金屬熱處理原理

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Ag—Pt組織、鋼刀片的組織；1772年：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Fe—C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，K—S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1—1概述一、熱處理及其作用HTJ熱處理工藝示怎團(tuán)熱處理是將鋼在固態(tài)下加熱到預(yù)定的溫度，室溫的一種熱加工工藝。其工藝曲線如圖7?1所示。HTJ熱處理工藝示怎團(tuán)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、 Fe—Fe3C相圖上的臨界溫度共析鋼：PSK線（A1）Y-P（a+Fe3C）GS線（A3）F—y亞共析鋼：原始組織F+PPSK線（AGS線（A3）F—y過共析鋼：原始組織 Fe3CF+PPSK線（A1）P-YES線（Acm）Fe3C溶入Y2、 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，Aci、Ac3、ACcm；冷卻時(shí)的臨界溫度用腳標(biāo)r表示，Ari、Ar3、Arcm。

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。一、奧氏體形成的熱力學(xué)條件從Fe—Fe3C狀態(tài)圖可知，珠光體被加熱到 Ai（727°C）以上時(shí)將轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。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 Ai（727C）。圖1-1是珠光體、奧氏體的自由能與溫度的關(guān)系。高于Ai（727C）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圖1-1珠光體和奧氏體自由能隨溫度的變化曲線示意差；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 G圖1-1珠光體和奧氏體自由能隨溫度的變化曲線示意是奧氏體轉(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)當(dāng)T<T0時(shí)， Gv當(dāng)T<T0時(shí)， Gv=GA-GP>0 G>0當(dāng)T=T0時(shí)， Gv=GA-GP=0 G>0當(dāng)T>T0時(shí)， Gv=GA-GP<0 G<0因此奧氏體形成的熱力學(xué)條件是:必須在珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；珠光體不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；珠光體有可能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；A1溫度以上，即在一定的過熱條件下奧氏體才能形成。只有當(dāng)珠光體與奧氏體的體積自由能之差能克服界面能和應(yīng)變能時(shí)， 珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變才能使系統(tǒng)向低能狀態(tài)轉(zhuǎn)變，奧氏體才能自發(fā)地形成。二、奧氏體的形成過程（一）奧氏體的結(jié)構(gòu)、組織和性能1、奧氏體的結(jié)構(gòu)奧氏體是碳溶于Y-Fe所形成的固溶體。在合金鋼中，除了碳原子外，溶于Y-Fe中的還有合金元素原子。（1）碳原子在點(diǎn)陣中的位置X射線結(jié)構(gòu)分析證明，碳原子位于 Y-Fe八面體間隙位置中心，即面心立方點(diǎn)陣晶胞的中心或棱邊的中點(diǎn)，如圖1-2所示。假如每一個(gè)八面體中心容納一個(gè)碳原子，則碳的最大溶解度應(yīng)為20%（重量%）。但實(shí)際上碳在Y-Fe中的最大溶解度僅2.11%（重量%）。這是因

為Y-Fe的八面體間隙半徑僅5.2X10-2nm(0.52?)，小于碳原子的半徑7.7X10-2nm(0.77?)，碳原子的溶入將使八面體發(fā)生膨脹而使周圍的八面體中心的間隙減小。因此不是所有的八面體中心均能容納一個(gè)碳原子。(2)碳原子在奧氏體中的分布OFclS子?匸涼于OFclS子?匸涼于碳0.85%的奧氏體中可能存在大量比平均碳濃度高八倍的微區(qū),(3)碳含量與點(diǎn)陣常數(shù)的關(guān)系碳原子的溶入使的Y-Fe點(diǎn)陣發(fā)生畸變，點(diǎn)常數(shù)增大。溶入的碳愈多，點(diǎn)陣常數(shù)愈大。如圖 1-3所示。2、 奧氏體的組織在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(shí)可以看到相變孿晶。 如圖1-4所示。3、 奧氏體的性能Fe-C合金中的奧氏體在室溫下是不穩(wěn)定相。但是相當(dāng)于滲碳體的碳含量。3.M3.E23期3.59V=?l 1■■ 相當(dāng)于滲碳體的碳含量。3.M3.E23期3.59V=?l 1■■ 1.flM e_B ■:-飛LX二LJC0.5i.Ok.f(1)磁性：奧氏體具有順磁性，故奧氏體鋼又可作為無磁鋼。(2)比容：在鋼的各種組織中，奧氏體的比容最小。可利用這一點(diǎn)調(diào)整殘余奧氏體的量，以達(dá)到減少淬火工件體積變化的目的。(3)膨脹：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，奧氏體不可采用過大的加熱速度加熱。(5)力學(xué)性能：奧氏體具有高的塑性、低的屈服強(qiáng)度，容易塑性變形加工成形。因?yàn)槊嫘牧⒎近c(diǎn)陣是一種最密排的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，至密度高，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。故奧氏體可作為高溫用鋼。(二)奧氏體的形成過程以共析鋼為例說明奧氏體的形成過程。從珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的轉(zhuǎn)變方程，a+Fe3CfYC%0.0218 6.69 0.77晶格類型體心立方復(fù)雜斜方面心立方我們可以看出：珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括鐵原子的點(diǎn)陣改組，碳原子的擴(kuò)散和滲碳體的溶解。實(shí)驗(yàn)證明珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變符合一般的相變規(guī)律，是一個(gè)晶核的形成和晶核長大過程。共析珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變包括奧氏體晶核的形成、晶核的長大、殘余滲碳體溶解和奧氏體成分均勻化等四個(gè)階段。1、奧氏體的形核（1）形核條件奧氏體晶核的形成條件是系統(tǒng)的能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏。2）形核部位奧氏體晶核通常優(yōu)先在鐵素體和滲碳體的相界面上形成，此外，在珠光體團(tuán)的邊界，過冷度較大時(shí)在鐵素體內(nèi)的亞晶界上也都可以成為奧氏體的形核部位。在鐵素體和滲碳體相界上優(yōu)先形核的原因，可做如下的解釋：界面兩側(cè)兩相的碳含量相差很大（0.0218%和6.69%）因此在界面上碳濃度分布很不均勻，比較容易滿足成分起伏；界面兩側(cè)晶體結(jié)構(gòu)相差較大，原子排列不規(guī)則，原子的活動能力較強(qiáng)，比較容易滿足結(jié)構(gòu)起伏；界面上原子排列不規(guī)則，位錯(cuò)等晶體學(xué)缺陷密度較大，處于能量較高的狀態(tài)，比較容易滿足能量起伏，同時(shí)新相晶核形成時(shí)，可以使部分晶體學(xué)缺陷消失，使系統(tǒng)的能量進(jìn)一步下降，因此在相界面處是奧氏體形核的首選位置。2、奧氏體的長大奧氏體晶核形成后便開始長大。奧氏體長大的機(jī)制可做如下的解釋。在 Aci以上某一ti形成一奧氏體晶核。奧氏體晶核形成之后，將產(chǎn)生兩個(gè)新的相界面，一個(gè)是奧氏體與滲碳體相界面，另一個(gè)是奧氏體與鐵素體相界面。為討論問題的方便，我們假定兩個(gè)相界面都是平直的（參見圖1-5）。根據(jù)Fe-Fe3C相圖可知，奧氏體與鐵素體相鄰的邊界處的碳濃度為 CY，奧氏體與滲碳體相鄰的邊界處的碳濃度為C。此時(shí)，兩個(gè)邊界處于界面的平衡狀態(tài)，a Y-c這是系統(tǒng)自由能最低的狀態(tài)。由于C-c>C-，因此，在奧氏體出現(xiàn)碳的濃度梯度，從而引Y-c Y-a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6共析鋼奧氏體長大示意圖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，打“血一r6共析鋼奧氏體長大示意圖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，打“血一r-?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Y-c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。Y-a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)a-c a-y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?。?。所以，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，可以用下圖形象地表示出來。ww奧氏即形按（切奧氏體氏大 （c）剩余解舊］.奧氏體均勻化珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖5、奧氏體非散形成介（1）無散形核，散大；（2）素體全部以無散方式低碳的奧氏體；（3）最近的研究成果：素體向奧氏體直接受加速度控制，快速加可以無散形核，而慢加以散方式形成。三、奧氏體的形成速度（奧氏體形成力學(xué)）相的力學(xué)研究的是：溫度、量和的關(guān)系。奧氏體形成力學(xué)可分等溫形成力學(xué)和加形成力學(xué)。（一）奧氏體等溫形成力學(xué)等溫形成力學(xué)即在一定溫度下的量和的關(guān)系（即在一定溫度下的速度）。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大速度，它受的成分、原始狀、等溫溫度等條件的影響。1、奧氏體等溫形成力學(xué)曲（1）共析碳奧氏體等溫形成：厚2mm左右，直徑10mm的小片；原始狀：每個(gè)均有相同的原始狀；溫度:在Aci以上定不同的溫度，如：730°C、745°C、765°C、…；在每個(gè)溫度下保持一系列，如冷卻:在 1S、5S、IOS、20S、……;水中急冷到室溫；察：在微下出中氏體的數(shù)量（相當(dāng)于高溫下奧氏體的數(shù)量） ；做：做出每個(gè)溫度下奧氏體形成量和保溫的關(guān)系曲， 即得到了奧氏體等溫形成的力學(xué)曲。方便，通常把不同溫度下相同數(shù)量所需，合在溫度和坐系內(nèi)，就得到了奧氏體等溫形成。上只表示了珠光體向奧氏體完成的情況， 上，此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，還需要保持一段時(shí)間后才能使奧氏體成分均勻。floorZSOCm曲n40卻0MO吋鬧g共析碳鋼奧氏體等溫形成圖1X4 A(2)奧氏體等溫形成的特點(diǎn)floorZSOCm曲n40卻0MO吋鬧g共析碳鋼奧氏體等溫形成圖1X4 A(2)奧氏體等溫形成的特點(diǎn)①在高于Aci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②奧氏體形成速*L0.86%鋼a)奧氏體形成動力學(xué)曲線b)等溫形成圖共同特點(diǎn)。度在整個(gè)過程中是不同的，開始時(shí)速度較慢，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。③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。④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Aci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 Aci以上,當(dāng)鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后不久，有可能仍有部分碳化物殘留。時(shí)間s ?(aIa)過共析鋼(時(shí)間s ?(aIa)過共析鋼(WWC0.45%)奧氏體等溫形成圖C1.2%)和(b)亞共析鋼(2、奧氏體等溫形成力學(xué)的分析是由于隨著溫度奧氏體等溫形成力學(xué)示出的溫度升高奧氏體形成速度加快的律是由于隨著溫度升高奧氏體的形核率和大速度均增加的故。 有人做，把奧氏體的形成溫度從 740°C提高到800C，奧氏體的形核率 N增加270倍，而大速度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和溫度之的關(guān)系可以表示：CeKTeKTC‘-常數(shù)； Q-C‘-常數(shù)； Q-散激活能;T-溫度;K-波茨曼常數(shù);W-界形核功，在忽略能，A'-常數(shù)；。-奧氏體與舊相的界面能；GV-奧氏體與舊相之位體自由能之差；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—步增大；3） 隨溫度升高原子散速度加快，不有利于素體向奧氏體點(diǎn)改，而且也促滲碳體溶解，也加速奧氏體的形核；4） 隨溫度升高素體的C%沿QP增加，另一方面奧氏體在素體中形核所需的碳度沿SG而降低，果減小了奧氏體形核所需要的碳的度起伏，促奧氏體的形核。（2）奧氏體晶體的大速度 G奧氏體晶體的大速度， 上就是奧氏體的相界面向素體和滲碳體中推移速度的和。它首先取決于碳在奧氏體中的散速度和度梯度，其次取決于素體向奧氏體點(diǎn)改的速度，即原子的自散速度。關(guān)于奧氏體晶體的大速度，有不少研究者利用散律出一些算公式，具有代表性的如下：DC，DC……碳在素體和奧氏體中的散系數(shù)；dc1/dX],de2:dx2???…素體和奧氏體界面碳在素體和奧氏體中的度梯度；C「_C.、……奧氏體與素體相界面的碳度差。號表示下坡散。由于碳在素體中的度梯度很小， 故可以近似把de』dx1看作是0。上式可以改寫:

DCdedxX *C>y-C：.y利用碳在滲碳體中的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:VDC.dedx:；利用碳在滲碳體中的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:VDC.dedx:；cem 二—K " C沖-cJCeem-.-'；eem eem-Ceem……滲碳體與奧氏體相界面的碳度差。DCdedxK—-c,6.67eemdedx……碳在奧氏體中的度梯度；通上式的分析，不得出，升高溫度是使奧氏體晶體大速度加快的。溫度升高，散系數(shù) D(D二D0eQRT)增大，同奧氏體的兩相界面之碳度差Cr-eem-Cr-a增加，增大了碳在奧氏體中的度梯度，從而使奧氏體的大速度加快；溫度升高，在素體中有利于奧氏體形核的部位增加，原子的散距離相短了，同有利于奧氏體的大；溫度升高，奧氏體與素體相界面的碳度差Cr-a-Ca-r以及滲碳體與奧氏體相界面的碳度差Ceem-r-Cr-eem均減小，因此也會加速奧氏體晶體大。上所述:奧氏體形成，升高溫度(或增加度)始是有利于奧氏體形成的，所以加溫度越高，奧氏體形成的孕育期以及整個(gè)相程所需越短， 即奧形成速度越快。言之:隨溫度的升高(或度的增大)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，溫度的作用最烈，因此控制奧氏體的形成溫度十分重要。(2)碳含量中碳含量越高，奧氏體的形成速度越快。C%增加原始中碳化物數(shù)量增多，增加了素體與滲碳體的相界面，增加了奧氏體的形核部位，同碳的散距離相減小。(3)原始的影響如果的化學(xué)成分相同，原始中碳化物的分散度越大相界面越多，形核率便越大；珠光體片距離越小，奧氏體中碳度梯度越大，散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子散距離短，奧氏體晶體大速度增加。(4)合金元素的影響1)合金中奧氏體形成的特點(diǎn)合金中的奧氏體形成律與碳素的相同，奧氏體形成機(jī)理并不生化。但是，由于合金元素的加入，可以改碳化物的定性，可以影響碳在奧氏體中的散系數(shù)。關(guān)于合金元素奧氏體形成速度的影響可以從以下幾個(gè)方面來明:①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）23C623 6 23 6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)的影響合金元素的加入改變了臨界點(diǎn) A1、A3、A的位置，并使它們成為一個(gè)溫度范圍，當(dāng)溫度1 3cm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當(dāng)鋼的加熱速度大到某一56當(dāng)鋼的加熱速度大到某一5610-10C/S范圍內(nèi)時(shí)含碳在范圍時(shí)，所有亞共析鋼的轉(zhuǎn)變溫度均相同，加熱速度約在0.2?0.9%的鋼的轉(zhuǎn)變溫度均約在1130C。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。r-ar-cem6、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,0.35^在930土10°C,保溫足夠時(shí)間（3?8小時(shí)）后,測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。按此法，晶粒度在5?82、 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,0.35^在930土10°C,保溫足夠時(shí)間（3?8小時(shí)）后,測定的鋼中奧氏體晶粒的大小。按此法，晶粒度在5?8級者稱為本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，在1~4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E￡x去晉由崔匪的趨勢，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)0皿細(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)8級最細(xì)，超過8級以上的稱一般生產(chǎn)中把奧氏體晶粒大小分為1?88級最細(xì)，超過8級以上的稱晶粒度的級別N'與晶粒大小之間的關(guān)系為:

N'-1卜 N'+3n'=2 或n=2n目?！糯?00倍行金相察每平方英寸（ 6.45cm2）野中所含的平均晶粒數(shù)n?…2…上每1mm面中的平均晶粒數(shù)目。（二）晶粒大與第二相粒的影響1、晶粒大的機(jī)理奧氏體形成后，起始晶粒一般均很小，而且也不均勻界面彎曲，晶界面大，界面能高奧氏體形成后，起始晶粒一般均很小，而且也不均勻從力學(xué)分析，界面能越高，界面越不定，必然要自地向減少晶界面，降低界面能的方向展。就是，彎曲晶界成平直晶界，小晶粒合并成大晶粒是一種自程。定存在的晶粒形狀是六形的，晶界均成直，且三條晶界相交于一點(diǎn)互成120。角，在二平面上每個(gè)晶粒均有6個(gè)相接的晶粒，種狀的晶粒不易大定性極高。但上晶粒并非如此均勻，在同一野內(nèi)晶粒大小是有很大差的。當(dāng)晶粒尺寸小于平均尺寸，其相的晶粒就必然減少，可能只有3?5個(gè)，界面的角也要小于120°,此界面力的合力不等于零，存在一個(gè)指向小晶粒曲率中心的力，力將引晶界向小晶粒的曲率中心稱，使小晶粒收，最消失。當(dāng)晶粒尺寸大于平均晶粒尺寸，其相接的晶粒數(shù)目就必然增加，可能不只有 6個(gè),界面角也將大于120°,界面力的合力也不零，存在一個(gè)背向大晶粒曲率中心的力，力將引晶界向外移，使大晶粒大。當(dāng)晶粒大小相當(dāng)后，此程其果是在初期出大晶粒吞并小晶粒的晶粒大程。束。如果此加或保溫晶粒會大。當(dāng)晶粒大小相當(dāng)后，此程而將大晶粒大的程稱通常將大晶粒吞并小晶粒而大的程叫不均勻大，均勻大。一般情況下晶粒大是由兩個(gè)段成的。而將大晶粒大的程稱晶粒大的力 G和晶粒尺寸及界面能的大小有關(guān)，可用下式表示：G二上R即其半徑。aR即其半徑。R……晶界曲率半徑，若晶粒球形可以看出，界面能越大、晶粒尺寸越小，奧氏體晶粒大的力越大，大的向越大，即晶界越容易遷移。2、第二粒晶粒大的影響金屬材料而言，不是在所有情況下晶界都能自遷移。在晶粒界及晶粒內(nèi)部。往往存在著很多小熔的第二相粒，它將阻礙晶界移，起著扎晶界的作用。假晶粒A和晶粒B之的晶界，沿 X的方向移，與半徑 r的小粒相遇，當(dāng)晶界遷移到小粒的 Y（即小粒的直徑平面） ，因粒的存在省去了部分（ nr2）晶

界，此晶界具有最低的界面能。當(dāng)晶界向前移，不晶界面增大，同，因需要保持界面力的平衡，必使0=0,即晶界與粒表面相交必保持垂直，就引起距離粒近的一部分晶界生彎曲，致晶界面一步增大， 且第二相粒越小，晶界彎曲的曲率越大，晶界面增加越多，將會致界面能的增大。然，是一個(gè)使系自由能增加的程，是可能自行的。第二相粒的存在相當(dāng)于晶界移的阻力，當(dāng)力與阻力平衡， 晶界停止移，晶粒停止大。研究指出，第二相粒晶界移的最大阻力Gm可用下式表示：3fcGm：-2rr……第二相粒的半徑；?！缑婺埽籪……位體內(nèi)第二相粒的數(shù)目。如果晶界移的力完全來自晶界能， 那么當(dāng)晶界能所提供的力正好和彌散的lim4r3f粒晶界移的阻力相等，正常的晶粒大便告停止。所以在一定溫度下，奧氏體晶粒的平均極限半徑R'lim決定于第二相粒的半徑 rlim4r3f之，晶粒大是一種自程， 它是由大晶粒吞并小晶粒的不均勻大和大晶粒一步大的均勻大兩個(gè)合體成。晶粒的大主要表晶界的移，高度彌散的、熔的非金屬或金屬化合物粒晶粒大起很大的