奥氏体的形成

第二章奥氏体的形成3.1、奥氏体及其形成3.2、奥氏体形成机理3.3、奥氏体转变动力学3.4、奥氏体晶粒长大及其控制3.5、非平衡组织的奥氏体转变1、热处理的条件（1）有固态相变发生的金属或合金（2）加热时溶解度有显著变化的合金例（1）纯金属：有无同素异构转变。Al、Cu等金属不能热处理强化只能形变强化。（2）合金：根据合金相图判断，有无固体相变或溶解度变化。注：不包括低温的去应力退火等热处理的条件是不是所有的金属材料都可以进行热处理呢？只有固态相变发生的合金才能进行热处理。AB+LⅠⅡ钢中固态相变种类最多，其热处理工艺种类也最多，性能变化最为丰富，应用也最为广泛。其他金属材料的热处理均是在钢的热处理基础上发展而来EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ0.02180.772.114.3CA+LLFe3C

+L奥氏体的形成——指钢在加热过程中，由加热前的组织转变为奥氏体的过程。例如：珠光体加热形成奥氏体

相转变：F+Fe3CA

碳含量：0.02%6.69%0.77%

点阵结构:bcc复杂斜方fcc

在普通碳钢中，奥氏体存在于共析温度（727℃）以上，最大含碳量为2.11%（1148℃）。在合金钢中，合金元素的加入可以扩大或缩小奥氏体存在的区域。扩大奥氏体区的元素有Ni、Mn；缩小奥氏体区的元素有Cr、V、Mo、W、Ti、Al、Si等。

a）铬的影响b）锰的影响一、奥氏体的组织和结构

1.奥氏体组织

多边形的等轴晶粒（晶界不规则晶界平直化），孪晶，针状。

2.结构碳在γ-Fe中的间隙固溶体3.1、奥氏体及其形成C在γ-Fe最大溶解度为2.11wt%，远小于理论值20wt%。（八面体间隙半径5.2×10-2nm，C原子半径7.7×10-2nm)C的溶入使晶格发生点阵畸变，使晶格常数增大。C在奥氏体中分布不均，有浓度起伏。二、奥氏体性能高温相，加入一定的合金元素可在室温存在高塑性、低屈服强度利用奥氏体量改善材料塑性顺磁性能测残余奥氏体和相变点线膨胀系数大应用于仪表元件导热性能差耐热钢比容最小，转变时产生体积膨胀，引起残余内应力利用残余奥氏体量减少材料淬火变形3.1、奥氏体及其形成三、奥氏体的形成与铁碳相图3.1、奥氏体及其形成平衡加热状态实际加热状态（非平衡态）A形成的条件——过热EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ0.02180.772.114.3CA+LLFe3C

+L1.平衡加热状态

亚共析钢的奥氏体化•室温下组织为•A1以上，•A3以上，AFT℃CFeA1A3AcmF+P。F+AA过共析钢的奥氏体化•室温下组织为•A1以上，•Acm以上，•在A1〜Acm之间的奥氏体化，称为不完全奥氏体化，

热处理工艺中常用。AFT℃CFe1.平衡加热状态

A1A3AcmP+Fe3CFe3C+AA2.实际加热状态（非平衡态）实际加热或冷却都是在较快的速度下进行（非平衡过程），实际转变温度与相图中的临界温度存在一定的偏离，会出现滞后。也即G=GA-Gp

＜0才发生转变。加热时：实际转变温度移向高温，以Ac表示Ac1、Ac3、Accm

冷却时：实际转变温度移向低温，用Ar表示Ar1、Ar3、Arcm转变温度Ac1Ac3AccmA3AcmArcmAr3Ar1A1AGSEPQF727℃1148℃P+CmF+P2.110.770.0218FeC%→钢在加热和冷却时临界温度的意义Ac1——加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度；Ar1——冷却时奥氏体向珠光体转变的开始温度；Ac3——加热时先共析铁素体全部转变为奥氏体的终了温度；Ar3——冷却时奥氏体开始析出先共析铁素体的温度；Accm——加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度Arcm——冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度。

GT℃A1=727℃GPGA△

GV△T3.

A形成的条件

过热（T>A1）过热度△T↗，Ac1↗，驱动力↗，转变速度↗。Ac1加热工序的目的：得到奥氏体P(F+Fe3C)→A结构体心复杂面心含碳量0.770.02186.690.77奥氏体的形成过程(以共析钢为例)可见:珠光体向奥氏体转变,是由成分相差悬殊、晶格截然不同的两相混合物转变成单相固溶体的过程。因此在奥氏体的形成过程必定发生晶格重构和铁、碳原子的扩散。3.2、奥氏体形成机理1.奥氏体的形核球状珠光体中：优先在F/Fe3C界面形核片状珠光体中：优先在珠光体团的界面形核也在F/Fe3C片层界面形核Fe3CF珠光体团界FFe3CA球状P形核片状P形核一、由珠光体类组织（平衡组织）向A转变）奥氏体在F/Fe3C界面形核原因：

(1)易获得形成A所需浓度起伏，结构起伏和能量起伏.(2)在相界面形核阻力小（界面能和应变能的增加减少）。△G=-△Gv+△Gs+△Ge

-△Gd

△Gv—体积自由能差，△Gs—表面能，△Ge

—弹性应变能相界面△Gs

、△Ge

较小，更易满足热力学条件△G<0.奥氏体在片状珠光体相界面形核（a）SEM；（b）TEM1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大3.2、奥氏体形成机理A的长大是通过A两侧界面向F和Fe3C推移来进行的。长大包括了下列过程：渗碳体的溶解，

α→γ的晶格改组，C原子在A中的扩散。

A长大方向分为垂直于片层和平行于片层。

4s6s8s15sT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CAFe3CFT1CA/Fe3CAAT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A垂直于片层方向长大长大受控于C在A中扩散，C在F中扩散起促进作用。相界面上两相浓度符合平衡浓度Fe3CFA奥氏体长大方向平行于片层方向长大A平行于片层长大速度>垂直于片层长大速度1245钢在735℃加热10min的组织15000×奥氏体晶核在片状珠光体内长大（a）SEM；（b）TEM1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大片状珠光体

奥氏体向垂直于片层和平行于片层方向长大.球状珠光体

奥氏体的长大首先包围渗碳体,把渗碳体和铁素体隔开,然后通过A/F界面向铁素体一侧推移,A/Fe3C界面向Fe3C一侧推移,使F和Fe3C逐渐消失来实现长大的.3.2、奥氏体形成机理小结：奥氏体的长大受控于C在奥氏体中的扩散C在F中扩散起促进作用。原始组织5S8S15S球状P向A的转变3.残余碳化物的溶解

残余碳化物:

当F完全转变为A时，仍有部分Fe3C没有转变为A，称为残余碳化物。∵A/F界面向F推移速度>A/Fe3C界面向Fe3C推移速度

残余碳化物溶解:

由Fe3C中的C原子向A中扩散和铁原子向贫碳Fe3C扩散,Fe3C向A晶体点阵改组实现的.1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大3.2、奥氏体形成机理AFe3CFT1CA/Fe3CAFT℃FeCF/Fe3CCCA/FCF/A3.残余碳化物的溶解

1.奥氏体的形核2.奥氏体的长大3.2、奥氏体形成机理4.奥氏体的均匀化奥氏体的不均匀性：即使Fe3C完全溶解转变为奥氏体，碳在奥氏体中的分布仍然不均匀，表现为原Fe3C区域碳浓度高，原F区碳浓度低。奥氏体的均匀化：随着继续加热或继续保温，以便于碳原子不断扩散，最终使奥氏体中碳浓度均匀一致。奥氏体的形成（以共析钢为例）奥氏体形核奥氏体长大残余Fe3C溶解奥氏体均匀化图8共析钢奥氏体的形核（2000х）(a)20s;(b)25s;(c)26s;(d)30s共析钢奥氏体化过程奥氏体形成的视频录像奥氏体的形成.flv3.2、奥氏体形成机理一、由珠光体类(平衡组织)向奥氏体转变二、由马氏体类(非平衡组织)向奥氏体转变1．针状奥氏体的形成

中低碳合金钢以板条状马氏体为原始组织在Ac1～Ac3之间低温区域进行慢速或极慢速加热的初期，在马氏体板条间可形成针状奥氏体。2．颗粒状奥氏体的形成中等的加热速度将非平衡组织加热到Ac1～Ac3之间或直接加热到Ac3以上时，将在原奥氏体晶界，马氏体束界，块界，甚至在板条界通过扩散型相变形成颗粒状奥氏体。0.12C-3.5Ni-0.35Mo钢720℃保温10s后形成的两种A在同一板条束内形成的奥氏体具有完全相同的取向关系，由马氏体类(非平衡组织)向奥氏体转变易出现组织遗传，转变后的A与原始A相同，若原始A晶粒粗大，这种遗传有害。奥氏体加热转变缺陷：1过热的定义：钢在热处理时，由于加热不当而引起奥氏体实际晶粒粗大，以致在随后淬火或正火时得到十分粗大的组织，从而使钢的力学性能显著恶化的现象称为过热。

消除过热的主要方法：重新加热到正常的加热温度，以获得新的细小的奥氏体晶粒，然后冷却。2.过烧：金属或合金在热处理加热时，由于加热温度过高，出现了晶界氧化和晶界开始部分熔化的现象，称之为过烧。过程描述：当钢加热到比过热更高的温度，时间又长时，不仅使钢的晶粒长大，而且晶粒之间边界开始熔化，氧进入晶粒间隙，使金属发生氧化并促其熔化，导致晶粒间结合力的破坏而使钢失去本身的强度和塑性。处置办法：

过烧的钢无法挽救，只有报废重新冶炼。预防办法：避免加热温度过高；避免在高温段长时间保温。3.3、奥氏体转变动力学——奥氏体转变量与温度，时间的关系奥氏体等温形成动力学图试验方法：1）制备出一批共析碳钢金相小试样；2）将这些小试样迅速加热到Ac1以上的不同温度，并在每一个温度下保持一系列不同的时间；3）将试样在盐水中急冷到室温；4）将试样经过磨制、抛光、腐蚀后，在室温下用光学显微镜进行金相观察，测出试样中马氏体的数量；5）将实验所得到的一系列数据进行归纳整理，就可以作出各个温度下不同保温时间的奥氏体形成量与时间的关系曲线，也就是奥氏体等温形成动力学曲线。

由图可见：（1）A转变有孕育期,（2）A转变速度先增后减，转变量50％时最大（3）T↗，孕育期↘，转变速度↗（4）此曲线仅表示P→A转变刚结束。730℃750℃790℃

奥氏体量（％）时间(S)100500共析钢的奥氏体等温转变量与时间的关系1、共析碳钢奥氏体等温形成动力学曲线一.奥氏体等温形成动力学

2、等温转变图(TTA)—TimeTemperatureAustenitization800750700温度/℃

t/s730750790T/℃

奥氏体量（％）100500——奥氏体转变开始线——奥氏体转变完成线PP+AA?共析碳钢TTA图的说明不均匀A均匀AP+AA+Fe3CPT(s)T/℃可见：残余A的溶解，特别是成分均匀化所需时间最长。Ac10101102103104奥氏体向珠光体的总的推移速度为向铁素体和渗碳体的推移速度之和，但两个方向的推移速度相差很大，向铁素体的推移速度远大于向渗碳体的推移速度。奥氏体等温形成时，总是铁素体先消失，铁素体向奥氏体转变结束后，还有相当数量剩余渗碳体未完全溶解，还需要经过剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化才能获得成分均匀的奥氏体。

A转变开始线A转变终止线残余Fe3C溶解终止线A均匀化终止线过共析碳钢奥氏体等温形成图(TTA)过共析钢的原始组织是珠光体+渗碳体。过共析钢加热到两相区，珠光体刚刚转变为奥氏体时，钢中仍有大量的渗碳体未溶解。只有当温度超过Accm，渗碳体才能完全溶解，奥氏体成分均匀化也需要较长时间。EFG912℃SPQ1148℃727℃AFA+FA+Fe3CF+Fe3CKFe3CFeA1AcmA3T℃↑→C%δ0.02180.772.114.3CA+LLFe3C

+L一次渗碳体（从液体相中析出），其呈白色条带状。二次渗碳体（从奥氏体中先于共析反应析出），沿晶界网状分布三次渗碳体（从铁素体中析出），量少、极分散，看不到。共晶渗碳体（从液体相中析出），粗大树枝状,量多。共析渗碳体（从奥氏体中析出），比较细小的片状，量少。亚共析碳钢（0.45%C）奥氏体等温形成动力学图亚共析钢的原始组织为先共析铁素体+珠光体。当加热到Ac1以上两相区时，原始组织中的P首先转变为A，之后F先转变A，因此速度慢。当C含量较高，F全部转变完后还有Fe3C，多了条F先溶解终了线；当C含量较低，若温度较低，保温时间较短，Fe3C先消失，剩余先析F

若温度高于4线以上，F全部转变后还有Fe3C二.奥氏体等温形成动力学分析

1、形核率

3.3、奥氏体转变动力学σ－新旧相间的比界面能△GV－体积自由能差

ES－体积应变能，=0△G*-临界形核功,Q-扩散激活能,T↗，I↗，其原因：T↗，形核所需浓度起伏↘（系数C与形核所需的碳含量有关）T↗，△G*↘,exp（－△G*/KT）↗T↗，exp（－Q/KT）↗，即能克服能垒进行扩散的原子数↗非均匀形核率——

受温度影响与均匀形核一致，T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT2均匀形核还受形核位置数（缺陷数）影响二.奥氏体等温形成动力学分析

2、A长大线速度假设：①忽略F和Fe3C中的浓度梯度②相界面处维持局部平衡③C在A中扩散达准稳态导出，相界面推移速度为：3.3、奥氏体转变动力学1)T↗，G↗FFe3CAT1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CD—C在A中扩散系数，

dC/dx—A中浓度梯度△CB—两相在界面上的浓度差讨论：2)GA→FGA→Fe3C>T2GA→FGA→Fe3CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C公式应用：估算某一温度下A向F（或Fe3C）的移动速度。当A形成温度为780℃时∴F先消失，剩余碳化物T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C？若温度升高，会发生什么变化？实验测得共析钢薄试样于780℃盐浴炉中加热奥氏体化时，在铁素体消失的瞬间，奥氏体基体碳含量为0.61%,如果采用900℃盐浴炉奥氏体化，奥氏体基体碳含量下降到0.46%,试分析该现象产生的原因。转变温度越高，

残余碳化物量↗越大T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3C奥氏体形成温度/℃735760780850900基体碳含量（a相消失时）/％0.770.690.610.510.46表2奥氏体形成温度对基体碳含量的影响☆综上所述，和过冷情况下的结晶过程不同，A形成时，

T↗（或过热度△T↗），始终有利于A的形成。∴T↗，A形成速度↗三.影响奥氏体转变速度的因素1、温度的影响3.3、奥氏体转变动力学T↗，I↗，G↗，且I↗>G↗奥氏体起始晶粒度越小。各种因素中，T的影响作用最强烈2、原始组织的影响片状P转变速度>球状P薄片较厚片转变快三.影响奥氏体转变速度的因素图19粒状和片状珠光体对奥氏体形成速度的影响（钢的含碳量为0.9％）3、碳含量的影响C％↗，A形成速度↗，三.影响奥氏体转变速度的因素图18钢中碳含量对奥氏体等温转变50%（体积分数）时间的影响碳化物含量高，F/C界面↗，形核位置↗，形核率↗碳化物数量多，碳原子扩散距离↘，扩散系数↗三.影响奥氏体转变速度的因素4、合金元素的影响（1）对A形成速度的影响改变临界点位置——Ni、Mn、Cu等合金元素降低A1点，增大奥氏体的形成速度，而Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等合金元素升高A1点，就相对减慢奥氏体的形成速度。影响碳在A中的扩散系数——Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素，降低碳在奥氏体中的扩散系数，而使转变速度减慢。非碳化物形成元素Co、Ni增大碳原子在奥氏体中的扩散系数，而增大转变速度。Si、Al对扩散系数的影响较小，对奥氏体形成速度没有太大的影响。

合金碳化物在A中溶解难易程度的牵制——W、Mo等强碳化物形成元素形成的特殊碳化物不易溶解，将使奥氏体形成速度减慢。对原始组织的影响——合金元素Ni、Mn等使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。（2）对A均匀化的影响

合金钢需要更长均匀化时间三.影响奥氏体转变速度的因素4、合金元素的影响（1）对A形成速度的影响应用：合金钢一般需要更长的保温时间图20钢中含Cr量对珠光体向奥氏体转变的影响（含碳量约为1％）四.连续加热时A形成动力学3.3、奥氏体转变动力学奥氏体形成时体系温度不断升高：相同：形核、长大、碳化物溶解、均匀化过程不同：相变临界点、转变温度、组织结构等。四.连续加热时A形成动力学3.3、奥氏体转变动力学特点：（1）转变在一个温度范围内完成，（2）加热速度↗，临界点↗，（3）形成速度随加热速度↗而↗，（4）A起始晶粒度随加热速度速度↗而细化，（5）A成分不均匀性随加热速度↗而↗。（1）转变在一个温度范围内完成加热速度越快，转变范围向高温推移、扩大，奥氏体形成的温度范围越宽。（2）加热速度↗，临界点↗快速加热时，Ac1、Ac3、Accm等向高温移动，加热速度越快，转变点越高。（3）形成速度随加热速度↗而↗加热速度越快，转变开始和终了温度越高，转变所需时间越短。（4）A起始晶粒度随加热速度速度↗而细化快速加热时，相变过热度增大，A形核率急剧增大，且加热时间短，A晶粒来不及长大。图

加热速度和温度对0.4%C钢奥氏体中高碳区最高碳含量的影响

（5）A成分不均匀性随加热速度↗而↗快速加热时，转变温度推向高温，奥氏体两侧的碳含量CA/Fe3C、CA/F之差大，且时间短碳化物来不及充分溶解，C和合金元素来不及扩散。T1AFT℃CCA/Fe3CCA/FCF/ACF/Fe3CT21.奥氏体晶粒度3.4、奥氏体晶粒长大及其控制奥氏体晶粒度：一般指奥氏体化后的奥氏体实际晶粒大小。表示方法：生产上常用显微晶粒度级别数G来表示奥氏体晶粒度。在1倍下1mm2面积内包含的的晶粒个数N与G有如下关系式：

G=2.9452+3.321lnN（或G=2N-1）N越大，G就越大，奥氏体晶粒越细小。应用:晶粒细化处理、脆韧转变温度等奥氏体化的目的是获得成分均匀和一定晶粒大小的奥氏体组织。起始晶粒度——起始晶粒度是奥氏体刚刚形成（即其晶粒边界刚刚接触）时的晶粒大小。

n=1.01（J/υ）1/2

其中n——1mm2面积内的晶粒数

实际晶粒度——钢在某一具体的加热条件下实际获得的奥氏体晶粒的大小。

本质晶粒度——表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。通常采用标准实验的方法，即将钢加热到（930±10）℃，保温3-8小时后，测定其奥氏体晶粒大小

概念奥氏体晶粒的起始晶粒大小取决于形核率和长大速度，且增大形核率或降低长大速度是获得细小奥氏体晶粒的重要途径。5～8级的钢为本质细晶粒度的钢1～4级的钢为本质粗晶粒度钢本质粗晶粒度：奥氏体随温度的升高迅速长大的钢。如经锰硅脱氧的钢、沸腾钢等本质细晶粒度：奥氏体晶粒长大倾向小，加热到较高温度时才显著长大的钢。如经铝脱氧的钢、镇静钢等关于本质晶粒度概念的要点：（1）表征该钢种在通常热处理条件下A晶粒长大的趋势,不代表真实、实际晶粒大小。（2）本质粗晶粒度钢实际晶粒度并不一定粗大，本质细晶粒度钢实际晶粒度并不一定细小，取决于具体的热处理工艺有关。（3）本质晶粒度主要与成分和冶炼条件有关。铝脱氧的钢一般为本质细晶粒钢；含有Ti，V、Zr

、Nb等。（4）是确定热处理工艺参数的重要依据。本质细晶粒钢加热范围较宽，可以在930度高温下渗碳后直接淬火，不致引起奥氏体晶粒粗大。3.4、奥氏体晶粒长大及其控制

正常长大——加热转变结束以后，随着温度的进一步升高，或者是当温度一定的时候，随着时间的延长，奥氏体晶粒都将不断的长大。

异常长大——随着加热温度的增加，晶粒长大不明显，当温度超过某一个定值以后，晶粒将随着温度的升高急剧长大。奥氏体晶粒尺寸与加热温度的关系

2.奥氏体晶粒长大现象3.奥氏体晶粒长大机制3.4、奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大驱动力:——奥氏体晶粒的长大是通过晶界的迁移而进行的，晶界迁移的驱动力来自奥氏体晶界迁移后体系总的自由能降低，即界面能的降低。驱动力大小:F驱=2σ/R

方向：指向曲率中心σ-比界面能，R-晶界曲率半径RP

球面晶界长大驱动力示意图abc120°120°为保持三晶界交会处的界面张力平衡，交会处的面角应为120o，晶界将弯曲成曲率中心在小晶粒一侧的曲面晶界。当邻近的晶粒数小于6的晶粒的晶界将弯曲成正曲率弧，使晶界的界面能增大，为减小界面能，晶界有变为直线的自发趋势，使晶粒减小甚至消失；反之其邻近的晶粒数大于6的晶粒的晶界将弯曲成负曲率弧，为了减少界面面积，降低界面能，曲弧总有变为直线的趋势，使晶粒长大。晶粒长大驱动力实质是晶界曲率造成的晶界两侧的化学位差。晶界凹侧的化学位高于凸侧，导致界面是向凹侧晶粒推移。小晶粒不断缩小，大晶粒不断长大，大晶粒吞食小晶粒。当曲率半径为无穷大或界面为平直界面时，界面迁移的驱动力消失，晶界变得稳定。

图27大晶粒存在于小晶粒中时的几何关系图2-14大晶粒吃掉小晶粒示意图(箭头表示晶界迁移方向)3.奥氏体晶粒长大机制3.4、奥氏体晶粒长大及其控制晶粒长大阻力——第二相质点的钉扎作用

F阻=3fσ/2r

r-粒子半径,f–粒子数,σ-比界面能第二相质点越细小，分散，总阻力↗增加晶粒长大阻力的两种方法：增加第二相粒子的体积分数细化第二相粒子。当晶界移动的驱动力大于第二相粒子钉扎产生的阻力时，晶粒就会长大；当驱动力等于阻力时，晶粒就停止长大。当第二相颗粒发生聚合长大或溶解时，失去阻止晶粒长大的平衡力，引起晶粒的异常长大图300.008N%-0.019%Ti钢在1200℃保温120min时形成的混晶组织

特点:长大到一定程度不在长大，长大过程出现混晶现象。奥氏体晶粒的长大.flv奥氏体晶粒长大过程：图2-20奥氏体晶粒长大过程①孕育期：温度愈高，孕育期愈短。不均匀长大期：粗细晶粒共存。均匀长大期：细小晶粒被吞并后，缓慢长大。(1)加热温度和保温时间

4.奥氏体晶粒长大影响因素3.4、奥氏体晶粒长大及其控制表现为晶界的迁移，实质上是原子在晶界附近的扩散过程。晶粒长大速度与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力成正比。图

奥氏体晶粒大小与加热温度和保温时间的关系

T↗,t↗,A晶粒度↗(2)加热速度加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度快速加热和短时间保温可以获得细小的奥氏体晶粒。

加热方法加热速度

/℃/秒加热温度（淬火后铁素体消失的温度）/℃起始奥氏体晶粒的平均面积/μm2

炉内加热0.0382560282540883030感应加热20087028100090029

在一定的范围内，奥氏体晶粒大小随钢中碳含量增加而增大。超过这个限度时，碳含量进一步增加，奥氏体晶粒反而会减小。(扩散，析出的渗碳体影响)

图32碳含量对奥氏体晶粒长大的影响

(3)碳含量碳在固溶于奥氏体的情况下，碳增大，碳和铁的自扩散系数均增大，将促进晶界的迁移，使奥氏体晶粒长大。共析碳钢最容易长大。当碳以未溶二次渗碳体形式存在时，由于其阻碍晶界迁移，所以将阻碍奥氏体晶粒长大。过共析碳钢的加热温度一般选在Ac1----Accm

两相区，为的就是保留一定的残留渗碳体。

（4）脱氧剂及合金元素Ti、Zr、V、Nb、Ta、Al等元素，可以强烈的细化晶粒；W、Mo、Cr等元素，也有细化晶粒的作用，其影响程度属于中等水平；Cu、Ni、Co、Si等元素，对奥氏体晶粒长大影响很小；Mn、P、C、O等元素，有增大奥氏体晶粒长大倾向。AlTiZrVWMoCrSiNiCu阻碍作用强阻碍作用弱（6）原始组织的影响原始组织越细，碳化物分散度越大，所得到的奥氏体起始晶粒就越小。但晶粒长大倾向大，即过热敏感性增大，不可采用过高的加热温度和长时间保温，宜采用快速加热、短时保温的工艺方法。

奥氏体晶粒直径与加热温度的关系1----不含铝的C-Mn钢2----含Nb-N钢（5）冶炼方法

用Al脱氧，可形成AlN

----本质细晶粒钢用Si、Mn脱氧----本质粗晶粒钢

（1）奥氏体晶粒大小控制增加第二相颗粒起弥散分布:

如钢中加Al,形成AlN颗粒、碳化物(TiC、NbC等)细化组织提高加热速度:

利用温度和时间对奥氏体晶粒长大影响来细化晶粒。如高频感应加热、激光加热、电子束加热等。控制热加工工艺和采用预备热处理工艺:由于粒状珠光体不易过热，采用球化退火作为预备热处理（2）粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断5.奥氏体大小控制及其应用3.5非平衡组织的奥氏体转变1．针状奥氏体的形成

中低碳合金钢以板条状马氏体为原始组织在Ac1～Ac3之间低温区域进行慢速或极慢速加热的初期，在马氏体板条间可形成针状奥氏体，通过形核与长大形成。同时，在原奥氏体晶界、板条束间及其他位置产生颗粒奥氏体。2．颗粒状奥氏体的形成

中等的加热速度将非平衡组织加热到Ac1～Ac3之间或直接加热到Ac3以上时，将在原奥氏体晶界，马氏体束界，块界，甚至在板条界通过扩散型相变形成颗粒状奥氏体。3.5非平衡组织的奥氏体转变新形成的晶核与相界面的一侧保持共格或半共格关系，而与另一侧无共格关系，通过碳的扩散向无共格关系的一侧长大，形成球冠状晶粒。回火越充分，颗粒奥氏体形核率越低。3.5非平衡组织的奥氏体转变

3.非平衡组织加热转变的影响因素与平衡组织的差异：非平衡组织本身可能残留奥氏体α相的成分和状态（元素含量与分布、缺陷、位错等）碳化物种类、形态、大小、数量及分布。非平衡组织转变特点：化学成分

化学成分不同，影响非平衡组织加热过程所发生的转变。例：碳钢，M组织加热易分解，α基体易再结晶，加入合金元素后分解和再结晶过程变慢。碳含量不同M形态不同（板、片）A转变过程不同3.5非平衡组织的奥氏体转变奥氏体化温度和奥氏体化后的停留温度

A化温度和后停留温度A晶粒、元素分布、偏聚、碳氮化物M组织影响非平衡组织转变过程加热速度慢速加热：碳钢，发生再结晶，获得颗粒状碳化物组织。合金钢，未发生再结晶，出现组织遗传。中速加热：在原A晶界和板条M束界等形成细小颗粒状A。快速加热：淬火态中碳钢的原A晶粒完全恢复。原始组织原始非平衡组织包括M、B和回火M等，它们以相同的加热速度加热时，加热过程中转变程度不同，A转变开始时的组织状态不同，形成的A组织有较大差异。4.粗大奥氏体晶粒的遗传及其阻断遗传——在一种相变或组织转变中，转变的产物保留了原始组织的宏观及显微特性，这种现象称为遗传，包括组织遗传和相遗传。组织遗传——过热的钢，再次正常加热后，A仍保留原来粗大晶粒，甚至原来取向和晶界的现象。相遗传——母相中的晶体缺陷和不均匀性被新相继承。组织遗传是有害的。相遗传是有益的，因为可使强度提高。3.5非平衡组织的奥氏体转变影响钢的组织遗传的因素：（1）原始组织

平衡组织（P不发生）非平衡组织（B>M），但碳钢不会出现（2）加热速度对具有非平衡组织的合金钢：慢速加热或快速加热，容易出现组织遗传；中速加热可能避免出现组织遗传；奥氏体晶粒的反常细化——过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热至Ac3以上的正常加热温度，有可能得到粗大的奥氏体晶粒，出现组织遗传，但如果加热到更高的温度（Ac3+100~200℃），则奥氏体晶粒不仅不粗化，反而形成了细小的，晶体学位向不同的奥氏体晶粒，这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化。(相硬化自发再结晶)马氏体的缺陷奥氏体强化再结晶+热应力+体积变化的组织应力控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法：关键是破坏新旧相之间的取向关系

避免由不平衡相直接加热形成奥氏体；避免以非扩散方式形成奥氏体；多次加热破坏原有的晶体取向。（1）对非平衡组织的过热钢，可以采用中速加热，得到细小的奥氏体晶粒。（2）对非平衡组织的过热钢，在淬火前先进行一次退火或高温回火。（3）利用奥氏体的自发再结晶，快速加热至临界点以上100～200℃，然后淬火。（4）对低合金钢，可采用多次正火使过热得到校正。重点与难点