金屬熱處理原理

1、金屬熱處理原理緒 論一、研究的內(nèi)容和任務(wù) 金屬熱處理原理是以金屬學(xué)原理為基礎(chǔ)，著重研究金屬及合金固態(tài)相變的基本原理和熱處理組織與性能之間關(guān)系的一門課程。 金屬學(xué)原理：著重討論的是金屬及合金的本質(zhì)及影響因素、缺陷及其交互作用和它們對性能的影響、狀態(tài)圖、塑性變形、回復(fù)、再結(jié)晶等等。 熱處理原理：著重討論的是金屬及合金在固態(tài)下的相變規(guī)律、影響因素、動力學(xué)、非平衡轉(zhuǎn)變，以及在熱處理中的應(yīng)用，研究熱處理組織和性能之間的關(guān)系等等。 金屬材料從服役條件出發(fā)，選擇什么樣的材料、如何對材料進(jìn)行處理，在使用和處理過程中會出現(xiàn)什么問題，如何解決出現(xiàn)的問題，最終可能得到什么樣的性能，如何改進(jìn)現(xiàn)有材料、挖掘其潛力，試制

2、新材料等，無不與熱處理原理有著密切的關(guān)系。 固態(tài)金屬（包括純金屬及合金）在溫度和壓力改變時(shí)，組織和結(jié)構(gòu)會發(fā)生變化，這種變化統(tǒng)稱為金屬固態(tài)相變。金屬中固態(tài)相變的類型很多，有的金屬在不同的條件下會發(fā)生幾種不同類型的轉(zhuǎn)變。掌握金屬固態(tài)相變的規(guī)律及影響因素，就可以采取措施控制相變過程，以獲得預(yù)期的組織，從而使其具有預(yù)期的性能。對于金屬材料常用的措施就是特定加熱和冷卻，也就是熱處理。二、熱處理發(fā)展概況 人們在開始使用金屬材料起，就開始使用熱處理，其發(fā)展過程大體上經(jīng)歷了三個(gè)階段。1、民間技藝階段 根據(jù)現(xiàn)有文物考證，我國西漢時(shí)代就出現(xiàn)了經(jīng)淬火處理的鋼制寶劍。史書記載，在戰(zhàn)國時(shí)期即出現(xiàn)了淬火處理，據(jù)秦始皇陵開

3、發(fā)證明，當(dāng)時(shí)已有烤鐵技術(shù)，兵馬俑中的武士佩劍制作精良，距今已有兩千多年的歷史，出土后表面光亮完好，令世人贊嘆。古書中有“煉鋼赤刀，用之切玉如泥也”，可見當(dāng)時(shí)熱處理技術(shù)發(fā)展的水平。但是中國幾千年的封建社會造成了貧窮落后的局面，在明朝以后熱處理技術(shù)就逐漸落后于西方。雖然我們的祖先很有聰明才智，掌握了很多熱處理技術(shù)，但是把熱處理發(fā)展成一門科學(xué)還是近百年的事。在這方面，西方和俄國的學(xué)者走在了前面，新中國成立以后，我國的科學(xué)家也作出了很大的貢獻(xiàn)。2、技術(shù)科學(xué)階段（實(shí)驗(yàn)科學(xué)） 金相學(xué) 此階段大約從1665年1895年，主要表現(xiàn)為實(shí)驗(yàn)技術(shù)的發(fā)展階段。1665年：顯示了AgPt組織、鋼刀片的組織； 1772年

4、：首次用顯微鏡檢查了鋼的斷口； 1808年：首次顯示了隕鐵的組織，后稱魏氏組織； 1831年：應(yīng)用顯微鏡研究了鋼的組織和大馬士革劍； 1864年：發(fā)展了索氏體； 1868年：發(fā)現(xiàn)了鋼的臨界點(diǎn)，建立了FeC相圖； 1871年：英國學(xué)者T. A. Blytb 著“金相學(xué)用為獨(dú)立的科學(xué)”在倫敦出版； 1895年：發(fā)現(xiàn)了馬氏體；3、建立了一定的理論體系熱處理科學(xué) “S”，曲線的研究，馬氏體結(jié)構(gòu)的確定及研究，KS關(guān)系的發(fā)現(xiàn)，對馬氏體的結(jié)構(gòu)有了新的認(rèn)識等，建立了完整的熱處理理論體系。第一章 鋼在加熱和冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變11 概 述一、熱處理及其作用 熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，保溫一定的時(shí)間，然后以預(yù)

5、定的方式冷卻到室溫的一種熱加工工藝。其工藝曲線如圖71所示。 熱處理的作用：改善材料工藝性能和使用性能，充分挖掘材料的潛力，延長零件的使用奉命，提高產(chǎn)品質(zhì)量，節(jié)約材料和能源。此外，還可以消除材料經(jīng)鑄造、鍛造、焊接等熱加工工藝造成的各種缺陷、細(xì)化晶粒、消除偏析、降低內(nèi)應(yīng)力，使組織和性能更加均勻。 最終熱處理：在生產(chǎn)過程中，工件經(jīng)切削加工等成形工藝而得到最終形狀和尺寸后，再進(jìn)行的賦予工件所需使用性能的熱處理稱為最終熱處理。 預(yù)備熱處理：熱加工后，為隨后的冷拔、冷沖壓和切削加工或最終熱處理作好組織準(zhǔn)備的熱處理，稱為預(yù)備熱處理。二、鋼臨界溫度1、FeFe3C相圖上的臨界溫度 共析鋼：PSK線（A1）

6、P(+Fe3C) 亞共析鋼：原始組織F+P PSK線（A1）P GS線（A3）F 過共析鋼：原始組織Fe3CF+P PSK線（A1）P ES線（Acm）Fe3C溶入2、實(shí)際加熱、冷卻條件下的臨界溫度 實(shí)際加熱奧氏體的形成總是在一定過熱條件下發(fā)生的，因此，相變開始的溫度必然會偏離相圖上的平衡臨界溫度，加熱時(shí)偏向高溫，而冷卻時(shí)偏向低溫，稱為“滯后”，隨著加熱（冷卻）速度增加奧氏體形成溫度偏離平衡點(diǎn)越遠(yuǎn)，如圖所示。通常加熱時(shí)的臨界溫度用腳標(biāo)C表示，AC1、AC3、ACcm；冷卻時(shí)的臨界溫度用腳標(biāo)r表示，Ar1、Ar3、Arcm。12 鋼在加熱時(shí)的轉(zhuǎn)變 鋼的熱處理種類很多，其中除淬火后的回火，消除應(yīng)力

7、的退火等少數(shù)熱處理外，均需加熱到鋼的臨界以上，使鋼部分或全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，然后再以適當(dāng)?shù)睦鋮s速度冷卻，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橐欢ǖ慕M織并獲得所需的性能。 鋼在加熱過程中，由加熱前的組織轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體被稱為鋼的加熱轉(zhuǎn)變功奧氏體化過程。由加熱轉(zhuǎn)變所得的奧氏體組織狀態(tài)，其中包括奧氏體晶粒的大小、形狀、空間取向、亞結(jié)構(gòu)、成分及其均勻性等，均將直接影響在隨后的冷卻過程中所發(fā)生的轉(zhuǎn)變及轉(zhuǎn)變所得產(chǎn)物和性能。因此，弄清鋼的加熱轉(zhuǎn)變過程，即奧氏體的形成過程是非常重要的。圖1-1 珠光體和奧氏體自由能 隨溫度的變化曲線示意一、奧氏體形成的熱力學(xué)條件 從FeFe3C狀態(tài)圖可知，珠光體被加熱到A1（727）以上時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體

8、。這是因?yàn)橹楣怏w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(diǎn)所對應(yīng)的溫度即A1（727）。圖1-1是珠光體、奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系。高于A1（727）時(shí)，奧氏體的自由能低于珠光體的自由能，珠光體將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力即珠光體與奧氏體的體積自由之差GV。 奧氏體形成時(shí)系統(tǒng)總的自由能變化為G=GV +GS +Ge式中：GV為新相奧氏體與母相珠光體之間的體積自由能差；GS為形奧氏體時(shí)所增加的界面能；Ge為形成奧氏體時(shí)所增加的應(yīng)變能。其中GV是奧氏體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，GS 與Ge是相變的阻力。因?yàn)閵W氏體在高溫下形成，Ge一項(xiàng)較小，相變的主要阻力是GS。從能量方

9、程可以看出： 當(dāng)T0 G0 珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體； 當(dāng)T=T0時(shí)，GV=GA-GP=0 G0 珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體； 當(dāng)TT0時(shí)，GV=GA-GP0 GC-，因此，在奧氏體出現(xiàn)碳的濃度梯度，從而引起碳在奧氏體中由高濃度向低濃度的擴(kuò)散，使奧氏體內(nèi)部的碳的分布驅(qū)于均勻分布，即使奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處碳濃度升高，而奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處碳濃度降低。從而破壞了相界面處的碳濃度平衡，使系統(tǒng)自由能升高。為了恢復(fù)平衡，滲體體勢必溶入奧氏體，使它們相鄰界面的碳濃度恢復(fù)到C-c，與此同時(shí)，另一個(gè)界面上將發(fā)生鐵素體向奧氏體的晶格改組，使其相鄰邊界的碳濃度恢復(fù)到C-，從而恢復(fù)界面的平衡，降低系統(tǒng)的自由能

10、。這樣相當(dāng)于奧氏體的晶核分別向滲碳體和鐵素體中推移，奧氏體晶核得以長大。由于界面處碳濃度的恢復(fù)又增加了奧氏體中的碳濃度分布梯度，又會引起碳在奧氏體中的擴(kuò)散，破壞界面處碳濃度的平衡，引起滲碳體的溶解和鐵素體的轉(zhuǎn)變，再次恢復(fù)平衡。此過程循環(huán)往復(fù)地進(jìn)行，奧氏體便不斷地向鐵素體和滲碳體中長大。直到將鐵素體和滲碳體消耗完了奧氏體晶核的長大結(jié)束。 由圖1-5，在鐵素體內(nèi)，鐵素體與滲碳體和鐵素體與奧氏體兩個(gè)相界面之間也存在著碳濃度差C-c-C-，因此，當(dāng)碳在奧氏體中進(jìn)行擴(kuò)散的同時(shí)，在鐵素體中也進(jìn)行著擴(kuò)散。擴(kuò)散的結(jié)果，也將促進(jìn)鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，從而促進(jìn)奧氏體的長大。3、剩余滲碳體的溶解 實(shí)驗(yàn)表明在珠光體向

11、奧轉(zhuǎn)變過程中，鐵素體和滲碳體并不是同時(shí)消失，而總是鐵素體首先消失，將有一部分滲碳體殘留下來。這部分滲碳體在鐵素體消失后，隨著保溫時(shí)間的延長或溫度的升高，通過碳原子的擴(kuò)散不斷溶入奧氏體中。一旦滲碳體全部溶入奧氏體中，這一階段便告結(jié)束。 為什么鐵素體和滲碳體不能同時(shí)消失，而總有部分滲碳體剩余？ 按相平衡理論，從Fe-Fe3C相圖可以看出，在高于AC1溫度，剛剛形成的奧氏體，靠近Cem的C濃度高于共析成分較少，而靠近F處的C濃度低于共析成分較多（即ES線的斜率較大，GS線的斜率較?。Ｋ?，在奧氏體剛剛形成時(shí)，即F全部消失時(shí)，奧氏體的平均C濃度低于共析成分，這就進(jìn)一步說明，共析鋼的P剛剛形成的A的平

12、均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物殘留，只有繼續(xù)加熱保溫，殘留碳化物才能逐漸溶解。 碳化物溶入A的機(jī)理，現(xiàn)在還不十分清楚，有人認(rèn)為是通過碳化物中的碳原子向奧氏體中擴(kuò)散和Fe原子向貧碳的滲碳體區(qū)擴(kuò)散，以及Fe3C向A晶體點(diǎn)陣改組來完成的。4、奧氏體成分均勻化 珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)，在殘留滲碳體剛剛完全溶入奧氏體的情況下，C在奧氏體中的分布是不均勻的。原來為滲碳體的區(qū)域碳含量較高，而原來是鐵素體的區(qū)域，碳含量較低。這種碳濃度的不均勻性隨加熱速度增大而越加嚴(yán)重。因此，只有繼續(xù)加熱或保溫，借助于C原子的擴(kuò)散才能使整個(gè)奧氏體中碳的分布趨于均勻。 以上共析碳鋼珠光體向奧氏體等溫形成過程，可以用下

13、圖形象地表示出來。珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖5、奧氏體非擴(kuò)散形成簡介（1）無擴(kuò)散形核，擴(kuò)散長大；（2）鐵素體全部以無擴(kuò)散方式轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞嫉膴W氏體；（3）最近的研究成果：鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變直接受加熱速度控制，快速加熱可以為無擴(kuò)散形核，而緩慢加熱則以擴(kuò)散方式形成。三、奧氏體的形成速度（奧氏體形成動力學(xué)） 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(shí)間的關(guān)系。 奧氏體形成動力學(xué)可分為等溫形成動力學(xué)和連續(xù)加熱形成動力學(xué)。（一）奧氏體等溫形成動力學(xué) 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(shí)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，

14、它受鋼的成分、原始組織狀態(tài)、等溫溫度等條件的影響。1、奧氏體等溫形成動力學(xué)曲線（1）共析碳鋼奧氏體等溫形成圖 試樣：厚2mm左右，直徑約為10mm的小圓片； 原始狀態(tài)：每個(gè)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(shí)間：在每個(gè)溫度下保持一系列時(shí)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(gè)溫度下奧氏體形成量和保溫時(shí)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。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(shí)間，綜合在溫度和時(shí)間坐標(biāo)系內(nèi)，這

15、樣就得到了奧氏體等溫形成圖。 上圖只表示了珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變剛剛完成的情況，實(shí)際上，此時(shí)鋼中仍有部分殘留碳化物存在，還需要保溫一段時(shí)間后才能使碳化物完全溶解，碳化物溶解完了之后，還需0.86%鋼a)奧氏體形成動力學(xué)曲線b)等溫形成圖要保持一段時(shí)間后才能使奧氏體成分均勻。共析碳鋼奧氏體等溫形成圖（2）奧氏體等溫形成的特點(diǎn)在高于AC1溫度保溫時(shí)，奧氏體并不立即形成，而是需要經(jīng)過一定時(shí)間后，才開始形成。溫度越高，所需時(shí)間越短。通常稱為孕育期。 孕育期：從保溫開始到轉(zhuǎn)變開始的這段時(shí)間稱為孕育期。孕育期的實(shí)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(diǎn)。奧氏體形成速度在整個(gè)過程中是不同的，開始時(shí)速度較慢

16、，以后逐漸加快；在轉(zhuǎn)變量達(dá)到50%時(shí)，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。溫度越高，奧氏體形成所需的全部時(shí)間越短，即奧氏體的形成速度越快。換言之，隨溫度升高，奧氏體形成始終是加速的。在奧氏體剛剛形成后，還需一段時(shí)間使殘留碳化物溶解和奧氏體成分均勻化。（3）過共析和亞共析碳鋼奧氏體等溫形成圖過共析碳鋼：原始組織為P+Cem，且P的數(shù)量隨鋼的C%增加而減少。亞共析碳鋼：原始組織為P+F，且P的數(shù)量隨鋼的C%增加而增加。 對于這類鋼，當(dāng)加熱到AC1以上某一溫度，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，如果保溫時(shí)間不太長，可能有部分鐵素體或滲碳體被殘留下來。對于含碳量比較高的亞共析鋼，在AC1以上，當(dāng)鐵素體

17、全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后不久，有可能仍有部分碳化物殘留。（a）過共析鋼（WC1.2%）和（b）亞共析鋼（WC0.45%）奧氏體等溫形成圖2、奧氏體等溫形成動力學(xué)的分析 奧氏體等溫形成動力學(xué)圖示出的溫度升高奧氏體形成速度加快的規(guī)律，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。有人做過試驗(yàn)，把奧氏體的形成溫度從740提高到800時(shí)，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。（1）奧氏體的形核率 研究指出，在奧氏體均勻形核條件下，形核率N和溫度之間的關(guān)系可以表示為： C-常數(shù)； Q-擴(kuò)散激活能； T-絕對溫度； K-波爾茨曼常數(shù)； W-

18、臨界形核功，在忽略應(yīng)變能時(shí)， A-常數(shù)；-奧氏體與舊相的界面能； GV-奧氏體與舊相之間單位體積自由能之差； 1）因溫度升高，形核率N以指數(shù)關(guān)系迅速增加； 2）因GV隨溫度升高而增大，使W減小，使N進(jìn)一步增大； 3）隨溫度升高原子擴(kuò)散速度加快，不僅有利于鐵素體向奧氏體點(diǎn)陣改組，而且也促進(jìn)滲碳體溶解，這也加速奧氏體的形核； 4）隨溫度升高鐵素體的C%沿QP線增加，另一方面奧氏體在鐵素體中形核時(shí)所需的碳濃度沿SG而降低，結(jié)果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。（2）奧氏體晶體的長大速度G 奧氏體晶體的長大速度，實(shí)質(zhì)上就是奧氏體的相界面向鐵素體和滲碳體中推移速度的總和。它首先取決

19、于碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度和濃度梯度，其次取決于鐵素體向奧氏體點(diǎn)陣改組的速度，即鐵原子的自擴(kuò)散速度。 關(guān)于奧氏體晶體的長大速度，有不少研究者利用擴(kuò)散規(guī)律導(dǎo)出一些計(jì)算公式，具有代表性的如下：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。由于碳在鐵素體中的濃度梯度很小，故可以近似把看作是0。上式可以改寫為：利用碳在滲碳體中的濃度梯度等于零的特點(diǎn)，可得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； 通過對上式的分析，不難得出，升高溫度總是使奧氏體晶體長大速度加快的。 1

20、）溫度升高，擴(kuò)散系數(shù)D（）增大，同時(shí)奧氏體的兩相界面之間碳濃度差Cr-cem-Cr-a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Cr-a-Ca-r以及滲碳體與奧氏體相界面處的碳濃度差Ccem-r-Cr-cem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(shí)，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(gè)相變過程所需時(shí)間越短，即奧形成速度越快。換言之：隨溫度的升高（

21、或過熱度的增大）奧氏體的形成是加速的。3、影響奧氏體形成速度的因素（1）溫度 溫度升高，奧氏體形成速度加快。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。C%增加原始組織中碳化物數(shù)量增多，增加了鐵素體與滲碳體的相界面，增加了奧氏體的形核部位，同時(shí)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。（4）合金元素的影響 1）合金

22、鋼中奧氏體形成的特點(diǎn) 合金鋼中的奧氏體形成規(guī)律與碳素鋼的相同，奧氏體形成機(jī)理并不發(fā)生變化。但是，由于合金元素的加入，可以改變碳化物的穩(wěn)定性，可以影響碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)。關(guān)于合金元素對奧氏體形成速度的影響可以從以下幾個(gè)方面來說明：通過對碳擴(kuò)散速度影響奧氏體的形成速度強(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

23、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(shí)不易溶解，將使奧氏體形成速度減慢。下面以Cr元素來說明。Cr含量為2%及6%時(shí)，延緩?qiáng)W氏體的形成，但Cr含量為11%時(shí)，奧氏體形成速度反而比6%時(shí)快。原因如下：2%Cr時(shí)形成較穩(wěn)定的不易溶解的(FeCr)3C，延緩?qiáng)W氏體的形成；6% Cr時(shí)形成更穩(wěn)定的不易溶解的(FeCr)7C3，延緩?qiáng)W氏體的形成；11%Cr時(shí)形成含碳較少、較易溶解、穩(wěn)定性較低的碳化物(FeCr)23C6，一方面(FeCr)23C6較不穩(wěn)定，另一方面C%相同時(shí)可以形成更多的碳化物，從而使相界面面積增加，這些都會加速奧氏體的形成。對臨界點(diǎn)

24、的影響合金元素的加入改變了臨界點(diǎn)A1、A3、Acm的位置，并使它們成為一個(gè)溫度范圍，當(dāng)溫度一定時(shí)，臨界點(diǎn)的變化相當(dāng)于過熱度的改變。Ni、Mn、Cu等降低A1溫度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1溫度。合金元素通過對原始組織的影響也影響奧氏體的形成速度Ni、Mn等往往使珠光體細(xì)化，有利于奧氏體的形成。2）合金鋼中奧氏體均勻化鋼中的合金元素在原始組織各相中（F和Cem）分配是不均勻的，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，這樣合金鋼奧氏體形成后，除了碳的均勻化外，還要

25、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100-10000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(shí)間常常比碳鋼長得多。（二）連續(xù)加熱時(shí)奧氏體的形成 工件實(shí)際熱處理時(shí)，在絕大多數(shù)（如高頻感應(yīng)加熱、火焰表面加熱、高溫鹽浴加熱等）情況下，奧氏體的形成是屬于非等溫或連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變。 奧氏體形成時(shí)將吸收熱量，轉(zhuǎn)變開始后，如果供給工件的熱量等于轉(zhuǎn)變所消耗的熱量，工件所取得的熱量均用于奧氏體的形成，溫度不再升高，轉(zhuǎn)變在恒溫下進(jìn)行。相反如果供熱大于轉(zhuǎn)變所需熱量，此時(shí)除轉(zhuǎn)變所需熱量，多余的熱

26、量將使工件的溫度繼續(xù)升高，故在轉(zhuǎn)變進(jìn)行的同時(shí)，溫度還在繼續(xù)升高，此時(shí)轉(zhuǎn)變是在溫度不斷升高的條件進(jìn)行的。 實(shí)驗(yàn)表明連續(xù)加熱時(shí)奧氏體形成的基本過程和等溫轉(zhuǎn)變相似，也是由奧氏體的形成、殘留碳化物溶解和奧氏體成分均勻化三個(gè)階段組成?，F(xiàn)已證明，影響這些過程的因素也大致與等溫形成時(shí)相同。但是，因?yàn)閵W氏體的形成是在連續(xù)加熱條件下進(jìn)行的，所以要相變動力學(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(diǎn)。1、在一定的加熱速度范圍內(nèi)，臨界點(diǎn)隨加熱速度增大而升高 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(shí)，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(shí)含碳在

27、0.20.9%的鋼的轉(zhuǎn)變溫度均約在1130。2、相變是在一個(gè)溫度范圍內(nèi)完成的 加熱速度越快奧氏體的溫度范圍越寬，但形成速度確加快，奧氏體形成時(shí)間縮短。3、可以獲得超細(xì)晶粒 超快速加熱時(shí)，過熱度很大，奧氏體晶核不僅在可以在鐵素體和滲碳體相界面上形成，而且也可以在鐵素體內(nèi)的亞晶界上形成，因此奧氏體成核率很大，如果加熱時(shí)間極短，在奧氏體晶體來不極長大，所以可帶來奧氏體晶粒的超細(xì)化的特點(diǎn)。4、鋼中原始組織的不均勻使連續(xù)加熱時(shí)的奧氏體化溫度升高5、快速連續(xù)加熱時(shí)形成的奧氏體成分不均勻性增大Cr-a降低，Cr-cem升高。6、在超快速加熱條件下，鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的點(diǎn)陣改組屬于無擴(kuò)散型相變。四、奧氏體晶體

28、長大及控制（一）奧氏體晶粒度 晶粒度：是表示晶粒大小的一種尺度。對鋼來說，如果不特別指明，一般是指奧氏體后的實(shí)際晶粒大小。奧氏體晶粒度有以下三個(gè)不同的概念。 1、起始晶粒度：指臨界溫度以上奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛互相接觸時(shí)的晶粒大小。 2、實(shí)際晶粒度：指在某一熱處理加熱條件下，所得到的晶粒尺寸。 3、本質(zhì)晶粒度：是根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)實(shí)驗(yàn)條件，在93010，保溫足夠時(shí)間（38小時(shí)）后，測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。按此法，晶粒度在58級者稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，在14級者稱為本質(zhì)粗晶粒鋼。本質(zhì)晶粒度并不是實(shí)際晶粒大小，它只是描述了晶粒長大的趨勢，它說明本質(zhì)細(xì)晶粒鋼加熱時(shí)，奧氏體晶粒長大的傾向小，而本質(zhì)粗

29、晶粒鋼加熱量奧氏體晶粒長大的傾向大。實(shí)際加熱條件下，本質(zhì)粗晶粒鋼的晶粒不一定粗，而本質(zhì)細(xì)晶粒鋼的晶粒不一定細(xì)。 4、奧氏體晶粒的評定標(biāo)準(zhǔn) 一般生產(chǎn)中把奧氏體晶粒大小分為18個(gè)級別，其中1級最粗，8級最細(xì)，超過8級以上的稱為超細(xì)晶粒。 晶粒度的級別N與晶粒大小之間的關(guān)系為：n=2N-1或n=2N+3 n為放大100倍進(jìn)行金相觀察時(shí)每平方英寸（6.45cm2）視野中所含的平均晶粒數(shù)目。 n實(shí)際上每1mm2試樣面積中的平均晶粒數(shù)目。（二）晶粒長大與第二相顆粒的影響1、晶粒長大的機(jī)理 奧氏體剛剛形成后，起始晶粒一般均很細(xì)小，而且也不均勻。界面彎曲，晶界面積大，界面能高。從熱力學(xué)分析，界面能越高，則界面

30、越不穩(wěn)定，必然要自發(fā)地向減少晶界面積，降低界面能的方向發(fā)展。就是說，彎曲晶界變成平直晶界，小晶粒合并成大晶粒是一種自發(fā)過程。 穩(wěn)定存在的晶粒形狀是六邊形的，晶界均成直線，且三條晶界相交于一點(diǎn)時(shí)互成120角，在二維平面上每個(gè)晶粒均有6 個(gè)相鄰接的晶粒，這種狀態(tài)的晶粒不易長大穩(wěn)定性極高。但實(shí)際上晶粒并非如此均勻，在同一視野內(nèi)晶粒大小是有很大差別的。 當(dāng)晶粒尺寸小于平均尺寸時(shí)，其相鄰的晶粒就必然減少，可能只有35個(gè)，界面的夾角也要小于120，此時(shí)界面張力的合力不等于零，存在一個(gè)指向小晶粒曲率中心的力，該力將牽引晶界向小晶粒的曲率中心稱動，使小晶粒收縮，最終消失。 當(dāng)晶粒尺寸大于平均晶粒尺寸時(shí)，其相鄰

31、接的晶粒數(shù)目就必然增加，可能不只有6個(gè)，界面夾角也將大于120，界面張力的合力也不為零，存在一個(gè)背向大晶粒曲率中心的力，該力將牽引晶界向外移動，使大晶粒長大。 其結(jié)果是在初期出現(xiàn)大晶粒吞并小晶粒的晶粒長大過程。當(dāng)晶粒大小相當(dāng)后，此過程結(jié)束。如果此時(shí)繼續(xù)加熱或保溫晶粒還會繼續(xù)長大。 通常將大晶粒吞并小晶粒而長大的過程叫不均勻長大，而將大晶粒繼續(xù)長大的過程稱為均勻長大。一般情況下晶粒長大是由這兩個(gè)階段組成的。 晶粒長大的驅(qū)動力G和晶粒尺寸及界面能的大小有關(guān)，可用下式表示： 單位奧氏體晶粒的界面能； R晶界曲率半徑，若晶粒為球形時(shí)R即為其半徑。 可以看出，界面能越大、晶粒尺寸越小，奧氏體晶粒長大的驅(qū)

32、動力越大，長大的傾向越大，即晶界越容易遷移。2、第二項(xiàng)顆粒對晶粒長大的影響 對實(shí)際金屬材料而言，不是在所有情況下晶界都能自發(fā)遷移。在晶粒邊界及晶粒內(nèi)部。往往存在著很多細(xì)小難熔的第二相顆粒，它們將阻礙晶界移動，起著釘扎晶界的作用。 假設(shè)晶粒A和晶粒B之間的晶界，沿X軸的方向移動，與半徑為r的小顆粒相遇，當(dāng)晶界遷移到小顆粒的Y軸時(shí)（即小顆粒的直徑平面），因顆粒的存在省去了部分（r2）晶界，此時(shí)晶界具有最低的界面能。當(dāng)晶界向前移動時(shí)，不僅晶界面積增大，同時(shí)，因?yàn)樾枰３纸缑鎻埩Φ钠胶?，必須?，即晶界與顆粒表面相交處必須保持垂直，這樣就引起距離顆粒較近的一部分晶界發(fā)生彎曲，導(dǎo)致晶界面積進(jìn)一步增大，且

33、第二相顆粒越小，晶界彎曲的曲率越大，晶界面積增加越多，將會導(dǎo)致界面能的增大。顯然，這是一個(gè)使系統(tǒng)自由能增加的過程，是可能自發(fā)進(jìn)行的。第二相顆粒的存在相當(dāng)于晶界移動的阻力，當(dāng)驅(qū)動力與阻力平衡時(shí)，晶界停止移動，晶粒停止長大。 研究指出，第二相顆粒對晶界移動的最大阻力Gm可用下式表示：r第二相顆粒的半徑；界面能；f單位體積內(nèi)第二相顆粒的數(shù)目。 如果晶界移動的驅(qū)動力完全來自晶界能，那么當(dāng)晶界能所提供的驅(qū)動力正好和彌散的顆粒對晶界移動的阻力相等時(shí)，正常的晶粒長大便告停止。所以在一定溫度下，奧氏體晶粒的平均極限半徑Rlim決定于第二相顆粒的半徑r及數(shù)量的多少，可用下式表示： 總之，晶粒長大是一種自發(fā)過程，

34、它是由大晶粒吞并小晶粒的不均勻長大和大晶粒進(jìn)一步長大的均勻長大兩個(gè)聯(lián)合體組成。晶粒的長大主要表現(xiàn)為晶界的移動，高度彌散的、難熔的非金屬或金屬化合物顆粒對晶粒長大起很大的抑制作用，為了獲得細(xì)小的奧氏體晶粒，必須保證鋼中有足夠數(shù)量和足夠細(xì)小難熔的第二相顆粒。（三）影響奧氏體晶粒度的因素1、加熱溫度和保溫時(shí)間 晶粒長大和原子的擴(kuò)散密切相關(guān)，所以溫度越高相應(yīng)的保溫時(shí)間越長，奧氏體晶粒將越粗大。在每一個(gè)溫度下奧氏體晶粒的長大都有一個(gè)加速長大期，當(dāng)晶粒長大到一定尺寸后，長大過程將減弱并停止。溫度越高，奧氏體晶粒長大進(jìn)行的越快。因此，為了得到一定尺寸的晶粒度，必須同時(shí)控制溫度和保溫時(shí)間。2、加熱速度 在保證奧氏體成分均勻的前提下，快速加熱短時(shí)保溫能夠獲得細(xì)小的奧氏體晶粒。這是因?yàn)?，加熱速度越大，奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)的過熱度越大，奧