結(jié)構(gòu)起伏較??；兩相界面處，雜質(zhì)及其它晶體缺陷較多，不僅碳原子濃度較高，且有較高的畸變能，如果新相在這些部位上成核，則有可能消除部分晶體缺陷而使系統(tǒng)的自由能降低，且新相形核時產(chǎn)生的應(yīng)變能也較容易借助相界流變而釋放。珠光體團邊界與鐵素體和滲碳體的相界一樣，也是奧氏體的形核部位。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，且相變所需要的濃度起伏也減小，因此新奧氏體也可在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形核。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第17頁,共63頁，2024年2月25日，星期天二、奧氏體的長大奧氏體晶核的長大過程是依靠A/F和A/Fe3C這兩個相界面向原有的鐵素體和滲碳體中推移進行的。此時，奧氏體與鐵素體和滲碳體間建立起了界面的濃度平衡。奧氏體中的碳濃度是不均勻的，與鐵素體相接處含碳量較低，而與滲碳體相接處含碳量較高，碳原子必然要由高濃度處向低濃度處擴散，從而破壞了相界面平衡條件。為了恢復平衡，高碳的Fe3C將溶解以提高相界面的含碳量；同時在另一界面上，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體以提高界面含碳量。這樣，碳濃度平衡的破壞和恢復反復循環(huán)進行，奧氏體便不斷地向鐵素體和滲碳體中推移，逐漸長大。在碳原子擴散的同時，也包含著鐵的晶格的改組，相界面移動的速度表示晶格改組的速度。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第18頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

相界面上的碳濃度及擴散?Cr?k?Cr?αdCdx第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第19頁,共63頁，2024年2月25日，星期天鐵素體消失以后，隨著保溫時間延長或繼續(xù)升溫，奧氏體中剩余的滲碳體通過碳原子的擴散，不斷溶入奧氏體中。三、殘留滲碳體（碳化物）的溶解為什么滲碳體會殘留下來？第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第20頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

在奧氏體長大過程中，由于奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差顯著地小于滲碳體和奧氏體相界面處的濃度差，所以，奧氏體只需要溶解一小部分滲碳體就可以使其界面處的奧氏體達到飽和，而必須溶解大量的鐵素體才能使其相界面處奧氏體的碳濃度趨于平衡。所以長大中的奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度，鐵素體溶解的速度是滲碳體溶解速度的14倍，故在共析鋼中鐵素體總是先消失。轉(zhuǎn)變機制：一般認為是通過Fe3C中的碳原子向γ中擴散和鐵原子向貧碳Fe3C擴散以及Fe3C向γ晶體點陣改組來完成的。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第21頁,共63頁，2024年2月25日，星期天四、奧氏體成分均勻化綜上所述，奧氏體的形成過程可以分為四個階段：奧氏體形核奧氏體晶核向α及Fe3C兩個方向長大剩余碳化物溶解奧氏體均勻化

原滲碳體部位的碳濃度高，原鐵素體部位的碳濃度低。通過加熱或保溫，借助Fe、C原子在新形成奧氏體中的擴散，實現(xiàn)奧氏體成分的均勻化。奧氏體形核奧氏體晶核向α及Fe3C兩個方向長大剩余碳化物溶解奧氏體均勻化第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第22頁,共63頁，2024年2月25日，星期天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，當加熱溫度僅超過Ac1時，原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，該過程稱為不完全奧氏體化過程。只有當加熱溫度超過Ac3或Accm，并保溫足夠的時間，才能獲得均勻的單相奧氏體，此時稱為完全奧氏體化過程。由此可見，非共析鋼的奧氏體化過程包括兩個過程，第一是珠光體的奧氏體化過程；第二是先共析相的奧氏體化過程。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第23頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.3奧氏體形成動力學

動力學問題包括珠光體—奧氏體轉(zhuǎn)變形核率；線長大速度。主要討論奧氏體形成時的速度問題，即形成量和時間的關(guān)系。奧氏體的形成速度取決于成核和長大速度，它們受鋼的成分、原始組織、溫度等條件的影響。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第24頁,共63頁，2024年2月25日，星期天1.奧氏體的形核率根據(jù)經(jīng)典形核理論，奧氏體的形核率可以表示為：

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exp(-?G*/kT)

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exp(-Q/kT)

成正比。一、奧氏體等溫形成動力學第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第25頁,共63頁，2024年2月25日，星期天其中：形核率主要取決于指數(shù)因子。因此，當奧氏體在較高的溫度形成時，不僅TA增大，而且由于DGv增大而使DG*減小，從而使形核率隨溫度的升高而大大增加。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。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變溫度(℃)成核率N[1/(mm3﹒s)]線生長速度G(mm/s)轉(zhuǎn)變完成一半所需的時間（s）74022800.0005100760110000.0109780515000.02638006160000.0411第26頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2、奧氏體的長大線速度假定奧氏體的長大完全受碳原子在奧氏體中的擴散所控制，并假定奧氏體晶核形成后其線生長速度等于相界面的推移速度，并忽略碳原子在鐵素體中的擴散對相界面移動速度的影響則可由擴散定律推導出奧氏體形成時相界面推移速度：2.奧氏體線長大速度第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變va、vb分別為奧氏體向滲碳體和鐵素體推進的線速度；ra、rb滲碳體顆粒的半徑和圍繞著它的奧氏體半徑第27頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

碳在奧氏體中的擴散系數(shù)D=D0exp(-Q/RT)

阿累尼烏斯方程(Arrhenius)G----長大線速度，單位mm/s

溫度升高時，D↑,dC↑,?Cγ?α↓,?Cγ?k↓

從而線長大速度G增大。?Cr?k?Cr?αdC第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第28頁,共63頁，2024年2月25日，星期天奧氏體的長大速度隨溫度升高而增大：（1）原子擴散系數(shù)D成指數(shù)函數(shù)關(guān)系增大（2）奧氏體兩相界面之間的碳濃度差（Cγ/cem－Cγ/α）增大（見圖中的SG線及SE線），增大了碳在奧氏體中的濃度梯度；（3）鐵素體中有利于奧氏體形核部位增多，原子擴散距離相對縮短，有利于奧氏體長大；（4）奧氏體與鐵素體的相界面濃度差（Cγ/α-Cα/γ）以及奧氏體與滲碳體的相界面濃度差（Ccem/γ-Cγ/cem）均減小，因而加速了奧氏體長大時的相界面推移速度。總之，奧氏體形成溫度升高時，奧氏體的形核率I和長大速度G均增大。所以，奧氏體形成速度隨形成溫度升高呈單調(diào)增大。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第29頁,共63頁，2024年2月25日，星期天3.奧氏體等溫形成動力學曲線將一組共析碳鋼試樣迅速加熱至AC1點以上不同溫度，保溫不同時間后在鹽水中急冷至室溫，測出每個試樣中的馬氏體轉(zhuǎn)變量,作出各溫度下奧氏體形成量與保溫時間的關(guān)系曲線，即為奧氏體等溫形成動力學曲線，如圖所示。

共析碳鋼奧氏體等溫形成動力學曲線(a)和等溫形成圖示意圖(b)第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第30頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

“終了”線處仍有部分剩余碳化物存在，需要繼續(xù)保溫才能完全溶解。而且在碳化物完全溶解之后，還需要繼續(xù)保溫才能使奧氏體的成分均勻化。若將剩余碳化物溶解及奧氏體成分均勻化過程全部標出，則共析碳鋼的奧氏體等溫形成圖如圖

所示。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第31頁,共63頁，2024年2月25日，星期天在高于AC1溫度加熱保溫時，奧氏體并不立即形成，而是經(jīng)過一定的孕育期后才開始形成。加熱溫度愈高，孕育期就愈短；

奧氏體形成速度在開始時較慢，以后逐漸增大，當奧氏體形成量約為50％時最大，以后又逐漸減慢；加熱溫度愈高，形成奧氏體所需的全部時間就愈短，即奧氏體形成速度就愈快；

在珠光體中的鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還需要一段時間使剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化。而在整個奧氏體形成過程中，剩余碳化物溶解，特別是奧氏體成分均勻化所需的時間最長。對于亞共析鋼或過共析鋼，當珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，還有過剩相鐵素體或過剩相滲碳體的轉(zhuǎn)變。這些轉(zhuǎn)變也需要通過碳原子在奧氏體中擴散以及奧氏體與過剩相之間的相界面推移來實現(xiàn)。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第32頁,共63頁，2024年2月25日，星期天4影響奧氏體形成速度的因素1）加熱溫度的影響

T↑，奧氏體形成速度就愈快；

T↑，奧氏體的形核率I及長大速度G均增大；

T↑，I>G，所以奧氏體形成溫度越高，獲得的起始晶粒度就越細??；

T↑，相變的不平衡程度增大，在鐵素體相消失的瞬間，剩余滲碳體量增多，因而奧氏體基體的平均碳含量降低。2）碳含量的影響

C↑，奧氏體形成速度就愈快。相界面增大，增加形核部位：碳含量增高時，碳化物數(shù)量增多，鐵素體與滲碳體的相界面面積增大，因而增加了奧氏體的形核部位，使形核率增大。擴散距離縮小，擴散系數(shù)增大：碳化物數(shù)量增多后，使碳的擴散距離減小，并且隨奧氏體中碳含量增加，碳和鐵原子的擴散系數(shù)增大，這些因素都加速了奧氏體的形成。在過共析鋼中由于碳化物數(shù)量過多，隨碳含量增加會引起剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化的時間延長。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變奧氏體形成溫度對基體碳含量的影響A形成溫度℃735760780850900基體C含量%0.770.690.610.510.46碳含量對奧氏體形成速度的影響C含量0.460.851.35轉(zhuǎn)變50%需時間（min）752第33頁,共63頁，2024年2月25日，星期天3）原始組織的影響原始組織越細，晶體缺陷越多，奧氏體轉(zhuǎn)變過程越快。片狀珠光體快于粒狀珠光體。4）合金元素的影響合金元素不影響奧氏體的轉(zhuǎn)變機制，但影響碳化物的穩(wěn)定性及碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，并且多數(shù)合金元素在碳化物和基體之間的分布是不均勻的，所以合金元素將影響奧氏體的形核和長大、碳化物溶解、奧氏體均勻化的速度。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第34頁,共63頁，2024年2月25日，星期天強碳化物形成元素Cr，W，Mo，V，阻礙碳的擴散，降低形成速度。非碳化物形成元素Ni，Co，加速碳的擴散，增大形成速度。

Mn，Ni，Cu降低鋼的臨界點A1，細化原珠光體組織，增大形成速度。Al，Si等對擴散系數(shù)影響比較小，但提高鋼的臨界點A1，降低形成速度。鋼中合金元素在原始組織中相的分布不均勻，在退火后，主要集中在：碳化物形成元素（Mo，Cr，W，V，Ti等）主要集中在碳化物相中；非碳化物形成元素（Co，Ni，Si等）主要集中在鐵素體相中；所以，奧氏體均勻化過程，除了碳的均勻化外，還包括合金元素的均勻化；第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第35頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

在實際生產(chǎn)中采用連續(xù)加熱的方式進行加熱，在連續(xù)加熱的條件下，奧氏體形成的基本過程與等溫條件下相似，也是通過奧氏體的形核、長大、殘余碳化物的溶解和奧氏體成分的均勻化四個階段，其影響因素也與等溫形成時基本相同。二、連續(xù)加熱時奧氏體形成動力學但是，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。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第36頁,共63頁，2024年2月25日，星期天在一定的加熱速度范圍內(nèi)，相變臨界點隨加熱速度增大而升高；相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成；奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大；快速加熱時的非平衡Fe-C狀態(tài)圖第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第37頁,共63頁，2024年2月25日，星期天奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大；奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細化；奧氏體形成溫度升高，奧氏體的起始晶粒細化；剩余碳化物的數(shù)量增多，奧氏體基體的平均碳含量降低；

（使得淬火馬氏體獲得韌化和強化）共析碳鋼連續(xù)加熱時的奧氏體形成圖總之，連續(xù)加熱時，隨加熱速度的增大：第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第38頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.4奧氏體晶粒的長大及其控制

鋼的奧氏體晶粒大小直接影響冷卻所得組織和性能。奧氏體晶粒細時，退火組織亦細，則強度、塑性、韌性較好；淬火馬氏體也細，因而韌性得到改善。所以獲得細小的晶粒是熱處理始終要注意的問題。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第39頁,共63頁，2024年2月25日，星期天第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第40頁,共63頁，2024年2月25日，星期天一、奧氏體晶粒度奧氏體晶粒度是表示奧氏體晶粒大小的尺度。奧氏體的晶粒大小用晶粒度（N）來衡量。目前世界各國對鋼鐵產(chǎn)品幾乎統(tǒng)一使用與標準金相圖片相比較的方法來確定晶粒度N的級別。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

n----X100倍時，晶粒數(shù)/in2（6.45cm2）

N----晶粒度級別第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第41頁,共63頁，2024年2月25日，星期天X100倍晶粒度Nd(μm)125021773125488562644731822915.61011第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第42頁,共63頁，2024年2月25日，星期天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。(加熱轉(zhuǎn)變終了時所得的A晶粒)

實際晶粒度

----鋼在某一加熱條件下所獲得的實際奧氏體晶粒大小。實際晶粒度除了與鋼的本質(zhì)晶粒長大傾向有關(guān)外，它主要決定于具體的加熱溫度和保溫時間。(加熱到冷卻開始時所得的A晶粒)第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第43頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

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。它是鋼的熱處理工藝性能的重要指標之一。本質(zhì)晶粒度只表示鋼在一定的溫度范圍內(nèi)，即在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。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第44頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒迅速長大，稱為本質(zhì)粗晶粒鋼，另一種是在930℃以下隨溫度升高，奧氏體晶粒長大速度很緩慢，稱為本質(zhì)細晶粒鋼，如圖所示。當加熱溫度超過某一溫度（950～1100℃）以后，奧氏體晶粒才迅速長大，此時的晶粒尺寸甚至超過本質(zhì)粗晶粒鋼。加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響Ac1930℃第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第45頁,共63頁，2024年2月25日，星期天

二、奧氏體晶粒長大機制

奧氏體晶粒長大現(xiàn)象第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第46頁,共63頁，2024年2月25日，星期天長大方式：通過界面遷移而長大。驅(qū)動力來自總的晶界能的下降和奧氏體晶粒大小的不均勻性。表現(xiàn)為大晶粒吞并小晶粒。大晶粒吃掉小晶粒示意圖(箭頭表示晶界遷移方向)晶粒大小均勻一致時穩(wěn)定的二維結(jié)構(gòu)1.晶粒長大的驅(qū)動力第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第47頁,共63頁，2024年2月25日，星期天聚集再結(jié)晶奧氏體晶粒長大就是這種無數(shù)個小晶粒被吞并和大晶粒長大的綜合結(jié)果。這種長大過程稱為奧氏體的聚集再結(jié)晶。(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。)奧氏體晶粒的長大驅(qū)動力F與晶粒大小和界面能大小有關(guān)，表示為：

σ為單位面積晶界界面能（比界面能）；

R為晶界曲率半徑;若比界面能愈大，晶粒尺寸愈小，則奧氏體晶粒長大的驅(qū)動力F就愈大，即晶粒長大的傾向性就愈大，晶界愈容易遷移。大晶粒將吃掉小晶粒，使總晶界面積減少，總的界面能降低。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第48頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.晶界遷移阻力Zener微粒釘扎晶界模型

阻力：彌散的第二相粒子阻礙晶界遷移，起著釘扎晶界的作用。晶界向右遷移時，奧氏體晶界遇到第二相粒子發(fā)生彎曲，晶界面積將增加，界面能升高，因此所受的最大阻力為：第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第49頁,共63頁，2024年2月25日，星期天第50頁,共63頁，2024年2月25日，星期天當?shù)诙辔⒘Ｋ嫉捏w積分數(shù)一定時，第二相粒子越細?。╮越?。?，單位體積中粒子數(shù)目越多，提供的對晶界遷移的總阻力越大。隨著奧氏體晶粒長大，總的晶界面積逐漸減小，晶粒長大動力逐漸降低，直到晶粒長大動力和第二相彌散粒子的阻力相平衡時，奧氏體晶粒停止長大；奧氏體長大是個自發(fā)過程，主要表現(xiàn)為晶界的推移，第二相粒子對晶粒長大的抑制作用。所以為獲得細小的奧氏體晶粒，鋼中要有足夠數(shù)量和足夠細小的難溶第二相粒子。=rfF23maxs第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第51頁,共63頁，2024年2月25日，星期天第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第52頁,共63頁，2024年2月25日，星期天表現(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。三、影響奧氏體晶粒長大的因素第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第53頁,共63頁，2024年2月25日，星期天隨加熱溫度升高，奧氏體晶粒長大速度成指數(shù)關(guān)系迅速增大。晶粒越細小，界面能越高，晶粒長大速度就越大，隨著晶粒的長大，其長大速度也減慢。*

所以，加熱溫度升高時，保溫時間應(yīng)相應(yīng)縮短，這樣才能獲得細小的奧氏體晶粒。1.加熱溫度和保溫時間第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第54頁,共63頁，2024年2月25日，星期天加熱溫度愈高，保溫時間愈長，奧氏體晶粒將愈粗大；在每個溫度下都有一個加速長大期，當奧氏體晶粒長到一定尺寸后，長大過程將減慢直至停止長大。加熱溫度愈高，奧氏體晶粒長大進行得就愈快。奧氏體晶粒大小與加熱溫度和保溫時間的關(guān)系第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第55頁,共63頁，2024年2月25日，星期天2.加熱速度的影響加熱速度越大，奧氏體的實際形成溫度越高，形核率與長大速度之比（N/G）隨之增大，可以獲得細小的起始晶粒度。

快速加熱并且短時間保溫可以獲得細小的奧氏體晶粒度。如果起始晶粒細小時長時間保溫，加上實際形成溫度高，奧氏體晶粒很容易長大。第二章鋼的加熱轉(zhuǎn)變第56頁,共63頁，2024年2月25日，星期天3.鋼的碳含量的影響

不足以形成過剩碳化物情況下：C↑，R↑。

碳在固溶于奧氏體的情況下，由于提高了鐵的自擴散系數(shù)，將促進晶界的遷移，使奧氏體晶粒長大。共析碳鋼最容易長大。有未溶解二次滲碳體情況下：C↑，R↓。

當碳以未溶二次滲碳體形式存在時，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒