第三讲 奥氏体晶粒长大及其控制
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阻止奥氏体晶粒长大的元素
阻止奥氏体晶粒长大的元素奥氏体（austenite）晶粒长大是金属材料中一个重要的结构性能问题，对材料的性能及其使用寿命有着重要影响。
奥氏体晶粒长大应该被历史悠久的科学工程师们关注，他们认为它是一个令人困惑的现象，这种现象可能会限制材料的机械性能，并影响材料的结构稳定性。
因此，有必要一探究竟，研究出阻止奥氏体晶粒长大的元素。
奥氏体晶粒的长大主要是由材料的温度和环境中的原子组成引起的，这就形成了由温度和原子元素组成的温度-元素空间，通过这个空间，我们可以探索出通过控制材料温度和环境中的特定元素组合，可以有效阻止奥氏体晶粒的长大。
首先，可以通过控制材料的温度和气压来阻止奥氏体晶粒的长大。
温度越高，材料的晶粒就越容易放大，因此需要降低材料的温度，以防止晶粒的长大。
此外，气压的影响也不容忽视。
当材料的温度高于饱和点时，气压的降低将阻碍晶粒的生长。
其次，材料本身含有的元素成分也会影响奥氏体晶粒的生长。
含有高含量碳或其他合金元素的金属材料，其奥氏体晶粒的长大会比纯金属材料慢。
相反，有些元素，比如锰，镍，铬等，可以使金属材料的晶粒长大加快。
最后，环境中的原子组成也会影响金属材料中奥氏体晶粒长大的速度。
环境中的气体组成，比如氧气，氮气等，都可以抑制金属材料中奥氏体晶粒长大。
同时，环境中的水份也会影响金属材料中奥氏体晶粒的生长，如果水份太多，则会加速金属材料中奥氏体晶粒的生长。
总之，阻止奥氏体晶粒长大的元素有很多，这些元素可以通过控制材料的温度和气压，以及材料本身的元素组成及环境中的原子组成来实现。
对于不同的应用场景，可以采用不同的方法来控制奥氏体晶粒的生长，以达到预期效果。
进一步说，选择正确的元素组合可以抑制金属材料中奥氏体晶粒的生长，从而提高材料的性能及其使用寿命。
奥氏体晶粒长大及其控制
0.222 0.157 0.111 0.0783 0.0553 0.0391 0.0267 0.0196 0.0138 0.0098
*
起始晶粒度:珠光体刚刚转变成奥氏体 的晶粒大小。 实际晶粒度:热处理后所获得的奥氏体 晶粒的大小。 本质晶粒度:度量钢本身晶粒在930℃ 以下,随温度升高,晶粒长 大的程度。
加热速度愈大，过热度就愈大，即奥氏体实际形成温度就愈高，奥氏体的形核率与长大速度之比值I/G增大（表9.1），所以快速加热时可以获得细小的奥氏体起始晶粒。而且，加热速度愈快，奥氏体起始晶粒就愈细小。
*
表9.1 奥氏体的形核率I、长大速度G 与温度的关系
转变温度 （℃）
形核率I （1/mm3·s）
*
（2）晶界推移阻力
图9.12 晶界移动时与第二相粒子的交互作用示意图
1
2
*
在第二相粒子附近的晶界发生弯曲，导致晶界面积增大，界面能升高。弥散析出的第二相粒子愈细小，粒子附近晶界的弯曲曲率就愈大，晶界面积的增大就愈多，因此界面能的增大也就愈多。这个使系统自由能增加的过程是不可能自发进行的。所以，沉淀析出的第二相粒子的存在是晶界推移的阻力。
9.1.4 奥氏体晶粒长大 及其控制
1．奥氏体晶粒度 2．奥氏体晶粒长大原理 3．影响奥氏体晶粒长大的因素
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。多数情况下希望获得细小的奥氏体晶粒，有时也需要得到较大的奥氏体晶粒。因此，为获得所期望的奥氏体晶粒尺度，必须了解奥氏体晶粒的长大规律，掌握控制奥氏体晶粒度的方法。
*
（4）合金元素的影响
钢中加入适量形成难溶化合物的合金元素如Nb、Ti、Zr、V、Al、Ta等，将强烈地阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒粗化温度显著升高。上述合金元素在钢中形成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的NbC、NbN、Nb(C,N)、TiC等化合物，它们弥散分布于奥氏体基体中，阻碍晶粒长大，从而保持细小的奥氏体晶粒。
*
起始晶粒度:珠光体刚刚转变成奥氏体 的晶粒大小。 实际晶粒度:热处理后所获得的奥氏体 晶粒的大小。 本质晶粒度:度量钢本身晶粒在930℃ 以下,随温度升高,晶粒长 大的程度。
加热速度愈大，过热度就愈大，即奥氏体实际形成温度就愈高，奥氏体的形核率与长大速度之比值I/G增大（表9.1），所以快速加热时可以获得细小的奥氏体起始晶粒。而且，加热速度愈快，奥氏体起始晶粒就愈细小。
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表9.1 奥氏体的形核率I、长大速度G 与温度的关系
转变温度 （℃）
形核率I （1/mm3·s）
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（2）晶界推移阻力
图9.12 晶界移动时与第二相粒子的交互作用示意图
1
2
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在第二相粒子附近的晶界发生弯曲，导致晶界面积增大，界面能升高。弥散析出的第二相粒子愈细小，粒子附近晶界的弯曲曲率就愈大，晶界面积的增大就愈多，因此界面能的增大也就愈多。这个使系统自由能增加的过程是不可能自发进行的。所以，沉淀析出的第二相粒子的存在是晶界推移的阻力。
9.1.4 奥氏体晶粒长大 及其控制
1．奥氏体晶粒度 2．奥氏体晶粒长大原理 3．影响奥氏体晶粒长大的因素
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。多数情况下希望获得细小的奥氏体晶粒，有时也需要得到较大的奥氏体晶粒。因此，为获得所期望的奥氏体晶粒尺度，必须了解奥氏体晶粒的长大规律，掌握控制奥氏体晶粒度的方法。
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（4）合金元素的影响
钢中加入适量形成难溶化合物的合金元素如Nb、Ti、Zr、V、Al、Ta等，将强烈地阻碍奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒粗化温度显著升高。上述合金元素在钢中形成熔点高、稳定性强、不易聚集长大的NbC、NbN、Nb(C,N)、TiC等化合物，它们弥散分布于奥氏体基体中，阻碍晶粒长大，从而保持细小的奥氏体晶粒。
2.4奥氏体晶粒长大
由于晶界向前移动，如 图中所示，晶界从原位 置位移到新位置，则造 成晶界的弯曲、变长， 增加了相界面面积为S， 晶界能发生变化，故界 面能升高为Sσ。 这是一个非自发过程， 所以，晶界受到了一定 的移动阻力，使移动趋 于困难。
晶界弯曲Байду номын сангаас几何证明如下：
在晶界与微粒的交点处，三个界面处于 平衡状态时，则有：
5.2化学成分的影响
钢中的碳含量增加时，碳原子在奥氏体中的扩 散速度及铁的自扩散速度均增加。故奥氏体晶 粒长大倾向变大。在不含有过剩碳化物的情况 下，奥氏体晶粒容易长大。 钢中含有特殊碳化物、氮化物形成元素时，如 Ti、V、Al、Nb等，形成熔点高、稳定性强、 不易聚集长大的碳化物、氮化物，颗粒细小， 弥散分布，阻碍晶粒长大。合金元素W、Mo、 Cr的碳化物较易溶解，但也有阻碍晶粒长大的 作用。Mn、P元素有增大奥氏体晶粒长大的作 用。
2.4奥氏体晶粒长大及控制
1、奥氏体晶粒长大现象
加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥氏体晶粒大小的影响
18Cr2Ni4WA钢的奥氏体晶粒的长大 (a)950℃，（b）1000℃，（c）1100℃，（d） 1200℃
图4-19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
2.奥氏体晶粒长大动力学
分为三个阶段： 加速长大期， 急剧长大期 减速期。
奥氏体晶粒长大动力学 曲线
3、奥氏体晶粒长大机理
已经证明：
奥氏体晶粒的正常长 大速度：
4、硬相微粒对奥氏体晶界的扎钉作用
用铝脱氧的钢及含有Nb、V、Ti等元素的钢， 钢中存在 AlN 、 NbC 、 VC 、 TiC 等微粒，这些 析出相硬度很高，难以变形，存在于晶界上时， 阻止奥氏体晶界移动，对晶界起了扎钉作用， 在一定温度范围内保持奥氏体晶粒细小。 如果在奥氏体晶界上有一个硬相微粒，设为 球形，半径为r，如图4－19所示。
奥氏体转变优秀课件
(2 6)
比界面能
R 球面曲率半径，如为平
图2-12 球面晶界长 大驱动力示意图
直晶界，R ，P 0。
(2) 晶界迁移阻力
第二相粒子—晶界迁移阻力
晶界向右迁移时，奥氏 体晶界面积将增长，所受 旳最大阻力为：
Fmax
3 f
2r
(2 7)
f 第二相微粒的体积分数 图2-19 Zener微粒钉
消除、预防组织遗传性旳措施： 进行中间处理 安排合适旳中间正火或退火； 对于遗传性很强旳钢种，可作两次以上旳退火或“正火十
退火”。
屡次高温回火处理。
晶粒度级别与晶粒大小旳关系 n = 2N-1 n ---- X100倍时，晶粒数 / in2 N ---- 晶粒度级别
N d (μm) 1 250 2 177 3 125 4 88 5 62 6 44 7 31 8 22 9 15.6 10 11
图2-10 X100倍 晶粒度
奥氏体晶粒度：
八面体间隙半径 0.52 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
（面心立方 Face Centered Cubic）
奥氏体旳单胞
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围旳区域
GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线 PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中旳最大 溶解度为2.11wt% (10at%)
从而线长大速度G增大。
由（2-2）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度旳比值。 例如，当A形成温度为780℃时
A向F旳推移速度
v
K' 0.41 0.02
A向Fe3C中旳推移速度
K' v Fe3C 6.69 0.89
v 6.69 0.89 14.8 v Fe3C 0.41 0.02
第3章 钢的奥氏体化
3.1.2 奥氏体的晶体结构 FCC结构。 FCC结构。C、N位于八面体间隙中—晶胞中心或棱边中心， 结构 位于八面体间隙中—晶胞中心或棱边中心， 形成有限固溶体，碳的最大溶解度为2.11％，相当于2.5个 形成有限固溶体，碳的最大溶解度为2.11％，相当于2.5个γ-Fe 2.11％，相当于2.5 晶胞中才有一个碳原子。氮原子比碳原子小， 晶胞中才有一个碳原子。氮原子比碳原子小，在奥氏体中的最大 溶解度为2.8％。碳 氮原子在奥氏体中呈统计均匀分布。 溶解度为2.8％。碳、氮原子在奥氏体中呈统计均匀分布。 2.8％。 ◆ 奥氏体的晶格常数随碳含量的增加而增加； 奥氏体的晶格常数随碳含量的增加而增加； 合金元素Mn Cr、Ni、Co、 等形成置换固溶体； Mn、 ◆ 合金元素Mn、Cr、Ni、Co、S等形成置换固溶体； 有些合金元素的溶解度甚微， 只能偏聚在晶界、位错等处。 ◆ 有些合金元素的溶解度甚微，如Ｂ只能偏聚在晶界、位错等处。
石家庄铁道学院
《固态相变与热处理原理》 固态相变与热处理原理》
主讲： 主讲：赵田臣
第3章 钢加热时奥氏体的形成
1 钢中的奥氏体
本章主要内容
2 奥氏体等温转变 3 奥氏体连续加热转变 奥氏体晶粒度及其控制 4 奥氏体晶粒度及其控制
钢热处理时要首先将钢加热到临界点以上奥氏体化或部分 奥氏体化，然后以一定的速度冷却， 奥氏体化，然后以一定的速度冷却，获得预期的组织结构和性 能。奥氏体的组织状态对冷却后的组织和性能有直接影响。 奥氏体的组织状态对冷却后的组织和性能有直接影响。
1
奥氏体的形核 形核位置 铁素体与渗碳体相界面，即非均匀形核。 铁素体与渗碳体相界面，即非均匀形核。
P(F0.02+F3C) → γ0.77 奥氏体碳含量介于铁素体与渗碳体之间； 界面形核的原因 奥氏体碳含量介于铁素体与渗碳体之间；界 面铁素体一侧为BCC结构，容易通过结构起伏形成FCC结构； 面铁素体一侧为BCC结构，容易通过结构起伏形成FCC结构；碳容易 BCC结构 结构起伏形成FCC结构 在相界面上形成较大的浓度起伏，增加A中碳浓度；界面能量较高， 在相界面上形成较大的浓度起伏，增加A中碳浓度；界面能量较高， 浓度起伏 能量起伏满足形核功需求 在界面偏铁素体一侧形核。 易通过能量起伏 易通过能量起伏满足形核功需求 → 在界面偏铁素体一侧形核。 晶核也可在P领域边界、 亚晶界上形成。 ◆ A晶核也可在P领域边界、F亚晶界上形成。
7.奥氏体晶粒大小的控制
第五章
第五节
钢的热处理
典型零件的热处理分析
前面介绍了几种机械工业中常用的热处理方法，
它们是机械零件制造过程中，为了获得所需要的工艺
性能和使用性能所采取的重要工序。针对某一具体零 件，如何根据其制造材料和要求，正确选用热处理方 法和确定技术条件，合理安排热处理在整个制造过程 中的工序位置呢？
第五章
第五章
钢的热处理
气体渗碳炉及原理示意图 1—风扇电动机 2—废气火焰 3—炉盖 4—砂封 6—耐热罐 7—工件 8—炉体
5—电阻丝
第五章
钢的热处理
工件渗碳后，表层含碳量最高，向内逐渐降低，中心 则为钢的原含碳量。
低碳钢渗碳缓冷后的渗碳层显微组织（200×）
第五章
钢的热处理
2. 钢的渗氮
在一定温度下，使活性氮原子渗入工件表面以形成高氮硬化 层的化学热处理工艺称为渗氮，其目的是提高工件表面的硬度、
聚集长大（400℃以上）。
40钢的力学性能与回火温度的关系
第五章
钢的热处理
4. 回火的方法和应用
常用回火方法、回火组织、性能及应用
45 钢正火或调质后力学性能比较
第五章
第四节
钢的热处理
钢的表面荷的作用，如汽车变速齿轮、传动齿轮轴等，此类零 件不仅要求具有较高的硬度和耐磨性，而且还应具有足够 的塑性和韧性。这一特殊性能要去是无法通过调节钢的含 碳量或采用常规热处理方法解决的。 可否通过一些方法，让零件表面具有较高的硬度而心 部具有较高的塑性和韧性呢？
耐磨性、耐蚀性及疲劳强度。渗氮的特点：
（1）渗氮层具有很高的硬度和耐磨性。 （2）渗氮温度低，工件变形小。 （3）渗氮零件具有很好的耐蚀性。 （4）渗氮工艺过程复杂，生产周期长，渗氮层薄而脆，不宜
奥氏体晶粒长大
晶界弯曲的几何证明如下：
在晶界与微粒的交点处，三个界面处于 平衡状态时，则有：
相 ＝ 相
sin 1 sin 2
因此， 1½£ 2
即晶界与微粒相界面应当垂直，那么离 开微粒的晶界必然弯曲。这使得奥氏体 交界面面积增加，使能量升高，等于阻 止晶界右移，相当于有一个阻力G作用于 奥氏体晶界。
图4-19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
2.奥氏体晶粒长大动力学
分为三个阶段： 加速长大期， 急剧长大期 减速期。
奥氏体晶粒长大动力学 曲线
3、奥氏体晶粒长大机理
已经证明：
奥氏体晶粒的正常长 大速度：
4、硬相微粒对奥氏体晶界的扎钉作用
用铝脱氧的钢及含有Nb、V、Ti等元素的钢， 钢中存在AlN、NbC、VC、TiC等微粒，这些 析出相硬度很高，难以变形，存在于晶界上时， 阻止奥氏体晶界移动，对晶界起了扎钉作用， 在一定温度范围内保持奥氏体晶粒细小。
在钢中往往存在较多的弥散的硬相微粒，当其体积 分数ƒ一定时，微粒越细，半径r越小，晶界移动的 阻力越大。微粒所占的体积分数ƒ越大，对晶界移 动的阻力也越大。如钢中的VC，NbC，TiC等可以 细化晶粒。
5.影响奥氏体晶粒长大的因素
5.1 加热温度和保温时间的影响 上已叙及，加热温度愈高，保温时间愈长，奥
2.4奥氏体晶粒长大及控制
1、奥氏体晶粒长大现象
加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥氏体晶粒大小的影响
图4－18 加热温度、时间对0.48%C,0.82%Mn钢奥 氏体晶粒大小的影响
18Cr2Ni4WA钢的奥氏体晶粒的长大 (a)950℃，（b）1000℃，（c）1100℃，（d） 1200℃
珠光体共析分解
由于形成F(a‘)与Cm的二相平衡 时, 公切线的位置最低, 也即体系 自由能最低, 是最稳定的状态, 所 以A只要在Ar1下保持足够长时间, 就会得到 F+Cm的二相混合物P.
二. 片状珠光体形成机制
1. 领先相
P中F与F先位向相同, 故设定亚共析钢中F为领先相 P中Fe3C与Fe3CII位向相同, 故设定过共析钢中Fe3C为领先 相， 共析钢中领先相可以是F，也可以是Fe3C，一般认为领 先相是渗碳体。
原因: 实验现象
P中CEM与从A中析出的CEM晶体学位向相同; P中CEM与共析转变前的CEM在组织上常常是连续的; A中未溶解的Fe3C有促进P形成的作用,而铁素体无明显影响
珠光体转变：铁素体和渗碳体共析共生，同步形核 ？
2. 珠光体形成机制 共析成分的奥氏体，在临界点以下发生如下转变:
A → F + Fe3C 转变依赖于扩散, 以得到所需要的浓度变化以及结构变化， 转变也是一个形核和长大的过程。详见下面的叙述.
当渗碳体以颗粒状存在于铁素体中时，称为粒状珠 光体。
第二节 珠光体的共析分解机理
一. 形成热力学
由共析成分的奥氏体转变为珠光体时,有下列关系式: A → P ( F + Cm) 碳含量（%）: P:0.77, F:0.02, Cm:6.67. 因此, 只要考虑这三相(A, F, Cm)自由能的变化, 即可了解相变的过程.
（b）由远离P区扩散 如图，因为CA-F > CA > CA-C， F前沿的碳将向远处扩散，而 远处的碳(浓度为CA)将扩散至 Fe3C前，使F、Fe3C长大。
（c）铁素体中C的扩散 如图, 因为CF-A > CF-C，这就造成F 内部的碳的扩散，使F前沿碳浓度 下降，有利于F长大，Fe3C长大。
二. 片状珠光体形成机制
1. 领先相
P中F与F先位向相同, 故设定亚共析钢中F为领先相 P中Fe3C与Fe3CII位向相同, 故设定过共析钢中Fe3C为领先 相， 共析钢中领先相可以是F，也可以是Fe3C，一般认为领 先相是渗碳体。
原因: 实验现象
P中CEM与从A中析出的CEM晶体学位向相同; P中CEM与共析转变前的CEM在组织上常常是连续的; A中未溶解的Fe3C有促进P形成的作用,而铁素体无明显影响
珠光体转变：铁素体和渗碳体共析共生，同步形核 ？
2. 珠光体形成机制 共析成分的奥氏体，在临界点以下发生如下转变:
A → F + Fe3C 转变依赖于扩散, 以得到所需要的浓度变化以及结构变化， 转变也是一个形核和长大的过程。详见下面的叙述.
当渗碳体以颗粒状存在于铁素体中时，称为粒状珠 光体。
第二节 珠光体的共析分解机理
一. 形成热力学
由共析成分的奥氏体转变为珠光体时,有下列关系式: A → P ( F + Cm) 碳含量（%）: P:0.77, F:0.02, Cm:6.67. 因此, 只要考虑这三相(A, F, Cm)自由能的变化, 即可了解相变的过程.
（b）由远离P区扩散 如图，因为CA-F > CA > CA-C， F前沿的碳将向远处扩散，而 远处的碳(浓度为CA)将扩散至 Fe3C前，使F、Fe3C长大。
（c）铁素体中C的扩散 如图, 因为CF-A > CF-C，这就造成F 内部的碳的扩散，使F前沿碳浓度 下降，有利于F长大，Fe3C长大。
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长大驱动力F：
F=2/R
• 可知：由界面能所提供的作用于单位面积晶界
上的驱动力F与界面能成正比，而与界面曲率
半径成反比，力的方向指向曲率中心。 • 单位面积晶界界面能越大，晶粒尺寸越小，则 奥氏体晶粒长大的驱动力就越大。
2、晶界推移阻力
• 晶界或晶内细小难溶
的第二相粒子将阻碍
越高，孕育期越短，形成速 度越快。 • A形成的开始和终了时速度 较慢，中间快
• 在整个A形成过程中，奥氏
体成分均匀化所需的时间最 长。
连续加热时的奥氏体形成
• 与等温加热转变大致相 同—经过四个阶段？
• 影响因素也基本相同
• 其特点如下：
1)在一定的加热速度范围 内，相变临界点随加热 速度增大而升高 • 当加热速度达到一定时， 相变温度均为1130°C
晶界的迁移。
• 沉淀析出的第二相粒 子是晶界推移的阻力
• 第二相粒子对晶界推移的最大阻力为：
• 可见：粒子的尺寸越小、单位体积中粒子数越 多，对晶界推移的阻力就越大。 • A晶粒长大，则驱动力降低，与阻力平衡时A停 止长大。
本质细晶粒钢在950C以上，难溶的第二相粒子 将聚合或溶解，失去抑制晶粒长大的作用。
思考题：
• 钢中沉淀析出粒子对奥氏体晶粒长大有什
么影响？
• P32：4，5，8，11，12
加热温度、保温时间、加热速度、化学成分
1、加热温度越高，保温时间越长，
奥氏体晶粒将越粗大
2、加热速度越大，可 以获得细小的奥氏
体起始晶粒，但奥
氏体晶粒很容易长 大，所以快速加热 时，需短时保温才 能获得细小的奥氏
体晶粒。
• 3、含碳量的影响
• 亚共析钢、共析钢
加热时奥氏体晶粒 随钢中碳含量增加 而增大；过共析钢 随钢中碳含量的增
5.细化奥氏体晶粒的措施
• 合理选择加热温度和保温时间 • 合理选择原始的组织 • 加入合金元素 • 采用重结晶处理
6 组织遗传和断口遗传
• 组织遗传：当原始组织为非平衡组织，以一定的 速度加热时，可能使原来的粗大奥氏体晶粒恢复 原状。 • 断口遗传：由粗大的奥氏体形成的非平衡组织， 当中速加热获得细小奥氏体晶粒后，冲击断口仍 可能出现粗大颗粒状断口。
加，奥氏体晶粒反
而细化。
4、钢中加入适量的形成难溶化合物的合金元素， 将强烈地阻碍奥氏体的长大，如Nb、Ti、Zr、 V、Al等； 形成易溶化合物的合金元素如W、Mo、Cr等 也阻碍奥氏体晶粒的长大
• 冶炼方法的影响：用铝脱氧的钢，奥氏体晶粒长大倾 向小，属于本质细晶粒钢。 • 原始组织的影响：原始组织越细，得到的奥氏体晶粒 就越细。
• n=2N-1
式中： n-放大100倍时每平方英寸(6.45cm2)面 积内晶粒数, N-晶粒度级别
奥氏体晶粒度种类：
1）起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体刚形成， 晶粒边界刚接触时的晶粒大小。 2)本质晶粒度：在标准实验条件下 （930±10C，保 温3~8小时）测得的奥氏体晶粒，晶粒度在5~8级的为
2)相变是在一个温度范围 内完成的 3)奥氏体形成速度随加热 速度增大而增大 4）奥氏体成分的不均匀 性随加热速度增大而增 大
5)奥氏体起始晶粒大小随
加热速度增大而细化
2.5 奥氏体晶粒长大及其控制
一、 奥氏体晶粒度： • 定义:指奥氏体化后实际晶粒大小 • 表示方法：晶粒直径、单位面积 中奥氏体晶粒数目 • 等级标准：8级 • 超细晶粒：超过8级
(a)循环一次
(b)循环三次
循环相变细化
(a)
22μ
(b)
10μ
循环相变参数： 1000℃奥氏体化，加热速率70℃/sec
(a)循环一次,(b)循环三次
本章小结： • 奥氏体的组织、结构、性能 • 奥氏体形成的热力学条件 • 奥氏体的形核、晶核长大机制 • 奥氏体等温形成的动力学 • 钢在连续加热时珠光体到奥氏体的转变 • 奥氏体晶粒长大及其控制 重点内容：奥氏体的形核、晶核长大 奥氏体等温形成、连续形成的动力学 奥氏体晶粒长大及其控制
结论：
• A晶粒长大驱动力来自A的晶界能。 • 沉淀析出的第二相粒子是晶界推移的阻力，粒子越小，单位 体积中粒子数目越多，阻力越大。 • 随着奥氏体晶粒的长大，总的晶界面积逐渐减小，晶粒长大
动力减小。当晶粒长大动力和第二相弥散析出粒子的阻力相
平衡时，奥氏体晶粒停止长大，即奥氏体晶粒长大到一定程 度后就不再长大。
组织遗传
硝酸酒精腐蚀：板条状马氏体 低碳合金钢
苦味酸腐蚀：原奥氏体晶界
组织遗传现象消除措施 ——两次等温处理
（a）
（b）
等温处理工艺：900℃×30min奥氏体化+600℃×40min （a）一次等温处理, （b） 2次等温处理
循环相变细化
(a)
26μ
(b) 19μ
循环相变参数： 1000℃奥氏体化，加热速率70℃/sec
• 长大条件：
A刚形成时均很细小，且不均匀，界面能越高， 界面越不稳定，在一定条件下，必然自发地向减 小晶界面积、降低界面能的方向发展。所以小晶 粒合并成大晶粒，弯曲晶界变成平直晶界是一种 自发过程。
• 长大方式：互相吞并、晶界推移而实现的。
1、A晶粒长大驱动力：
来自A的晶界能
理想状态的晶界如图： 晶界呈直线 三条晶界相交一点成120 晶粒呈六边形 A晶粒长大:通过晶界迁移
1）奥氏体形成符合一般的相变规律：是形核和 核长大的过程； 2）奥氏体的形成过程是一个扩散型相变的过程；
3）奥氏体晶核是依靠系统内晶界或缺陷处的能 量起伏、浓度起伏、结构起伏形成的；
4）奥氏体晶核优先形成位置是：铁素体和渗碳 体的界面处、 或珠光体团的边界处；
奥氏体等温形成的动力学:
• A形成有孕育期，加热温度
本质细晶粒钢，1~4级的为本质粗晶粒钢。表示钢在一定
条件下A晶粒长大的倾向。
3）实际晶粒度：在某一加热条件下所得到的实际奥 氏体晶粒大小，其大小取决于钢材的本质晶粒度和实际
加热条件。
• 本质细晶粒钢：加热 温度范围较宽，在热 处理后获得的实际晶 粒往往是细小的。 • 本质粗晶粒钢：需严 格控制加热温度。 • 本质晶粒度是奥氏体
• 奥氏体晶粒平均极限半径取决于第二相沉淀析出粒子的半径
和单位体积中的数目。
• 第二相粒子的存在起到细化
晶粒的作用。
• 为了获得细小的奥氏体晶粒， 必须保证钢中含有足够的第
二相难溶粒子。
• 沉淀析出粒子的分布不均匀， 可造成局部区域晶粒异常长 大。
3、影响奥氏体晶粒长大的因素
• 在起始晶粒形成后，钢的实际晶粒度取决于奥氏 体晶粒在继续保温或升温过程中的长大倾向。起 始晶粒越细小，则晶界能越高，长大倾向越大。 • 晶粒长大表现为晶界的推移，实质是原子在晶界 附近的扩散。 影响奥氏体晶粒长大的因素：
的热处理工艺性能的
一个重要指标。
• 奥氏体起始晶粒大小：取决于形核率和长大速度， 1mm2内A晶粒的数目：
• 说明：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 • 奥氏体实际晶粒度取决于钢材的本质晶粒度和实 际加热条件 • 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体的实际晶 粒越粗大。
二、奥氏体晶粒长大原理
F=2/R
• 可知：由界面能所提供的作用于单位面积晶界
上的驱动力F与界面能成正比，而与界面曲率
半径成反比，力的方向指向曲率中心。 • 单位面积晶界界面能越大，晶粒尺寸越小，则 奥氏体晶粒长大的驱动力就越大。
2、晶界推移阻力
• 晶界或晶内细小难溶
的第二相粒子将阻碍
越高，孕育期越短，形成速 度越快。 • A形成的开始和终了时速度 较慢，中间快
• 在整个A形成过程中，奥氏
体成分均匀化所需的时间最 长。
连续加热时的奥氏体形成
• 与等温加热转变大致相 同—经过四个阶段？
• 影响因素也基本相同
• 其特点如下：
1)在一定的加热速度范围 内，相变临界点随加热 速度增大而升高 • 当加热速度达到一定时， 相变温度均为1130°C
晶界的迁移。
• 沉淀析出的第二相粒 子是晶界推移的阻力
• 第二相粒子对晶界推移的最大阻力为：
• 可见：粒子的尺寸越小、单位体积中粒子数越 多，对晶界推移的阻力就越大。 • A晶粒长大，则驱动力降低，与阻力平衡时A停 止长大。
本质细晶粒钢在950C以上，难溶的第二相粒子 将聚合或溶解，失去抑制晶粒长大的作用。
思考题：
• 钢中沉淀析出粒子对奥氏体晶粒长大有什
么影响？
• P32：4，5，8，11，12
加热温度、保温时间、加热速度、化学成分
1、加热温度越高，保温时间越长，
奥氏体晶粒将越粗大
2、加热速度越大，可 以获得细小的奥氏
体起始晶粒，但奥
氏体晶粒很容易长 大，所以快速加热 时，需短时保温才 能获得细小的奥氏
体晶粒。
• 3、含碳量的影响
• 亚共析钢、共析钢
加热时奥氏体晶粒 随钢中碳含量增加 而增大；过共析钢 随钢中碳含量的增
5.细化奥氏体晶粒的措施
• 合理选择加热温度和保温时间 • 合理选择原始的组织 • 加入合金元素 • 采用重结晶处理
6 组织遗传和断口遗传
• 组织遗传：当原始组织为非平衡组织，以一定的 速度加热时，可能使原来的粗大奥氏体晶粒恢复 原状。 • 断口遗传：由粗大的奥氏体形成的非平衡组织， 当中速加热获得细小奥氏体晶粒后，冲击断口仍 可能出现粗大颗粒状断口。
加，奥氏体晶粒反
而细化。
4、钢中加入适量的形成难溶化合物的合金元素， 将强烈地阻碍奥氏体的长大，如Nb、Ti、Zr、 V、Al等； 形成易溶化合物的合金元素如W、Mo、Cr等 也阻碍奥氏体晶粒的长大
• 冶炼方法的影响：用铝脱氧的钢，奥氏体晶粒长大倾 向小，属于本质细晶粒钢。 • 原始组织的影响：原始组织越细，得到的奥氏体晶粒 就越细。
• n=2N-1
式中： n-放大100倍时每平方英寸(6.45cm2)面 积内晶粒数, N-晶粒度级别
奥氏体晶粒度种类：
1）起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体刚形成， 晶粒边界刚接触时的晶粒大小。 2)本质晶粒度：在标准实验条件下 （930±10C，保 温3~8小时）测得的奥氏体晶粒，晶粒度在5~8级的为
2)相变是在一个温度范围 内完成的 3)奥氏体形成速度随加热 速度增大而增大 4）奥氏体成分的不均匀 性随加热速度增大而增 大
5)奥氏体起始晶粒大小随
加热速度增大而细化
2.5 奥氏体晶粒长大及其控制
一、 奥氏体晶粒度： • 定义:指奥氏体化后实际晶粒大小 • 表示方法：晶粒直径、单位面积 中奥氏体晶粒数目 • 等级标准：8级 • 超细晶粒：超过8级
(a)循环一次
(b)循环三次
循环相变细化
(a)
22μ
(b)
10μ
循环相变参数： 1000℃奥氏体化，加热速率70℃/sec
(a)循环一次,(b)循环三次
本章小结： • 奥氏体的组织、结构、性能 • 奥氏体形成的热力学条件 • 奥氏体的形核、晶核长大机制 • 奥氏体等温形成的动力学 • 钢在连续加热时珠光体到奥氏体的转变 • 奥氏体晶粒长大及其控制 重点内容：奥氏体的形核、晶核长大 奥氏体等温形成、连续形成的动力学 奥氏体晶粒长大及其控制
结论：
• A晶粒长大驱动力来自A的晶界能。 • 沉淀析出的第二相粒子是晶界推移的阻力，粒子越小，单位 体积中粒子数目越多，阻力越大。 • 随着奥氏体晶粒的长大，总的晶界面积逐渐减小，晶粒长大
动力减小。当晶粒长大动力和第二相弥散析出粒子的阻力相
平衡时，奥氏体晶粒停止长大，即奥氏体晶粒长大到一定程 度后就不再长大。
组织遗传
硝酸酒精腐蚀：板条状马氏体 低碳合金钢
苦味酸腐蚀：原奥氏体晶界
组织遗传现象消除措施 ——两次等温处理
（a）
（b）
等温处理工艺：900℃×30min奥氏体化+600℃×40min （a）一次等温处理, （b） 2次等温处理
循环相变细化
(a)
26μ
(b) 19μ
循环相变参数： 1000℃奥氏体化，加热速率70℃/sec
• 长大条件：
A刚形成时均很细小，且不均匀，界面能越高， 界面越不稳定，在一定条件下，必然自发地向减 小晶界面积、降低界面能的方向发展。所以小晶 粒合并成大晶粒，弯曲晶界变成平直晶界是一种 自发过程。
• 长大方式：互相吞并、晶界推移而实现的。
1、A晶粒长大驱动力：
来自A的晶界能
理想状态的晶界如图： 晶界呈直线 三条晶界相交一点成120 晶粒呈六边形 A晶粒长大:通过晶界迁移
1）奥氏体形成符合一般的相变规律：是形核和 核长大的过程； 2）奥氏体的形成过程是一个扩散型相变的过程；
3）奥氏体晶核是依靠系统内晶界或缺陷处的能 量起伏、浓度起伏、结构起伏形成的；
4）奥氏体晶核优先形成位置是：铁素体和渗碳 体的界面处、 或珠光体团的边界处；
奥氏体等温形成的动力学:
• A形成有孕育期，加热温度
本质细晶粒钢，1~4级的为本质粗晶粒钢。表示钢在一定
条件下A晶粒长大的倾向。
3）实际晶粒度：在某一加热条件下所得到的实际奥 氏体晶粒大小，其大小取决于钢材的本质晶粒度和实际
加热条件。
• 本质细晶粒钢：加热 温度范围较宽，在热 处理后获得的实际晶 粒往往是细小的。 • 本质粗晶粒钢：需严 格控制加热温度。 • 本质晶粒度是奥氏体
• 奥氏体晶粒平均极限半径取决于第二相沉淀析出粒子的半径
和单位体积中的数目。
• 第二相粒子的存在起到细化
晶粒的作用。
• 为了获得细小的奥氏体晶粒， 必须保证钢中含有足够的第
二相难溶粒子。
• 沉淀析出粒子的分布不均匀， 可造成局部区域晶粒异常长 大。
3、影响奥氏体晶粒长大的因素
• 在起始晶粒形成后，钢的实际晶粒度取决于奥氏 体晶粒在继续保温或升温过程中的长大倾向。起 始晶粒越细小，则晶界能越高，长大倾向越大。 • 晶粒长大表现为晶界的推移，实质是原子在晶界 附近的扩散。 影响奥氏体晶粒长大的因素：
的热处理工艺性能的
一个重要指标。
• 奥氏体起始晶粒大小：取决于形核率和长大速度， 1mm2内A晶粒的数目：
• 说明：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 • 奥氏体实际晶粒度取决于钢材的本质晶粒度和实 际加热条件 • 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体的实际晶 粒越粗大。
二、奥氏体晶粒长大原理