鋼中奧氏體的形成

鋼中奧氏體的形成第一頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

奧氏體形成的溫度范圍第二章鋼中奧氏體的形成1.奧氏體的組織特征奧氏體的組織和結(jié)構(gòu)

奧氏體的性能第二頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二1.1奧氏體形成的溫度范圍注：根據(jù)Fe-Fe3C平衡狀態(tài)圖，奧氏體（γ）是高溫穩(wěn)定相。狀態(tài)圖中的GSEJNG區(qū)域是奧氏體穩(wěn)定存在的區(qū)域。Fe-Fe3C平衡狀態(tài)圖第三頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二Fe-Fe3C平衡狀態(tài)圖是熱力學(xué)上達到平衡時的狀態(tài)圖，但實際加熱和冷卻時的相變臨界點不在同一溫度上，往往存在一定的溫度滯后。為了區(qū)別，通常把實際加熱時的相變臨界點標以字母c（如AC1、AC3、ACcm）把冷卻時的相變臨界點標以字母r（如Ar1，Ar3，Arcm第四頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二1.2奧氏體的組織和結(jié)構(gòu)奧氏體的組織通常是由等軸狀的多邊形晶粒所組成，晶內(nèi)?？沙霈F(xiàn)相變孿晶第五頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二12CrNi3鋼的原奧氏體晶粒組織第六頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二奧氏體不銹鋼純銅第七頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二形變和退火孿晶鈦合金六方相中的形變孿晶奧氏體不銹鋼中退火孿晶第八頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

奧氏體是C在γ-Fe中的固溶體，C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，如圖9.3所示。

若按所有八面體間隙位置均填滿C原子計算，單位晶胞中應(yīng)含有4個Fe原子和4個C原子，其原子百分比為50％，重量百分比為20％。但實際上，奧氏體的最大碳含量為2.11％（重量），原子百分比為10％，即2.5個晶胞中才有一個C原子。這是因為C原子半徑為0.77，而γ-Fe點陣中八面體間隙半徑僅為0.52，C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填滿C原子。第九頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二C在奧氏體中呈統(tǒng)計性均勻分布，存在著濃度起伏，即存在著高濃度區(qū)域。C原子的存在，使奧氏體點陣發(fā)生等稱膨脹，因而點陣常數(shù)隨碳含量升高而增大，如圖所示。合金鋼中的奧氏體是C和合金元素溶于γ-Fe中的固溶體。合金元素如Mn、Si、Cr、Ni、Co等在γ-Fe中取代Fe原子的位置而形成置換式固溶體。它們的存在也引起晶格畸變和點陣常數(shù)變化。第十頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二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小。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，可作為高溫用鋼。奧氏體具有順磁性，而奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物均為鐵磁性，所以奧氏體鋼又可作為無磁性鋼。奧氏體的線膨脹系數(shù)大，因此奧氏體鋼也可用來制作熱膨脹靈敏的儀表元件；奧氏體的導(dǎo)熱性能差，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。1.3奧氏體的性能第十一頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二1.3奧氏體的性能

奧氏體是鋼中的高溫穩(wěn)定相，但若鋼中加入足夠量的能夠擴大γ相區(qū)的元素，則可使奧氏體在室溫成為穩(wěn)定相。因此，奧氏體可以是鋼在使用時的一種組織狀態(tài)，以奧氏體狀態(tài)使用的鋼稱為奧氏體鋼。因面心立方點陣滑移系統(tǒng)多，奧氏體的塑性很好，易于變形，即加工成形性好。第十二頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二2.奧氏體的形成機制奧氏體形核奧氏體晶核長大剩余碳化物溶解奧氏體均勻化第十三頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二2.1奧氏體形核奧氏體的形成符合一般的固態(tài)相變規(guī)律，是通過形核和長大完成的。根據(jù)擴散理論，奧氏體的晶核是依靠系統(tǒng)內(nèi)的能量起伏、濃度起伏和結(jié)構(gòu)起伏形成的。

由于奧氏體與鐵素體及滲碳體的碳含量和點陣結(jié)構(gòu)相差很大，因此，奧氏體的形成是一個由α到γ的點陣重構(gòu)、滲碳體的溶解以及C在奧氏體中的擴散重新分布的過程。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(fù)雜斜方面心立方第十四頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

從右圖中的GS線可知，奧氏體中與鐵素體相平衡的碳含量隨溫度升高而下降。鐵素體中的最大碳含量為0.02%（在A1溫度），而為使鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，鐵素體的最低碳含量必須是：727℃為0.77%、740℃為0.66%、780℃為0.40%、800℃為0.32%等等，均遠遠高于鐵素體中的最大碳含量。實際上，在微觀體積內(nèi)由于碳原子的熱運動而存在著濃度起伏。

第十五頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二奧氏體晶核的形核位置這是因為：

在兩相界面處，碳原子的濃度差較大，有利于獲得形成奧氏體晶核所需的碳濃度在兩相界面處，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)起伏較小在兩相界面處，雜質(zhì)及其他晶體缺陷較多，具有較高的畸變能，新相形核時可能消除部分晶體缺陷而使系統(tǒng)的自由能降低。并且新相形核時產(chǎn)生的應(yīng)變能也較容易借助相界（晶界）流變而釋放。珠光體團邊界與鐵素體和滲碳體的相界面一樣，也是奧氏體的形核部位。奧氏體晶核的形核位置通常在鐵素體和滲碳體的兩相界面上。第十六頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

當奧氏體在鐵素體和滲碳體兩相界面上形核后，便形成了γ/α和γ/Fe3C兩個新的相界面。奧氏體的長大過程即為這兩個相界面向原來的鐵素體和滲碳體中推移的過程。

2.2奧氏體晶核長大在相界面處：與奧氏體相接觸的鐵素體碳濃度為Cα/γ；與滲碳體相接觸的鐵素體碳濃度為Cα/cem（沿QP延長線變化）；與鐵素體相接觸的奧氏體碳濃度為Cγ/α

；與滲碳體相接觸的奧氏體碳濃度為Cγ/cem

；與奧氏體相接觸的滲碳體碳濃度為Ccem/γ第十七頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

若垂直于相界面截取一縱截面，則沿縱截面各相中的碳濃度分布如圖所示。由于新相奧氏體兩個相界面（γ/α和γ/Fe3C）的碳濃度不等，在奧氏體中形成一個濃度差（Cγ/cem－Cγ/α），使C原子從高濃度的γ/Fe3C相界面處向低濃度的γ/α相界面處擴散，結(jié)果破壞了在T1溫度下相界面的平衡濃度，同時奧氏體中碳的濃度梯度趨于減小，C′γ/cem－C′γ/α所示。第十八頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

為了維持原來相界面處的局部碳濃度平衡，在γ/Fe3C相界面處的滲碳體必須溶入奧氏體以供應(yīng)碳量，使其碳濃度恢復(fù)至Cγ/cem。同時，在γ/α相界面處的鐵素體必轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，使其碳濃度降至Cγ/α。這樣，奧氏體的兩個相界面便自然地同時向滲碳體和鐵素體中推移，使奧氏體不斷長大。在鐵素體中也進行著碳的擴散。在鐵素體、奧氏體和滲碳體三相共存時，在鐵素體中也存在著碳濃度差（Cα/cem－Cα/γ），也會引起碳從α/Fe3C相界面處向α/γ相界面處擴散，這種擴散也促進奧氏體的長大。

綜上所述，奧氏體中的碳濃度差是奧氏體在鐵素體和滲碳體相界面上形核的必然結(jié)果，它是相界面推移的驅(qū)動力，相界面推移的結(jié)果是Fe3C不斷溶解，α相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)棣孟?。第十九頁，共五十一頁，編輯?023年，星期二2.3剩余碳化物溶解

在奧氏體晶體長大過程中，由于γ/Fe3C相界面處的碳濃度差（Ccem/γ－Cγ/cem）遠遠大于γ/α相界面處的碳濃度差（Cγ/α－Cα/γ），所以只需溶解一小部分滲碳體就可以使其相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，故在共析鋼中總是鐵素體先消失，有剩余滲碳體殘留下來。第二十頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二2.4奧氏體均勻化在鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，且殘留Fe3C全部溶解之后，碳在奧氏體中的分布仍然是不均勻的。原來為滲碳體的區(qū)域碳濃度較高，而原來為鐵素體的區(qū)域碳濃度較低。因此，只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于碳原子的擴散，才能使整個奧氏體中碳的分布趨于均勻。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第二十一頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二3.奧氏體形成動力學(xué)

奧氏體等溫形成動力學(xué)連續(xù)加熱時奧氏體的形成3.1．奧氏體等溫形成動力學(xué)形核率I長大速度G奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線影響奧氏體形成速度的因素第二十二頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二形核率I在奧氏體均勻形核條件下，形核率I與溫度T之間的關(guān)系可表示為式中，C為常數(shù)；Q為擴散激活能；T為絕對溫度；k為波爾茲曼常數(shù)；W為臨界晶核的形核功。在忽略應(yīng)變能時，形核功W可表示為式中，A為常數(shù)；σ為奧氏體與珠光體的比界面能；ΔGv為奧氏體與珠光體的單位體積自由能差。第二十三頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二可見，當奧氏體形成溫度T升高時：1.形核率I以指數(shù)函數(shù)關(guān)系迅速增大；2.相變驅(qū)動力ΔGv增大而使形核功W減小，導(dǎo)致形核率I進一步增大。3.原子擴散系數(shù)增大，原子擴散速度加快，有利于鐵素體向奧氏體的點陣重構(gòu)，促進滲碳體的溶解，也加速奧氏體的形核。4.Cγ/α與Cα/γ之差減小，奧氏體形核所需的碳濃度起伏減小，也有利于提高奧氏體的形核率。因此，奧氏體形成溫度升高，即相變過熱度增大，可以使奧氏體形核急劇增加，這對于形成細小的奧氏體晶粒是有利的。第二十四頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二長大速度G奧氏體晶核形成后，其線生長速度應(yīng)等于相界面的推移速度，由擴散定律導(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散系數(shù)；為相界面處奧氏體中碳的濃度梯度；△CB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；式中負號表示下坡擴散。第二十五頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二在等溫轉(zhuǎn)變時，時，Dcγ、均為常數(shù)（由狀態(tài)圖確定），則式中，K′為常數(shù)。式（9.4）同時適用于奧氏體向鐵素體和奧氏體向滲碳體中推移的速度。

由于在一個珠光體片層間距內(nèi)形成奧氏體的同時，類似過程也在其他片層中進行，所以可用一個片層間距內(nèi)的奧氏體的長大速度代替奧氏體長大的平均速度。此時：其中S0為珠光體片層間距，Cγ/cem－Cγ/α為奧氏體兩個相界面之間的濃度差（由狀態(tài)圖中GS線和ES線確定），因此可近似估算奧氏體向鐵素體及滲碳體中的推移速度。第二十六頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二根據(jù)式（9.4），當奧氏體形成溫度為780℃時，奧氏體向鐵素體中的推移速度為奧氏體向滲碳體中的推移速度為兩者之比為即奧氏體的相界面向鐵素體中的推移速度比向滲碳體中的推移速度快約15倍。而在通常情況下，片狀珠光體中的鐵素體片厚度約為滲碳體片厚度的7倍。所以，奧氏體等溫形成時，總是鐵素體先消失，還有相當數(shù)量的剩余滲碳體未完全溶解，還需要經(jīng)過剩余滲碳體溶解和奧氏體均勻化過程才能獲得成分均勻的奧氏體。第二十七頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二奧氏體的長大速度亦隨溫度升高而增大（?。┰訑U散系數(shù)D成指數(shù)函數(shù)關(guān)系增大（），而且奧氏體兩相界面之間的碳濃度差（Cγ/cem－Cγ/α）增大（見圖9.5(a)中的SG線及SE線），增大了碳在奧氏體中的濃度梯度；（ⅱ）

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；（ⅲ）奧氏體與鐵素體的相界面濃度差（Cγ/α一Cα/γ）以及奧氏體與滲碳體的相界面濃度差（Ccem/γ一Cγ/cem）均減小，因而加速了奧氏體長大時的相界面推移速度。第二十八頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二形核率I和長大速度G

奧氏體形成速度取決于形核率I和長大速度G，在等溫條件下I和G均為常數(shù)。隨溫度升高，形核率I和長大速度G均增大。表9.1示出了共析碳鋼奧氏體形核率I和長大速度G與加熱溫度的關(guān)系。轉(zhuǎn)變溫度（℃）形核率I（1/mm3·s）長大速度G（mm/s）轉(zhuǎn)變一半所需時間(s)74022800.0005100760110000.0109780515000.02638006160000.0411隨溫度升高，奧氏體的形成速度迅速增大第二十九頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二奧氏體等溫形成動力學(xué)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（即高溫加熱保溫時的奧氏體形成量），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(xué)曲線，共析碳鋼奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線(a)和等溫形成圖示意圖(b)第三十頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二實際上，“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。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖第三十一頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二（?。┰诟哂贏C1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；（ⅱ）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；（ⅲ）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；第三十二頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二影響奧氏體形成速度的因素1）加熱溫度的影響

加熱溫度愈高，奧氏體形成速度就愈快。而且隨加熱溫度的升高，奧氏體的形核率I及長大速度G均增大。而且隨加熱溫度的升高，奧氏體的形核率I及長大速度G均增大，但I的增大速率高于G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小。2）碳含量的影響

鋼中碳含量愈高，奧氏體形成速度就愈快。因為碳含量增高時，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。同時，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。第三十三頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二3）原始組織的影響在鋼的成分相同的情況下，原始組織中碳化物的分散度愈大，則相界面就愈多，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，使碳原子的擴散速度加快，而且碳原子擴散距離也減小，這些都增大奧氏體的長大速度。因此，鋼的原始組織愈細小，奧氏體的形成速度就愈快。4）合金元素的影響鋼中加入合金元素并不影響珠光體向奧氏體的轉(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。第三十四頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二

強碳化物形成元素,如Mo、W、Cr等降低碳在奧氏體中的擴散系數(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。

非碳化物形成元素,Co和Ni增大碳在奧氏體中的擴散系數(shù)，加速奧氏體的形成。Si和A1對碳在奧氏體中擴散的影響不大，所以對奧氏體的形成速度無顯著影響。

鋼中加入合金元素可能改變相變臨界點A1、A3、Acm的位置，即改變相變時的過熱度，從而影響奧氏體的形成速度。如Ni、Mn、Cu等降低A1點，相對地增大了過熱度，故使奧氏體的形成速度增大；Cr、Mo、Ti、Si、A1、W、V等提高A1點，相對地減小了過熱度，所以減慢了奧氏體的形成速度。第三十五頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二3.2連續(xù)加熱時奧氏體的形成鋼在連續(xù)加熱時珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變與等溫加熱轉(zhuǎn)變大致相同，亦經(jīng)過形核、長大、剩余碳化物溶解、奧氏體均勻化四個階段，其影響因素也大致相同。但有如下特點。（1）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。奧氏體形成的開始溫度及終了溫度均隨加熱速度增大而升高。所有相變臨界點（AC1、AC3、ACcm）在快速加熱條件下均向高溫移動。因此，在連續(xù)加熱時尤其是加熱速度很大時，難以用Fe-Fe3C狀態(tài)圖來判斷鋼加熱時的組織狀態(tài)?？焖偌訜釙r的非平衡Fe-C狀態(tài)圖第三十六頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二（2）奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大，加熱速度越快，轉(zhuǎn)變開始和終了的溫度就越高，轉(zhuǎn)變所需的時間就越短，即奧氏體的形成速度就越快。同時還看到，連續(xù)加熱時珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的各個階段都不是在恒定溫度下進行的，而是在一個相當大的溫度范圍內(nèi)進行的，加熱速度越快，奧氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍就越大。共析碳鋼連續(xù)加熱時的奧氏體形成圖第三十七頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二（4）奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大。連續(xù)加熱時，隨加熱速度增大，奧氏體形成溫度升高，與鐵素體相平衡的奧氏體碳濃度Cγ/α減小，而與滲碳體相平衡的奧氏體碳濃度Cγ/cem則增大。在快速加熱條件下，因為碳化物來不及充分溶解，碳及合金元素來不及充分擴散，造成奧氏體中碳及合金元素的濃度很不均勻。

（5）奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細化。超快速加熱時相變過熱度很大，除鐵素體和碳化物的相界面以外，奧氏體也可在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形核。所以，超快速加熱時奧氏體的形核率急劇增大，并且加熱時間極短，奧氏體晶粒來不及長大，經(jīng)適時淬火后可獲得超細化的原始奧氏體晶粒，并獲得超細化的淬火馬氏體組織。第三十八頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二綜上所述，在連續(xù)加熱時，隨加熱速度增大，奧氏體的形成溫度升高，使奧氏體的起始晶粒細化；剩余碳化物數(shù)量增多，使奧氏體基體的平均碳含量降低。這兩個因素都可以使淬火馬氏體獲得韌化和強化。近年發(fā)展起來的快速加熱、超快速加熱和脈沖加熱淬火等強韌化處理新工藝均是建立在這個理論基礎(chǔ)上的。第三十九頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二4.奧氏體晶粒長大及其控制奧氏體晶粒度奧氏體晶粒長大原理影響奧氏體晶粒長大的因素第四十頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二4.1奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒度級別N與奧氏體晶粒大小的關(guān)系為

n=2N-1n為放大100倍的視野中每平方英寸（6.45cm2）所含的平均奧氏體晶粒數(shù)目。奧氏體晶粒直徑或單位面積中奧氏體晶粒數(shù)目來表示奧氏體晶粒大小。奧氏體晶粒愈細小，n就愈大，N也就愈大。奧氏體晶粒度級別N通常分為8級標準評定，l級最粗，8級最細，超過8級以上者稱為超細晶粒。第四十一頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二奧氏體晶粒度有三種：①起始晶粒度：在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。②實際晶粒度：在某一加熱條件下所得到的實際奧氏體晶粒大小。③本質(zhì)晶粒度：根據(jù)標準試驗方法，在930±10℃保溫足夠時間（3～8小時）后測得的奧氏體晶粒大小。此時，奧氏體晶粒度在5～8級者稱為本質(zhì)細晶粒鋼，而奧氏體晶粒度在1～4級者稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。

第四十二頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響本質(zhì)晶粒度只是表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長大的傾向性，與實際晶粒度不盡相同。例如，對于本質(zhì)細晶粒鋼，當加熱溫度超過950～1000℃時也可能得到十分粗大的實際晶粒。而對于本質(zhì)粗晶粒鋼，當加熱溫度略高于臨界點時也可能得到比較細小的奧氏體晶粒。第四十三頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二單位面積內(nèi)的奧氏體晶粒數(shù)目n與I和G之間的關(guān)系可用下式表示式中，K為系數(shù)?？梢?，I／G值愈大，n就愈大，即奧氏體晶粒就愈細小。這說明增大形核率I或降低長大速度G是獲得細小奧氏體晶粒的重要途徑。第四十四頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二4.2奧氏體晶粒長大原理

為了減少總的晶界面積，在一定溫度條件下奧氏體晶粒會發(fā)生相互吞并而使晶粒長大的現(xiàn)象。所以，奧氏體晶粒長大在一定條件下是一個自發(fā)過程。奧氏體晶粒是晶粒長大動力和晶界推移阻力相互作用的結(jié)果。（1）晶粒長大動力奧氏體晶粒的長大動力是奧氏體晶粒大小的不均勻性。二維金屬中晶粒的穩(wěn)定形狀在一定溫度條件下，由于界面張力平衡作用，鄰接晶粒數(shù)小于6的晶粒的晶界將彎曲成正曲率弧，為了減少晶界面積以降低界面能，晶界有由曲線（曲面）變成直線（平面）的自發(fā)趨勢，因此，將導(dǎo)致該晶粒縮小，直至消失.鄰接晶粒數(shù)大于6的晶粒的晶界也因界面張力平衡而彎曲成負曲率弧，同樣為了減少界面面積，降低界面能，該晶粒將長大，從而吞并小晶粒。第四十五頁，共五十一頁，編輯于2023年，星期二聚集再結(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。所以，奧氏體晶粒長大就是這種無數(shù)個小晶粒被吞