2.3 高碳铬轴承钢加热时的组织转变

为使钢件热处理后获得需要的性能，大多数热处理工艺加热温度都高于临界温度，从而使钢具有奥氏体组织，然后再以一定的冷却速度冷却，进而获得需要的组织和性能。奥氏体化是热处理的第一步，且热处理后钢件的组织、性能以及是否易产生瑕疵，都与奥氏体组织形态（化学成分、均匀性、晶粒大小等）存在密切关系。因此，研究奥氏体形成规律，以便控制奥氏体的组织形态以及未溶相的状态，具有重要意义。

由Fe-Fe ₃ C相图可知，组织为珠光体的共析钢在 A ₁ 温度以下加热时，其相组成保持不变。当加热到 A ₁ 以上时，珠光体全部转变为奥氏体。在亚共析（过共析）钢中，当缓慢加热到 A ₁ 以上温度后，除珠光体全部转变为奥氏体外，还有少量先共析铁素体（渗碳体）转变为奥氏体。此时钢由先共析铁素体（渗碳体）和奥氏体两相组成。温度继续升高，先共析铁素体（渗碳体）不断向奥氏体转变，当温度升高到 A ₃ （ A _cm ）以上时，先共析相全部转变为奥氏体，此时钢中只有单相奥氏体存在。

上述转变过程只有在加热速度极其缓慢的情况下才能发生。而在实际加热速度下，其转变情况与相图有较大差别。如用较大的速度加热时，可以在亚共析钢中得到奥氏体和残留渗碳体。而根据相图，在亚共析钢中只有铁素体才能作为未溶解的过剩相保留，渗碳体是过共析钢的特征。由此可见，实际热处理加热时所发生的相变是非平衡的，用铁碳相图已无法全部说明。因此，为了掌握奥氏体的形成规律，必须研究奥氏体的形成机理。

2.3.1 奥氏体的形成机理

钢加热时组织转变的动力是奥氏体与旧相之间体积自由能之差Δ G _V 。而相变进行的条件是系统总的自由能的降低值Δ G 。根据相变理论，奥氏体形成晶核时，系统总自由能变化Δ G 可由下式表示：

Δ G= -Δ G _V + Δ G _s + Δ G _e

式中 Δ G _s ——形成奥氏体时所增加的表面能；

Δ G _e ——形成奥氏体时所增加的应变能。

因奥氏体是在高温下形成，其相变应变能较小，粗略估计相变方向时，此项可以忽略。故奥氏体形成时系统自由能的变化可改写成：

Δ G =-Δ G _V +Δ G _s

图2-19所示为共析钢奥氏体和珠光体的体积自由能随温度的变化曲线。其相交于 A ₁ 点，在 A ₁ 以上，奥氏体比珠光体自由能低，二者之差Δ G _V 就是在 A ₁ 温度以上珠光体向奥氏体转变的动力。显然，在 A ₁ 温度以下珠光体向奥氏体转变是不能发生的。只有在 A ₁ 点以上，当珠光体向奥氏体转变的驱动力Δ G _V 能够克服因奥氏体的形成所增加的Δ G 时，珠光体才有可能自发地形成奥氏体。所以，奥氏体的形成必须在一定的过热度（Δ T ）下才能发生。

在实际热处理的加热情况下，相变是在不平衡的条件下完成的，其相变点与相图有一些差异。如前所述，实际相变总是在一定过热条件下完成的，因而相变温度必然会偏离铁碳相图上平衡临界温度。加热时相变温度偏向高温，冷却时偏向低温，称为“滞后”。随着加热温度的增加，奥氏体形成温度升高，偏离铁碳相图的临界点越远。为便于区别，用 Ac 和 Ar 分别表示实际加热和冷却时的临界温度，即 Ac ₁ 、 Ar ₁ ， Ac ₃ 、 Ar ₃ ， Ac _cm 和 Ar _cm 等。

根据铁碳相图，由铁素体和渗碳体两相组成的珠光体，加热到 Ac ₁ 以上温度时要转变为单相奥氏体，即

由于新形成的奥氏体和原来的铁素体及渗碳体的碳含量和点阵结构相差很大，因而奥氏体的形成是一个渗碳体的溶解，铁素体到奥氏体的点阵重构以及碳在奥氏体中扩散的过程。且奥氏体的形成符合一般相变规律，是通过成核和长大完成的。奥氏体的晶核优先在铁素体和渗碳体两相交界面处或在珠光体团的边界上形成，然后依靠吞噬其两边的铁素体和渗碳体长大。随着时间延长，奥氏体晶核不断增多，并逐渐长大到所有奥氏体晶粒相互接触为止。但是，在碳含量较高的共析钢和过共析钢中，当铁素体消失以后，原珠光体中还有部分渗碳体未溶解，未溶解的碳化物在保温过程中，不断向奥氏体中溶解直至消失。再继续延长保温时间，才能使奥氏体中碳均匀化。

由上所述，珠光体转变为奥氏体的整个过程可以看成是由三个基本过程组成，即奥氏体形成（包括成核及长大）、残留碳化物溶解和奥氏体成分的均匀化。

2.3.2 奥氏体晶核的形成和长大

2.3.2.1 奥氏体晶核的形成

奥氏体的成核方式，存在着扩散和无扩散两种观点。根据扩散观点，奥氏体的晶核是依靠系统内的能量起伏、浓度起伏和结构起伏形成的。

从铁碳相图上的 GS 线看出，铁素体和奥氏体平衡温度是随着碳含量的增加而下降的。当加热到 A ₁ 温度时，铁素体的碳含量极低（碳的质量分数约为0.0218%），这样的铁素体应该在比 A ₁ 更高的温度才能转变为奥氏体。因此，不能把珠光体中奥氏体的形成简单归结为铁素体先转变为奥氏体，随后渗碳体再溶入奥氏体。按照铁碳相图，为了使铁素体转变为奥氏体，铁素体的最低碳的质量分数必须是：727℃时为0.77%、780℃时为0.4%、800℃时为0.32%等。而实际上钢微观体积内，由于碳原子的热运动而存在浓度起伏，因此平均碳浓度很低的铁素体中，存在着高碳微区，其碳浓度可能达到该温度下奥氏体能够稳定的程度，如果这些高碳微区因结构起伏和能量起伏而具有面心立方结构和足够能量时，就可能转变为在该温度下存在的奥氏体临界晶核。但是这些晶核要能够生存下来并长大，必须要有碳原子持续不断地供应。

奥氏体晶核易在铁素体和渗碳体相界面上形成，原因是：①在铁素体和渗碳体相界面上，碳原子浓度相差较大，有利于获得形成奥氏体晶核需要的碳浓度；②在铁素体和渗碳体两相界面处，因原子排列不规则，铁原子可能通过短程扩散由旧相结构向新相的结构转移，进而促进奥氏体成核；③两相界面处，杂质及其他晶体缺陷较多，不仅碳原子浓度较高，且具有较高的畸变能，如果新相在这些部位上成核，则有可能消除部分晶体缺陷，而使系统自由能降低。

GCr15高碳铬轴承钢在实际加热条件下，提高了珠光体向奥氏体转变的开始温度，并且温度范围随等温转变的保温时间或连续加热速度而变化。

图2-20所示为采用定量金相法研究的GCr15珠光体向奥氏体转变动力学特性曲线。奥氏体的成核率 N 与长大速度 G 取决于转变温度，而转变温度又取决于加热温度。

GCr15钢奥氏体晶核是在铁素体和碳化物相界面上形成的，其成核率 N 与碳化物相表面大小成正比。珠光体基体中渗碳体弥散度越大，碳化物相表面积也越大。为此，片状珠光体间距越小，粒状珠光体中碳化物颗粒尺寸越小，其成核率越大。奥氏体晶核长大速度 G 取决于碳向奥氏体中的扩散速度，同样碳化物相弥散度越大，长大速度也越大。由于两个结晶参数（ N 、 G ）的增大，奥氏体的形成速度随着原始组织中碳化物相弥散度的增大而急剧增加。因此，高弥散度的点状和细片状或索氏体的转变终了温度，大大低于弥散度小的粗粒状、粗片状珠光体的转变终了温度。

奥氏体起始晶粒尺寸的大小，取决于结晶参数的比值 N/G 。随GCr15钢加热速度的增加和转变温度的相应提高，成核率比晶核长大速度增加得稍快些。因此，增大原始组织的弥散度同样会使 N 大于 G 。因而，提高加热速度，增加原始组织的弥散度，都会使起始晶粒细化。同样，如果由于碳化物相分布不均匀会造成带状碳化物，促使起始晶粒不均匀，碳化物富集区的起始晶粒比碳化物贫化区的起始晶粒要小。

2.3.2.2 奥氏体晶核的长大

奥氏体晶粒长大是通过铁素体与奥氏体之间的结构重组、渗碳体的溶解和碳在奥氏体中的扩散等过程进行的。

在珠光体中，当奥氏体晶核在铁素体和渗碳体两相界面间产生以后，形成了两个新的相界面，即奥氏体和铁素体及奥氏体和渗碳体的相界面，奥氏体的晶核依靠这两个相界面向原来的旧相铁素体和渗碳体中推移而长大。如果相界面是平直的，那么在 Ac ₁ 以上某一温度 T ₁ 时，相界面处各相中碳的浓度可由Fe-Fe ₃ C相图来决定。

由于奥氏体的两个相界面之间碳浓度不等，就造成了浓度差，这样，奥氏体中的碳就要从高浓度的奥氏体-渗碳体相界面向低浓度的奥氏体-铁素体相界面扩散，此时破坏了在该温度（ T ₁ ）下相界面的浓度平衡。为了维持原来相界面的局部平衡，渗碳体必须溶入奥氏体以供应碳量，使其界面的碳浓度恢复到原水平。铁素体必须转变为奥氏体，同样使界面的碳浓度恢复到原水平。如此，奥氏体的相界面就自然地同时向渗碳体和铁素体中推移，使奥氏体不断长大。

此外，碳在奥氏体中扩散的同时，在铁素体中也进行着碳的扩散，这是因为在铁素体、奥氏体和渗碳体三相共存时，在铁素体中也存在着碳浓度差。尽管这种碳浓度差很小，但也会引起碳从铁素体-渗碳体相界面向铁素体-奥氏体相界面进行扩散，这种扩散也有促使奥氏体形成的作用。

加热温度对GCr15钢奥氏体晶粒长大的影响如图2-21所示。在未溶碳化物相区晶粒长大较慢，而在高温单相奥氏体相区晶粒长大较快，因为在高温区内碳化物质点对晶界迁移的阻碍作用消失。关于GCr15钢奥氏体晶粒大小与开始长大时的加热温度和加热速度的关系，研究证明：在超过珠光体向奥氏体转变终了温度约50℃（一般在1100～1150℃）时，晶粒才开始长大。加热速度越快，温度对晶粒大小的影响越小。图2-22所示为加热速度对GCr15钢晶粒大小的影响。

2.3.2.3 碳化物相的溶解

在奥氏体晶核长大过程中，由于奥氏体与铁素体相界面处的碳浓度差远小于渗碳体和奥氏体相界面处的碳浓度差，奥氏体只需溶解一小部分渗碳体就会使奥氏体达到饱和，而必须溶解大量的铁素体，才能使奥氏体的碳含量趋于平衡，所以长大的奥氏体溶解铁素体的速度始终大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中铁素体总是先消失。

而按照相平衡理论，从铁碳相图可以看出，在高于 Ac ₁ 的温度刚刚形成的奥氏体，靠近渗碳体处的碳浓度高于共析成分较少，而靠近铁素体处的碳浓度低于共析成分较多（ ES 线斜率较大， GS 线斜率较小）。由于珠光体中铁素体的含量远大于渗碳体含量（727℃时，碳的质量分数为0.77%珠光体中，约有11.3%的渗碳体，而铁素体有88.7%），所以当珠光体中的铁素体向奥氏体转变刚刚结束时，其碳含量低于共析成分，因此共析钢中的奥氏体刚形成时，必然有部分渗碳体残留下来，且随着温度升高，刚刚形成的奥氏体平均碳含量降低。如共析钢中，735℃时碳的质量分数为0.77%，760℃时碳的质量分数为0.69%，780℃时碳的质量分数为0.61%，850℃时碳的质量分数为0.517%，900℃时碳的质量分数为0.46%，由此实际加热速度越大，钢中残留碳化物越多，只有继续加热或保温，残留碳化物才能逐渐溶解。

对于GCr15，在奥氏体形成刚结束的瞬间，奥氏体中碳的质量分数仅0.4%～0.5%（相当于40%～50%的原始碳化物溶解在奥氏体中），还保留未溶解的片状碳化物，其厚度约为珠光体中的一小半。若原始组织是粒状珠光体，最小的渗碳体质点完全溶解，较粗大的质点减小。加热温度继续升高会使渗碳体片碎裂，渗碳体质点继续溶解。图2-23所示为原始组织为粒状珠光体的轴承钢，随奥氏体化温度的提高，奥氏体中碳含量的变化情况。当加热速度提高时，奥氏体中的碳含量要在更高的温度下才达到同一饱和度。GCr15钢的碳化物质点在奥氏体中溶解时，当碳化物质点大小不同时，溶解的线速度是一样的。同时，未溶碳化物的表面大小与其体积保持正比关系，而质点的平均直径由于碳化物的溶解所引起的变化很小。质点的尺寸、分散程度、分布不均匀性，随碳化物的溶解而产生的变化也很小。高碳铬轴承钢碳化物相成分的分析证实，在碳化物相溶解过程中，未溶碳化物相中的Cr、Mn含量与退火钢中碳化物相的Cr、Mn含量无区别，与奥氏体温度无关，见表2-8。

图2-24所示为GCr15和GCr15SiMn钢中奥氏体的铬和锰含量的变化与加热温度及加热时间关系曲线。

2.3.2.4 奥氏体的均匀化

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，碳在奥氏体内的分布是不均匀的。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。

这种碳含量的不均匀性随加热速度增大而愈加严重，如图2-25所示。因此，只有经继续加热或保温，借助碳原子的扩散，才能使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。

共析碳钢的奥氏体等温形成过程，可以用图2-26形象地表示出来。图2-26a表示由铁素体和渗碳体两相组成的片状珠光体，图2-26b、c表示奥氏体成核及长大，图2-26b、c、d表示渗碳体溶解，图2-26d、e表示奥氏体成分均匀化。在共析钢中，当加热速度小于10 ⁴ ℃/s时，珠光体向奥氏体的转变基本上是属于扩散型的。当加热速度大于10 ⁴ ℃/s时，由于奥氏体的扩散成核和长大速度落后于加热速度，除一部分发生扩散转变外，余下的铁素体以无扩散的方式转变为奥氏体。

对于GCr15轴承钢，在实际加热情况下，由于加热速度较快，碳化物相的溶解速度和在奥氏体中碳扩散的影响使奥氏体中的碳产生明显的不均匀性。为此，要使奥氏体得到高的碳含量、铬含量及成分均匀，就必须加热到更高的温度和保证充足的保温时间。

2.3.3 影响奥氏体形成速度的因素

奥氏体的形成是靠晶核形成及长大来完成的，因此，一切影响奥氏体形成速度的因素都是通过对晶核的形成和长大速度的影响而起作用。

1.温度的影响

由表2-9可知，当温度从740℃提高到800℃（过热度为73℃）时，成核率增大了约270倍，而长大速度 G 增大了80余倍，随着温度升高，奥氏体形成速度迅速增加。

在奥氏体均匀成核的条件下，成核率 N 和温度之间的关系可表示为

式中 C ′——常数；

Q ——扩散激活能；

T ——绝对温度；

k ——玻耳兹曼常数；

W ——临界晶核形成功，在忽略应变能时有

式中 σ ——奥氏体与旧相的临界能（或者比界面能）；

Δ G _V ——单位体积奥氏体和珠光体之间自由能之差；

A′ ——常数。

由上式可知，当奥氏体形成温度升高时，一方面因温度的升高使成核率 N 以指数关系迅速增大；另一方面因Δ G _V 增加，使晶核形成功 W 减小，而使奥氏体成核率进一步增大。此外，随着温度升高，原子扩散速度加快，不仅有利于铁素体向奥氏体的结构重组（点阵改组），而且促使渗碳体溶解，从而也加速奥氏体成核。

由于奥氏体是由碳浓度差很大的铁素体和渗碳体转变而成的。因此，随着温度升高，各相间碳浓度的变化对奥氏体形成也有影响。从Fe-Fe ₃ C相图（见图2-8）看出，随着温度升高，一方面与渗碳体相接触的铁素体的碳含量沿 QP 延长线增加，另一方面奥氏体在铁素体中成核时所需要的碳浓度沿 GS 线而降低，结果减小了奥氏体成核所需要的碳浓度起伏，因而促进了奥氏体成核。

2.碳含量的影响

钢中碳含量越高，奥氏体形成速度越快。因为碳含量越高，碳化物越多，增加了铁素体与渗碳体的相界面，进而增加了奥氏体成核部位，因而在相同加热温度下奥氏体成核率增大。加之碳扩散距离的减小，也增大了奥氏体形成速度。同时，随着奥氏体中碳含量的增加，碳和铁原子的扩散系数增大，因而也加速了奥氏体的形成。图2-27表示不同碳含量下珠光体向奥氏体转变50%需要的时间。由图2-27可知，在740℃时，碳的质量分数为0.46%的钢所需要的时间为7min；碳的质量分数为0.85%的钢需5min；而碳的质量分数为1.35%的钢仅需2min。但是，在过共析钢中，随着碳含量的增加，由于碳化物数量过多，将使残留碳化物的溶解和奥氏体均匀化时间延长。

3.原始组织的影响

若钢成分相同，原始组织中碳化物弥散度越大，相界面越多，成核率便越大；珠光体层间距离越小，奥氏体中碳浓度梯度越大，扩散速度便越快；碳化物弥散度大使碳原子扩散距离缩短，奥氏体晶体长大速度增加。所以，原始组织越细，奥氏体形成速度越快。如在等温温度为760℃时，若珠光体的层间距从0.5μm减至0.1μm，则奥氏体的长大速度增加近7倍。因此，当钢的成分相同时，若原始组织为屈氏体，则其奥氏体形成速度比原始组织为索氏体和珠光体时都快。粗珠光体的奥氏体形成速度最慢。

原始组织中碳化物的形状对奥氏体形成速度也有影响。粒状珠光体与片状珠光体相比，由于片状珠光体的相界面较大，渗碳体较薄，易于溶解，加热时奥氏体容易形成。从图2-28中可以看出，不论在高温还是在低温，原始组织为片状碳化物的奥氏体形成都慢。

通常，粒状珠光体与片状珠光体相比，前者残留碳化物的溶解和奥氏体均匀化都比较慢。

4.合金元素的影响

（1）合金钢中奥氏体形成特点 合金元素的加入不会改变奥氏体的形成机理，但改变了碳化物的稳定性，影响了碳在奥氏体中的扩散系数，且许多合金元素在碳化物与基体之间分布是不均匀的。因此，合金元素将影响钢中奥氏体的形成、碳化物溶解和奥氏体均匀化的速度。

一般说来，合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速度，首先是改变了碳在奥氏体中的扩散系数，其次是改变了碳在奥氏体中的有效浓度。

1）强碳化物形成元素如Cr、Mo、W、V、Nb等会减小碳在奥氏体中的扩散系数（如加入质量分数为3%的Mo或1%的W可使碳在γ-Fe中的扩散速度减半），因而大大推迟了珠光体转变为奥氏体的过程。Co、Ni、Mn、N、Cu会增大碳在奥氏体中的扩散系数（如加入质量分数为4%的Co，将使碳在奥氏体中扩散系数增加一倍），从而将增大奥氏体的形成速度。Si、Al对碳在奥氏体中扩散系数影响不大，因此对奥氏体形成速度没有太大影响。

碳化物形成元素会增加碳化物的稳定性，使碳化物不易溶解，从而增加残留碳化物的数量。它的溶解只有在更高的温度和更长的时间下才能完成。如果碳化物聚集成大块状，或形成特殊的碳化物，则即使延长加热时间也不能使其充分溶解，因而将造成奥氏体中碳含量及合金化程度的降低。

2）合金元素对奥氏体形成速度的影响也受到合金碳化物溶入奥氏体的难易程度牵制。由于不同的合金元素和铁、碳的亲和力不同，因而它们在铁素体和碳化物中的分布也不同。非碳化物形成元素倾向集中在铁素体内；碳化物形成元素倾向集中在碳化物内。在奥氏体形成过程中，合金元素的这种不均匀分布，当残留碳化物完全溶解后，还明显地保留在奥氏体中。奥氏体均匀化过程，除碳的均匀化外，还包括合金元素的均匀化过程。由于合金元素在钢中的扩散速度大大落后于碳的扩散速度，所以合金钢奥氏体均匀化所需的时间比碳钢长得多。

3）合金元素的加入改变了临界点 A ₁ 、 A ₃ 、 A _cm 的位置，并使其成为一个温度范围。对一定的转变温度来说，改变临界点也就是改变了过热度，因而影响转变速度。如Ni、Mn、Cu等降低 A ₁ 点（扩大奥氏体区），增加了过热度，也就增大了奥氏体形成速度。而Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等具有升高 A ₁ 点的作用（缩小奥氏体区），则相对降低了奥氏体的形成速度。

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。例如Ni、Mn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。

此外，合金元素的加入还可以改变碳在奥氏体的溶解度，因而改变了相界面的浓度差及碳在奥氏体中的浓度梯度。

（2）合金钢中奥氏体均匀化 合金元素在钢的原始组织各相（铁素体及碳化物）中的分布是不均匀的。如在退火状态下，碳化物形成元素主要集中在碳化物相中，而非碳化物形成元素则主要集中在铁素体中。可见强碳化物形成元素（W、V、Mo）几乎全部集中在碳化物中，非碳化物形成元素（Co）几乎全部集中在铁素体中。中强碳化物元素（Cr）在铁素体和碳化物中分布大体相同。但是，如果钢中没有比Cr更强的碳化物形成元素存在时，Cr主要集中在碳化物中。合金元素的这种不均匀分布，一直到碳化物溶解完毕，还显著地保留在钢中。因而合金钢奥氏体形成后，除碳的均匀化外，还进行着合金元素的均匀化。合金元素的扩散比碳困难，如在1000℃时，碳在奥氏体中的扩散系数为1×10 ^-7 cm ³ /s，而合金元素在奥氏体中的扩散系数只有1×10 ^-10 ～1×10 ^-11 cm ³ /s。在其他条件相同时，碳在奥氏体中的扩散速度比合金元素的扩散速度大1000～10000倍。此外，碳化物形成元素减小了碳在奥氏体中的扩散速度，这将降低碳的均匀化速度。因而合金钢均匀化所需的时间常常比碳钢长。因此对含Cr、W、Mo、V、Ti等碳化物形成元素的合金钢，如果形成了难溶解的特殊碳化物，则在加热后保温时间不足时，将会得到成分不均匀的奥氏体。此时，合金元素将主要集中在未溶解的碳化物及其周围的奥氏体中，淬火后就会得到成分不均匀的马氏体，这就不能充分发挥合金元素的作用，而且可能保证不了应有的淬透性。这些都有可能降低钢在热处理后的性能。

2.3.4 奥氏体晶粒度及影响因素

钢奥氏体化的目的是获得成分比较均匀、晶粒大小一定的奥氏体组织。在大多数情况下，希望得到细小的奥氏体晶粒。特殊情况下，也需要得到相对较大的奥氏体晶粒。为了获得所期望的奥氏体晶粒，必须弄清楚奥氏体晶粒度的概念及影响因素。

1.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，一般是指奥氏体化后的实际晶粒大小。一般将晶粒度分为三种。

1）起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。

2）实际晶粒度：在某一热处理条件下所得到的晶粒尺寸。实际晶粒度基本上决定了钢在实际热处理时的晶粒大小。

3）本质晶粒度：根据标准试验方法，在（930±10）℃保温足够时间（3～8h）后测定的钢中晶粒的大小。晶粒尺寸在8级评定标准中，1～4级者称为本质粗晶粒钢，5～8级者称为本质细晶粒钢。在奥氏体晶粒度8级评定标准中，1级最粗，8级最细。超过8级者如10～12级称为超细晶粒。

奥氏体起始晶粒的大小取决于奥氏体的成核率和长大速度。在1mm ² 面积内的晶粒数目 n 与成核率 N 和长大速度 G 之间的关系可用下式表示：

由此看出， N/G 值越大，则 n 越大，即晶粒越细小。说明增大成核率或降低长大速度是获得细小奥氏体晶粒的重要途径。奥氏体的实际晶粒度既取决于钢材的本质晶粒度，又和实际加热条件（温度和时间）有关。通常，在一般加热速度下，加热温度越高，保温时间越长，最后得到的实际晶粒越粗大。

2.影响奥氏体晶粒度的因素

奥氏体的起始晶粒度取决于成核率 N 和长大速度 G 的比值 N/G ，值越大，奥氏体起始晶粒度越细小。在起始晶粒形成之后，钢的实际晶粒度则取决于奥氏体晶粒在继续保温或升温过程中的长大倾向。而奥氏体晶粒长大倾向又和起始晶粒的大小、均匀性以及晶界能有关。起始晶粒度越小，其大小越不均匀，晶界能越高，则其长大倾向越大。晶粒的长大主要表现为晶界的移动，它实质上就是原子在晶界附近的扩散。而上述的这些因素又受加热温度，保温时间，钢的成分及第二相颗粒性质、大小、多少，原始组织以及加热速度等的影响。

（1）加热温度和保温时间的影响 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。

奥氏体晶粒长大速度可表示为

式中 K ——常数；

D ——奥氏体晶粒平均直径；

R ——气体常数（8.314J/mol·K）；

Q ——晶界移动的激活能，或原子扩散跨越晶界的激活能；

σ ——奥氏体与旧相临界能。

奥氏体晶粒长大速度除随温度升高呈指数关系增加外，还和晶界能及晶粒大小有关。温度升高，晶粒急剧长大。晶粒尺寸越小，晶界能越高，晶粒长大速度越大。当晶粒长大到一限度时，由于 D 增大， σ 减小，其长大速度将减慢。

为了得到一定的晶粒度，必须同时控制温度和保温时间，低温下保温时间的影响较小。高温下保温时间的作用在开始时较大，而后减弱。因此，加热温度升高，其保温时间应该相应缩短，这样才能获得较为细小的奥氏体晶粒。

（2）加热速度的影响 加热速度实质上是过热度的问题。加热速度越大，过热度越大，奥氏体实际形成温度越高。由于高温下奥氏体晶核形成速度和长大速度比值大，所以获得细小的起始晶粒度。在保证奥氏体成分较为均匀的前提下，快速加热和短时间保温能够获得细小的奥氏体晶粒。

（3）碳含量的影响 碳含量增加时（在碳含量不足以形成未溶解的碳化物时），奥氏体的晶粒长大倾向增大。当碳含量超过一定值时，由于未溶渗碳体质点在晶界上起了阻碍作用，晶粒长大倾向减小，因此过共析钢在 Ac ₁ ～ A _cm 之间加热时，可以保持较为细小的晶粒，而在相同温度下加热时共析钢的晶粒长大倾向（过热敏感度）最大。

（4）脱氧剂及合金元素的影响 用Al脱氧的钢，晶粒长大倾向小，属于本质细晶粒钢；而用Si、Mn脱氧的钢，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钢中含有大量难熔的六方点阵结构的AlN，其弥散析出在晶界上阻碍了晶界移动，从而阻止了晶粒长大。但是，当钢中的残余Al含量超过一定数量时，奥氏体晶粒反而更易粗化。

用Si、Mn脱氧的钢，不能像Al那样生成稳定的高度弥散的第二相颗粒，因此没有阻止晶粒长大的作用。

在钢中加入适量的Ⅳ-B族元素（Ti，Zr）和Ⅴ-B族元素（V、Nb、Ta），有强烈细化晶粒、升高晶粒粗化温度的作用。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、Nb（C、N）等化合物，其弥散分布在晶界上，使晶粒难以长大，从而保持细小的晶粒。

此外，能产生稳定碳化物的元素如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。

按照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：

1）强烈阻碍晶粒长大的：Nb、Zr、Ti、Ta、V、Al等。

2）有中等阻碍作用的：W、Mo、Cr等。

3）稍有阻碍或不起作用的：Cu、Ni、Co、Si等。

4）增大晶粒长大倾向的：C（指溶入奥氏体中）、P、Mn、O等。

（5）原始组织的影响 原始组织主要影响起始晶粒度。一般说来，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细小。因此，和粗珠光体相比，细珠光体所获得的奥氏体起始晶粒总是比较细小而均匀的。

从晶粒长大原理可知，起始晶粒越细小，则钢的晶粒长大倾向性越大，即钢的过热敏感性越大，在生产上较难控制。这就是许多高碳工具钢采用碳化物分散度较小的球化退火组织作为淬火原始组织的原因之一。原始组织极细的钢，不可用过高的加热温度和长时间保温，而宜采用快速加热、短期保温的工艺方法。

在高碳铬轴承钢中，未溶的、处于晶界上高度弥散的碳化物和氮化铝质点对奥氏体晶粒长大起着机械阻碍作用。

试验研究了轴承钢中铝和氮对奥氏体晶粒大小及晶粒长大倾向的影响，如图2-29所示。铝和氮含量不同的电炉钢，在850～925℃范围内加热，奥氏体晶粒稍有长大；在925～1050℃范围内加热，晶粒长大很快；1050℃以上，晶粒长得更快，尤其是铝含量较低的钢。

氮含量较低的酸性平炉钢（含0.004%N），加热到900℃以上，晶粒开始较快长大；温度继续升高，晶粒急剧长大。长大倾向明显大于各种工艺冶炼的电炉钢。

高碳铬轴承钢的奥氏体晶粒长大过程大致可以分为以下两个阶段：

1）主要受碳化物溶解过程所控制阶段。925℃以下，钢中碳化物部分溶解，尚有不少未溶的碳化物质点，这些质点阻碍奥氏体晶界的迁移，阻止晶粒长大。氮化铝质点的影响并不突出。此阶段晶粒的长大行为与钢的冶炼方法、钢中铝与氮的含量关系并不密切。

2）受氮化铝的溶解和凝聚过程所控制阶段。925℃以上，钢中碳化物已基本溶解，甚至完全溶解，碳化物质点对晶粒长大的机械阻碍作用逐渐消失，此时阻碍晶粒长大的因素是未溶的氮化铝质点。随着氮化铝的溶解和凝聚过程的进行，奥氏体晶粒度变得越来越大。此阶段奥氏体晶粒的长大行为与钢的冶炼方法、钢中铝和氮的含量密切相关。

现实生产中，为了获得细小晶粒，对于原始组织中碳化物极为细小密集的钢，多采取快速短时的加热工艺。采用冷压力加工的方法生产钢材也可以使用热处理方法细化晶粒。近年来发展的快速加热-冷却多次循环热处理，利用快速加热提高奥氏体的成核率以及通过多次循环加热-冷却造成有利于成核的显微组织，从而达到奥氏体实际晶粒超细化，最终实现钢的强韧化。对于GCr15钢，为了提高细化效果，首先提高原始组织中碳化物的分散度，所以常以调质状态作为循环快速加热的预处理组织。 TDwTYx+T794dBtAg7/gAmlaNE2dbbTN+vKbVt4S5z/scNEu/xKq9zchXKd2F7gkG