《鋼的加熱轉(zhuǎn)變》PPT課件.pptVIP

,引言 一、何謂熱處理？ 熱處理工藝一般由加熱、保溫和冷卻三個階段組成，其目的是為了改變金屬或合金的內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，使材料滿足使用性能的要求。,最終熱處理 預(yù)備熱處理,加熱,保溫,0,時間/min,溫度/,冷卻,二、熱處理的條件？,1、有固態(tài)相變發(fā)生的金屬或合金 2、加熱時溶解度有顯著變化的合金,純金屬：有無同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，如Al、Cu等金屬不能熱處理強(qiáng)化只能形變強(qiáng)化。 合金：根據(jù)合金相圖判斷，有無固體相變或溶解度變化。,Note：不包括低溫的去應(yīng)力退火等,例如,為什么鋼可以進(jìn)行熱處理？,1、固態(tài)相變 可以發(fā)生相變重結(jié)晶過程。 2、C（碳）溶解度發(fā)生顯著變化 可以固溶強(qiáng)化。,鋼的熱處理第一步？,奧氏體晶粒大小、形狀、空間取向、亞結(jié)構(gòu)，奧氏體化學(xué)成分以及均勻性,直接影響,轉(zhuǎn)變過程、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物、材料性能,如：奧氏體晶粒的長大直接影響材料的力學(xué)性能特別是沖擊韌性。,研究奧氏體相變十分重要！,除回火、少數(shù)去應(yīng)力退火，熱處理一般均需要加熱到臨界溫度點以上溫度使鋼部分或全部形成奧氏體，經(jīng)過適當(dāng)?shù)睦鋮s使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樗枰慕M織，從而獲得所需的性能。,鋼在加熱和冷卻時的轉(zhuǎn)變,第一部分 鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變,第二部分 鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變,第三部分 珠光體轉(zhuǎn)變,第四部分 馬氏體轉(zhuǎn)變,第五部分 貝氏體轉(zhuǎn)變,第一部分 鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變 -奧氏體（A）的形成,A的結(jié)構(gòu) A的性能 A的顯微組織 A的形成條件 A的形成機(jī)理 A的形成動力學(xué) A的晶粒長大及控制,一、奧氏體的結(jié)構(gòu),1）-Fe的面心立方晶格 2）碳溶解于-Fe面心立方晶格的八面體間隙（有效間隙半徑 0.053nm,碳原子半徑0.077nm）；,3）溶碳能力較大：在727時溶碳為wt% =0.77，1148時 wt% =2.11；,碳原子在-Fe中 可能的間隙位置,3）C原子在奧氏體中分布是不均勻的，存在濃度起伏； 4）合金元素原子（Mn、Si、Cr、Ni等）溶入奧氏體中取代Fe原子的位置，形成置換式固溶體，稱合金奧氏體。,（1）磁性： 奧氏體具有順磁性。可作為無磁鋼，如：奧氏體不銹鋼1Cr18Ni9Ti、OCr25Ni20等是無磁鋼。 鐵素體、馬氏體則具有鐵磁性。,（2）比容： 在鋼的各種組織中，奧氏體的比容最小?？衫眠@一點調(diào)整殘余奧氏體的量，以達(dá)到減少淬火工件體積變大的目的。,二、奧氏體的性能,（3）膨脹系數(shù)： 奧氏體的線膨脹系數(shù)比鐵素體和滲碳體的平均線膨脹系數(shù)高出約一倍。故奧氏體鋼也可被用來制作要求熱膨脹靈敏的儀表元件。,（4）導(dǎo)熱性： 除滲碳體外，奧氏體的導(dǎo)熱性最差。因此，為避免熱應(yīng)力引起的工件變形，奧氏體鋼不可采用過大的加熱速度加熱。,（5）力學(xué)性能：具有高的塑性、低的屈服強(qiáng)度。,容易進(jìn)行塑性變形把鋼件加工成形，也由于奧氏體的面心立方點陣是一種最密排的點陣結(jié)構(gòu)，致密度高，其中鐵原子的自擴(kuò)散激活能大，擴(kuò)散系數(shù)小，從而使其熱強(qiáng)性好。故奧氏體鋼可作為高溫用鋼。,奧氏體高強(qiáng)耐熱鋼金相組織 500X,奧氏體,合金碳化物,其組織形態(tài)與原始組織、加熱速度、加熱轉(zhuǎn)變的程度有關(guān)。主要有三種組織狀態(tài)：,三、奧氏體的顯微組織,一般的情況下奧氏體的組織是由多邊形的等軸晶粒所組成，在晶粒內(nèi)部有時可以看到相變孿晶。,奧氏體顯微組織 （晶內(nèi)有孿晶） 1000,四、奧氏體形成的條件,1.鐵碳平衡相圖中奧氏體 形成的形成溫度,它是在極緩慢小于0.125/min加熱條件下，達(dá)到A1（727）時，由珠光體（P）轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,鋼由加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體被稱為 鋼的加熱轉(zhuǎn)變或奧氏體化過程。,無論是退火、正火、淬火、滲碳等，都首先要把鋼件加熱到奧氏體狀態(tài)。,鐵-碳平衡相圖,2.實際加熱（冷卻）條件下的臨界溫度,在加熱（冷卻）速度大于0.125/min時，對臨界點A1，A3，Acm產(chǎn)生的影響：,加熱時的臨界溫度 用腳標(biāo)C表示： AC1、 AC3、ACcm； 冷卻時的臨界溫度 用腳標(biāo)r表示： Ar1、Ar3、Arcm。,Ac1-加熱時珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度； Ar1-冷卻時奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的開始溫度； Ac3-加熱時先共析鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了溫度； Ar3-冷卻時奧氏體開始析出先共析鐵素體的溫度； Accm-加熱時二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度； Arcm-冷卻時奧氏體開始析出二次滲碳體的溫度。,合金元素對Ac3和Ac1影響的經(jīng)驗公式,穩(wěn)定奧氏體的元素降低Ac3、Ac1，在公式中為負(fù)號。 穩(wěn)定鐵素體或碳化物的元素提高Ac3、Ac1，在公式中為正號。,珠光體被加熱到A1以上而轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體驅(qū)動力,珠光體與奧氏體的自由能均隨溫度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于某一溫度，該交點所對應(yīng)的溫度即A1（727）。右圖是珠光體、奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系。,奧氏體形成的熱力學(xué)條件是： 必須在A1溫度以上（即在一定的過熱條件下）奧氏體才能形成。,奧氏體形成時系統(tǒng)的總自由能變化,G= -Gv+ Gs+ Ge,驅(qū)動力：體積自由能差,阻力： 界面能+ 應(yīng)變能,五、奧氏體形成機(jī)理,-0.02%C + Fe3C-6.69% C,珠光體P,奧氏體A,+ Fe3C,-0.77% C,奧氏體核的形成 奧氏體核的長大 剩余滲C體的溶解 奧氏體成分的均勻化。,加熱過程中，珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的四個過程,形核條件：系統(tǒng)的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。 形核位置：（a）F/Fe3C界面處（優(yōu)先位置、通過擴(kuò)散機(jī)制）；,奧氏體形核,（b）珠光體團(tuán)交界處；,（c）先共析F/珠光體團(tuán)交界處。,優(yōu)先在F/Fe3C界面處形核的原因,界面上存在碳的濃度起伏、結(jié)構(gòu)起伏；易滿足形成奧氏體所需的碳濃度； 界面存在缺陷，能量高，提供能量起伏，此處原子排列紊亂，位錯、空位濃度高，易滿足奧氏體形成所需能量； 有Fe3C溶解后的補(bǔ)充碳原子。,有時在鐵素體內(nèi)部也能形核 需滿足：,溫度高，提供足夠的相變驅(qū)動力； 有嵌鑲塊，提供足夠的濃度條件和晶核尺寸。,奧氏體的形核有鐵原子和碳原子擴(kuò)散機(jī)制,（1）是通過Fe3C的溶解 （2）C原子在A中的擴(kuò)散 （3）A兩側(cè)的界面向F及Fe3C推移來進(jìn)行的,奧氏體的長大,奧氏體晶核形成后便開始長大，長大過程是受C在奧氏體中擴(kuò)散所控制。, A核的長大的通過以下三個途徑進(jìn)行：,原子擴(kuò)散包括：Fe原子自擴(kuò)散完成晶格改組、C原子擴(kuò)散使奧氏體晶核向相和Fe3C相兩側(cè)推移并長大。,根據(jù)Fe-Fe3C 相圖,在AC1以上某一溫度t1形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個新的相界面，一個是奧氏體與滲碳體相界面： / Fe3C，另一個是奧氏體與鐵素體相界面/ 。,奧氏體長大的機(jī)制解釋,界面處的平衡濃度為：,C/Fe3c C/ ， C/Fe3c C/,隨著C擴(kuò)散的進(jìn)行， C/ 濃度增高，而C/Fe3c的濃度降低，破壞了平衡，為了恢復(fù)平衡，F(xiàn)e3C勢必不斷地溶解，又有碳原子溶入奧氏體，使其含C量升高而恢復(fù)到C/Fe3c ；與此同時，發(fā)生奧氏體的C原子向F的擴(kuò)散，促進(jìn)這部分F轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，并使其自身的含C量降低而恢復(fù)到C/。這樣，C濃度失去平衡和恢復(fù)平衡的反復(fù)循環(huán)過程，就使奧氏體逐步地向Fe3C、F兩邊長大、推進(jìn)，直至F消失而全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。,圖2-5 共析鋼加熱時奧氏體碳濃度的分布,奧氏體核的長大過程中存在三個問題： （1）奧氏體核的長大過程中,鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變速度遠(yuǎn)大于滲碳體的轉(zhuǎn)變速度，因為： C/C /Fe3c, F與A的晶體結(jié)構(gòu)差異較??； Fe3C 與A的晶體結(jié)構(gòu)（Fe3C：復(fù)雜的正交晶格，A：面心立方） 差異較大；, 滲碳體的溶解,（2）鐵素體完全實現(xiàn)晶格點陣重建時，即認(rèn)為奧氏體剛剛基本形成，此時奧氏體的平均碳濃度低于共析成分C0。,奧氏體晶核向F和Fe3C兩側(cè)的推移速度是不同的。,780時,（3）奧氏體剛剛形成時，尚有一部分殘留Fe3C。 PA剛結(jié)束時，鋼中還殘留一些未溶解的碳化物（Fe3C）。此時A中的平均含碳量低于共析含碳量，這種現(xiàn)象是隨著A形成溫度的增高而加劇，當(dāng)P中的鐵素體F剛剛?cè)哭D(zhuǎn)變?yōu)锳時，實測A的平均含C量隨形成溫度的增加而降低。如共析鋼：,因此與Fe3C接壤的A中的C繼續(xù)向A內(nèi)部擴(kuò)散，未溶Fe3C繼續(xù)溶入A中，直到Fe3C 完全溶解為止。,奧氏體的均勻化 當(dāng)上述殘余Fe3C全部溶解時，A中的C濃度仍不均勻： （1）原來碳化物區(qū)域，含C量較高 （2）在原來F的中心地帶，含C量較低 這就是有時在淬火鋼的金相組織中，發(fā)現(xiàn)有類似P的痕跡原因。繼續(xù)延長保溫時間，通過C的擴(kuò)散，可使A的含C量逐漸趨于均勻。 共析鋼中奧氏體形成過程示意圖如下圖：,注解：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，但其完全奧氏體化的過程有所不同,過共析鋼則只有加熱到Accm以上時，才能獲得單一的奧氏體組織。,亞共析鋼加熱到Ac1以上時，還存在自由鐵素體，這部分鐵素體只有繼續(xù)加熱到Ac3以上時，才能全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；,相變的動力學(xué)研究的是：轉(zhuǎn)變溫度、轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變時間的 關(guān)系。 （一）奧氏體等溫形成動力學(xué) 等溫形成動力學(xué)TTA圖（Time-Temperature- Austenize ） 等溫形成動力學(xué)即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變時間的關(guān)系（即在一定溫度下的轉(zhuǎn)變速度）。 研究表明，奧氏體的形成速度決定于奧氏體的形核率和晶核的線長大速度，它受鋼的成分、原始組織狀態(tài)、等溫溫度等條件的影響。,六、 奧氏體形成動力學(xué)（即奧氏體的形成速度）,（1）共析碳鋼奧氏體等溫形成圖建立 試樣：厚2mm左右，直徑約為10mm的小圓片； 原始狀態(tài)：每個試樣均有相同的原始組織狀態(tài)； 溫度：在AC1以上設(shè)定不同的溫度，如730、745、765、 時間：在每個溫度下保持一系列時間，如1S、5S、10S、20S 冷卻：在鹽水中急冷到室溫； 觀察：在顯微鏡下測出試樣中馬氏體的數(shù)量（相當(dāng)于高溫下奧氏體的 數(shù)量）； 做圖：做出每個溫度下奧氏體形成量和保溫時間的關(guān)系曲線，即得到 了奧氏體等溫形成的動力學(xué)曲線。,1、奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線,為方便，通常把不同溫度下轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變相同數(shù)量所需時間，綜合在溫度和時間坐標(biāo)系內(nèi)，這樣就得到了奧氏體等溫形成圖。,共析碳鋼奧氏體等溫形成圖,存在孕育期（從保溫開始到轉(zhuǎn)變開始的這段時間稱為孕育期）。 在高于AC1溫度保溫時，奧氏體并不立即形成，而是需要經(jīng)過一定時間后，才開始形成。溫度越高，所需時間越短，通常稱為孕育期。孕育期的實質(zhì)是相變的準(zhǔn)備階段，是所有擴(kuò)散型相變的共同特點。 奧氏體形成速度不同 開始時速度較慢，以后逐漸加快；在轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時，轉(zhuǎn)變速度達(dá)到極大值，以后轉(zhuǎn)變速度又開始逐漸減慢。,（2）奧氏體等溫形成的特點,溫度越高，形成速度越快。 奧氏體剛形成時成分不均勻。,（a）過共析鋼（WC1.2%）奧氏體等溫形成圖,（b）亞共析鋼（WC0.45%） 奧氏體等溫形成圖,（3）過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形成圖,有人做過試驗，把奧氏體的形成溫度從740提高到800時，奧氏體的形核率N增加270倍，而長大速度G增加了80倍。因此，隨著溫度升高，奧氏體形成速度迅速增加。,2、奧氏體等溫形成動力學(xué)的分析,是由于隨著溫度升高奧氏體的形核率和長大速度均增加的緣故,為什么等溫轉(zhuǎn)變溫度升高奧氏體形成速度加快？,C-常數(shù)； Q-擴(kuò)散激活能； TA-奧氏體形成溫度； K-波爾茨曼常數(shù)；G*-臨界形核功，在固態(tài)相變時：,（1）奧氏體的形核率,均勻形核條件下，奧氏體形核率N和溫度之間的關(guān)系式,-常數(shù)；-奧氏體與舊相的界面能；Es-每個原子引起的應(yīng)變能，GV-奧氏體與舊相之間單位體積自由能之差；,1）形核率N迅速,升高轉(zhuǎn)變溫度使奧氏體形成速度迅速增加的原因,2）GV隨溫度升高而增大,3）隨溫度升高原子擴(kuò)散速度加快,有利于鐵素體向奧氏體點陣改組，也促進(jìn)滲碳體溶解，加速奧氏體的形核,使N進(jìn)一步增大,以指數(shù)關(guān)系迅速增加,4）減小了奧氏體形核所需要的碳的濃度起伏，促進(jìn)奧氏體的形核。,界面向中推移的速度表達(dá)式：,碳在鐵素體和奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)；, 鐵素體和奧氏體界面處碳在鐵素體和奧氏體中的濃度梯度；,奧氏體與鐵素體相界面間的碳濃度差 負(fù)號表示下坡擴(kuò)散。,（2）奧氏體晶體的長大速度G,由于碳在鐵素體中的濃度梯度很小，可近似看作是0。上式可以改寫為：,界面向滲碳體中推移的速度表達(dá)式：,滲碳體與奧氏體相界面間的碳濃度差,碳在奧氏體中的濃度梯度,1）溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)D=D0e-Q/RT增大，同時奧氏體的兩相界面之間碳濃度差C/Fe3c- C/增加，增大了碳在奧氏體中的濃度梯度，從而使奧氏體的長大速度加快；,2）溫度升高，在鐵素體中有利于奧氏體形核的部位增加，原子的擴(kuò)散距離相對縮短了，同樣有利于奧氏體的長大；,3）溫度升高，奧氏體與鐵素體相界面處的碳濃度差C/- C/以及滲碳體與奧氏體相界面處的碳濃度差CFe3c/- C/Fe3c均減小，因此也會加速奧氏體晶體長大。,綜上所述：奧氏體形成時，升高溫度（或增加過熱度）始終是有利于奧氏體形成的，所以加熱溫度越高，奧氏體形成的孕育期以及整個相變過程所需時間越短，即奧形成速度越快。換言之：隨溫度的升高（或過熱度的增大）奧氏體的形成是加速的。,（1）溫度 在各種影響因素中，溫度的作用最為強(qiáng)烈，因此控制奧氏體的形成溫度十分重要。 （2）碳含量 鋼中碳含量越高，奧氏體的形成速度越快。增加了奧氏體的形核部位，同時碳的擴(kuò)散距離相對減小。 （3）原始組織的影響 如果鋼的化學(xué)成分相同，原始組織中碳化物的分散度越大，相界面越多，形核率便越大；珠光體片間距離越小，奧氏體中碳濃度梯度越大，擴(kuò)散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子擴(kuò)散距離縮短，奧氏體晶體長大速度增加。,3、影響奧氏體形成速度的因素,通過對碳擴(kuò)散速度影響奧氏體的形成速度,（4）合金元素的影響,強(qiáng)碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奧氏體中擴(kuò)散系數(shù)，推遲珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體； 非碳化物形成元素Co、Ni等增大碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)，使奧氏體形成速度加快；Si、Al等對碳原子的擴(kuò)散系數(shù)影響不大，因此對奧氏體的形成無明顯的影響。,合金元素通過改變碳化物穩(wěn)定性影響奧氏體的形成速度,通常使碳化物穩(wěn)定提高的元素，將延緩?qiáng)W氏體的形成。鋼中加入W、Mo和其它強(qiáng)碳化物形成元素，由于在鋼中可以形成穩(wěn)定性極高的特殊類型的碳化物，加熱時不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。,原始組織中合金元素的影響,對臨界點的影響,Ni、Mn、Cu等降低A1溫度；Cr、Mo、 Ti、 Si、Al、W、 V等升高A1溫度。,原始組織中Ni、Mn等使珠光體細(xì)化，有利于奧氏體的形成。,（5）合金鋼中奧氏體均勻化,合金元素在原始組織各相中（F和Fe3C）分布是不均勻的，在退火狀態(tài)下，碳化物形成元素主要集中在碳化物中，而非碳化物形成元素則主要集中在鐵素體中，合金元素這種不均勻分布，一直到碳化物溶解完畢后，還顯著地保留在鋼中，致使合金鋼奧氏體形成后，除了碳的均勻化外，還要進(jìn)行合金元素的均勻化。,在其它條件相同的情況下，合金元素在奧氏體中的擴(kuò)散速度比碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度小10010000倍。此外，碳化物形成元素還會減小碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度，這將降低碳的均勻化速度，因此，合金鋼均勻化所需時間常常比碳鋼長得多。,但是 由于奧氏體的形成是在連續(xù)加熱條件下進(jìn)行的，所以在相變動力學(xué)及相變機(jī)理上常會出現(xiàn)若干等溫轉(zhuǎn)變所沒有的特點。,（二）連續(xù)加熱時奧氏體的形成,感應(yīng)加熱、火焰加熱,連續(xù)加熱時奧氏體形成的基本過程和等溫轉(zhuǎn)變相似，也是由奧氏體的形核、長大、殘留碳化物溶解和奧氏體成分均勻化四個階段組成。,形成晶核,長大,殘余Fe3C溶解,A成份均勻化,1、在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點隨加熱速度增大而升高,連續(xù)加熱時奧氏體的形成特點,2、相變是在一個溫度范圍內(nèi)完成的,奧氏體形成的開始溫度和終了溫度均隨加熱速度增大而升高。當(dāng)鋼的加熱速度大到某一范圍時，所有亞共析鋼的轉(zhuǎn)變溫度均相同，加熱速度約在105-106/S范圍內(nèi)時含碳在0.20.9%的鋼的轉(zhuǎn)變溫度均約在1130。,加熱速度越快奧氏體的溫度范圍越寬，但形成速度加快，奧氏體形成時間縮短。,3、可以獲得超細(xì)晶粒； 4、鋼中原始組織的不均勻使連續(xù)加熱時的奧氏體化溫 度升高； 5、快速連續(xù)加熱時形成的奧氏體成分不均勻性增大： C/， C/Fe3c 6、在超快速加熱條件下，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的點陣改組屬于無擴(kuò)散型相變。,改變奧氏體的形成溫度； 合金碳化物形成元素通過影響碳的擴(kuò)散系數(shù)而影響奧 氏體的長大； 合金碳化物穩(wěn)定而使得碳化物溶解時間和奧氏體成分 均勻化延長； 合金元素擴(kuò)散慢而影響奧氏體成分均勻化延長。,影響奧氏體形成速度的因素,七、 奧氏體晶粒長大及其控制,1、研究奧氏體晶粒的意義,鋼的P、B、M等組織都是由A組織轉(zhuǎn)變過來的，因此，A的晶粒大小必然影響到它們的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能。例如用高碳工具鋼制造的工具，如果在加熱過程中，A晶粒粗大了，則淬火后M也粗大，這種粗大M組織的刀具脆性大，使用時易崩刃，又如高速鋼制作的冷變形模具，采用低溫淬火（亞溫淬火），A晶粒變細(xì)，M含C量較低，韌性較高，使用壽命 提高。（見下表）,高速鋼模具的淬火溫度對使用壽命的影響,晶粒細(xì)化可以提高鋼的強(qiáng)度、韌性和使用壽命，所以研究A晶粒長大問題，具有重要的實際意義。,2、奧氏體晶粒度的概念,奧氏體的晶粒大小用晶粒度表示，通常分為8級評定，1級最粗，8級最細(xì)。若晶粒度在10以上則稱為“超細(xì)晶?！薄＞Я６燃墑e與晶粒大小的關(guān)系為：,鋼中晶粒度標(biāo)準(zhǔn)級別圖,三種奧氏體晶粒度概念,起始晶粒度、實際晶粒度、本質(zhì)晶粒度,起始晶粒度：,這種晶粒比較細(xì)小，它決定于鋼加熱轉(zhuǎn)變時奧氏體的形核率和長大速度。N愈大，起始晶粒度愈細(xì)小，V愈大，起始晶粒愈粗大,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。,實際晶粒度：,是指鋼在具體的熱處理或加熱條件下，實際獲得的A晶粒度。 它一般總比起始晶粒大，其大小直接影響鋼件的性能。,本質(zhì)晶粒度：,用于表征鋼的奧氏體晶粒長大的傾向。 晶粒長大傾向大的稱“本質(zhì)粗晶?！保ЯｉL大傾向小的稱“本質(zhì)細(xì)晶?！?根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)試驗方法（YB27-64）經(jīng)93010，保溫3-8h后測得的奧氏體晶粒的大小。,在該溫度后，本 質(zhì)細(xì)晶粒鋼的長大 傾向更大，晶粒更 粗，力學(xué)性能更差,奧氏體晶粒尺寸 與加熱溫度關(guān)系,3、晶粒長大現(xiàn)象,1）長大的總趨勢 晶粒：由細(xì)小大 晶粒大?。河刹痪鶆蛳鄬鶆?界面：由彎曲平直 界面積：由大小 界面能：高低 加熱轉(zhuǎn)變后，如果溫度進(jìn)一步升高，時間繼續(xù)延 長，則A晶粒將不斷長大。,溫度一定，時間延長，A晶粒也將長大。 正常長大，隨T，晶粒不斷長大 異常長大，隨T，晶粒在某一溫度值后急劇長大 晶粒長大到一定程度后，即使繼續(xù)延長保溫時間，也不 會再有明顯的長大,2）長大過程 孕育期：奧氏體剛剛完成轉(zhuǎn)變，經(jīng)過一定時間（孕 育）后開始長大。 不均勻長大期：個別晶粒吞食周圍小晶粒而長大。 均勻長大期：細(xì)小晶粒被吞并后，所有晶粒開始緩慢均勻長大。,本質(zhì)細(xì)晶粒鋼可以明顯看出三個階段，本質(zhì)粗晶粒鋼，一般只能看到奧氏體的均勻長大，不均勻長大期不明顯。,3）A晶粒長大的機(jī)制,（1）A晶粒長大的驅(qū)動力推動晶界遷移的驅(qū)動力來 自于A晶界的界面能。 （2）A晶粒的長大將導(dǎo)致界面的減少使能量降低。 A晶粒的長大基本上是晶界移動的過程。 A晶粒向大晶粒演變，這是一個能量降低的過程。 A晶粒晶界多，晶界是高能地區(qū)。晶粒長大后，晶界總面積減少，體系的能量降低，所以高溫下，A晶粒長大是一個自發(fā)過程。,球面晶界的驅(qū)動力P： P2 /R 球面晶界的界面能； R球面曲率半徑。 設(shè)界面能一定時,當(dāng)R，則P； R時，驅(qū)動力P0。,4）影響A晶粒長大的因素 有：加熱溫度、加熱時間、加熱速度、第二相顆粒等影響因素,加熱溫度越高、保溫時間越長，形核率越大，長大速度越大，奧氏體晶界遷移速度越大，其晶粒越粗大。,加熱速度快，奧氏體實際形成溫度高，形核率增高，由于時間短奧氏體晶粒來不及長大，可獲得細(xì)小的起始晶粒度。,過熱現(xiàn)象：晶粒過分長大。正火、退火可以消除。 過燒現(xiàn)象：溫度過高，A晶粒長大而且在晶界上發(fā)生了某些使晶界弱化的變化,C%的影響：C%高，C在奧氏體中的擴(kuò)散速度以及Fe的自擴(kuò)散速度均增加，奧氏體晶粒長大傾向增加，但C%超過一定量時，由于形成Fe3C，阻礙奧氏體晶粒長大。 合金元素的影響 能夠阻止晶粒長大的元素有：Ti、Zr、V、W、Nb 阻止晶粒長大作用較弱的元素有：Si、Ni、Cu 但促進(jìn)晶粒長大的元素有