奥氏体晶粒度测定.docx
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奥氏体晶粒度测定
实验钢的奥氏体晶粒度的测定
在钢铁等多晶体金属中，晶粒的大小用晶粒度来衡量，其数值可由下式求出:
式中：
n—显微镜放大100倍时，6.45cm2⑴n2）面积内晶粒的个数。
N—晶粒度
奥氏体晶粒的大小称奥氏体晶粒度。
钢中奥氏体晶粒度，一般分为1〜8等8个等级。
其中
1级晶粒度晶粒最粗大，8级最细小（参看YB27—64）。
奥氏体晶粒的大小对以后冷却过程中所发生的转变以及转变所得的组织与性能都有极大的影响。
因此，研究奥氏体晶粒度的测定及其变化规律在科学研究及工业生产中都有着重要的意义。
一、奥氏体晶粒度的一般概念
奥氏体晶粒按其形成条件不同，通常可分为起始晶粒、实际晶粒与本质晶粒三种，它们
的大小分别以起始晶粒度，实际晶粒度与本质晶粒度等表示。
1、起始晶粒度
在临界温度以上，奥氏体形成刚刚结束时的晶粒尺寸，称起始晶粒度。
起始晶粒度决定
于奥氏体转变的形核率（n）及线生长速度（c）。
每一平方毫米面积内奥氏体晶粒的数目N
与n及c的关系为
N=1.01-[
2.丿
由上式可知，若n大而c小，则起始晶粒就细小。
若n小而c大则起始晶粒就粗大。
在一般情况下n及c的数值决定于原始组织的形态和弥散程度以及加热时的加热速度等因素。
由于在珠光体中存在着大量奥氏体形核部位，n极大。
故奥氏体的起始晶粒总是比较细
小的。
如果加热速度快，则转变被推向高温，奥氏体起始晶粒将更加细化。
这是因为，随着加热速度的增大和转变温度的升高，虽然形核n和c都增大，但n比c增加的幅度更大。
表
1—6示出钢在加热时，奥氏体的n与c数值与加热温度的关系，由表1—6中的数据可知。
相变温度从740C提高到800C时n增大280倍而c仅增加40倍。
表1—6奥氏体形核（n）和线生长速度（c）与温度的关系
温
度
740C
750C
760C
780C
800C
形核率（n）（个/毫米3?
秒）
2280
11000
51500
61600
线生长速度（
c）（毫米/秒）
0.001
0.004
0.01
0.026
0.041
应当指出，奥氏体起始晶粒随加热速度的增大而细化的现象，只是在加热速度不太大时比
较明显。
当加热速度很大时起始晶粒不再随之细化（见表1—7）
表1—7力口热速度对起始奥氏体晶粒大小的影响
加热方法
加热速度C/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卩n?
炉内加热
0.03C
825C
60
2C
825C
40
8C
830C
30
感应加热
200C
870C
28
1000C
900C
29
这可能是由于在快速加热时，转变被推向高温（大于800C），奥氏体的核不仅可以在铁素体
与渗碳体的交界面上形成，而且可以在铁素体晶粒内嵌镶块的边界上形成。
铁素体的含碳量
虽然很低，但铁素内碳的分布是不均匀的，碳原子大都集中在嵌镶块边界。
实验测定嵌镶块
边界上的碳浓度或达0.2—0.3%。
由Fe—Fe3C状态图可知，这样的地区，对应的奥氏体形成温度为800〜840C（实验证明嵌镶块边界的厚度亦远大于该温度下临界晶核的尺寸）。
因
此，只要加热速度足以把转变温度提高到上述范围，则奥氏体的核除了在铁素体与渗碳体的
分界面上形成外，还将在铁素体嵌镶块边界上大量形成，增加了形核率，因而使奥氏体晶粒
进一步细化。
但是，当加热速度继续增大，使转变温度超过840C，因不能继续出现新的形
核部位，奥氏体晶粒也将不能继续细化。
上述关于加热速度的影响，是限制在常用的普通加热速度范围之内。
近几年来，随着科学技术的发展，出现了加热速度高于1000C/秒的所谓“超快速加热淬火法”，如超高频脉冲加热，激光加热或电子束加热等方法。
经过这些方法加热后以极快的令速淬火，得到的组织极细，甚至在30万倍的电子显微镜下观察，仍看不清楚该种组织的细节。
2、实际晶粒度
在热处理（或热加工）的某一具体加热条件下所得到的奥氏体晶粒的大小称为实际晶粒
度。
奥氏体转变终了后，若不立即冷却而在高温停留，或者继续升高加热温度，则奥氏体将长大。
因为上述过程在热处理时是不可避免的，所以奥氏体开始冷却时的晶粒（实际晶粒度）
总要比起始晶粒大。
实际晶粒度除了与起始晶粒度有关外，还与钢在奥氏体状态停留的温度
及时间有关，在快速加热时，与加热速度和最终的加热温度有关。
当加热温度相同时，加热
速度越大，实际奥氏体晶粒越细小。
奥氏体晶粒的长大是自发的，因为减少晶界可以降低表面能。
如果不存在阴碍晶粒长大
的因素而又给以足够的时间，则从原则上说应该能长成一单晶奥氏体。
但是由于存在着一些
阻碍奥氏体晶粒长大的因素，所以当达到一定尺寸后就不再长大了。
奥氏体晶粒的长大是通
过大晶粒吞并小晶粒进行的。
在长大阶段晶粒大小是不均匀的。
等到各个晶粒都趋向同一大
小时，晶粒不再长大。
要使晶粒进一步长大，必须提高温度。
实验证明，加热温度越高，晶粒长大越快，最后得到的晶粒也越粗大。
显然，快速加热时，虽然起始晶粒较细小，但如控制不好（加热温度过高或保温时间过长），则由于所处的温度较高，奥氏体极易长大。
为什么温度一定时，奥氏体晶粒长大到一定大小就不再继续长大了呢？
为什么有的钢种奥氏体晶粒容易长大，而有的不易长大？
对于这些问题目前一般都用机械阻碍理论来解释。
认为钢中存在一些难溶的化合物，分布在奥氏体晶界上，阻碍了奥氏体晶粒的长大。
只有当
温度进一步提高，一部分化合物溶入奥氏体后，奥氏体才能继续长大。
长大到一定程度后以被尚未溶解的化合物所阻碍，不能再长大。
只有再提高温度才能进一步长大。
由于不同钢的
化学成份及冶炼方法不同，这样就导致了有的钢种奥氏体晶粒容易长大，而另一些钢种奥氏体晶粒不易长大。
3、本质晶粒度
把钢材加热到超过临界点以上的某一特定温度，并保温一定时间（通常规定为930C保
温8小时），奥氏体所具有晶粒大小称为奥氏体本质晶粒度。
之所以选用930C，是因为对
于一般钢材来讲，不论进行何种热处理，如淬火、退火、正火、渗碳等，加热温度都在930C
图1-29奥氏体晶粒尺寸变化示意图
以下。
如果在930C保温8小时后，奥氏体晶粒几乎不长大，则在热处理过程中就不会出现粗大的奥氏体晶粒。
本
质晶粒度即标志着上述特定温度范围内，随着温度的升高
奥氏体晶粒的长大倾向：
奥氏体晶粒显著长大的钢（得到
奥氏体晶粒为1—4级）,定为本质粗晶粒钢；奥氏体晶粒长大不显著的钢（得到的奥氏体晶粒度为5—8级），定为
本质细晶粒钢。
必须指出，本质晶粒度只是反映了930C
以下奥氏体晶粒长大的倾向。
超过930C以后，本质细晶
粒钢的奥氏体实际晶粒度可能比本质粗晶粒钢的实际晶粒度还粗（参看图1—29所示）。
1.本质细晶粒钢2.本质粗晶粒钢
二、研究奥氏体晶粒度的意义
奥氏体晶粒度对钢的性能有着重要的影响。
通常认为，本质晶粒度对钢的工艺性能影响
很大，对其使用性能的影响常常是间接的，而实际晶粒度则对钢的使用性能有着更直接的影
响。
1、实际晶粒度
实际晶粒度粗大往往使钢的机械性能特别是冲击韧性、疲劳性能降低，实际晶粒度细小
可以提高钢的屈服强度、正断强度、疲劳强度，同时使钢材具有较高的塑性和冲击韧性，并能降低钢的脆性转变温度。
因此在制定热处理工艺时，在一般情况下应尽量设法获得细小的奥氏体晶粒。
按目前常用的生产工艺，对结构钢来说仅能使奥氏体晶粒细化到8级，很难再
进一步细化。
晶粒细化到10级以上（dv102毫米）则称为超细晶粒。
用来获得这种超细
晶粒的特殊的加工处理方法称为超细化处理。
近年的研究工作表明，采用超细晶粒化处理方
法，可以使奥氏体晶粒细化到15级使铁素体细到16级。
从实验数据还知道，将合金结构钢的奥氏体晶粒度从9级细化到15级后钢的屈服强度
（调质状态）从115kg/mm2提高到142kg/mm2,并使它的脆化转变温度从一50C下降到一
2150C;将低碳钢的铁素体晶粒从8级细化到16级后钢的屈服强度（退火状态）从20kg/mm提高到55kg/mm2,将碳素工具钢的奥氏体晶粒度从8级细化到15级后，钢的硬度（低温
回火状态）从HRC63.5提高到HRC65。
晶粒细化能提高钢的综合力学性能，这是当前热处理中能使钢的强度和韧性同时得到提
高的方法之一。
现有使奥氏体晶粒超细化的工艺方法很多，如快速循环加热淬火、循环加热回火、快速
加热及形变热处理等。
它们的工艺曲线分别示于图1—30,图1—31,图1—32，图1—33,
图1—34。
（多次快速加热冷却法）
下面将较为典型的奥氏体晶粒超细化处理方法介绍如下：
根据a^Yfa多次循环相
变，可使奥氏体晶粒细化的原理，将40Cr钢加工成$20X3的薄片试样进行了超细化处理，
为了便于比较晶粒的大小，其热处理工艺选了三种，如图1—35（a）、（b）、（c）所示。
根据图1
—35（a）的热处理工艺曲线将试样用盐炉加热到840C保温2分钟后立即水冷至室温，经测定
晶粒度为7〜8级之间，如图1—36（a）所示，其硬度为HRC60图1—35（b）所示工艺将试样加热到840C保温2分钟后立即淬入水中冷至室温，然后再放入760C的盐炉中加热保温2
分钟立即淬入水中冷至室温，再放入840C的盐炉中加热保温2分钟
时间分时间分时间分
a）b）c）
图1—351次，3次和5次循环热处理工艺图
a.1次加热冷却，b.3次加热冷却，c.5次加热冷却
水冷至室温。
经过测定奥氏体的晶粒度为9〜10级，如图1—36（b）所示，其硬度为HRC605
按图1—35（c）工艺曲线处理试样比图1—35（b）多循环了两次，测得的奥氏体晶粒度达到11〜
12级如图1—36（c）所示，其硬度为HRC61从实验的结果看出经过循环处理后晶粒得到细化，硬度略有提高，而且循环次数越多效果越显著。
2、本质晶粒度
本质晶粒度对钢的性能的影响，主要表现在工艺性能方面，而且涉及面也比较广泛，从
成型热加工，预备热处理到最终热处理，从普通热处理到复杂的化学热处理等，本质晶粒度
都显示了它的作用。
表1—8即示出本质晶粒度对钢的各种工艺性能的影响。
从表1—8可以
清楚地看出本质晶粒度对钢的工艺性能的影响是非常复杂的。
为了保证钢材的工艺性能与机
械零件的使用性能必须对晶粒度进行研究，掌握它的变化规律及测量方法的技能，这样可以
挖掘出钢材的潜力，提高零件使用寿命。
三、奥氏体本质晶粒度的显示方法
钢在临界温度以上直接测量奥氏体晶粒大小一般是比较困难的，而奥氏体在冷却过程中
又将发生相变。
因此如何在室温下（即在冷却转变后）显现奥氏体晶粒的大小，就是需要解决的问题。
通常可采用以下几种方法来测定钢的晶粒度。
1、渗碳法
适用于测定渗碳钢的本质晶粒度。
测定时试样需经特定规范的热处理，其过程为表面无氧化脱碳的渗碳钢试样装入40%BaC03+60%木炭的渗碳箱中密封之并置入930C±10C的炉中，保温8小时，然后随炉以50C/小时速度缓慢冷至600C以下，再空冷或缓冷至室温。
表1—8本质晶粒度对钢的性能的影响
钢的状态
本质粗晶粒
本质细晶粒
锻造
在监界温度以上加热
倾向于粗化
倾向于保留细晶粒
高温正火
冲击韧性较低；较好的切削加工性，但表面粗糙，弹性极限较低
冲击韧性较高；切削性能差，但表面光洁度好；有较咼的弹性极限
工具钢退火
比较容易球化
淬火加热
允许温度范围窄
允许温度范围宽
淬火冷却
淬透性大，软点倾向小易于变形及开裂
淬透性较低，形成软点倾向性大；不易变形及开裂
渗碳时
渗碳速度快，层较深
渗碳速度慢，层较浅
渗碳后
中心易脆，需重新细化中心处理；表面硬度均匀
中心韧性好，可直接从渗碳箱中取出淬火，有产生软点的可能性
处理后试样表面层含碳量达到过共析成份，经磨制（标准规定至少磨去2毫米深）、抛
光和浸蚀（浸蚀剂可用4%硝酸酒精溶液或4赠味酸酒精溶液）后，即可得到如图1—37所示珠光体+网状渗碳体组织。
图1—37中渗碳网所包括的面积可反映出奥氏体的晶粒。
在操作中，渗碳剂应严格干燥，渗碳箱须仔细密封，渗碳后必须缓慢冷却。
当渗碳浓度不足时磨面打磨深度可浅些。
虽然渗碳法适于测量渗碳钢的本质晶粒度，但在实践中沿晶界析出的碳化物网有时不连
续，也有时会出现奇异的“大晶粒”、或大晶粒套小晶粒的混合等问题，给正确确定奥氏体晶粒带来了不少困难，同时渗碳所需时间长，耗费人力，电力较多。
2、氧化法
适用于测定各种钢的本质晶粒度。
这种方法需将试样进行如下处理：
将磨光、抛光后的
试样放入硼砂槽或其他盐浴中，加热至930C±10C,保温3小时后再放入930C±10C的
111
BaCl2NaCICaCl2的盐浴热腐蚀2分钟，随之在煤油中冷却；再进行短时间抛
333
光，腐蚀（可用4^苦味酸酒精溶液）以显示奥氏体晶粒度。
生产实践中也常用一种更简单的方法，即将磨光（可用03〜04号细砂纸）的试样埋入
生铁屑中并在930C±10C的炉中保温3小时后取出在空气中氧化瞬间（几秒钟），随之淬
入水中，再用细砂纸磨光、抛光和腐蚀以显示晶粒度。
所得结果如图1—38所示。
采用氧化法显示晶粒时，经常因氧化过重或磨掉深度过浅使奥氏体晶内的嵌镶块边界也与晶间一同被氧化后并显示，同时试样也容易受奥氏体化前期低温氧化的影响，因此往往在
试样表层遗留下细晶的假相。
若加热时保护不当产生全脱碳区，也要出现假的大晶粒。
因此,
在氧化法操作中，应严防加热及保温过程中的氧化与脱碳。
3、网状铁素体法
网状铁素体法适用于测定亚共析钢的奥氏体晶粒。
其过程是将试样加热到930C±
10C,保温3小时后再根据钢种不同，选择适当的冷却方法（可直接水冷、油冷、空冷、炉冷或等温冷却等），将试样冷却。
试样处理后，用硝酸或苦味酸酒精溶液腐蚀，以便显示出围拢在腐蚀变黑的组织（珠光体、贝氏体或马氏体）周围的网状铁素体（见图1—39所示）;
铁素体所环挠面积的尺寸即为原奥氏体晶粒的大小。
4
、网状珠光体（屈氏体）法
网状珠光体法适用于淬透性不大的碳素钢及低合金钢。
奥氏体晶粒的测量，将试样在930C±10C炉内加热，保温3小时后，将试样一端淬入水中。
冷却后在试样过渡带可清晰地看到围绕在马氏体周围的黑色屈氏体组织，它所环绕的面积，即为原奥氏体晶粒。
如图1—40所示。
试样热处理后，磨去脱碳层，抛光后用硝酸或苦味酸酒精溶液腐蚀。
5、加热缓冷法
适用于测定过共析钢的奥氏体晶粒度。
试验时将试样加热至930C±10C，保温3小时
后冷却到600C（冷却速度为80〜100C/小时），使碳化物沿奥氏体晶界析出以显示晶粒大小。
经上述热处理的试样抛光后，应使用硝酸或苦味酸酒精溶液腐蚀。
6、直接腐蚀法
直接腐蚀法也叫晶粒边界腐蚀法。
此法适用于测定淬火得到的马氏体或贝氏体组织的钢
的奥氏体晶粒度。
试样不经磨制即可进行热处理：
将试样加热至930C±10C，保温3小时
后水冷，然后磨去脱碳层制成金相试样，用含有0.5〜1%烷基磺酸盐的100克苦味酸饱和水
溶液腐蚀。
由于晶粒边界被腐蚀变黑即可用以测定奥氏体的晶粒度。
所得结果如图1—41
所示。
为了得到更清晰的组织，试样可经二次或三次腐蚀、抛光重复操作；或将腐蚀剂加热
到50C±10C后进行热腐蚀。
也可先将试样在烷基苯磺酸钠饱和苦味酸水溶液中浸蚀，经抛光去掉表面黑膜，再用饱和苦味酸洒精溶液腐蚀再次轻微抛光后即可进行观察。
7、真空法
将试样磨制、抛光后装入真空炉炉中，当真空度达10—5毫米汞柱时，加热至930C±
10C，保温3小时随炉冷至200C以下，停止扩散泵，继续随炉冷至室温。
出炉后可在显微镜下直接观察（见图1—42所示）。
抛光试样在高温高真空下，由于晶界上晶格畸变，并浓聚着大量杂质便发生了选择性的挥发，因而在晶界上开成了明显的凹沟。
一般认为这种方法是最可靠的。
但由于设备条件限
制，生产中很少使用。
当炉子真空度不够时也有可能因晶界杂质挥发受影响而出现假相。
在上述几种测定奥氏体晶粒度的方法中，直接腐蚀法和真空法在试验中钢表面的化学成
份不发生变化（相对于渗碳法和氧化法），也不受晶界处过剩相（铁素体或渗碳体）或组织
（屈氏体）的干扰，因而所显示的晶粒度较接近实际尺寸。
另外，直接腐蚀法对实验用的设
备没有特殊要求，是值得推广的一种方法。
上述几种测定奥氏体本质晶粒度的实验方法，在原则上也可用来测定钢在具体热处理条
件下的实际晶粒度，其间的区别，仅在于被测试样的热处理规范不同而已。
四、奥氏体晶粒度的测定
在经上述方法之一制备的金相试样上，即可进行奥氏体晶粒度的测定。
常用的方法有比
较法和弦计算法两种。
1、比较法
在用比较法评定钢的晶粒度时，在100倍显微镜下直接观察或投射在毛玻璃上。
首先
对试样作全面观察，然后选择其晶粒度具有代表性的视场与标准级别图1—43（YB27—64
中的第一标准级别图）比较，并确定出试样的晶粒度，与标准级别图中哪一级晶粒大小相同，则后者的级别即定为试样的晶粒度号数。
4级5级6级
7级8级
图1-43钢的晶粒度标准级别图
试样上的晶粒经常是不均匀的，大晶粒或小晶粒如属个别现象可不予考虑，若不均匀现象较
为普遍，则当计算不同大小晶粒在视场中各占百分比，如大多数晶粒度所占有的面积不小于
视场的90%，则只定一个晶粒度号数来代表被测试样的晶粒度；否则试样的晶粒度应用两个或三个级别号数表示，前一个数字代表占优势的晶粒度。
例如试样上晶粒大多数是6级,
少数是4级时，即写为6〜4级。
在有些情况下，在100倍观察被测试样的晶粒大于1级或小于8级，为了准确评定其大小，可以在降低或增高放大倍率的条件下与标准级别图对照，再按表1—9的数据换算成
100倍下的晶粒级别。
例如某试样在100倍下观察晶粒比1级还大，即可在50倍下观察，与标准级别图对照是2级，查表后得知晶粒度为0级。
表1—9不同放大倍数晶粒度换算表
放大100倍晶粒度级别
其他放大倍数
1
0
1
2
3
4
5
6
7
8
9
10
50
1
2
3
4
5
6
7
8
一
一
一
一
200
一
一
一
一
1
2
3
4
5
6
7
8
300
1
2
3
4
5
6
7
400
1
2
3
4
5
6
2、弦计算法
这种测量方法比较复杂，只有当测量的准确度要求较高或晶粒为椭圆形时才使用此种方法。
测量等轴晶粒时，先对试样进行初步观察，以确定晶粒的均匀程度。
然后选择具有代表性部位及显微镜的放大倍数。
倍数的选择，以在80毫米视野直径内不少于50个晶粒为限。
之后将所选部位的组织投影到毛玻璃上，计算与毛玻璃上每一条直线交截的晶粒数目，（与
每条直线相交截的晶粒应不少于50个）也可在带有刻度的目镜上直接进行。
测量时，直线
端部未被完全相交截的晶粒应以一个晶粒计算。
相同步骤的测量最少应在三个不同部位各进
行一次。
用相截的晶粒总数除以直线的总长度（实际长度，以毫米计算），得出弦的平均长
度（毫米）。
再根据弦的平均长度查表1—10即可确定钢的晶粒度大小。
五、实验目的、内容和步骤
实验目的
⑴熟悉测定钢的奥氏体晶粒度的方法。
（2）研究加热温度保温时间及循环热处理对奥氏体晶粒大小的影响。
（3）从晶粒大小的观点出发确定合理的热处理加热规程。
2•实验内容
用直接腐蚀法、网状铁素体法及网状渗碳体法等方法确定奥氏体晶粒大小。
3•实验步骤
（1）将已热处理好的试样进行磨光制成金相试样。
⑵将制成的金相试样，用相应的腐蚀剂将晶界腐蚀出来。
然后在100倍的显微镜下观
察，如晶界不清楚，试样可经二次或三次腐蚀、抛光重复操作。
（3）用比较法或弦计算法测定晶粒的大小，最后确定级别。
六、对实验报告的要求
1、描述试验过程。
2、试验所得数据的讨论和分析。
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