第二章奧氏體的形成3.1、奧氏體及其形成3.2、奧氏體形成機(jī)理3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制3.5、非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變1、熱處理的條件（1）有固態(tài)相變發(fā)生的金屬或合金（2）加熱時(shí)溶解度有顯著變化的合金例（1）純金屬：有無(wú)同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。Al、Cu等金屬不能熱處理強(qiáng)化只能形變強(qiáng)化。（2）合金：根據(jù)合金相圖判斷，有無(wú)固體相變或溶解度變化。注：不包括低溫的去應(yīng)力退火等熱處理的條件是不是所有的金屬材料都可以進(jìn)行熱處理呢？只有固態(tài)相變發(fā)生的合金才能進(jìn)行熱處理。AB+LⅠⅡ鋼中固態(tài)相變種類最多，其熱處理工藝種類也最多，性能變化最為豐富，應(yīng)用也最為廣泛。其他金屬材料的熱處理均是在鋼的熱處理基礎(chǔ)上發(fā)展而來(lái)EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ0.02180.772.114.3CA+LLFe3C

+L奧氏體的形成——指鋼在加熱過(guò)程中，由加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的過(guò)程。例如：珠光體加熱形成奧氏體

相轉(zhuǎn)變：F+Fe3CA

碳含量：0.02%6.69%0.77%

點(diǎn)陣結(jié)構(gòu):bcc復(fù)雜斜方fcc

在普通碳鋼中，奧氏體存在于共析溫度（727℃）以上，最大含碳量為2.11%（1148℃）。在合金鋼中，合金元素的加入可以擴(kuò)大或縮小奧氏體存在的區(qū)域。擴(kuò)大奧氏體區(qū)的元素有Ni、Mn；縮小奧氏體區(qū)的元素有Cr、V、Mo、W、Ti、Al、Si等。

a）鉻的影響b）錳的影響一、奧氏體的組織和結(jié)構(gòu)

1.奧氏體組織

多邊形的等軸晶粒（晶界不規(guī)則晶界平直化），孿晶，針狀。

2.結(jié)構(gòu)碳在γ-Fe中的間隙固溶體3.1、奧氏體及其形成C在γ-Fe最大溶解度為2.11wt%，遠(yuǎn)小于理論值20wt%。（八面體間隙半徑5.2×10-2nm，C原子半徑7.7×10-2nm)C的溶入使晶格發(fā)生點(diǎn)陣畸變，使晶格常數(shù)增大。C在奧氏體中分布不均，有濃度起伏。二、奧氏體性能高溫相，加入一定的合金元素可在室溫存在高塑性、低屈服強(qiáng)度利用奧氏體量改善材料塑性順磁性能測(cè)殘余奧氏體和相變點(diǎn)線膨脹系數(shù)大應(yīng)用于儀表元件導(dǎo)熱性能差耐熱鋼比容最小，轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生體積膨脹，引起殘余內(nèi)應(yīng)力利用殘余奧氏體量減少材料淬火變形3.1、奧氏體及其形成三、奧氏體的形成與鐵碳相圖3.1、奧氏體及其形成平衡加熱狀態(tài)實(shí)際加熱狀態(tài)（非平衡態(tài)）A形成的條件——過(guò)熱EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ0.02180.772.114.3CA+LLFe3C

+L1.平衡加熱狀態(tài)

亞共析鋼的奧氏體化?室溫下組織為?A1以上，?A3以上，AFT℃CFeA1A3AcmF+P。F+AA過(guò)共析鋼的奧氏體化?室溫下組織為?A1以上，?Acm以上，?在A1?Acm之間的奧氏體化，稱為不完全奧氏體化，

熱處理工藝中常用。AFT℃CFe1.平衡加熱狀態(tài)

A1A3AcmP+Fe3CFe3C+AA2.實(shí)際加熱狀態(tài)（非平衡態(tài)）實(shí)際加熱或冷卻都是在較快的速度下進(jìn)行（非平衡過(guò)程），實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度與相圖中的臨界溫度存在一定的偏離，會(huì)出現(xiàn)滯后。也即G=GA-Gp

＜0才發(fā)生轉(zhuǎn)變。加熱時(shí)：實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度移向高溫，以Ac表示Ac1、Ac3、Accm

冷卻時(shí)：實(shí)際轉(zhuǎn)變溫度移向低溫，用Ar表示Ar1、Ar3、Arcm轉(zhuǎn)變溫度Ac1Ac3AccmA3AcmArcmAr3Ar1A1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→鋼在加熱和冷卻時(shí)臨界溫度的意義Ac1——加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度；Ar1——冷卻時(shí)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的開始溫度；Ac3——加熱時(shí)先共析鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了溫度；Ar3——冷卻時(shí)奧氏體開始析出先共析鐵素體的溫度；Accm——加熱時(shí)二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度Arcm——冷卻時(shí)奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度。

GT℃A1=727℃GPGA△

GV△T3.

A形成的條件

過(guò)熱（T>A1）過(guò)熱度△T↗，Ac1↗，驅(qū)動(dòng)力↗，轉(zhuǎn)變速度↗。Ac1加熱工序的目的：得到奧氏體P(F+Fe3C)→A結(jié)構(gòu)體心復(fù)雜面心含碳量0.770.02186.690.77奧氏體的形成過(guò)程(以共析鋼為例)可見:珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變,是由成分相差懸殊、晶格截然不同的兩相混合物轉(zhuǎn)變成單相固溶體的過(guò)程。因此在奧氏體的形成過(guò)程必定發(fā)生晶格重構(gòu)和鐵、碳原子的擴(kuò)散。3.2、奧氏體形成機(jī)理1.奧氏體的形核球狀珠光體中：優(yōu)先在F/Fe3C界面形核片狀珠光體中：優(yōu)先在珠光體團(tuán)的界面形核也在F/Fe3C片層界面形核Fe3CF珠光體團(tuán)界FFe3CA球狀P形核片狀P形核一、由珠光體類組織（平衡組織）向A轉(zhuǎn)變）奧氏體在F/Fe3C界面形核原因：

(1)易獲得形成A所需濃度起伏，結(jié)構(gòu)起伏和能量起伏.(2)在相界面形核阻力小（界面能和應(yīng)變能的增加減少）?！鱃=-△Gv+△Gs+△Ge

-△Gd

△Gv—體積自由能差，△Gs—表面能，△Ge

—彈性應(yīng)變能相界面△Gs

、△Ge

較小，更易滿足熱力學(xué)條件△G<0.奧氏體在片狀珠光體相界面形核（a）SEM；（b）TEM1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大3.2、奧氏體形成機(jī)理A的長(zhǎng)大是通過(guò)A兩側(cè)界面向F和Fe3C推移來(lái)進(jìn)行的。長(zhǎng)大包括了下列過(guò)程：滲碳體的溶解，

α→γ的晶格改組，C原子在A中的擴(kuò)散。

A長(zhǎng)大方向分為垂直于片層和平行于片層。

4s6s8s15sT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CAFe3CFT1CA/Fe3CAAT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A垂直于片層方向長(zhǎng)大長(zhǎng)大受控于C在A中擴(kuò)散，C在F中擴(kuò)散起促進(jìn)作用。相界面上兩相濃度符合平衡濃度Fe3CFA奧氏體長(zhǎng)大方向平行于片層方向長(zhǎng)大A平行于片層長(zhǎng)大速度>垂直于片層長(zhǎng)大速度1245鋼在735℃加熱10min的組織15000×奧氏體晶核在片狀珠光體內(nèi)長(zhǎng)大（a）SEM；（b）TEM1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大片狀珠光體

奧氏體向垂直于片層和平行于片層方向長(zhǎng)大.球狀珠光體

奧氏體的長(zhǎng)大首先包圍滲碳體,把滲碳體和鐵素體隔開,然后通過(guò)A/F界面向鐵素體一側(cè)推移,A/Fe3C界面向Fe3C一側(cè)推移,使F和Fe3C逐漸消失來(lái)實(shí)現(xiàn)長(zhǎng)大的.3.2、奧氏體形成機(jī)理小結(jié)：奧氏體的長(zhǎng)大受控于C在奧氏體中的擴(kuò)散C在F中擴(kuò)散起促進(jìn)作用。原始組織5S8S15S球狀P向A的轉(zhuǎn)變3.殘余碳化物的溶解

殘余碳化物:

當(dāng)F完全轉(zhuǎn)變?yōu)锳時(shí)，仍有部分Fe3C沒(méi)有轉(zhuǎn)變?yōu)锳，稱為殘余碳化物?！逜/F界面向F推移速度>A/Fe3C界面向Fe3C推移速度

殘余碳化物溶解:

由Fe3C中的C原子向A中擴(kuò)散和鐵原子向貧碳Fe3C擴(kuò)散,Fe3C向A晶體點(diǎn)陣改組實(shí)現(xiàn)的.1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大3.2、奧氏體形成機(jī)理AFe3CFT1CA/Fe3CAFT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A3.殘余碳化物的溶解

1.奧氏體的形核2.奧氏體的長(zhǎng)大3.2、奧氏體形成機(jī)理4.奧氏體的均勻化奧氏體的不均勻性：即使Fe3C完全溶解轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，碳在奧氏體中的分布仍然不均勻，表現(xiàn)為原Fe3C區(qū)域碳濃度高，原F區(qū)碳濃度低。奧氏體的均勻化：隨著繼續(xù)加熱或繼續(xù)保溫，以便于碳原子不斷擴(kuò)散，最終使奧氏體中碳濃度均勻一致。奧氏體的形成（以共析鋼為例）奧氏體形核奧氏體長(zhǎng)大殘余Fe3C溶解奧氏體均勻化圖8共析鋼奧氏體的形核（2000х）(a)20s;(b)25s;(c)26s;(d)30s共析鋼奧氏體化過(guò)程奧氏體形成的視頻錄像奧氏體的形成.flv3.2、奧氏體形成機(jī)理一、由珠光體類(平衡組織)向奧氏體轉(zhuǎn)變二、由馬氏體類(非平衡組織)向奧氏體轉(zhuǎn)變1．針狀?yuàn)W氏體的形成

中低碳合金鋼以板條狀馬氏體為原始組織在Ac1～Ac3之間低溫區(qū)域進(jìn)行慢速或極慢速加熱的初期，在馬氏體板條間可形成針狀?yuàn)W氏體。2．顆粒狀?yuàn)W氏體的形成中等的加熱速度將非平衡組織加熱到Ac1～Ac3之間或直接加熱到Ac3以上時(shí)，將在原奧氏體晶界，馬氏體束界，塊界，甚至在板條界通過(guò)擴(kuò)散型相變形成顆粒狀?yuàn)W氏體。0.12C-3.5Ni-0.35Mo鋼720℃保溫10s后形成的兩種A在同一板條束內(nèi)形成的奧氏體具有完全相同的取向關(guān)系，由馬氏體類(非平衡組織)向奧氏體轉(zhuǎn)變易出現(xiàn)組織遺傳，轉(zhuǎn)變后的A與原始A相同，若原始A晶粒粗大，這種遺傳有害。奧氏體加熱轉(zhuǎn)變?nèi)毕荩?過(guò)熱的定義：鋼在熱處理時(shí)，由于加熱不當(dāng)而引起奧氏體實(shí)際晶粒粗大，以致在隨后淬火或正火時(shí)得到十分粗大的組織，從而使鋼的力學(xué)性能顯著惡化的現(xiàn)象稱為過(guò)熱。

消除過(guò)熱的主要方法：重新加熱到正常的加熱溫度，以獲得新的細(xì)小的奧氏體晶粒，然后冷卻。2.過(guò)燒：金屬或合金在熱處理加熱時(shí)，由于加熱溫度過(guò)高，出現(xiàn)了晶界氧化和晶界開始部分熔化的現(xiàn)象，稱之為過(guò)燒。過(guò)程描述：當(dāng)鋼加熱到比過(guò)熱更高的溫度，時(shí)間又長(zhǎng)時(shí)，不僅使鋼的晶粒長(zhǎng)大，而且晶粒之間邊界開始熔化，氧進(jìn)入晶粒間隙，使金屬發(fā)生氧化并促其熔化，導(dǎo)致晶粒間結(jié)合力的破壞而使鋼失去本身的強(qiáng)度和塑性。處置辦法：

過(guò)燒的鋼無(wú)法挽救，只有報(bào)廢重新冶煉。預(yù)防辦法：避免加熱溫度過(guò)高；避免在高溫段長(zhǎng)時(shí)間保溫。3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)——奧氏體轉(zhuǎn)變量與溫度，時(shí)間的關(guān)系奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖試驗(yàn)方法：1）制備出一批共析碳鋼金相小試樣；2）將這些小試樣迅速加熱到Ac1以上的不同溫度，并在每一個(gè)溫度下保持一系列不同的時(shí)間；3）將試樣在鹽水中急冷到室溫；4）將試樣經(jīng)過(guò)磨制、拋光、腐蝕后，在室溫下用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相觀察，測(cè)出試樣中馬氏體的數(shù)量；5）將實(shí)驗(yàn)所得到的一系列數(shù)據(jù)進(jìn)行歸納整理，就可以作出各個(gè)溫度下不同保溫時(shí)間的奧氏體形成量與時(shí)間的關(guān)系曲線，也就是奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線。

由圖可見：（1）A轉(zhuǎn)變有孕育期,（2）A轉(zhuǎn)變速度先增后減，轉(zhuǎn)變量50％時(shí)最大（3）T↗，孕育期↘，轉(zhuǎn)變速度↗（4）此曲線僅表示P→A轉(zhuǎn)變剛結(jié)束。730℃750℃790℃

奧氏體量（％）時(shí)間(S)100500共析鋼的奧氏體等溫轉(zhuǎn)變量與時(shí)間的關(guān)系1、共析碳鋼奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)曲線一.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)

2、等溫轉(zhuǎn)變圖(TTA)—TimeTemperatureAustenitization800750700溫度/℃

t/s730750790T/℃

奧氏體量（％）100500——奧氏體轉(zhuǎn)變開始線——奧氏體轉(zhuǎn)變完成線PP+AA?共析碳鋼TTA圖的說(shuō)明不均勻A均勻AP+AA+Fe3CPT(s)T/℃可見：殘余A的溶解，特別是成分均勻化所需時(shí)間最長(zhǎng)。Ac10101102103104奧氏體向珠光體的總的推移速度為向鐵素體和滲碳體的推移速度之和，但兩個(gè)方向的推移速度相差很大，向鐵素體的推移速度遠(yuǎn)大于向滲碳體的推移速度。奧氏體等溫形成時(shí)，總是鐵素體先消失，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束后，還有相當(dāng)數(shù)量剩余滲碳體未完全溶解，還需要經(jīng)過(guò)剩余滲碳體溶解和奧氏體均勻化才能獲得成分均勻的奧氏體。

A轉(zhuǎn)變開始線A轉(zhuǎn)變終止線殘余Fe3C溶解終止線A均勻化終止線過(guò)共析碳鋼奧氏體等溫形成圖(TTA)過(guò)共析鋼的原始組織是珠光體+滲碳體。過(guò)共析鋼加熱到兩相區(qū)，珠光體剛剛轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，鋼中仍有大量的滲碳體未溶解。只有當(dāng)溫度超過(guò)Accm，滲碳體才能完全溶解，奧氏體成分均勻化也需要較長(zhǎng)時(shí)間。EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ0.02180.772.114.3CA+LLFe3C

+L一次滲碳體（從液體相中析出），其呈白色條帶狀。二次滲碳體（從奧氏體中先于共析反應(yīng)析出），沿晶界網(wǎng)狀分布三次滲碳體（從鐵素體中析出），量少、極分散，看不到。共晶滲碳體（從液體相中析出），粗大樹枝狀,量多。共析滲碳體（從奧氏體中析出），比較細(xì)小的片狀，量少。亞共析碳鋼（0.45%C）奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)圖亞共析鋼的原始組織為先共析鐵素體+珠光體。當(dāng)加熱到Ac1以上兩相區(qū)時(shí)，原始組織中的P首先轉(zhuǎn)變?yōu)锳，之后F先轉(zhuǎn)變A，因此速度慢。當(dāng)C含量較高，F(xiàn)全部轉(zhuǎn)變完后還有Fe3C，多了條F先溶解終了線；當(dāng)C含量較低，若溫度較低，保溫時(shí)間較短，F(xiàn)e3C先消失，剩余先析F

若溫度高于4線以上，F(xiàn)全部轉(zhuǎn)變后還有Fe3C二.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)分析

1、形核率

3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)σ－新舊相間的比界面能△GV－體積自由能差

ES－體積應(yīng)變能，=0△G*-臨界形核功,Q-擴(kuò)散激活能,T↗，I↗，其原因：T↗，形核所需濃度起伏↘（系數(shù)C與形核所需的碳含量有關(guān)）T↗，△G*↘,exp（－△G*/KT）↗T↗，exp（－Q/KT）↗，即能克服能壘進(jìn)行擴(kuò)散的原子數(shù)↗非均勻形核率——

受溫度影響與均勻形核一致，T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT2均勻形核還受形核位置數(shù)（缺陷數(shù)）影響二.奧氏體等溫形成動(dòng)力學(xué)分析

2、A長(zhǎng)大線速度假設(shè)：①忽略F和Fe3C中的濃度梯度②相界面處維持局部平衡③C在A中擴(kuò)散達(dá)準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)導(dǎo)出，相界面推移速度為：3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)1)T↗，G↗FFe3CAT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CD—C在A中擴(kuò)散系數(shù)，

dC/dx—A中濃度梯度△CB—兩相在界面上的濃度差討論：2)GA→FGA→Fe3C>T2GA→FGA→Fe3CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C公式應(yīng)用：估算某一溫度下A向F（或Fe3C）的移動(dòng)速度。當(dāng)A形成溫度為780℃時(shí)∴F先消失，剩余碳化物T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C？若溫度升高，會(huì)發(fā)生什么變化？實(shí)驗(yàn)測(cè)得共析鋼薄試樣于780℃鹽浴爐中加熱奧氏體化時(shí)，在鐵素體消失的瞬間，奧氏體基體碳含量為0.61%,如果采用900℃鹽浴爐奧氏體化，奧氏體基體碳含量下降到0.46%,試分析該現(xiàn)象產(chǎn)生的原因。轉(zhuǎn)變溫度越高，

殘余碳化物量↗越大T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C奧氏體形成溫度/℃735760780850900基體碳含量（a相消失時(shí)）/％0.770.690.610.510.46表2奧氏體形成溫度對(duì)基體碳含量的影響☆綜上所述，和過(guò)冷情況下的結(jié)晶過(guò)程不同，A形成時(shí)，

T↗（或過(guò)熱度△T↗），始終有利于A的形成。∴T↗，A形成速度↗三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素1、溫度的影響3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)T↗，I↗，G↗，且I↗>G↗奧氏體起始晶粒度越小。各種因素中，T的影響作用最強(qiáng)烈2、原始組織的影響片狀P轉(zhuǎn)變速度>球狀P薄片較厚片轉(zhuǎn)變快三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素圖19粒狀和片狀珠光體對(duì)奧氏體形成速度的影響（鋼的含碳量為0.9％）3、碳含量的影響C％↗，A形成速度↗，三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素圖18鋼中碳含量對(duì)奧氏體等溫轉(zhuǎn)變50%（體積分?jǐn)?shù)）時(shí)間的影響碳化物含量高，F(xiàn)/C界面↗，形核位置↗，形核率↗碳化物數(shù)量多，碳原子擴(kuò)散距離↘，擴(kuò)散系數(shù)↗三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素4、合金元素的影響（1）對(duì)A形成速度的影響改變臨界點(diǎn)位置——Ni、Mn、Cu等合金元素降低A1點(diǎn)，增大奧氏體的形成速度，而Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等合金元素升高A1點(diǎn)，就相對(duì)減慢奧氏體的形成速度。影響碳在A中的擴(kuò)散系數(shù)——Cr、Mo、W、V等強(qiáng)碳化物形成元素，降低碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，而使轉(zhuǎn)變速度減慢。非碳化物形成元素Co、Ni增大碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，而增大轉(zhuǎn)變速度。Si、Al對(duì)擴(kuò)散系數(shù)的影響較小，對(duì)奧氏體形成速度沒(méi)有太大的影響。

合金碳化物在A中溶解難易程度的牽制——W、Mo等強(qiáng)碳化物形成元素形成的特殊碳化物不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。對(duì)原始組織的影響——合金元素Ni、Mn等使珠光體細(xì)化，有利于奧氏體的形成。（2）對(duì)A均勻化的影響

合金鋼需要更長(zhǎng)均勻化時(shí)間三.影響奧氏體轉(zhuǎn)變速度的因素4、合金元素的影響（1）對(duì)A形成速度的影響應(yīng)用：合金鋼一般需要更長(zhǎng)的保溫時(shí)間圖20鋼中含Cr量對(duì)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的影響（含碳量約為1％）四.連續(xù)加熱時(shí)A形成動(dòng)力學(xué)3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)奧氏體形成時(shí)體系溫度不斷升高：相同：形核、長(zhǎng)大、碳化物溶解、均勻化過(guò)程不同：相變臨界點(diǎn)、轉(zhuǎn)變溫度、組織結(jié)構(gòu)等。四.連續(xù)加熱時(shí)A形成動(dòng)力學(xué)3.3、奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特點(diǎn)：（1）轉(zhuǎn)變?cè)谝粋€(gè)溫度范圍內(nèi)完成，（2）加熱速度↗，臨界點(diǎn)↗，（3）形成速度隨加熱速度↗而↗，（4）A起始晶粒度隨加熱速度速度↗而細(xì)化，（5）A成分不均勻性隨加熱速度↗而↗。（1）轉(zhuǎn)變?cè)谝粋€(gè)溫度范圍內(nèi)完成加熱速度越快，轉(zhuǎn)變范圍向高溫推移、擴(kuò)大，奧氏體形成的溫度范圍越寬。（2）加熱速度↗，臨界點(diǎn)↗快速加熱時(shí)，Ac1、Ac3、Accm等向高溫移動(dòng)，加熱速度越快，轉(zhuǎn)變點(diǎn)越高。（3）形成速度隨加熱速度↗而↗加熱速度越快，轉(zhuǎn)變開始和終了溫度越高，轉(zhuǎn)變所需時(shí)間越短。（4）A起始晶粒度隨加熱速度速度↗而細(xì)化快速加熱時(shí)，相變過(guò)熱度增大，A形核率急劇增大，且加熱時(shí)間短，A晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大。圖

加熱速度和溫度對(duì)0.4%C鋼奧氏體中高碳區(qū)最高碳含量的影響

（5）A成分不均勻性隨加熱速度↗而↗快速加熱時(shí)，轉(zhuǎn)變溫度推向高溫，奧氏體兩側(cè)的碳含量CA/Fe3C、CA/F之差大，且時(shí)間短碳化物來(lái)不及充分溶解，C和合金元素來(lái)不及擴(kuò)散。T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT21.奧氏體晶粒度3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制奧氏體晶粒度：一般指奧氏體化后的奧氏體實(shí)際晶粒大小。表示方法：生產(chǎn)上常用顯微晶粒度級(jí)別數(shù)G來(lái)表示奧氏體晶粒度。在1倍下1mm2面積內(nèi)包含的的晶粒個(gè)數(shù)N與G有如下關(guān)系式：

G=2.9452+3.321lnN（或G=2N-1）N越大，G就越大，奧氏體晶粒越細(xì)小。應(yīng)用:晶粒細(xì)化處理、脆韌轉(zhuǎn)變溫度等奧氏體化的目的是獲得成分均勻和一定晶粒大小的奧氏體組織。起始晶粒度——起始晶粒度是奧氏體剛剛形成（即其晶粒邊界剛剛接觸）時(shí)的晶粒大小。

n=1.01（J/υ）1/2

其中n——1mm2面積內(nèi)的晶粒數(shù)

實(shí)際晶粒度——鋼在某一具體的加熱條件下實(shí)際獲得的奧氏體晶粒的大小。

本質(zhì)晶粒度——表示鋼在一定條件下奧氏體晶粒長(zhǎng)大的傾向性。通常采用標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)的方法，即將鋼加熱到（930±10）℃，保溫3-8小時(shí)后，測(cè)定其奧氏體晶粒大小

概念?yuàn)W氏體晶粒的起始晶粒大小取決于形核率和長(zhǎng)大速度，且增大形核率或降低長(zhǎng)大速度是獲得細(xì)小奧氏體晶粒的重要途徑。5～8級(jí)的鋼為本質(zhì)細(xì)晶粒度的鋼1～4級(jí)的鋼為本質(zhì)粗晶粒度鋼本質(zhì)粗晶粒度：奧氏體隨溫度的升高迅速長(zhǎng)大的鋼。如經(jīng)錳硅脫氧的鋼、沸騰鋼等本質(zhì)細(xì)晶粒度：奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向小，加熱到較高溫度時(shí)才顯著長(zhǎng)大的鋼。如經(jīng)鋁脫氧的鋼、鎮(zhèn)靜鋼等關(guān)于本質(zhì)晶粒度概念的要點(diǎn)：（1）表征該鋼種在通常熱處理?xiàng)l件下A晶粒長(zhǎng)大的趨勢(shì),不代表真實(shí)、實(shí)際晶粒大小。（2）本質(zhì)粗晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并不一定粗大，本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并不一定細(xì)小，取決于具體的熱處理工藝有關(guān)。（3）本質(zhì)晶粒度主要與成分和冶煉條件有關(guān)。鋁脫氧的鋼一般為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼；含有Ti，V、Zr

、Nb等。（4）是確定熱處理工藝參數(shù)的重要依據(jù)。本質(zhì)細(xì)晶粒鋼加熱范圍較寬，可以在930度高溫下滲碳后直接淬火，不致引起奧氏體晶粒粗大。3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制

正常長(zhǎng)大——加熱轉(zhuǎn)變結(jié)束以后，隨著溫度的進(jìn)一步升高，或者是當(dāng)溫度一定的時(shí)候，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體晶粒都將不斷的長(zhǎng)大。

異常長(zhǎng)大——隨著加熱溫度的增加，晶粒長(zhǎng)大不明顯，當(dāng)溫度超過(guò)某一個(gè)定值以后，晶粒將隨著溫度的升高急劇長(zhǎng)大。奧氏體晶粒尺寸與加熱溫度的關(guān)系

2.奧氏體晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象3.奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力:——奧氏體晶粒的長(zhǎng)大是通過(guò)晶界的遷移而進(jìn)行的，晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力來(lái)自?shī)W氏體晶界遷移后體系總的自由能降低，即界面能的降低。驅(qū)動(dòng)力大小:F驅(qū)=2σ/R

方向：指向曲率中心σ-比界面能，R-晶界曲率半徑RP

球面晶界長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力示意圖abc120°120°為保持三晶界交會(huì)處的界面張力平衡，交會(huì)處的面角應(yīng)為120o，晶界將彎曲成曲率中心在小晶粒一側(cè)的曲面晶界。當(dāng)鄰近的晶粒數(shù)小于6的晶粒的晶界將彎曲成正曲率弧，使晶界的界面能增大，為減小界面能，晶界有變?yōu)橹本€的自發(fā)趨勢(shì)，使晶粒減小甚至消失；反之其鄰近的晶粒數(shù)大于6的晶粒的晶界將彎曲成負(fù)曲率弧，為了減少界面面積，降低界面能，曲弧總有變?yōu)橹本€的趨勢(shì)，使晶粒長(zhǎng)大。晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力實(shí)質(zhì)是晶界曲率造成的晶界兩側(cè)的化學(xué)位差。晶界凹側(cè)的化學(xué)位高于凸側(cè)，導(dǎo)致界面是向凹側(cè)晶粒推移。小晶粒不斷縮小，大晶粒不斷長(zhǎng)大，大晶粒吞食小晶粒。當(dāng)曲率半徑為無(wú)窮大或界面為平直界面時(shí)，界面遷移的驅(qū)動(dòng)力消失，晶界變得穩(wěn)定。

圖27大晶粒存在于小晶粒中時(shí)的幾何關(guān)系圖2-14大晶粒吃掉小晶粒示意圖(箭頭表示晶界遷移方向)3.奧氏體晶粒長(zhǎng)大機(jī)制3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制晶粒長(zhǎng)大阻力——第二相質(zhì)點(diǎn)的釘扎作用

F阻=3fσ/2r

r-粒子半徑,f–粒子數(shù),σ-比界面能第二相質(zhì)點(diǎn)越細(xì)小，分散，總阻力↗增加晶粒長(zhǎng)大阻力的兩種方法：增加第二相粒子的體積分?jǐn)?shù)細(xì)化第二相粒子。當(dāng)晶界移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力大于第二相粒子釘扎產(chǎn)生的阻力時(shí)，晶粒就會(huì)長(zhǎng)大；當(dāng)驅(qū)動(dòng)力等于阻力時(shí)，晶粒就停止長(zhǎng)大。當(dāng)?shù)诙囝w粒發(fā)生聚合長(zhǎng)大或溶解時(shí)，失去阻止晶粒長(zhǎng)大的平衡力，引起晶粒的異常長(zhǎng)大圖300.008N%-0.019%Ti鋼在1200℃保溫120min時(shí)形成的混晶組織

特點(diǎn):長(zhǎng)大到一定程度不在長(zhǎng)大，長(zhǎng)大過(guò)程出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。奧氏體晶粒的長(zhǎng)大.flv奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程：圖2-20奧氏體晶粒長(zhǎng)大過(guò)程①孕育期：溫度愈高，孕育期愈短。不均勻長(zhǎng)大期：粗細(xì)晶粒共存。均勻長(zhǎng)大期：細(xì)小晶粒被吞并后，緩慢長(zhǎng)大。(1)加熱溫度和保溫時(shí)間

4.奧氏體晶粒長(zhǎng)大影響因素3.4、奧氏體晶粒長(zhǎng)大及其控制表現(xiàn)為晶界的遷移，實(shí)質(zhì)上是原子在晶界附近的擴(kuò)散過(guò)程。晶粒長(zhǎng)大速度與晶界遷移速率及晶粒長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力成正比。圖

奧氏體晶粒大小與加熱溫度和保溫時(shí)間的關(guān)系

T↗,t↗,A晶粒度↗(2)加熱速度加熱速度快，奧氏體實(shí)際形成溫度高，形核率增高，由于時(shí)間短奧氏體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度快速加熱和短時(shí)間保溫可以獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。

加熱方法加熱速度

/℃/秒加熱溫度（淬火后鐵素體消失的溫度）/℃起始奧氏體晶粒的平均面積/μm2

爐內(nèi)加熱0.0382560282540883030感應(yīng)加熱20087028100090029

在一定的范圍內(nèi)，奧氏體晶粒大小隨鋼中碳含量增加而增大。超過(guò)這個(gè)限度時(shí)，碳含量進(jìn)一步增加，奧氏體晶粒反而會(huì)減小。(擴(kuò)散，析出的滲碳體影響)

圖32碳含量對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的影響

(3)碳含量碳在固溶于奧氏體的情況下，碳增大，碳和鐵的自擴(kuò)散系數(shù)均增大，將促進(jìn)晶界的遷移，使奧氏體晶粒長(zhǎng)大。共析碳鋼最容易長(zhǎng)大。當(dāng)碳以未溶二次滲碳體形式存在時(shí)，由于其阻礙晶界遷移，所以將阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。過(guò)共析碳鋼的加熱溫度一般選在Ac1----Accm

兩相區(qū)，為的就是保留一定的殘留滲碳體。

（4）脫氧劑及合金元素Ti、Zr、V、Nb、Ta、Al等元素，可以強(qiáng)烈的細(xì)化晶粒；W、Mo、Cr等元素，也有細(xì)化晶粒的作用，其影響程度屬于中等水平；Cu、Ni、Co、Si等元素，對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大影響很??；Mn、P、C、O等元素，有增大奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向。AlTiZrVWMoCrSiNiCu阻礙作用強(qiáng)阻礙作用弱（6）原始組織的影響原始組織越細(xì)，碳化物分散度越大，所得到的奧氏體起始晶粒就越小。但晶粒長(zhǎng)大傾向大，即過(guò)熱敏感性增大，不可采用過(guò)高的加熱溫度和長(zhǎng)時(shí)間保溫，宜采用快速加熱、短時(shí)保溫的工藝方法。

奧氏體晶粒直徑與加熱溫度的關(guān)系1----不含鋁的C-Mn鋼2----含Nb-N鋼（5）冶煉方法

用Al脫氧，可形成AlN

----本質(zhì)細(xì)晶粒鋼用Si、Mn脫氧----本質(zhì)粗晶粒鋼

（1）奧氏體晶粒大小控制增加第二相顆粒起彌散分布:

如鋼中加Al,形成AlN顆粒、碳化物(TiC、NbC等)細(xì)化組織提高加熱速度:

利用溫度和時(shí)間對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大影響來(lái)細(xì)化晶粒。如高頻感應(yīng)加熱、激光加熱、電子束加熱等?？刂茻峒庸すに嚭筒捎妙A(yù)備熱處理工藝:由于粒狀珠光體不易過(guò)熱，采用球化退火作為預(yù)備熱處理（2）粗大奧氏體晶粒的遺傳及其阻斷5.奧氏體大小控制及其應(yīng)用3.5非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變1．針狀?yuàn)W氏體的形成

中低碳合金鋼以板條狀馬氏體為原始組織在Ac1～Ac3之間低溫區(qū)域進(jìn)行慢速或極慢速加熱的初期，在馬氏體板條間可形成針狀?yuàn)W氏體，通過(guò)形核與長(zhǎng)大形成。同時(shí)，在原奧氏體晶界、板條束間及其他位置產(chǎn)生顆粒奧氏體。2．顆粒狀?yuàn)W氏體的形成

中等的加熱速度將非平衡組織加熱到Ac1～Ac3之間或直接加熱到Ac3以上時(shí)，將在原奧氏體晶界，馬氏體束界，塊界，甚至在板條界通過(guò)擴(kuò)散型相變形成顆粒狀?yuàn)W氏體。3.5非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變新形成的晶核與相界面的一側(cè)保持共格或半共格關(guān)系，而與另一側(cè)無(wú)共格關(guān)系，通過(guò)碳的擴(kuò)散向無(wú)共格關(guān)系的一側(cè)長(zhǎng)大，形成球冠狀晶粒。回火越充分，顆粒奧氏體形核率越低。3.5非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變

3.非平衡組織加熱轉(zhuǎn)變的影響因素與平衡組織的差異：非平衡組織本身可能殘留奧氏體α相的成分和狀態(tài)（元素含量與分布、缺陷、位錯(cuò)等）碳化物種類、形態(tài)、大小、數(shù)量及分布。非平衡組織轉(zhuǎn)變特點(diǎn)：化學(xué)成分

化學(xué)成分不同，影響非平衡組織加熱過(guò)程所發(fā)生的轉(zhuǎn)變。例：碳鋼，M組織加熱易分解，α基體易再結(jié)晶，加入合金元素后分解和再結(jié)晶過(guò)程變慢。碳含量不同M形態(tài)不同（板、片）A轉(zhuǎn)變過(guò)程不同3.5非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變奧氏體化溫度和奧氏體化后的停留溫度

A化溫度和后停留溫度A晶粒、元素分布、偏聚、碳氮化物M組織影響非平衡組織轉(zhuǎn)變過(guò)程加熱速度慢速加熱：碳鋼，發(fā)生再結(jié)晶，獲得顆粒狀碳化物組織。合金鋼，未發(fā)生再結(jié)晶，出現(xiàn)組織遺傳。中速加熱：在原A晶界和板條M束界等形成細(xì)小顆粒狀A(yù)。快速加熱：淬火態(tài)中碳鋼的原A晶粒完全恢復(fù)。原始組織原始非平衡組織包括M、B和回火M等，它們以相同的加熱速度加熱時(shí)，加熱過(guò)程中轉(zhuǎn)變程度不同，A轉(zhuǎn)變開始時(shí)的組織狀態(tài)不同，形成的A組織有較大差異。4.粗大奧氏體晶粒的遺傳及其阻斷遺傳——在一種相變或組織轉(zhuǎn)變中，轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀及顯微特性，這種現(xiàn)象稱為遺傳，包括組織遺傳和相遺傳。組織遺傳——過(guò)熱的鋼，再次正常加熱后，A仍保留原來(lái)粗大晶粒，甚至原來(lái)取向和晶界的現(xiàn)象。相遺傳——母相中的晶體缺陷和不均勻性被新相繼承。組織遺傳是有害的。相遺傳是有益的，因?yàn)榭墒箯?qiáng)度提高。3.5非平衡組織的奧氏體轉(zhuǎn)變影響鋼的組織遺傳的因素：（1）原始組織

平衡組織（P不發(fā)生）非平衡組織（B>M），但碳鋼不會(huì)出現(xiàn)（2）加熱速度對(duì)具有非平衡組織的合金鋼：慢速加熱或快速加熱，容易出現(xiàn)組織遺傳；中速加熱可能避免出現(xiàn)組織遺傳；奧氏體晶粒的反常細(xì)化——過(guò)熱粗大組織冷卻后得到的非平衡組織以快速或慢速加熱至Ac3以上的正常加熱溫度，有可能得到粗大的奧氏體晶粒，出現(xiàn)組織遺傳，但如果加熱到更高的溫度（Ac3+100~200℃），則奧氏體晶粒不僅不粗化，反而形成了細(xì)小的，晶體學(xué)位向不同的奧氏體晶粒，這種現(xiàn)象稱為奧氏體晶粒的反常細(xì)化。(相硬化自發(fā)再結(jié)晶)馬氏體的缺陷奧氏體強(qiáng)化再結(jié)晶+熱應(yīng)力+體積變化的組織應(yīng)力控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法：關(guān)鍵是破壞新舊相之間的取向關(guān)系

避免由不平衡相直接加熱形成奧氏體；避免以非擴(kuò)散方式形成奧氏體；多次加熱破壞原有的晶體取向。（1）對(duì)非平衡組織的過(guò)熱鋼，可以采用中速加熱，得到細(xì)小的奧氏體晶粒。（2）對(duì)非平衡組織的過(guò)熱鋼，在淬火前先進(jìn)行一次退火或高溫回火。（3）利用奧氏體的自發(fā)再結(jié)晶，快速加熱至臨界點(diǎn)以上100～200℃，然后淬火。（4）對(duì)低合金鋼，可采用多次正火使過(guò)熱得到校正。重點(diǎn)與難點(diǎn)