金属热处理原理.doc

金属热处理原理 绪 论 一、研究的内容和任务 金属热处理原理是以金属学原理为基础，着重研究金属及合金固态相变的基本原理和热处理组织与性能之间关系的一门课程。 金属学原理着重讨论的是金属及合金的本质及影响因素、缺陷及其交互作用和它们对性能的影响、状态图、塑性变形、回复、再结晶等等。 热处理原理着重讨论的是金属及合金在固态下的相变规律、影响因素、动力学、非平衡转变，以及在热处理中的应用，研究热处理组织和性能之间的关系等等。 金属材料从服役条件出发，选择什么样的材料、如何对材料进行处理，在使用和处理过程中会出现什么问题，如何解决出现的问题，最终可能得到什么样的性能，如何改进现有材料、挖掘其潜力，试制新材料等，无不与热处理原理有着密切的关系。 固态金属（包括纯金属及合金）在温度和压力改变时，组织和结构会发生变化，这种变化统称为金属固态相变。金属中固态相变的类型很多，有的金属在不同的条件下会发生几种不同类型的转变。掌握金属固态相变的规律及影响因素，就可以采取措施控制相变过程，以获得预期的组织，从而使其具有预期的性能。对于金属材料常用的措施就是特定加热和冷却，也就是热处理。 二、热处理发展概况 人们在开始使用金属材料起，就开始使用热处理，其发展过程大体上经历了三个阶段。 1、民间技艺阶段 根据现有文物考证，我国西汉时代就出现了经淬火处理的钢制宝剑。史书记载，在战国时期即出现了淬火处理，据秦始皇陵开发证明，当时已有烤铁技术，兵马俑中的武士佩剑制作精良，距今已有两千多年的历史，出土后表面光亮完好，令世人赞叹。古书中有“炼钢赤刀，用之切玉如泥也”，可见当时热处理技术发展的水平。但是中国几千年的封建社会造成了贫穷落后的局面，在明朝以后热处理技术就逐渐落后于西方。虽然我们的祖先很有聪明才智，掌握了很多热处理技术，但是把热处理发展成一门科学还是近百年的事。在这方面，西方和俄国的学者走在了前面，新中国成立以后，我国的科学家也作出了很大的贡献。 2、技术科学阶段（实验科学） 金相学 此阶段大约从1665年1895年，主要表现为实验技术的发展阶段。 1665年显示了AgPt组织、钢刀片的组织； 1772年首次用显微镜检查了钢的断口； 1808年首次显示了陨铁的组织，后称魏氏组织； 1831年应用显微镜研究了钢的组织和大马士革剑； 1864年发展了索氏体； 1868年发现了钢的临界点，建立了FeC相图； 1871年英国学者T. A. Blytb 著“金相学用为独立的科学”在伦敦出版； 1895年发现了马氏体； 3、建立了一定的理论体系热处理科学 “S”，曲线的研究，马氏体结构的确定及研究，KS关系的发现，对马氏体的结构有了新的认识等，建立了完整的热处理理论体系。 第一章 钢在加热和冷却时的转变 11 概 述 一、热处理及其作用 热处理是将钢在固态下加热到预定的温度，保温一定的时间，然后以预定的方式冷却到室温的一种热加工工艺。其工艺曲线如图7．1所示。 热处理的作用改善材料工艺性能和使用性能，充分挖掘材料的潜力，延长零件的使用奉命，提高产品质量，节约材料和能源。此外，还可以消除材料经铸造、锻造、焊接等热加工工艺造成的各种缺陷、细化晶粒、消除偏析、降低内应力，使组织和性能更加均匀。 最终热处理在生产过程中，工件经切削加工等成形工艺而得到最终形状和尺寸后，再进行的赋予工件所需使用性能的热处理称为最终热处理。 预备热处理热加工后，为随后的冷拔、冷冲压和切削加工或最终热处理作好组织准备的热处理，称为预备热处理。 二、钢临界温度 1、FeFe3C相图上的临界温度 共析钢PSK线（A1） γ→PαFe3C 亚共析钢原始组织FP PSK线（A1）P→γ GS线（A3）F→γ 过共析钢原始组织Fe3CFP PSK线（A1）P→γ ES线（Acm）Fe3C溶入γ 2、实际加热、冷却条件下的临界温度 实际加热奥氏体的形成总是在一定过热条件下发生的，因此，相变开始的温度必然会偏离相图上的平衡临界温度，加热时偏向高温，而冷却时偏向低温，称为“滞后”，随着加热（冷却）速度增加奥氏体形成温度偏离平衡点越远，如图所示。通常加热时的临界温度用脚标C表示，AC1、AC3、ACcm；冷却时的临界温度用脚标r表示，Ar1、Ar3、Arcm。 12 钢在加热时的转变 钢的热处理种类很多，其中除淬火后的回火，消除应力的退火等少数热处理外，均需加热到钢的临界以上，使钢部分或全部转变为奥氏体，然后再以适当的冷却速度冷却，使奥氏体转变为一定的组织并获得所需的性能。 钢在加热过程中，由加热前的组织转变为奥氏体被称为钢的加热转变功奥氏体化过程。由加热转变所得的奥氏体组织状态，其中包括奥氏体晶粒的大小、形状、空间取向、亚结构、成分及其均匀性等，均将直接影响在随后的冷却过程中所发生的转变及转变所得产物和性能。因此，弄清钢的加热转变过程，即奥氏体的形成过程是非常重要的。 图1-1 珠光体和奥氏体自由能 随温度的变化曲线示意 一、奥氏体形成的热力学条件 从FeFe3C状态图可知，珠光体被加热到A1（727℃）以上时将转变为奥氏体。这是因为珠光体与奥氏体的自由能均随温度的升高而降低，但是下降的速度不同，相交于某一温度，该交点所对应的温度即A1（727℃）。图1-1是珠光体、奥氏体的自由能与温度的关系。高于A1（727℃）时，奥氏体的自由能低于珠光体的自由能，珠光体将转变为奥氏体。转变的驱动力即珠光体与奥氏体的体积自由之差ΔGV。 奥氏体形成时系统总的自由能变化为 ΔGΔGV ΔGS ΔGe 式中ΔGV为新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差；ΔGS为形奥氏体时所增加的界面能；ΔGe为形成奥氏体时所增加的应变能。其中ΔGV是奥氏体转变的驱动力，ΔGS 与ΔGe是相变的阻力。因为奥氏体在高温下形成，ΔGe一项较小，相变的主要阻力是ΔGS。从能量方程可以看出 当T0 ΔG0 珠光体不能转变为奥氏体； 当TT0时，ΔGVGA-GP0 ΔG0 珠光体不能转变为奥氏体； 当TT0时，ΔGVGA-GP0 ΔGCγ-α，因此，在奥氏体出现碳的浓度梯度，从而引起碳在奥氏体中由高浓度向低浓度的扩散，使奥氏体内部的碳的分布驱于均匀分布，即使奥氏体与铁素体相邻的边界处碳浓度升高，而奥氏体与渗碳体相邻的边界处碳浓度降低。从而破坏了相界面处的碳浓度平衡，使系统自由能升高。为了恢复平衡，渗体体势必溶入奥氏体，使它们相邻界面的碳浓度恢复到Cγ-c，与此同时，另一个界面上将发生铁素体向奥氏体的晶格改组，使其相邻边界的碳浓度恢复到Cγ-α，从而恢复界面的平衡，降低系统的自由能。这样相当于奥氏体的晶核分别向渗碳体和铁素体中推移，奥氏体晶核得以长大。由于界面处碳浓度的恢复又增加了奥氏体中的碳浓度分布梯度，又会引起碳在奥氏体中的扩散，破坏界面处碳浓度的平衡，引起渗碳体的溶解和铁素体的转变，再次恢复平衡。此过程循环往复地进行，奥氏体便不断地向铁素体和渗碳体中长大。直到将铁素体和渗碳体消耗完了奥氏体晶核的长大结束。 由图1-5，在铁素体内，铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体两个相界面之间也存在着碳浓度差Cα-c-Cα-γ，因此，当碳在奥氏体中进行扩散的同时，在铁素体中也进行着扩散。扩散的结果，也将促进铁素体向奥氏体的转变，从而促进奥氏体的长大。 3、剩余渗碳体的溶解 实验表明在珠光体向奥转变过程中，铁素体和渗碳体并不是同时消失，而总是铁素体首先消失，将有一部分渗碳体残留下来。这部分渗碳体在铁素体消失后，随着保温时间的延长或温度的升高，通过碳原子的扩散不断溶入奥氏体中。一旦渗碳体全部溶入奥氏体中，这一阶段便告结束。 为什么铁素体和渗碳体不能同时消失，而总有部分渗碳体剩余 按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem的C浓度高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残留碳化物才能逐渐溶解。 碳化物溶入A的机理，现在还不十分清楚，有人认为是通过碳化物中的碳原子向奥氏体中扩散和Fe原子向贫碳的渗碳体区扩散，以及Fe3C向A晶体点阵改组来完成的。 4、奥氏体成分均匀化 珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高，而原来是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此，只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。 以上共析碳钢珠光体向奥氏体等温形成过程，可以用下图形象地表示出来。 珠光体向奥氏体等温转变过程示意图 5、奥氏体非扩散形成简介 （1）无扩散形核，扩散长大； （2）铁素体全部以无扩散方式转变为低碳的奥氏体； （3）最近的研究成果铁素体向奥氏体转变直接受加热速度控制，快速加热可以为无扩散形核，而缓慢加热则以扩散方式形成。 三、奥氏体的形成速度（奥氏体形成动力学） 相变的动力学研究的是转变温度、转变量和转变时间的关系。 奥氏体形成动力学可分为等温形成动力学和连续加热形成动力学。 （一）奥氏体等温形成动力学 等温形成动力学即在一定温度下的转变量和转变时间的关系（即在一定温度下的转变速度）。 研究表明，奥氏体的形成速度决定于奥氏体的形核率和晶核的线长大速度，它受钢的成分、原始组织状态、等温温度等条件的影响。 1、奥氏体等温形成动力学曲线 （1）共析碳钢奥氏体等温形成图 试样厚2mm左右，直径约为10mm的小圆片； 原始状态每个试样均有相同的原始组织状态； 温度在AC1以上设定不同的温度，如730℃、745℃、765℃、； 时间在每个温度下保持一系列时间，如1S、5S、10S、20S、； 冷却在盐水中急冷到室温； 观察在显微镜下测出试样中马氏体的数量（相当于高温下奥氏体的数量）； 做图做出每个温度下奥氏体形成量和保温时间的关系曲线，即得到了奥氏体等温形成的动力学曲线。为方便，通常把不同温度下转变转变相同数量所需时间，综合在温度和时间坐标系内，这样就得到了奥氏体等温形成图。 上图只表示了珠光体向奥氏体转变刚刚完成的情况，实际上，此时钢中仍有部分残留碳化物存在，还需要保温一段时间后才能使碳化物完全溶解，碳化物溶解完了之后，还需0.86钢a奥氏体形成动力学曲线b等温形成图 要保持一段时间后才能使奥氏体成分均匀。 共析碳钢奥氏体等温形成图 （2）奥氏体等温形成的特点 ①在高于AC1温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定时间后，才开始形成。温度越高，所需时间越短。通常称为孕育期。 孕育期从保温开始到转变开始的这段时间称为孕育期。孕育期的实质是相变的准备阶段，是所有扩散型相变的共同特点。 ②奥氏体形成速度在整个过程中是不同的，开始时速度较慢，以后逐渐加快；在转变量达到50时，转变速度达到极大值，以后转变速度又开始逐渐减慢。 ③温度越高，奥氏体形成所需的全部时间越短，即奥氏体的形成速度越快。换言之，随温度升高，奥氏体形成始终是加速的。 ④在奥氏体刚刚形成后，还需一段时间使残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化。 （3）过共析和亚共析碳钢奥氏体等温形成图 ①过共析碳钢原始组织为PCem，且P的数量随钢的C增加而减少。 ②亚共析碳钢原始组织为PF，且P的数量随钢的C增加而增加。 对于这类钢，当加热到AC1以上某一温度，珠光体转变为奥氏体后，如果保温时间不太长，可能有部分铁素体或渗碳体被残留下来。对于含碳量比较高的亚共析钢，在AC1以上，当铁素体全部转变为奥氏体后不久，有可能仍有部分碳化物残留。 （a）过共析钢（WC1.2）和（b）亚共析钢（WC0.45）奥氏体等温形成图 2、奥氏体等温形成动力学的分析 奥氏体等温形成动力学图示出的温度升高奥氏体形成速度加快的规律，是由于随着温度升高奥氏体的形核率和长大速度均增加的缘故。有人做过试验，把奥氏体的形成温度从740℃提高到800℃时，奥氏体的形核率N增加270倍，而长大速度G增加了80倍。因此，随着温度升高，奥氏体形成速度迅速增加。 （1）奥氏体的形核率 研究指出，在奥氏体均匀形核条件下，形核率N和温度之间的关系可以表示为 Cˊ-常数； Q-扩散激活能； T-绝对温度； K-波尔茨曼常数； W-临界形核功，在忽略应变能时， Aˊ-常数；σ-奥氏体与旧相的界面能； ΔGV-奥氏体与旧相之间单位体积自由能之差； 1）因温度升高，形核率N以指数关系迅速增加； 2）因ΔGV随温度升高而增大，使W减小，使N进一步增大； 3）随温度升高原子扩散速度加快，不仅有利于铁素体向奥氏体点阵改组，而且也促进渗碳体溶解，这也加速奥氏体的形核； 4）随温度升高铁素体的C沿QP线增加，另一方面奥氏体在铁素体中形核时所需的碳浓度沿SG而降低，结果减小了奥氏体形核所需要的碳的浓度起伏，促进奥氏体的形核。 （2）奥氏体晶体的长大速度G 奥氏体晶体的长大速度，实质上就是奥氏体的相界面向铁素体和渗碳体中推移速度的总和。它首先取决于碳在奥氏体中的扩散速度和浓度梯度，其次取决于铁素体向奥氏体点阵改组的速度，即铁原子的自扩散速度。 关于奥氏体晶体的长大速度，有不少研究者利用扩散规律导出一些计算公式，具有代表性的如下 碳在铁素体和奥氏体中的扩散系数； 铁素体和奥氏体界面处碳在铁素体和奥氏体中的浓度梯度； 奥氏体与铁素体相界面间的碳浓度差。 负号表示下坡扩散。 由于碳在铁素体中的浓度梯度很小，故可以近似把看作是0。上式可以改写为 利用碳在渗碳体中的浓度梯度等于零的特点，可得界面向渗碳体中推移的速度表达式 渗碳体与奥氏体相界面间的碳浓度差。 碳在奥氏体中的浓度梯度； 通过对上式的分析，不难得出，升高温度总是使奥氏体晶体长大速度加快的。 1）温度升高，扩散系数D（）增大，同时奥氏体的两相界面之间碳浓度差Cr-cem-Cr-a增加，增大了碳在奥氏体中的浓度梯度，从而使奥氏体的长大速度加快； 2）温度升高，在铁素体中有利于奥氏体形核的部位增加，原子的扩散距离相对缩短了，同样有利于奥氏体的长大； 3）温度升高，奥氏体与铁素体相界面处的碳浓度差Cr-a-Ca-r以及渗碳体与奥氏体相界面处的碳浓度差Ccem-r-Cr-cem均减小，因此也会加速奥氏体晶体长大。 综上所述奥氏体形成时，升高温度（或增加过热度）始终是有利于奥氏体形成的，所以加热温度越高，奥氏体形成的孕育期以及整个相变过程所需时间越短，即奥形成速度越快。换言之随温度的升高（或过热度的增大）奥氏体的形成是加速的。 3、影响奥氏体形成速度的因素 （1）温度 温度升高，奥氏体形成速度加快。在各种影响因素中，温度的作用最为强烈，因此控制奥氏体的形成温度十分重要。 （2）碳含量 钢中碳含量越高，奥氏体的形成速度越快。C增加原始组织中碳化物数量增多，增加了铁素体与渗碳体的相界面，增加了奥氏体的形核部位，同时碳的扩散距离相对减小。 （3）原始组织的影响 如果钢的化学成分相同，原始组织中碳化物的分散度越大相界面越多，形核率便越大；珠光体片间距离越小，奥氏体中碳浓度梯度越大，扩散速度便越快；碳化物分散度越大，使得碳原子扩散距离缩短，奥氏体晶体长大速度增加。 （4）合金元素的影响 1）合金钢中奥氏体形成的特点 合金钢中的奥氏体形成规律与碳素钢的相同，奥氏体形成机理并不发生变化。但是，由于合金元素的加入，可以改变碳化物的稳定性，可以影响碳在奥氏体中的扩散系数。关于合金元素对奥氏体形成速度的影响可以从以下几个方面来说明 ①通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度 强碳化物形成元素Cr、Mo、W等，降低碳在奥氏体中扩散系数，推迟珠光体转变为奥氏体；非碳化物形成元素Co、Ni等增大碳在奥氏体中的扩散系数，使奥氏体形成速度加快；Si、Al等对碳原子的扩散系数影响不大，因此对奥氏体的形成无明显的影响。 ②合金元素通过改变碳化物稳定性影响奥氏体的形成速度 通常使碳化物稳定提高的元素，将延缓奥氏体的形成。钢中加入W、Mo和其它强碳化物形成元素，由于在钢中可以形成稳定性极高的特殊类型的碳化物，加热时不易溶解，将使奥氏体形成速度减慢。下面以Cr元素来说明。 Cr含量为2及6时，延缓奥氏体的形成，但Cr含量为11时，奥氏体形成速度反而比6时快。原因如下 2Cr时形成较稳定的不易溶解的FeCr3C，延缓奥氏体的形成； 6 Cr时形成更稳定的不易溶解的FeCr7C3，延缓奥氏体的形成； 11Cr时形成含碳较少、较易溶解、稳定性较低的碳化物FeCr23C6，一方面FeCr23C6较不稳定，另一方面C相同时可以形成更多的碳化物，从而使相界面面积增加，这些都会加速奥氏体的形成。 ③对临界点的影响 合金元素的加入改变了临界点A1、A3、Acm的位置，并使它们成为一个温度范围，当温度一定时，临界点的变化相当于过热度的改变。 Ni、Mn、Cu等降低A1温度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等升高A1温度。 ④合金元素通过对原始组织的影响也影响奥氏体的形成速度 Ni、Mn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。 2）合金钢中奥氏体均匀化 钢中的合金元素在原始组织各相中（F和Cem）分配是不均匀的，在退火状态下，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则主要集中在铁素体中，合金元素这种不均匀分布，一直到碳化物溶解完毕后，还显著地保留在钢中，这样合金钢奥氏体形成后，除了碳的均匀化外，还要进行合金元素的均匀化。 在其它条件相同的情况下，合金元素在奥氏体中的扩散速度比碳在奥氏体中的扩散速度小100-10000倍。此外，碳化物形成元素还会减小碳在奥氏体中的扩散速度，这将降低碳的均匀化速度，因此，合金钢均匀化所需时间常常比碳钢长得多。 （二）连续加热时奥氏体的形成 工件实际热处理时，在绝大多数（如高频感应加热、火焰表面加热、高温盐浴加热等）情况下，奥氏体的形成是属于非等温或连续加热转变。 奥氏体形成时将吸收热量，转变开始后，如果供给工件的热量等于转变所消耗的热量，工件所取得的热量均用于奥氏体的形成，温度不再升高，转变在恒温下进行。相反如果供热大于转变所需热量，此时除转变所需热量，多余的热量将使工件的温度继续升高，故在转变进行的同时，温度还在继续升高，此时转变是在温度不断升高的条件进行的。 实验表明连续加热时奥氏体形成的基本过程和等温转变相似，也是由奥氏体的形成、残留碳化物溶解和奥氏体成分均匀化三个阶段组成。现已证明，影响这些过程的因素也大致与等温形成时相同。但是，因为奥氏体的形成是在连续加热条件下进行的，所以要相变动力学及相变机理上常会出现若干等温转变所没有的特点。 1、在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度增大而升高 奥氏体形成的开始温度和终了温度均随加热速度增大而升高。当钢的加热速度大到某一范围时，所有亚共析钢的转变温度均相同，加热速度约在105-106℃/S范围内时含碳在0.20.9的钢的转变温度均约在1130℃。 2、相变是在一个温度范围内完成的 加热速度越快奥氏体的温度范围越宽，但形成速度确加快，奥氏体形成时间缩短。 3、可以获得超细晶粒 超快速加热时，过热度很大，奥氏体晶核不仅在可以在铁素体和渗碳体相界面上形成，而且也可以在铁素体内的亚晶界上形成，因此奥氏体成核率很大，如果加热时间极短，在奥氏体晶体来不极长大，所以可带来奥氏体晶粒的超细化的特点。 4、钢中原始组织的不均匀使连续加热时的奥氏体化温度升高 5、快速连续加热时形成的奥氏体成分不均匀性增大Cr-a降低，Cr-cem升高。 6、在超快速加热条件下，铁素体转变为奥氏体的点阵改组属于无扩散型相变。 四、奥氏体晶体长大及控制 （一）奥氏体晶粒度 晶粒度是表示晶粒大小的一种尺度。对钢来说，如果不特别指明，一般是指奥氏体后的实际晶粒大小。奥氏体晶粒度有以下三个不同的概念。 1、起始晶粒度指临界温度以上奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚互相接触时的晶粒大小。 2、实际晶粒度指在某一热处理加热条件下，所得到的晶粒尺寸。 3、本质晶粒度是根据标准实验条件，在93010℃，保温足够时间（38小时）后，测定的钢中奥氏体晶粒的大小。按此法，晶粒度在58级者称为本质细晶粒钢，在14级者称为本质粗晶粒钢。本质晶粒度并不是实际晶粒大小，它只是描述了晶粒长大的趋势，它说明本质细晶粒钢加热时，奥氏体晶粒长大的倾向小，而本质粗晶粒钢加热量奥氏体晶粒长大的倾向大。实际加热条件下，本质粗晶粒钢的晶粒不一定粗，而本质细晶粒钢的晶粒不一定细。 4、奥氏体晶粒的评定标准 一般生产中把奥氏体晶粒大小分为18个级别，其中1级最粗，8级最细，超过8级以上的称为超细晶粒。 晶粒度的级别Nˊ与晶粒大小之间的关系为 nˊ2Nˊ-1或n2Nˊ3 nˊ为放大100倍进行金相观察时每平方英寸（6.45cm2）视野中所含的平均晶粒数目。 n实际上每1mm2试样面积中的平均晶粒数目。 （二）晶粒长大与第二相颗粒的影响 1、晶粒长大的机理 奥氏体刚刚形成后，起始晶粒一般均很细小，而且也不均匀。界面弯曲，晶界面积大，界面能高。从热力学分析，界面能越高，则界面越不稳定，必然要自发地向减少晶界面积，降低界面能的方向发展。就是说，弯曲晶界变成平直晶界，小晶粒合并成大晶粒是一种自发过程。 稳定存在的晶粒形状是六边形的，晶界均成直线，且三条晶界相交于一点时互成120角，在二维平面上每个晶粒均有6 个相邻接的晶粒，这种状态的晶粒不易长大稳定性极高。但实际上晶粒并非如此均匀，在同一视野内晶粒大小是有很大差别的。 当晶粒尺寸小于平均尺寸时，其相邻的晶粒就必然减少，可能只有35个，界面的夹角也要小于120，此时界面张力的合力不等于零，存在一个指向小晶粒曲率中心的力，该力将牵引晶界向小晶粒的曲率中心称动，使小晶粒收缩，最终消失。 当晶粒尺寸大于平均晶粒尺寸时，其相邻接的晶粒数目就必然增加，可能不只有6个，界面夹角也将大于120，界面张力的合力也不为零，存在一个背向大晶粒曲率中心的力，该力将牵引晶界向外移动，使大晶粒长大。 其结果是在初期出现大晶粒吞并小晶粒的晶粒长大过程。当晶粒大小相当后，此过程结束。如果此时继续加热或保温晶粒还会继续长大。 通常将大晶粒吞并小晶粒而长大的过程叫不均匀长大，而将大晶粒继续长大的过程称为均匀长大。一般情况下晶粒长大是由这两个阶段组成的。 晶粒长大的驱动力G和晶粒尺寸及界面能的大小有关，可用下式表示 σˊ单位奥氏体晶粒的界面能； Rˊ晶界曲率半径，若晶粒为球形时R即为其半径。 可以看出，界面能越大、晶粒尺寸越小，奥氏体晶粒长大的驱动力越大，长大的倾向越大，即晶界越容易迁移。 2、第二项颗粒对晶粒长大的影响 对实际金属材料而言，不是在所有情况下晶界都能自发迁移。在晶粒边界及晶粒内部。往往存在着很多细小难熔的第二相颗粒，它们将阻碍晶界移动，起着钉扎晶界的作用。 假设晶粒A和晶粒B之间的晶界，沿X轴的方向移动，与半径为r的小颗粒相遇，当晶界迁移到小颗粒的Y轴时（即小颗粒的直径平面），因颗粒的存在省去了部分（πr2）晶界，此时晶界具有最低的界面能。当晶界向前移动时，不仅晶界面积增大，同时，因为需要保持界面张力的平衡，必须使φθ，即晶界与颗粒表面相交处必须保持垂直，这样就引起距离颗粒较近的一部分晶界发生弯曲，导致晶界面积进一步增大，且第二相颗粒越小，晶界弯曲的曲率越大，晶界面积增加越多，将会导致界面能的增大。显然，这是一个使系统自由能增加的过程，是可能自发进行的。第二相颗粒的存在相当于晶界移动的阻力，当驱动力与阻力平衡时，晶界停止移动，晶粒停止长大。 研究指出，第二相颗粒对晶界移动的最大阻力Gm可用下式表示 r第二相颗粒的半径；σ界面能；f单位体积内第二相颗粒的数目。 如果晶界移动的驱动力完全来自晶界能，那么当晶界能所提供的驱动力正好和弥散的颗粒对晶界移动的阻力相等时，正常的晶粒长大便告停止。所以在一定温度下，奥氏体晶粒的平均极限半径Rˊlim决定于第二相颗粒的半径r及数量的多少，可用下式表示 总之，晶粒长大是一种自发过程，它是由大晶粒吞并小晶粒的不均匀长大和大晶粒进一步长大的均匀长大两个联合体组成。晶粒的长大主要表现为晶界的移动，高度弥散的、难熔的非金属或金属化合物颗粒对晶粒长大起很大的抑制作用，为了获得细小的奥氏体晶粒，必须保证钢中有足够数量和足够细小难熔的第二相颗粒。 （三）影响奥氏体晶粒度的因素 1、加热温度和保温时间 晶粒长大和原子的扩散密切相关，所以温度越高相应的保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大。在每一个温度下奥氏体晶粒的长大都有一个加速长大期，当晶粒长大到一定尺寸后，长大过程将减弱并停止。温度越高，奥氏体晶粒长大进行的越快。因此，为了得到一定尺寸的晶粒度，必须同时控制温度和保温时间。 2、加热速度 在保证奥氏体成分均匀的前提下，快速加热短时保温能够获得细小的奥氏体晶粒。这是因为，加热速度越大，奥氏体转变时的过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，则奥氏体的形核率越高，起始晶粒越细小。如果在高温下保温时间很短，奥氏体晶粒来不及长大，因此，可以得细晶粒组织。但是，如果在高温下长时间保温，晶料则很容易长大。 3、钢的含碳量的影响 钢中含碳量对奥氏体晶粒长大的影响很大。含碳量在一定范围内，随含碳量的增加，奥氏体晶粒长大的倾向增大。但是含碳量超过某一限度时，奥氏体晶粒反而随含碳量的增加而变的细小。这是因为随着含碳量的增加，碳在钢中的扩散速度以及铁的自扩散速度均增加，故增加了奥氏体晶粒长大的倾向性。但是，当碳含量超过一定限度以后，加热奥氏体化时会出现第二相，如二次渗碳体，且随着碳含量的增加，第二相的数量增多，将阻碍奥氏体晶界的迁移，故奥氏体晶粒反而细小。 4、脱氧剂及合金元素 用Al脱氧的钢奥氏体晶粒长大倾向小，属于本质细晶粒钢。而用Si、Mn脱氧的钢奥氏体晶粒长大倾向大，一般属于本质粗晶粒钢。Al能细化晶粒的主要原因是残留的Al在钢中能形成大量难熔的六方点阵结构的AlN，它们弥散析出在晶界上，阻碍了晶界的移动，防止晶粒长大。而Si和Mn在钢中则不能形成类似的化合物，因此，没有阻碍奥氏体晶粒长大的作用。 钢中加入适量的Ti（钛）、Zr（锆）、Nb（铌）、V（钒）、Ta（钽）等合金元素，有强烈细化奥氏体晶粒、升高粗化温度的效果。因为这些元素是强碳、氮化物形成元素，在钢中形成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的NbC、NbN、NbC、N等化合物。 能产生稳定碳化物的元素W、Mo、Cr等也有细化晶粒的作用；Ni、Co、Cu等稍有细化晶粒的作用；而P、O等则是粗化晶粒的元素。 按阻碍奥氏体晶粒长大程度不同，可将合金元素分成如下几类 强烈阻碍晶粒长大的Ti钛、Zr锆、Nb铌、V钒、Ta钽、Al铝等； 有中等阻碍作用的W、Mo、Cr等； 稍有阻碍作用或不起作用的Ni、Co、Cu、Si等； 增大晶粒长大倾向的C、P、Mn、O等。 5、原始组织 原始组织细小，相界面积大，奥氏体形核率大，则起始晶粒细小，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。 思 考 题 1、钢中奥氏体的点阵结构，碳原子可能存在的部位及其在单胞中的最大含量。 2、以共析碳钢为例说明奥氏体的形成过程，并讨论为什么奥氏体全部形成后还会有部分渗碳体未溶解 3、合金元素对奥氏体形成的四个阶段有何影响。 4、钢在连续加热时珠光体奥氏体转变有何特点。 5、何谓奥氏体的本质晶粒度、起始晶粒度和实际晶粒度。钢中弥散析出的第二相对奥氏体晶粒的长大有何影响。 6、试讨论奥氏体等温形成动力学的特点。 7、试讨论影响奥氏体形成速度的因素。 8、试叙述奥氏体晶粒的长大过程及影响因素。 16