03热处理原理之加热转变.ppt

第三章钢的加热转变1加热加热保温保温冷却冷却3.1 3.1 钢的加热钢的加热2加热加热在临界点在临界点A1以下的加热以下的加热在临界点在临界点A1以上的加热以上的加热不发生组织变化不发生组织变化奥氏体化奥氏体化钢钢的的热热处处理理多多数数需需要要先先加加热热得得到到奥奥氏氏体体，，然然后后以以不不同同速速度度冷冷却却使使奥奥氏氏体体转转变变为为不不同同的的组组织织，，从从而而得得到到钢的不同性能钢的不同性能奥氏体的形成和奥氏体晶粒的大小奥氏体的形成和奥氏体晶粒的大小显显著著影影响响随随后后冷冷却却时时奥奥氏氏体体的的转转变变特点和转变产物的组织与性能特点和转变产物的组织与性能3共共析析钢钢加加热热到到超超过过A1温温度度时时，，全全部部转转变变为为奥奥氏氏体体；；而而亚亚共共析析钢钢和和过过共共析析钢钢必必须须加加热热到到A3和和Acm以以上上才才能获得单相奥氏体能获得单相奥氏体4在在实实际际热热处处理理条条件件下下，，相相变变是是在在不不平平衡衡条条件件下下进进行行的，加热或冷却时的温度会出现滞后现象的，加热或冷却时的温度会出现滞后现象把加热把加热时的实时的实际临界际临界温度标温度标以字母以字母“c”把冷却把冷却时的实时的实际临界际临界温度标温度标以字母以字母“r”5Ac1加热时珠光体转变为奥氏体的温度加热时珠光体转变为奥氏体的温度Ar1冷却时奥氏体转变为珠光体的温度冷却时奥氏体转变为珠光体的温度Ac3加热时加热时F先先全部转变为奥氏体的温度全部转变为奥氏体的温度Ar3冷却时奥氏体开始析出冷却时奥氏体开始析出F先先的温度的温度Accm加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的温度加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的温度Arcm冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度63.2 3.2 奥氏体的形成奥氏体的形成奥氏体是碳溶于奥氏体是碳溶于γ-Fe的八面体间隙中的间隙固溶体的八面体间隙中的间隙固溶体⑴⑴ 奥氏体的性能奥氏体的性能碳的最大溶解度为碳的最大溶解度为2.11％％如如果果γ-Fe的的每每个个八八面面体体间间隙隙均均溶溶一一个个碳碳原原子子，，最最多多可溶可溶20wt%的碳。

的碳碳原子半径碳原子半径0.077nm八面体间隙半径八面体间隙半径0.053nm7812CrNi312CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织钢的原奥氏体晶粒组织9奥氏体的奥氏体的面心立方结构面心立方结构奥氏体具有高的塑性和奥氏体具有高的塑性和低的屈服强度低的屈服强度在相变过程中容易发生塑性变形在相变过程中容易发生塑性变形产生大量的位错或出现孪晶产生大量的位错或出现孪晶相变硬化相变硬化随后的再结晶、高温随后的再结晶、高温下晶粒的反常细化下晶粒的反常细化低温下低温下M相变相变的系列特点的系列特点10比容比容奥氏体最小奥氏体最小在钢中可能出现的各种组织中在钢中可能出现的各种组织中线膨胀系数线膨胀系数奥氏体最大奥氏体最大残余应力和一系列的相变特点残余应力和一系列的相变特点在奥氏体形成或由奥氏体转变为其在奥氏体形成或由奥氏体转变为其它组织时，都会发生体积变化它组织时，都会发生体积变化11奥氏体奥氏体顺磁性顺磁性铁素体铁素体马氏体马氏体铁磁性铁磁性可以利用这个特点来研究钢中的相变可以利用这个特点来研究钢中的相变铁碳合金铁碳合金奥氏体在奥氏体在A1温度以上才能稳定存在温度以上才能稳定存在加入足量的加入足量的A形成元形成元素素Mn、、Ni、、Co等等奥氏体在室温下也可稳定存在奥氏体在室温下也可稳定存在奥奥氏氏体体的的成成分分对对于于它它向向其其它它组组织织转转变变的的动动力力学学影响很大，从而对钢的性能也有很大的影响。

影响很大，从而对钢的性能也有很大的影响12⑵⑵ 奥氏体的形成条件奥氏体的形成条件根根据据铁铁碳碳相相图图，，在在极极缓缓慢慢加加热热时时，，珠珠光光体体向向奥奥氏氏体体的的转转变变是是在在PSK线线即即A1温温度度开开始始的的，，而而先先共共析析铁铁素素体体和和先先共共析析渗渗碳碳体体向向奥奥氏氏体体的的转转变变则则是是始始于于A1，，分分别结束于别结束于A3( (GS线线) )和和Acm( (ES线线) ) 13珠光体（珠光体（P P））和奥氏体（和奥氏体（γγ））自由能自由能随温度的变化曲线（示意图）随温度的变化曲线（示意图）然然而而当当加加热热速速度度提提高高时时，，上上述述转转变变是是在在过过热热情情况况下下发生的，即实际转变温度分别高于发生的，即实际转变温度分别高于A1、、A3和和Acm也也就就是是说说，，奥奥氏氏体体形形成成的的热热力力学学条条件件为为存存在一定的过热度在一定的过热度只只有有存存在在一一定定的的过过热热度度才才存存在在转转变变动动力力（（ΔG=Gγ-GP＜＜0））14奥奥氏氏体体的的形形成成遵遵循循相相变变的的一一般般规规律律，，即即包包括括形形核核和和长大两个基本过程。

长大两个基本过程3.3 3.3 奥氏体的形成机理奥氏体的形成机理 共共析析碳碳钢钢（（含含0.77%C））加加热热前前组组织织为为珠珠光光体体，，共共析钢的加热转变即为珠光体将转变为奥氏体析钢的加热转变即为珠光体将转变为奥氏体⑴⑴ 共析钢的加热转变共析钢的加热转变㈠㈠ 奥氏体的等温形成过程奥氏体的等温形成过程对对于于不不同同的的原原始始组组织织，，奥奥氏氏体体形形成成时时在在形形核核和和长长大方面都将表现出不同的特点大方面都将表现出不同的特点15珠光体向奥氏体转变示意图珠光体向奥氏体转变示意图 奥氏体晶核的形成奥氏体晶核的形成奥氏体的长大奥氏体的长大残余渗碳体的溶解残余渗碳体的溶解奥氏体成分的均匀化奥氏体成分的均匀化珠光体奥氏体化过程珠光体奥氏体化过程16第一阶段：奥氏体晶核的形成第一阶段：奥氏体晶核的形成因因此此，，由由珠珠光光体体转转变变为为奥奥氏氏体体，，既既需需要要有有碳碳原原子子的扩散，也需要有晶体结构的变化的扩散，也需要有晶体结构的变化0.0218%6.69%0.77%在在A1温度下温度下含碳量含碳量铁素体铁素体渗碳体渗碳体奥氏体奥氏体晶体结构晶体结构体心立方体心立方面心立方面心立方复杂斜方复杂斜方17对对于于不不同同的的原原始始组组织织，，奥奥氏氏体体优优先先形形核核的的位位置置是是不一样的。

不一样的球状珠光体球状珠光体 片状珠光体片状珠光体优优先先在在与与晶晶界界相相连连的的α/Fe3C界面形核界面形核其其次次在在不不与与晶晶界界相相连连的的α/Fe3C界界面上形核面上形核优优先先在在珠珠光光体体团团的界面上形核的界面上形核其其次次在在α/Fe3C片片层界面形核层界面形核18①①在在α/Fe3C界界面面处处的的浓浓度度起起伏伏较较大大，，有有利利于于达达到到奥奥氏体形核所需要的碳浓度；氏体形核所需要的碳浓度；②②在在α/Fe3C界界面面界界面面处处，，原原子子排排列列不不规规则则，，有有利利于于铁原子通过短程扩散实现晶体结构的转变；铁原子通过短程扩散实现晶体结构的转变；③③在在α/Fe3C界界面面处处，，存存在在着着其其它它晶晶体体缺缺陷陷及及杂杂质质等等，，能量起伏较大，有利于形核能量起伏较大，有利于形核两相交界面越多，奥氏体晶核越多两相交界面越多，奥氏体晶核越多奥氏体晶核在奥氏体晶核在α/Fe3C界面上优先形核的原因界面上优先形核的原因19当奥氏体形成后，立即建立了当奥氏体形成后，立即建立了Fe3C/γ与与γ/α两个相界两个相界由由于于在在奥奥氏氏体体的的两两个个相相界界处处的的碳碳浓浓度度不不等等，，造造成成碳碳浓度差浓度差ΔC＝＝Cγ-c－－Cγ-α。

γα第二阶段：奥氏体的长大第二阶段：奥氏体的长大20γα这这个个浓浓度度差差必必然然导导致致C C从从高高浓浓度度的的γγ/Fe/Fe3 3C C相相界界向向低低浓浓度度的的γγ/ /αα相界扩散相界扩散扩扩散散的的结结果果导导致致相相界界碳碳浓浓度度平平衡衡被被破破坏坏，，为为了了保保持持相相界界碳碳浓浓度度的的局局部部相相平平衡衡，，γγ/ /αα相相界界必必须须向向αα相相一一侧侧推推进进，，同时同时γγ/Fe/Fe3 3C C相界向相界向FeFe3 3C C相一侧推进相一侧推进这种这种““相界扩散移动相界扩散移动””的不断进行，的不断进行，γ晶体就不断长大晶体就不断长大21奥奥氏氏体体不不断断向向其其两两侧侧的的原原铁铁素素体体区区域域及及渗渗碳碳体体区区域域扩扩展展长长大大，，直直至至铁铁素素体体完完全全消消失失，，奥奥氏氏体体彼彼此此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒相遇，形成一个个的奥氏体晶粒奥奥氏氏体体长长大大阶阶段段的的实实质质，，就就是是铁铁素素体体与与奥奥氏氏体体之之间间的的晶晶格格重重构构、、同同时时渗渗碳碳体体不不断断溶溶入入奥奥氏氏体体中中、、以及碳在奥氏体中的扩散。

以及碳在奥氏体中的扩散奥氏体的长大方向：球化体、片状珠光体奥氏体的长大方向：球化体、片状珠光体22第三阶段：残余渗碳体的溶解第三阶段：残余渗碳体的溶解在在奥奥氏氏体体晶晶体体长长大大过过程程中中，，γ/α相相界界处处的的碳碳浓浓度度差差远远远远小小于于γ/Fe3C相相界界处处的的碳碳浓浓度度差差，，在在γ/Fe3C界界面面一一侧侧只只需需溶溶解解一一小小部部分分渗渗碳碳体体，，就就足足以以维维持持γ/Fe3C的的相相界界平平衡衡而而在在γ/α界界面面另另一一侧侧必必须须溶溶解解大大量量铁铁素素体体，，才能维持才能维持γ/α相间平衡相间平衡γα23由由于于铁铁素素体体转转变变为为奥奥氏氏体体速速度度远远高高于于渗渗碳碳体体的的溶溶解解速速度度，，在在铁铁素素体体完完全全转转变变之之后后尚尚有有不不少少未未溶溶解解的的“残残余余渗渗碳碳体体”存存在在，，因因此此，，还还需需一一定定时时间间保保温，让渗碳体全部溶解温，让渗碳体全部溶解 γα24在在渗渗碳碳体体全全部部溶溶解解后后，，奥奥氏氏体体内内的的成成分分仍仍不不均均匀匀，，在在原原铁铁素素体体区区域域形形成成的的奥奥氏氏体体含含碳碳量量偏偏低低，，在在原原渗渗碳碳体体区区域域形形成成的的奥奥氏氏体体含含碳碳量量偏偏高高，，还还需需要要保保温温足足够够时时间间，，让让碳碳原原子子充充分分扩扩散散，，才才可可能能使使奥奥氏氏体体内内的的成分均匀。

成分均匀 第四阶段：奥氏体成分的均匀化第四阶段：奥氏体成分的均匀化原原铁铁素素体体一一侧侧原原渗渗碳碳体体一一侧侧25上上述述分分析析表表明明，，珠珠光光体体转转变变为为奥奥氏氏体体并并使使奥奥氏氏体体成分均匀必须有两个必要而充分条件：成分均匀必须有两个必要而充分条件：一是温度条件，要在一是温度条件，要在Ac1以上温度加热以上温度加热;二是时间条件，要在二是时间条件，要在Ac1以上温度保持足够时间以上温度保持足够时间Ø 在在一一定定加加热热速速度度条条件件下下，，超超过过Ac1的的温温度度越越高高，，奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；Ø 在在一一定定的的温温度度（（高高于于Ac1））条条件件下下，，保保温温时时间间越越长，奥氏体成分越均匀长，奥氏体成分越均匀 26亚亚共共析析钢钢、、过过共共析析钢钢的的珠珠光光体体奥奥氏氏体体化化过过程程与与共共析析钢钢转转变变过过程程是是一一样样的的：：即即在在Ac1温温度度以以上上加加热热，，无无论论亚亚共共析析钢钢或或是是过过共共析析钢中的珠光体均要转变为奥氏体钢中的珠光体均要转变为奥氏体亚共析钢还存在铁素体的转变；亚共析钢还存在铁素体的转变；过共析钢还存在二次渗碳体的溶解。

过共析钢还存在二次渗碳体的溶解 ⑵⑵ 非共析钢的加热转变非共析钢的加热转变与共析钢的加热转变相比与共析钢的加热转变相比相相同同不不 同同27具有相同的四个形成阶段具有相同的四个形成阶段㈡㈡ 连续加热时奥氏体的形成过程连续加热时奥氏体的形成过程①①连连续续加加热热时时，，奥奥氏氏体体形形成成过过程程四四个个阶阶段段的的温温度度都都随着加热速度的增大而向高温移动；随着加热速度的增大而向高温移动；②②连续加热时，奥氏体是在一个温度范围内形成的连续加热时，奥氏体是在一个温度范围内形成的与奥氏体等温形成相同的是：与奥氏体等温形成相同的是：与奥氏体等温形成不同的是：与奥氏体等温形成不同的是：28㈠㈠ 奥氏体等温形成动力学奥氏体等温形成动力学研究奥氏体等温形成动力学的方法通常是：研究奥氏体等温形成动力学的方法通常是：①①将小试样迅速加热到将小试样迅速加热到Ac1以上不同温度；以上不同温度；②②在各温度下保持不同时间；在各温度下保持不同时间；③③迅速淬冷；迅速淬冷；④④再再用用金金相相法法测测定定奥奥氏氏体体转转变变量量与与时时间间的的关关系系（（实实际际上上是是测测定定奥奥氏氏体体淬淬冷冷后后转转变变成成马马氏氏体体的的量与时间的关系）。

量与时间的关系）3.4 3.4 奥氏体形成动力学奥氏体形成动力学 29①① 奥氏体形成需要一定的孕育期奥氏体形成需要一定的孕育期孕孕育育期期的的作作用用是是等等待待临临界界晶晶核核的的形形成成，，也也就就是是等等待待出现适当的能量起伏和浓度起伏出现适当的能量起伏和浓度起伏从奥氏体等温形成动力学曲线可以看到：从奥氏体等温形成动力学曲线可以看到：30②② 等等温温转转变变开开始始阶阶段段，，转转变变速速度度逐逐渐渐增增大大，，在在转转变变量约为量约为50％时达到最快，然后逐渐减慢％时达到最快，然后逐渐减慢在在开开始始阶阶段段，，在在已已形形成成的的晶晶核核不不断断长长大大的的同同时时，，又又有有新新的的晶晶核核不不断断形形成成并并长长大大，，因因此此单单位位时时间间内内形形成成的奥氏体越来越多；的奥氏体越来越多；当当转转变变超超过过50％％后后，，未未转转变变的的珠珠光光体体越越来来越越少少，，假假定定形形核核率率保保持持不不变变，，新新形形成成的的晶晶核核也也会会越越来来越越少少；；此此外外，，不不断断长长大大的的奥奥氏氏体体会会越越来来越越多多地地彼彼此此接接触触而而停停止止长长大大，，因因此此，，单单位位时时间间内内形形成成的的奥奥氏氏体体量量越越来来越少。

越少31③③ 温度越高，奥氏体的形成速度越快温度越高，奥氏体的形成速度越快这这是是因因为为，，随随着着温温度度的的升升高高，，过过热热度度增增大大，，使使临临界界晶核的半径减少，晶核的半径减少，…….32将将不不同同温温度度下下奥奥氏氏体体等等温温形形成成的的进进程程综综合合表表示示在在一一个个图图中中，，就就得得到到奥奥氏氏体体等等温温形形成成动动力力学学图图，，又又称为称为TTA图Time-Temperature-Austenitization33亚亚共共析析钢钢与与过过共共析析钢钢的的奥奥氏氏体体等等温温形形成成动动力力学学与与共析钢基本一样共析钢基本一样过过共共析析钢钢退退火火组组织织为为珠珠光光体体和和渗渗碳碳体体，，而而且且钢钢中中渗渗碳碳体体的的数数量量比比共共析析钢钢中中多多，，因因此此残残留留渗渗碳碳体的溶解与奥氏体均匀化需要的时间更长体的溶解与奥氏体均匀化需要的时间更长不同的是不同的是亚亚共共析析钢钢退退火火组组织织由由珠珠光光体体和和铁铁素素体体组组成成，，当当加加热热至至Ac1以以上上温温度度时时，，除除了了有有铁铁素素体体存存在在外外，，还还有有残残留留渗渗碳碳体体存存在在；；加加热热至至Ac3以以上上温温度度时时，，铁铁素素体体全全部部转转变变为为奥奥氏氏体体后后仍仍可可能能有有部部分分残残留留渗渗碳碳体体存存在，因此，也必须有足够的保温时间。

在，因此，也必须有足够的保温时间34㈡㈡ 连续加热时奥氏体的形成动力学连续加热时奥氏体的形成动力学由由于于实实际际生生产产中中奥奥氏氏体体基基本本上上都都是是在在连连续续加加热热条条件件下下形形成成的的，，因因此此，，连连续续加加热热TTA图图比比等等温温TTA图图具具有更大的实用价值有更大的实用价值近近年年来来出出现现的的激激光光热热处处理理、、电电子子束束冲冲击击、、感感应应脉脉冲冲加加热热热热处处理理等等，，都都要要求求了了解解在在快快速速加加热热条条件件下下奥奥氏氏体形成的规律体形成的规律因此，连续加热时因此，连续加热时TTA图的测定，显得越来越重要图的测定，显得越来越重要35钢在连续加热时的钢在连续加热时的TTA图的测定：图的测定：所所用用的的一一组组试试样样分分别别以以不不同同加加热热速速度度加加热热，，加加热热到到不不同同温温度度后后迅迅速速淬淬冷冷，，然然后后观观察察其其显显微微组组织织，，配配合合膨胀试验结果确定奥氏体的形成进程膨胀试验结果确定奥氏体的形成进程钢的连续加热钢的连续加热TTA图的使用：图的使用：首首先先应应该该找找到到或或作作出出所所用用的的加加热热速速度度线线，，然然后后求求此此线线与与Ac1、、Ac3或或Accm线线相相交交各各点点所所对对应应的的温温度度和和时间。

时间3637Ø奥奥氏氏体体的的形形成成温温度度：：连连续续加加热热时时由由于于增增大大了了加加热热速速度度，，临临界界点点Ac1及及Ac3都都要要升升高高，，因因此此奥奥氏氏体体形形成成过过程程四四个个阶阶段段的的温温度度都都随随着着加加热热速速度度的的增增大大而而向向高高温温移移动动；；当当加加热热速速度度很很大大（（如如105～～106 ℃/sec））时，奥氏体的形成温度就不再升高；时，奥氏体的形成温度就不再升高；Ø奥奥氏氏体体形形成成温温度度范范围围：：连连续续加加热热时时，，奥奥氏氏体体是是在在一一个个温温度度范范围围内内形形成成的的加加热热速速度度越越大大，，奥奥氏氏体体形成温度范围越宽，而奥氏体形成速度越快形成温度范围越宽，而奥氏体形成速度越快与奥氏体等温形成不同的是：与奥氏体等温形成不同的是：但是，快速加热却增大了奥氏体成分的不均匀性但是，快速加热却增大了奥氏体成分的不均匀性38根根据据经经典典均均匀匀形形核核理理论论，，临临界界晶晶核核通通过过原原子子碰碰撞撞再添加一个原子，就可以成为稳定的新相晶核再添加一个原子，就可以成为稳定的新相晶核㈢㈢ 奥氏体形成动力学的理论处理奥氏体形成动力学的理论处理⑴⑴ 奥氏体的形核率奥氏体的形核率N因因此此，，形形核核率率N应应正正比比于于单单位位体体积积中中的的临临界界晶晶核核数数目目N Nexpexp(-(-ΔΔG G* */ /kTkTA A) )和和单单位位时时间间内内周周围围原原子子碰碰撞撞临临界界晶晶核核的的次次数数ββK K，，而而ββK K与与原原子子的的扩扩散散能能力力有有关关，，即即正比于正比于exp exp (-Q/kTA)。

这样形核率就可以表示为：这样形核率就可以表示为：39式中式中 C —— 比例常数；比例常数； ΔG*——临界晶核形核功；临界晶核形核功； k k——BoltzmannBoltzmann常数；常数； T TA A——奥氏体形成温度；奥氏体形成温度； Q Q——原子的扩散激活能原子的扩散激活能对于固态相变对于固态相变式中式中 η —— 与晶核形状和界面性质有关的常数；与晶核形状和界面性质有关的常数； σ—— 新相母相间的比界面能；新相母相间的比界面能； ΔGV——相变前后的体积自由能差；相变前后的体积自由能差； E ES S——晶核中每个原子引起的应变能晶核中每个原子引起的应变能40实验证明，实验证明，T从从740℃升高到升高到800℃，，N提高提高270倍当奥氏体在较高温度下形成时当奥氏体在较高温度下形成时奥氏体形成温度奥氏体形成温度TA增大增大加热温度升高加热温度升高ΔGV增大增大ΔG*减小减小形核率随温度升高而大大增加形核率随温度升高而大大增加41⑵⑵ 奥氏体的长大线速度奥氏体的长大线速度奥氏体向铁素体奥氏体向铁素体推进的线速度推进的线速度奥氏体向渗碳体奥氏体向渗碳体推进的线速度推进的线速度推推导导的的前前提提条条件件：：假假定定奥奥氏氏体体的的长长大大完完全全受受碳碳在奥氏体中的扩散所控制。

在奥氏体中的扩散所控制目目前前已已有有的的奥奥氏氏体体形形成成动动力力学学公公式式都都还还不不能能很很好好反反映映各各种种钢钢的的实实际际情情况况，，它它们们在在定定性性上上是是正正确确的的，，但定量上还不能令人满意但定量上还不能令人满意42㈣㈣ 影响奥氏体形成速度的因素影响奥氏体形成速度的因素⑴⑴ 温度的影响温度的影响奥奥氏氏体体的的形形成成速速度度，，既既取取决决于于新新旧旧相相的的自自由由能能差差，，又又受受铁铁、、碳碳等等原原子子扩扩散散所所控控制制因因此此，，提提高高奥奥氏氏体体的形成温度，可以明显加速奥氏体化过程的形成温度，可以明显加速奥氏体化过程生生产产实实践践表表明明，，温温度度是是影影响响奥奥氏氏体体化化进进程程最最为为强强烈烈的因素外因外因内因内因加热温度加热温度加热速度加热速度钢中的成分钢中的成分原始组织原始组织含碳量含碳量合金元素合金元素43加加热热速速度度越越大大，，奥奥氏氏体体形形成成的的温温度度范范围围越越宽宽，，而而形形成成的的时时间间缩缩短短也也就就是是说说，，增增大大加加热热速速度度，，加加快快了了奥氏体形成速度奥氏体形成速度注意：快速加热增大了奥氏体成分的不均匀性注意：快速加热增大了奥氏体成分的不均匀性因因此此，，对对于于要要求求快快速速加加热热的的钢钢件件，，生生产产上上希希望望原原始组织中碳化物尽量要大小均匀、分布弥散。

始组织中碳化物尽量要大小均匀、分布弥散这这是是由由于于加加热热速速度度增增大大，，碳碳化化物物溶溶解解不不充充分分、、碳碳和合金元素扩散不充分，从而使和合金元素扩散不充分，从而使A成分不均匀成分不均匀⑵⑵ 加热速度的影响加热速度的影响44⑶⑶ 含碳量的影响含碳量的影响钢中含碳量越高，奥氏体的形成速度越快钢中含碳量越高，奥氏体的形成速度越快含碳量增高含碳量增高含碳量增高含碳量增高α / Fe3C的相界面积增加的相界面积增加奥氏体的形核率提高奥氏体的形核率提高碳、铁等原子的碳、铁等原子的扩散系数增大扩散系数增大渗碳体增多渗碳体增多奥氏体形成速度增加奥氏体形成速度增加45不同碳含量钢中不同碳含量钢中奥氏体形成奥氏体形成50％时所需要的时间％时所需要的时间46⑷⑷ 合金元素的影响合金元素的影响影响碳在奥氏体中的扩散系数；影响碳在奥氏体中的扩散系数；改变碳化物的稳定性改变碳化物的稳定性①① 合金元素影响碳在奥氏体中的扩散系数合金元素影响碳在奥氏体中的扩散系数碳碳化化物物形形成成元元素素如如Cr、、Mo、、W等等，，降降低低碳碳在在奥奥氏氏体中的扩散系数，因而降低奥氏体形成速度体中的扩散系数，因而降低奥氏体形成速度。

非非碳碳化化物物形形成成元元素素Ni、、Co等等，，增增大大碳碳在在奥奥氏氏体体中中的扩散系数，因而增大奥氏体形成速度的扩散系数，因而增大奥氏体形成速度如如：：在在钢钢中中加加入入1％％W，，可可使使碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散系系数数减减小小一一半半；；而而加加入入4％％Co，，可可以以使使碳碳在在奥奥氏氏体体中中的的扩扩散散系系数数增增大一倍47② ② 合金元素加入改变碳化物的稳定性合金元素加入改变碳化物的稳定性加加入入不不同同的的合合金金元元素素及及其其数数量量，，将将形形成成不不同同稳稳定定性性的的碳碳化化物物，，通通过过影影响响碳碳化化物物的的溶溶解解而而影影响响奥奥氏氏体体的的形成速度形成速度如如果果在在钢钢中中加加入入了了强强碳碳化化物物形形成成元元素素，，如如W、、Mo、、V、、Ti等等，，由由于于形形成成更更为为稳稳定定的的合合金金碳碳化化物物，，它它将将使奥氏体的形成速度大大降低使奥氏体的形成速度大大降低奥奥氏氏体体合合金金化化后后，，成成分分的的均均匀匀化化更更困困难难，，必必须须延延长长保保温温时时间间，，甚甚至至增增高高温温度度，，以以保保证证获获得得成成分分均均匀的奥氏体。

匀的奥氏体48⑸⑸ 原始组织的影响原始组织的影响渗碳体的分散度渗碳体的分散度 渗碳体的形状渗碳体的形状在在相相同同成成分分的的钢钢中中，，渗渗碳碳体体越越分分散散，，相相界界面面积积就就越越多多，，成成核核率率便便越越大大；；渗渗碳碳体体的的片片间间距距越越小小，，碳碳的的扩扩散散距距离离越越短短，，奥奥氏氏体体的的长长大大速速度度越越大大因因此此，，原原始始组织中渗碳体越分散，奥氏体的形成速度越大组织中渗碳体越分散，奥氏体的形成速度越大原原始始组组织织中中渗渗碳碳体体一一般般两两种种形形态态：：片片状状渗渗碳碳体体与与粒粒状状渗渗碳碳体体由由于于片片状状比比粒粒状状的的相相界界面面更更大大些些，，它它的的形形核核率率就就高高些些，，同同时时，，片片状状渗渗碳碳体体也也比比较较容容易易溶溶于于奥氏体因此前者比后者的奥氏体形成速度大因此前者比后者的奥氏体形成速度大49是衡量钢件力学性能与工艺性能的重要指标；是衡量钢件力学性能与工艺性能的重要指标；也是分析服役零件破断失效的主要参考数据也是分析服役零件破断失效的主要参考数据3.5 3.5 奥氏体晶粒度及其控制奥氏体晶粒度及其控制㈠㈠ 奥氏体晶粒度的基本概念奥氏体晶粒度的基本概念奥氏体起始晶粒度；奥氏体起始晶粒度；奥氏体实际晶粒度；奥氏体实际晶粒度；奥氏体本质晶粒度。

奥氏体本质晶粒度奥氏体晶粒度及其均匀性奥氏体晶粒度及其均匀性σσs s＝＝σi＋＋Kyd-1/2βT＝＝㏑㏑β－－㏑㏑C－－㏑㏑d-1/250将将钢钢加加热热至至临临界界温温度度以以上上，，奥奥氏氏体体形形成成刚刚刚刚完完成成、、其其晶晶粒粒边边界界刚刚刚刚相相互互接接触触时时的的晶晶粒粒大大小小，，称称为为奥奥氏体起始晶粒度氏体起始晶粒度①① 奥氏体起始晶粒度奥氏体起始晶粒度起始晶粒度取决于奥氏体的成核率和长大速度起始晶粒度取决于奥氏体的成核率和长大速度可可见见，，增增大大成成核核率率或或降降低低长长大大速速度度，，是是获获得得细细小小奥氏体起始晶粒的重要途径奥氏体起始晶粒的重要途径在在1mm2面面积积内内的的晶晶粒粒数数目目n与与成成核核率率N和和长长大大速速度度G之间的关系可用下式表示之间的关系可用下式表示:51②② 奥氏体实际晶粒度奥氏体实际晶粒度在在一一定定热热处处理理加加热热、、焊焊接接或或热热加加工工制制度度下下，，所所获获得得的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体实际晶粒度的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体实际晶粒度对对于于热热轧轧(锻锻)钢钢材材，，它它是是指指热热轧轧(锻锻)终终了了时时钢钢中中的的奥奥氏氏体体晶晶粒粒大大小小；；对对于于实实际际零零件件，，一一般般是是指指热热处处理理加加热热状状态态下下的的奥氏体晶粒大小。

奥氏体晶粒大小奥奥氏氏体体实实际际晶晶粒粒度度基基本本决决定定钢钢件件热热处处理理后后基基体体组组成相的晶粒大小成相的晶粒大小在在一一般般加加热热速速度度下下，，加加热热温温度度越越高高，，保保温温时时间间越越长长，，奥奥氏氏体体实实际际晶晶粒粒越越粗粗大大，，冷冷却却状状态态的的实实际际组组织也越粗大织也越粗大52③③ 奥氏体本质晶粒度奥氏体本质晶粒度根根据据标标准准试试验验方方法法规规定定，，允允许许采采用用渗渗碳碳法法、、氧氧化化法法及及直直接接腐腐蚀蚀法法等等，，将将钢钢材材加加热热至至930±10℃，，保保温温3～～8小小时时，，然然后后冷冷却却至至室室温温，，测测得得的的奥奥氏氏体体晶晶粒大小，称为奥氏体本质晶粒度粒大小，称为奥氏体本质晶粒度G：奥氏体晶粒度级别：奥氏体晶粒度级别Ĺ ：放大倍数为：放大倍数为1时，晶粒的平均截距时，晶粒的平均截距直直接接用用奥奥氏氏体体晶晶粒粒尺尺寸寸来来表表示示本本质质晶晶粒粒度度非非常常不不方方便便，，因因此此工工程程上上统统一一将将不不同同晶晶粒粒尺尺寸寸换换算算成成晶晶粒度级别，其换算公式为：粒度级别，其换算公式为：G＝－＝－3.2877－－6.6439㏒㏒Ĺ53根根据据上上式式计计算算，，奥奥氏氏体体晶晶粒粒度度评评级级标标准准有有8级级，，1级晶粒最粗，级晶粒最粗，8级晶粒最细。

级晶粒最细超超过过8级级如如9～～13级级以以上上者者称称为为超超细细晶晶粒粒，，还还有有比比1级晶粒更粗的，如级晶粒更粗的，如0、－、－1、－、－2级等晶粒度的各种级别均有准图片供使用时查对晶粒度的各种级别均有准图片供使用时查对G＝－＝－3.2877－－6.6439㏒㏒Ĺ54标准晶粒度等级（放大标准晶粒度等级（放大100100倍）倍） 55标准晶粒度等级（放大标准晶粒度等级（放大100倍）倍）56在在较较低低的的奥奥氏氏体体化化温温度度时时晶晶粒粒长长大大甚甚微微或或不不长长大大，，当当加加热热至至一一定定温温度度时时晶晶粒粒骤骤然然增增大大，，然然后后长长大大速速度度又又减减小小的的一一类类长长大大过程奥氏体本质晶粒度仅表示钢材加热时晶粒长大的倾向奥氏体本质晶粒度仅表示钢材加热时晶粒长大的倾向晶粒长大晶粒长大的倾向的倾向正常长大正常长大异常长大异常长大随着奥氏体化温度的升高或随着奥氏体化温度的升高或奥氏体化时间的延长，奥氏奥氏体化时间的延长，奥氏体晶粒逐渐长大的一类过程体晶粒逐渐长大的一类过程一般用硅脱氧的钢一般用硅脱氧的钢一般用铝脱氧的钢一般用铝脱氧的钢57A晶粒具有正常长大倾向的钢称为本质粗晶粒钢晶粒具有正常长大倾向的钢称为本质粗晶粒钢A晶粒具有异常长大倾向的钢称为本质细晶粒钢晶粒具有异常长大倾向的钢称为本质细晶粒钢58㈡㈡ 奥氏体晶粒长大的影响因素奥氏体晶粒长大的影响因素奥奥氏氏体体转转变变刚刚刚刚完完成成时时，，奥奥氏氏体体晶晶粒粒大大小小是是很很不不均均匀匀的的，，先先形形核核的的晶晶粒粒长长得得较较大大，，其其晶晶面面弯弯曲曲且且能能量量较较高高，，在在随随后后的的加加热热或或保保温温过过程程中中，，它它们们会会会会继继续续长长大大，，而而较较后后形形成成的的较较小小的的晶晶粒粒可可能能会会逐逐渐减小甚至消失。

渐减小甚至消失影响奥氏体晶粒长大的主要因素有：影响奥氏体晶粒长大的主要因素有： 加热温度加热温度 加热速度加热速度 保温时间保温时间 第二相颗粒第二相颗粒59①① 加热温度、加热速度和保温时间的影响加热温度、加热速度和保温时间的影响加加热热温温度度的的影影响响：：加加热热温温度度越越高高，，铁铁、、碳碳原原子子的的扩扩散散越越容容易易进进行行，，奥奥氏氏体体晶晶粒粒长长大大越越容容易易，，得得到到的奥氏体晶粒越粗大；的奥氏体晶粒越粗大；加加热热速速度度的的影影响响：：加加热热速速度度越越快快，，铁铁、、碳碳原原子子的的扩扩散散越越不不充充分分，，在在同同一一加加热热温温度度下下奥奥氏氏体体晶晶粒粒长长大越不容易，最终得到的奥氏体晶粒越细小；大越不容易，最终得到的奥氏体晶粒越细小；保保温温时时间间的的影影响响：：保保温温时时间间越越长长，，铁铁、、碳碳原原子子的的扩扩散散进进行行越越充充分分，，奥奥氏氏体体晶晶粒粒越越容容易易长长大大，，最最终终得到的奥氏体晶粒越粗大。

得到的奥氏体晶粒越粗大60第第二二相相质质点点对对奥奥氏氏体体晶晶粒粒长长大大的的影影响响，，可可以以用用Gladman的经验公式来进行说明：的经验公式来进行说明：rc —— 能够有效钉扎晶界的第二相质点的临界半径能够有效钉扎晶界的第二相质点的临界半径;f —— 第二相质点的体积百分数；第二相质点的体积百分数；R0 —— 奥氏体起始晶粒半径；奥氏体起始晶粒半径；Z —— 奥氏休起始晶粒的不均匀因子奥氏休起始晶粒的不均匀因子，，即起始晶粒即起始晶粒 最大尺寸与最大尺寸与R0的比值式中：式中：②② 第二相质点的的影响第二相质点的的影响61在在相相同同的的奥奥氏氏体体起起始始晶晶粒粒度度及及均均匀匀性性时时，，钢钢中中第第二二相相质质点点数数量量越越多多、、尺尺寸寸越越小小，，即即第第二二相相质质点点的的体体积积百百分分数数越越大大，，则则能能够够有有效效钉钉扎扎住住晶晶界界的的第第二二相相质质点点的临界半径越大，奥氏体晶粒的粗化温度也越高的临界半径越大，奥氏体晶粒的粗化温度也越高也也就就是是说说，，钢钢中中第第二二相相质质点点数数量量越越多多、、尺尺寸寸越越细细小小而均匀，则最终得到的奥氏体晶粒越细小。

而均匀，则最终得到的奥氏体晶粒越细小62㈢㈢ 奥氏体晶粒度的控制奥氏体晶粒度的控制根根据据奥奥氏氏体体晶晶粒粒长长大大的的影影响响因因素素及及作作用用原原理理，，可可以以得到生产中控制奥氏体晶粒度的方法得到生产中控制奥氏体晶粒度的方法①① 利于利于AlN颗粒细化晶粒颗粒细化晶粒大大量量弥弥散散析析出出AlN相相能能有有效效阻阻碍碍奥奥氏氏体体晶晶界界迁迁移移，，提提高高奥奥氏氏体体晶晶粒粒的的粗粗化化温温度度相相反反，，AlN相相粗粗大大或或少量存在时则对晶界迁移无阻碍作用少量存在时则对晶界迁移无阻碍作用②② 利于过渡族金属的碳化物来细化晶粒利于过渡族金属的碳化物来细化晶粒钢钢中中加加入入强强碳碳化化物物、、氮氮化化物物形形成成元元素素如如Nb、、Ti、、V等等，，能能形形成成弥弥散散稳稳定定的的碳碳化化物物或或氮氮化化物物，，从从而而能能够有效阻碍晶界的迁移，细化奥氏体晶粒够有效阻碍晶界的迁移，细化奥氏体晶粒63③③ 采用快速加热、利用温度和时间的影响来细化晶粒采用快速加热、利用温度和时间的影响来细化晶粒采采用用快快速速加加热热、、高高温温短短时时保保温温，，可可以以有有效效地地防防止止奥氏体晶粒的粗化。

奥氏体晶粒的粗化④④ 采用预先热处理工艺细化晶粒采用预先热处理工艺细化晶粒通通过过预预先先热热处处理理，，可可以以改改变变钢钢中中第第二二相相的的大大小小、、数数量量及及分分布布，，从从而而影影响响加加热热时时奥奥氏氏体体晶晶粒粒的的长长大大倾向通通过过预预先先热热处处理理，，可可得得到到细细珠珠光光体体组组织织，，有有利利于于最后热处理时获得均匀细小的奥氏体晶粒最后热处理时获得均匀细小的奥氏体晶粒64㈣㈣ 粗大粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断奥氏体晶粒的遗传及其阻断母母相相中中的的晶晶体体缺缺陷陷和和不不均均匀匀性性被被新新相相所所继继承承下下来来的的一一种种现现象象相相遗遗传传现现象象可可用用于形变热处理于形变热处理钢中遗传有组织遗传和相遗传两种钢中遗传有组织遗传和相遗传两种相遗传相遗传组织遗传组织遗传钢钢过过热热后后冷冷却却得得到到的的原原始始组组织织为为非非平平衡衡的的马马氏氏体体、、贝贝氏氏体体等等组组织织时时，，在在再再次次正正常常加加热热后后，，形形成成的的奥奥氏氏体体仍仍然然保保留留原原来来的的粗粗大大晶晶粒粒、、甚甚至至原原来来的的取取向向和晶界，这种现象称为组织遗传。

和晶界，这种现象称为组织遗传65①①避避免免由由不不平平衡衡组组织织直直接接加加热热奥奥氏氏体体化化，，先先进进行一次高温回火或中间退火；行一次高温回火或中间退火；②②避避免免新新的的奥奥氏氏体体以以无无扩扩散散机机理理形形成成，，可可控控制制加热速度和温度以防止马氏体逆转变发生；加热速度和温度以防止马氏体逆转变发生；③③通通过过多多次次加加热热-冷冷却却循循环环来来破破坏坏新新旧旧相相间间的的取取向关系大大晶晶粒粒生生成成后后的的组组织织转转变变中中，，维维持了严格的晶体学取向关系持了严格的晶体学取向关系产生组织遗产生组织遗传的根本原传的根本原因因破破坏坏第第二二次次转转变变中中新新相相、、母母相相之之间严格的晶体学取向关系间严格的晶体学取向关系消除组织遗消除组织遗传的方法传的方法具具体体措措施施66。