第二章 奧氏體的形成

第二章奧氏體的形成1第1頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.1奧氏體及其形成條件

2.1.1奧氏體的組織結(jié)構(gòu)

奧氏體是碳溶于g-Fe所形成的固溶體。碳原子位于g-Fe八面體間隙的中心，即面心立方點(diǎn)陣晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)。

如果所有的八面體中心均能容納入一個碳原子，奧氏體的極限含碳量是多少?為什么?g-Fe八面體間隙的半徑僅為0.052nm，小于C原子的半徑0.077nm。合金鋼的奧氏體：C、N等間隙原子位于g-Fe八面體間隙的中心，而Mn、Si、Cr、Ni、Co等合金元素的原子則置換部分Fe原子，處于面心立方點(diǎn)陣的結(jié)點(diǎn)位置。2第2頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.1奧氏體的晶體結(jié)構(gòu)3第3頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.2奧氏體點(diǎn)陣參數(shù)與碳含量的關(guān)系4第4頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三組織形態(tài)：與原始組織、加熱速度以及加熱轉(zhuǎn)變的程度等有關(guān)；一般均為顆粒狀；非平衡態(tài)的含碳較低的鋼以較低的速度加熱到（a+g）兩相區(qū)時可以得到針狀奧氏體；加熱轉(zhuǎn)變剛結(jié)束時所得的顆粒狀奧氏體晶粒比較細(xì)小，晶粒邊界呈不規(guī)則弧形。經(jīng)過一段時間高溫保溫后，奧氏體晶粒將長大，晶粒邊界將通過平直化而變直，呈等軸多邊形。有的奧氏體晶粒內(nèi)還可能存在孿晶。5第5頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.31Crl8Ni9Ti固溶處理后的等軸奧氏體顆粒狀組織

6第6頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.4奧氏體的針狀組織7第7頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.5Mn18鋼帶有孿晶的奧氏體

8第8頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.1.2奧氏體的性能（1）塑性很好：面心立方點(diǎn)陣，滑移系統(tǒng)多。（2）硬度與強(qiáng)度低：碳的溶入也不能有效地提高奧氏體的硬度與強(qiáng)度。（3）比容最小：面心立方點(diǎn)陣是一種最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，緊密度高，故比體積最小。（4）熱強(qiáng)性好：奧氏體鋼可作為高溫用鋼。（5）順磁性：無磁性鋼。（6）線膨脹系數(shù)高：用來制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。（7）導(dǎo)熱性能差：奧氏體鋼不宜用過大的速度加熱。

9第9頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.1.3奧氏體的形成條件共析鋼：加熱到共析溫度727℃時，珠光體可以全部等溫轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。亞共析鋼：加熱到共析溫度時，珠光體首先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；進(jìn)入兩相區(qū)，鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；在Ac3原始組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。過共析鋼：加熱到共析溫度時，珠光體首先轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；進(jìn)入兩相區(qū)，滲碳體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；在Acm過共析鋼的原始組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。10第10頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.6Fe-Fe3C狀態(tài)圖11第11頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三加熱轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)條件：珠光體被加熱到A1（727℃）以上時將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。圖2.7珠光體與奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系12第12頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三奧氏體化：鋼加熱時，原始組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變。完全奧氏體化：原始組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。部分奧氏體化：原始組織部分轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。過熱度：轉(zhuǎn)變溫度與臨界點(diǎn)A1之差。過熱度愈大，驅(qū)動力也就愈大，轉(zhuǎn)變速度也就愈快。加熱速度極慢時，有較充分的時間進(jìn)行轉(zhuǎn)變。只要過熱度大于零，轉(zhuǎn)變即可進(jìn)行。Ac1：在一定(0.125℃/min)的加熱速度下實際測得的臨界點(diǎn)Ac1轉(zhuǎn)變的開始點(diǎn)是隨加熱速度的增加而升高的。Arl：冷卻時所發(fā)生的由奧氏體到珠光體的轉(zhuǎn)變，也會因冷卻速度的加快而發(fā)生滯后現(xiàn)象。習(xí)慣上將實測所得的發(fā)生冷卻轉(zhuǎn)變的溫度稱為Arl。Arl隨冷卻速度的增加而下降。A3及Acm也可附加下腳標(biāo)c及r以表示實際的加熱與冷卻時的實際臨界點(diǎn)，即Ac3、Ar3、Accm、Arcm。13第13頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三臨界點(diǎn)同一爐亞共析鋼的臨界點(diǎn)的高低?Ac3、A3、

Ac1、

A1、Arl、

Ar3Ac3>A3>

Ar3Ac1>A1

>ArlA3>

A1Accm、Acm、Ac1、

A1、Arl、Arcm?14第14頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2奧氏體的形成機(jī)理2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理分為四個過程：奧氏體形核；奧氏體長大；剩余滲碳體溶解；奧氏體均勻化。15第15頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.8珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變過程示意圖

a.奧氏體形核；b.奧氏體長大；

c.剩余滲碳體溶解；d.奧氏體均勻化16第16頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2奧氏體的形成機(jī)理2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理(重點(diǎn))2.2.1.1奧氏體形核奧氏體的晶核通常首先在鐵素體與滲碳體的交界面上形成。奧氏體晶核之所以在鐵素體與滲碳體的交界面形成，是因為界面處能夠滿足奧氏體形核的成分條件、能量條件以及結(jié)構(gòu)條件。奧氏體也可能在珠光體團(tuán)界、珠光體團(tuán)與先共析鐵素體的界面形核?？焖偌訜釙r，由于轉(zhuǎn)變在較高溫度發(fā)生，奧氏體核可優(yōu)先在鐵素體內(nèi)亞晶界上形成。17第17頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2奧氏體的形成機(jī)理2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理2.2.1.2奧氏體長大奧氏體核的長大是通過滲碳體的溶解、碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散以及奧氏體兩側(cè)的界面向鐵素體及滲碳體的推移來進(jìn)行的。結(jié)合Fe-Fe3C狀態(tài)圖來說明奧氏體核長大過程以及碳的擴(kuò)散過程。

18第18頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.9奧氏體核的長大

(a)奧氏體形成時各相碳濃度(b)奧氏體長大示意圖??g+ag+Fe3C??T1溫度/℃19第19頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2奧氏體的形成機(jī)理2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理2.2.1.2奧氏體長大(1)原始組織為片狀珠光體

因故在奧氏體內(nèi)碳原子將向鐵素體一側(cè)擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果破壞了界面碳的平衡。為恢復(fù)平衡，低碳的鐵素體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體而使碳含量降低，高碳的Fe3C將溶入奧氏體而使碳含量增加，亦即奧氏體分別向鐵素體與滲碳體推移，不斷長大。顯然奧氏體晶核的這一長大過程是受碳在奧氏體中的擴(kuò)散所控制的。20第20頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理(2)原始組織為粒狀珠光體奧氏體核的長大是受碳在奧氏體內(nèi)的擴(kuò)散所控制。奧氏體核在鐵素體晶粒邊界上形成，先是沿邊界長成條狀，然后向晶內(nèi)長成顆粒狀。奧氏體在消耗完與其相接觸的、包括界面上的碳化物后，將為鐵素體所包圍。

因奧氏體核的長大是受碳在鐵素體內(nèi)的擴(kuò)散所控制：故碳不斷由a-Fe3C界面向a-g界面擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果是鐵素體中a-Fe3C界面處的碳濃度不斷降低，a-g界面處的碳濃度不斷增高。打破了界面的碳平衡，結(jié)果引起滲碳體的不斷溶解，碳向該處不斷擴(kuò)散，鐵素體中a-g界面處的碳濃度不斷增高，為奧氏體的長大提供了濃度條件，使奧氏體的界面不斷向鐵素體推進(jìn)。21第21頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2奧氏體的形成機(jī)理2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理2.2.1.3剩余滲碳體溶解當(dāng)共析鋼珠光體中的鐵素體全部溶入奧氏體時，滲碳體還未完全溶解。由于奧氏體與滲碳體界面的濃度差遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于奧氏體與鐵素體界面的濃度差。只需要溶解一小部分滲碳體就可以使界面處的奧氏體達(dá)到碳飽和，而必須溶解大量的鐵素體才能使界面處的奧氏體達(dá)到碳平衡。而奧氏體界面的推移速度與相界面處兩相的碳濃度差成正比，所以奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度。隨時間的延長，滲碳體中的碳原子繼續(xù)向奧氏體內(nèi)部擴(kuò)散，奧氏體中的鐵原子繼續(xù)向貧碳的滲碳體擴(kuò)散，不斷貧碳的滲碳體的晶體點(diǎn)陣逐漸改組為奧氏體的晶體點(diǎn)陣，直至剩余滲碳體完全溶解為止。22第22頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2奧氏體的形成機(jī)理2.2.1共析鋼平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變機(jī)理2.2.1.4奧氏體均勻化當(dāng)共析成分的珠光體恰好完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時，奧氏體的成分仍是不均勻的。原滲碳體部位的碳含量高，原鐵素體部位的碳含量低。高溫下形成的奧氏體碳含量低，低溫下形成的奧氏體碳含量高。當(dāng)繼續(xù)在奧氏體區(qū)保溫時，碳原子在奧氏體中將從濃度高的部位向濃度低的部位擴(kuò)散，使奧氏體中碳的分布均勻化。23第23頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2.2非共析鋼奧氏體的形成過共析鋼中的先共析滲碳體的進(jìn)一步溶解與共析鋼轉(zhuǎn)變時的第三階段沒有差別，可以將其看成是第三階段的延續(xù)。亞共析鋼退火組織在兩相區(qū)的等溫轉(zhuǎn)變過程可分為兩個階段：（1）奧氏體核在鐵素體與珠光體交界面形成后，快速長進(jìn)珠光體直至珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；（2）奧氏體向先共析鐵素體慢速長進(jìn)，直至碳達(dá)到平衡濃度為止。24第24頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.2.3非平衡組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變（自學(xué)）馬氏體向奧氏體的轉(zhuǎn)變

也要經(jīng)歷形核、長大、滲碳體溶解和奧氏體均勻化四個階段。針狀奧氏體的形核：在馬氏體板條之間，優(yōu)先在馬氏體板條與碳化物交界處形核。球狀奧氏體形核：優(yōu)先在馬氏體板條束之間以及原奧氏體晶界上形核。加熱溫度和加熱速度對奧氏體形態(tài)的影響：當(dāng)在Ac1以上附近加熱時，幾乎沒有針狀奧氏體形成；當(dāng)加熱速度小于50℃/min時或大于100℃/s時，易于形成針狀奧氏體。當(dāng)采用20℃/s以下的中等加熱速度時，則不易形成針狀奧氏體。馬氏體向奧氏體轉(zhuǎn)變，主要是轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙願W氏體。針狀奧氏體只不過是在奧氏體化初始階段的一種過渡性組織形態(tài)。在隨后的保溫或升溫過程中，針狀奧氏體會進(jìn)一步發(fā)生變化，或者通過再結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)榍驙願W氏體，或者通過合并長大的機(jī)理變成粗大等軸晶粒奧氏體。25第25頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3奧氏體形成動力學(xué)2.3.1共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)奧氏體形成速度取決于形核率I和線長大速度v。2.3.1.1形核率I

(2-1)

式中，C為常數(shù)，Q為擴(kuò)散激活能，T為絕對溫度，k為波爾茲曼常數(shù)，G*為臨界晶核的形核功。在忽略應(yīng)變能時，形核功G*可表示為

(2-2)式中，A為常數(shù)；s為奧氏體與珠光體的比界面能；△GV為奧氏體與珠光體的單位體積自由能差。

26第26頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三式(2-1)和式(2-2)表明，當(dāng)奧氏體形成溫度T升高時，一方面使形核率I以指數(shù)函數(shù)關(guān)系迅速增大；另一方面，隨溫度升高相變驅(qū)動力△GV增大而使形核功G*減小，導(dǎo)致形核率I進(jìn)一步增大。因此，奧氏體形成溫度升高，即相變過熱度增大，可以使奧氏體形核率急劇增加。以激光束、電子束等高能束對鋼表面進(jìn)行高溫快速奧氏體化，可以得到極細(xì)的奧氏體晶粒。27第27頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三250mm250mm250mm250mmNiTi合金不同功率密度條件下激光重熔處理熔池截面形貌28第28頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三17-4PH鋼激光熔凝層截面宏觀組織29第29頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.1.2線長大速度u可由擴(kuò)散定律導(dǎo)出奧氏體形成時的相界面推移速度為式中，K為常數(shù)，為碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，為相界面處奧氏體中碳的濃度梯度，ΔCB

為奧氏體與鐵素體的相界面處或奧氏體與滲碳體的相界面處的兩相濃度差，負(fù)號表示下坡擴(kuò)散。由此可推出在780℃：在780℃奧氏體界面向鐵素體的推移速度是向滲碳體推移速度的15倍30第30頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三奧氏體的長大速度隨溫度升高而增大的原因：①原子的擴(kuò)散系數(shù)呈指數(shù)增大，而且奧氏體中兩相界面之間的碳濃度差()增大，增大了碳在奧氏體中的濃度梯度，因而增加了奧氏體的長大速度；②鐵素體中奧氏體形核率增多，原子擴(kuò)散距離相對縮短，有利于奧氏體長大；③奧氏體與鐵素體兩相相界面的濃度差(-)

以及奧氏體與滲碳體的兩相相界面的濃度差()均減小，因而加速了奧氏體長大時的相界面推移速度。31第31頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三表2.1奧氏體的形核率I和長大速度u與溫度的關(guān)系轉(zhuǎn)變溫度T／℃形核率I/mm-3·s-1長大速度v/mm·s-1轉(zhuǎn)變50%組織所需時間/s74022800.0005100760110000.0109780515000.02638006160000.041132第32頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.1.3共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)圖2.10T8A鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線33第33頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線特點(diǎn)：（1）珠光體到奧氏體的轉(zhuǎn)變需要經(jīng)過一段孕育期后才能開始。（2）在轉(zhuǎn)變初期，轉(zhuǎn)變速度隨時間的延長而加快。當(dāng)轉(zhuǎn)變量達(dá)到50％時，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到最大后，轉(zhuǎn)變速度又隨時間的延長而下降。（3）隨等溫溫度提高，曲線往左移，即孕育期縮短，轉(zhuǎn)變速度加快。2.3.1.3共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)34第34頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.11共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)圖

35第35頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.2亞共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)（自學(xué)）亞共析鋼退火組織向奧氏體的轉(zhuǎn)變動力學(xué)分為兩個階段，首先奧氏體快速長進(jìn)珠光體直至珠光體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，然后奧氏體向先共析鐵素體慢速長進(jìn)。第一階段與共析鋼一樣也是受碳在奧氏體中的擴(kuò)散所控制。此時，碳的擴(kuò)散距離很?。礊橹楣怏w片層間距之半），且珠光體量很少，故轉(zhuǎn)變速度極快，轉(zhuǎn)變所需時間較共析鋼為少。例如化學(xué)成分為w（C）0.12%-w（Mn）1.5%的鋼在740℃僅需45秒珠光體就已全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。36第36頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.2亞共析鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)（自學(xué)）第二階段的特點(diǎn)是不再形成新的奧氏體核，只是已形成的奧氏體向鐵素體長入。這一過程也受碳在奧氏體中擴(kuò)散所控制。由于在第二階段的長大過程中，奧氏體中的碳原子要作較長距離的擴(kuò)散，故奧氏體形成速度極慢。用碳含量不同的鋼得出在兩相區(qū)轉(zhuǎn)變到終了所需的時間長達(dá)400min。亞共析鋼在兩相區(qū)的轉(zhuǎn)變與共析鋼在相同溫度下的轉(zhuǎn)變相比要慢得多。亞共析鋼碳含量越高，奧氏體形成速度越快。這是因為，原始組織為退火組織時，碳含量愈高，先共析鐵素體量愈少，故使轉(zhuǎn)變的第一階段增加，第二階段減少，使奧氏體形成速度加快。37第37頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.3奧氏體形成的影響因素2.3.3.1加熱溫度的影響

加熱溫度越高，奧氏體形成速度就越快。隨加熱溫度的升高，奧氏體的形核率I及長大速度v均增大，但I(xiàn)的增大速率高于v的增大速率。因此，奧氏體形成溫度越高，獲得的起始晶粒度就越細(xì)小。表2.2奧氏體形成溫度對基體碳含量的影響奧氏體形成溫度／℃735760780850900基體碳含量(a相消失時)／%0.770.690.610.510.4638第38頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.3.2碳含量的影響鋼的碳含量越高，奧氏體形成速度就越快。隨碳含量的增高，碳化物數(shù)量增多，相界面面積增大，增加了奧氏體的形核部位，使形核率增大。同時，碳化物數(shù)量增多后，使碳的擴(kuò)散距離減小，并且隨奧氏體中碳含量增加，碳和鐵原子的擴(kuò)散系數(shù)增大，這些因素都加速了奧氏體的形成。例如，在740℃等溫進(jìn)行奧氏體轉(zhuǎn)變時，碳含量為0.46%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的鋼珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變50%（體積分?jǐn)?shù)）需要7min.，碳含量為0.85%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的鋼需要5min.，碳含量為1.35%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的鋼僅需要2min.。39第39頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.3.3合金元素的影響強(qiáng)碳化物形成元素如Mo、W、Cr等降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，并形成特殊碳化物且不易溶解，所以顯著減慢奧氏體的形成速度。合金元素可能改變相變臨界點(diǎn)A1、A3、Acm的位置，從而改變相變時的過熱度，影響奧氏體的形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1點(diǎn)，故使奧氏體的形成速度增大；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1點(diǎn)，所以減慢了奧氏體的形成速度。合金元素在原始組織各相中的分布是不均勻的。由于合金元素的擴(kuò)散系數(shù)比碳原子的擴(kuò)散系數(shù)小約1000～10000倍，同時碳化物形成元素還降低碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，如若形成特殊碳化物(如VC、TiC等)則更難于溶解。因此，合金鋼的奧氏體均勻化過程比碳鋼要長得多。

40第40頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.3.3.4原始組織的影響（1）片間距在鋼的化學(xué)成分相同的情況下，原始組織越細(xì)小，即珠光體片間距越小，剩余碳化物越細(xì)，奧氏體的形成速度就越快。這是因為珠光體片間距越小，剩余碳化物越細(xì)，則相界面就越多，形核率也就越大。同時由于珠光體的片層間距減小，奧氏體中碳的濃度梯度增大，使碳原子的擴(kuò)散速度加快，而且碳原子擴(kuò)散距離也減小，這些都增大奧氏體的長大速度。（2）原始組織形態(tài)與粒狀珠光體相比，由于片狀珠光體的相界面較大，滲碳體呈薄片狀，易于溶解，所以加熱時奧氏體形成速度相對要快。

41第41頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成奧氏體在連續(xù)加熱時的形成與等溫形成一樣，也是通過形核、長大、碳化物的溶解以及奧氏體的均勻化完成的。用共析碳鋼研究加熱速度對加熱轉(zhuǎn)變的影響所得的結(jié)果見圖2.12~2.13。42第42頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.120.85C鋼在不同速度加熱時的加熱曲線43第43頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.13共析碳鋼連續(xù)加熱時的奧氏體形成圖(V1<V2<V3<V4)

44第44頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成2.4.1奧氏體轉(zhuǎn)變的臨界溫度

奧氏體轉(zhuǎn)變的臨界溫度由一個固定的溫度已轉(zhuǎn)變?yōu)橐欢ǖ臏囟确秶?.4.2奧氏體轉(zhuǎn)變的臨界溫度的區(qū)域加熱速度愈快，斜平臺所對應(yīng)的溫度愈高。這表明奧氏體轉(zhuǎn)變的溫度范圍隨加熱速度的增大而升至更高的溫度區(qū)間。45第45頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成2.4.3奧氏體轉(zhuǎn)變的速度

奧氏體轉(zhuǎn)變的速度隨加熱速度的增大而加快。

2.4.4奧氏體晶粒

奧氏體晶粒隨加熱速度的增大而變細(xì)。用w(C)0.96%-w(Mn)0.17%鋼得出，當(dāng)加熱速度從40℃/s提高到200℃/s時，可使奧氏體晶粒的直徑減少一半。采用更高速度的超高頻沖擊加熱時所形成的奧氏體晶粒更為細(xì)小，即使放大兩萬倍也難以分辨。

46第46頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.4連續(xù)加熱時奧氏體的形成2.4.5奧氏體成分的不均勻性

奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度的增大而增加。亞共析鋼如果快速加熱奧氏體化，將導(dǎo)致淬火后得到碳含量低于平均成分的馬氏體和尚未完全轉(zhuǎn)變的鐵素體及碳化物，碳濃度極不均勻。這往往是有害的，應(yīng)當(dāng)盡量避免。高碳鋼如果快速加熱奧氏體化，將導(dǎo)致奧氏體起始晶粒細(xì)化，淬火后出現(xiàn)碳含量低于共析成分的低、中碳馬氏體，剩余碳化物數(shù)量增多。這往往有助于高碳鋼的力學(xué)性能得到強(qiáng)化和韌化，應(yīng)當(dāng)加以利用。47第47頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5奧氏體晶粒的長大及控制2.5.1奧氏體晶粒度的概念設(shè)n為放大100倍時每645mm2（l平方英寸）面積內(nèi)的晶粒數(shù)，則下式中的N被用來表示晶粒大小的級別，稱為晶粒度

n=2N–1

（2-1）

晶粒越細(xì)，n越大，N也越大。

N小于4的稱為粗晶粒，5~8稱為細(xì)晶粒，8以上稱為超細(xì)晶粒。48第48頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.14標(biāo)準(zhǔn)晶粒度1~8級示意圖49第49頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三幾個與晶粒度有關(guān)的概念起始晶粒度：奧氏體化加熱轉(zhuǎn)變終了時（原始組織恰恰完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時）所得奧氏體晶粒稱為奧氏體起始晶粒，其大小稱為起始晶粒度。實際晶粒度：奧氏體化保溫階段結(jié)束，冷卻轉(zhuǎn)變開始時的奧氏體晶位稱為實際晶粒，其大小稱為實際晶粒度。本質(zhì)晶粒度：以加熱到930±10℃、保溫3~8h后所得的實際晶粒稱為本質(zhì)晶粒，其大小稱為本質(zhì)晶粒度。本質(zhì)晶粒度為1~4級的鋼為本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)晶粒度未6~8級的鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼。50第50頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.2奧氏體晶粒長大的特點(diǎn)長大的方式：晶界遷移、使彎曲晶界變直、大晶粒吞并小晶粒時間一定時，奧氏體晶粒的大小與溫度之間的關(guān)系如圖2.15所示。51第51頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.15奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系

1—不含Al的C-Mn鋼；2—含Nb-N的鋼52第52頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三正常長大：隨溫度升高，奧氏體晶粒不斷長大異常長大：由曲線2可見，必須當(dāng)溫度超過某一定值后晶粒才隨溫度升高急劇長大，稱為異常長大。該溫度被稱為奧氏體晶粒粗化溫度?；炀КF(xiàn)象

粗晶粒是依靠消耗細(xì)晶粒而長大的。粗晶粒越長越大，所占體積分?jǐn)?shù)也越來越大，而細(xì)晶?；旧喜婚L大，所占體積分?jǐn)?shù)則不斷減少。當(dāng)細(xì)晶粒被消耗完時，混晶也就消失。53第53頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三

本質(zhì)細(xì)晶粒鋼而言，奧氏體晶粒長大的過程可分為三個階段，即：（1）孕育期：奧氏體起始晶粒不長大；（2）不均勻長大期：大晶粒吞并小晶粒，形成混晶期；（3）均勻長大期：待細(xì)小晶粒被吞并后，所有晶粒開始均勻長大。54第54頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.3奧氏體晶粒長大的影響因素2.5.3.1加熱溫度的影響

晶粒也將隨溫度的增高而迅速長大。2.5.3.2保溫時間的影響

在一定的加熱溫度下，奧氏體的晶粒將隨著保溫時間的延長而長大。時間對晶粒的長大作用不如溫度作用大。55第55頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.16w(C)0.48%-w(Mn)0.82%鋼奧氏體晶粒溫長大曲線56第56頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.3奧氏體晶粒長大的影響因素2.5.3.3加熱速度的影響

加熱速度越大，過熱度越大，形核率越高，奧氏體起始晶粒度越細(xì)。2.5.3.4化學(xué)成分的影響

（1）含碳量的影響

先增后減。在一定的加熱溫度和相同的加熱條件下，鋼中的含碳量低于一定的限度時，奧氏體晶粒長大傾向隨鋼中含碳量的增大而增大。這是因為隨著含碳量的增加，碳及鐵原子在奧氏體中的擴(kuò)散速度增大，從而加速了奧氏體的晶粒長大。含碳量超過該濃度時，就會形成過剩的二次滲碳體，成為晶粒長大的障礙物，阻止晶粒長大。鋼中含碳量超過一定的數(shù)值后，奧氏體晶粒長大傾向又有減小的緣故。57第57頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.18碳含量與奧氏體晶粒度(加熱時間為3h)

58第58頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.3奧氏體晶粒長大的影響因素（2）合金元素的影響在共析鋼中加入合金元素并不改變奧氏體形成機(jī)制。但由于合金元素的加入可以改變臨界點(diǎn)的位置、影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度、還可與碳形成各種穩(wěn)定性不同的碳化物，故將影響奧氏體晶粒的長大速度。強(qiáng)烈阻止奧氏體晶粒長大的元素：鋁、釩、鈦、鋯等。中等程度阻止奧氏體晶粒長大的元素：鎢、鉬等。稍許阻止奧氏體晶粒長大的元素：氧、鎳、鈷、銅等。促進(jìn)奧氏體晶粒長大的元素：磷、錳等。59第59頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.3奧氏體晶粒長大的影響因素2.5.3.5原始組織

碳化物呈片狀時，奧氏體晶粒長大速度較顆粒狀為快。對于片狀珠光體來說，片層越薄，奧氏體線長大速度越大，最終奧氏體晶粒越粗大。存在未溶第二相微粒時能阻止奧氏體晶粒長大。微粒所占體積分?jǐn)?shù)愈大，半徑愈小，阻止奧氏體晶粒長大效果愈佳。60第60頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.4細(xì)化奧氏體晶粒的措施2.5.4.1合理選擇加熱溫度和保溫時間

加熱溫度高，奧氏體形成速度加快，其晶粒長大傾向增大，實際晶粒度越粗大。延長保溫時間也會出現(xiàn)奧氏體晶粒的長大。但加熱溫度對晶粒長大的影響要比保溫時間的影響顯著的多，因此要合理選擇加熱溫度。2.5.4.2合理選擇鋼的原始組織

高碳工具鋼一般要求其原始組織為碳化物具有一定分散度的球化退火組織。2.5.4.3加入一定量的合金元素

加入合金元素，使其在晶界上形成十分彌散的化合物，如碳化物、氧化物、氮化物等等；另外鋼中加入硼及少量稀土元素，主要吸附在晶界上并降低晶界的能量，從而減小晶粒長大的動力，也可限制或推遲晶粒的長大。61第61頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.5.4細(xì)化奧氏體晶粒的措施2.5.4.4采用重結(jié)晶處理

重結(jié)晶就是將固態(tài)金屬及合金在加熱(或冷卻)通過相變點(diǎn)時，從一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變成另一種晶體結(jié)構(gòu)的過程。這里是指鋼件加熱到臨界點(diǎn)稍上溫度，使奧氏體重新形核并長大。實際生產(chǎn)中，工件經(jīng)熱加工(鑄造、鍛造、軋制、焊接等)后，往往晶粒粗大，力學(xué)性能降低。對此，可用重結(jié)晶來細(xì)化晶粒，例如對于有粗大晶粒的亞共析鋼工件，可用完全退火或正火來細(xì)化晶粒。

62第62頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.6奧氏體化的缺陷及防止2.6.1欠燒2.6.2過熱2.6.3過燒2.6.4氧化和脫碳2.6.5變形和開裂2.6.6組織遺傳和斷口遺傳63第63頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.6奧氏體化的缺陷及防止2.6.1欠燒

欠熱也叫加熱不足，是由于加熱溫度過低或加熱時間太短，未充分進(jìn)行奧氏體化而引起的組織缺陷。欠熱使亞共析鋼淬火組織中出現(xiàn)鐵素體或過共析鋼淬火組織中出現(xiàn)較多未溶碳化物，造成淬火鋼出現(xiàn)軟點(diǎn)或硬度不均現(xiàn)象。2.6.2過熱

金屬或合金由于加熱溫度過高，使奧氏體晶粒長得過大，以致力學(xué)性能性能顯著降低的現(xiàn)象稱為過熱。64第64頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.6奧氏體化的缺陷及防止2.6.3過燒

金屬或合金的加熱溫度達(dá)到其固相線附近時，晶界氧化和開始部分熔化的現(xiàn)象稱為過燒。過燒工件只能報廢。2.6.4氧化和脫碳金屬加熱時，介質(zhì)中的氧、二氧化碳和水等與金屬反應(yīng)生成氧化物的過程稱為氧化。加熱時由于氣體介質(zhì)和鋼鐵表面層碳的作用，使表層含碳量降低的現(xiàn)象稱為脫碳。65第65頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.6奧氏體化的缺陷及防止2.6.5變形和開裂

熱處理工件在奧氏體化的加熱過程中有產(chǎn)生變形與開裂的可能。產(chǎn)生的原因主要是工件在加熱過程中由于不同部位存在著溫差而引起的熱應(yīng)力。2.6.6組織遺傳和斷口遺傳2.6.6.1組織遺傳2.6.6.2斷口遺傳66第66頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三2.6奧氏體化的缺陷及防止2.6.6組織遺傳和斷口遺傳2.6.6.1組織遺傳原始組織為馬氏體或貝氏體的鋼在加熱轉(zhuǎn)變時使原來粗大奧氏體晶?；謴?fù)原狀的現(xiàn)象，稱為組織遺傳。67第67頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三圖2.19T7鋼的組織遺傳(b)800℃×0.25h(a)1100℃×2h68第68頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三組織遺傳產(chǎn)生的條件非平衡組織快速加熱或慢速加熱時，都有可能形成粗大的等軸顆粒狀奧氏體晶粒，即可能產(chǎn)生組織遺傳。加熱速度分為慢速、中速與快速三類：（1）以1~2℃/min的速度加熱稱為慢速加熱；（2）以大于1000℃/s的速度加熱稱為快速加熱；（3）加熱速度介于慢速與快速之間稱為中速加熱。69第69頁，共76頁，2023年，2月20日，星期三組織遺傳產(chǎn)生的原因非平衡組織快速加熱時發(fā)生逆變（切變）轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，使原奧氏