第二章 奥氏体的形成
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第二章 奥氏体的形成
A时3的及A实cm际也临可界附点加，下即脚A标c3c、及Ar以r3、表A示c实cm、际A的r加cm。热与冷却13
临界点
• 同一炉亚共析钢的临界点的高低? • Ac3、 A3、 Ac1、 A1、 Arl、 Ar3
Ac3> A3 > Ar3 Ac1 > A1 > Arl A3 > A1 • Accm、 Acm、 Ac1、 A1、 Arl、Arcm?
2.2.1 共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理(重点)
2.2.1.1 奥氏体形核 奥氏体的晶核通常首先在铁素体与渗碳体的交界面上 形成。奥氏体晶核之所以在铁素体与渗碳体的交界面 形成，是因为界面处能够满足奥氏体形核的成分条件、 能量条件以及结构条件。
奥氏体也可能在珠光体团界、珠光体团与先共析铁素 体的界面形核。 快速加热时，由于转变在较高温度发生，奥氏体核可 优先在铁素体内亚晶界上形成。
构，紧密度高，故比体积最小。 （4）热强性好：奥氏体钢可作为高温用钢 。 （5）顺磁性：无磁性钢 。 （6）线膨胀系数高：用来制作要求热膨胀灵敏的仪表
元件 。 （7）导热性能差：奥氏体钢不宜用过大的速度加热。
9
2.1.3 奥氏体的形成条件
• 共析钢：加热到共析温度727℃时，珠光体可以全部 等温转变为奥氏体。
1.0 1.5 2.0
碳含量/w%
图2.2 奥氏体点阵参数与碳含量的关系
4
组织形态：
• 与原始组织、加热速度以及加热转变的程度等有 关；
• 一般均为颗粒状； • 非平衡态的含碳较低的钢以较低的速度加热到（a + g）两相区时可以得到针状奥氏体 ； • 加热转变刚结束时所得的颗粒状奥氏体晶粒比较 细小，晶粒边界呈不规则弧形。经过一段时间高温 保温后，奥氏体晶粒将长大，晶粒边界将通过平直 化而变直，呈等轴多边形。有的奥氏体晶粒内还可 能存在孪晶。
临界点
• 同一炉亚共析钢的临界点的高低? • Ac3、 A3、 Ac1、 A1、 Arl、 Ar3
Ac3> A3 > Ar3 Ac1 > A1 > Arl A3 > A1 • Accm、 Acm、 Ac1、 A1、 Arl、Arcm?
2.2.1 共析钢平衡组织向奥氏体的转变机理(重点)
2.2.1.1 奥氏体形核 奥氏体的晶核通常首先在铁素体与渗碳体的交界面上 形成。奥氏体晶核之所以在铁素体与渗碳体的交界面 形成，是因为界面处能够满足奥氏体形核的成分条件、 能量条件以及结构条件。
奥氏体也可能在珠光体团界、珠光体团与先共析铁素 体的界面形核。 快速加热时，由于转变在较高温度发生，奥氏体核可 优先在铁素体内亚晶界上形成。
构，紧密度高，故比体积最小。 （4）热强性好：奥氏体钢可作为高温用钢 。 （5）顺磁性：无磁性钢 。 （6）线膨胀系数高：用来制作要求热膨胀灵敏的仪表
元件 。 （7）导热性能差：奥氏体钢不宜用过大的速度加热。
9
2.1.3 奥氏体的形成条件
• 共析钢：加热到共析温度727℃时，珠光体可以全部 等温转变为奥氏体。
1.0 1.5 2.0
碳含量/w%
图2.2 奥氏体点阵参数与碳含量的关系
4
组织形态：
• 与原始组织、加热速度以及加热转变的程度等有 关；
• 一般均为颗粒状； • 非平衡态的含碳较低的钢以较低的速度加热到（a + g）两相区时可以得到针状奥氏体 ； • 加热转变刚结束时所得的颗粒状奥氏体晶粒比较 细小，晶粒边界呈不规则弧形。经过一段时间高温 保温后，奥氏体晶粒将长大，晶粒边界将通过平直 化而变直，呈等轴多边形。有的奥氏体晶粒内还可 能存在孪晶。
2第二章 奥氏体及其形成n
金属固态相变
2.1 奥氏体的组织结构和性能
以往，将奥氏体定义为：碳溶入γ－Fe中的固溶体。 此定义不够严格。
严格地说：钢中的奥氏体是碳或各种化学元素溶入 γ－Fe中所形成的固溶体。其中C、N等元素存在于 奥氏体的间隙位置。或者晶格缺陷处。而原子尺寸 与Fe原子相差不大的合金元素则固溶于替换位置。 还有一些化学元素吸附于奥氏体晶界等晶体缺陷处。 奥氏体是多种化学元素构成的一个整合系统。
图2-5加热速度和温度对w （c）=0.18%钢奥氏体碳含 量不均匀的影响
金属固态相变
Wt%与at%的换算：
A元素的at％＝ B元素的at％＝
☓100% ☓100%
A、B为原子量；a，b分别为A、B两元素的wt％
金属固态相变
2.1.5奥氏体的性能
(1)奥氏体是最密排的点阵结构，致密度高，故奥 氏体的比容最小(与F、M比较)。因此，钢被加热到 奥氏体相区时，体积收缩，冷却时，奥氏体转变为 铁素体－珠光体等组织时，体积膨胀，容易引起内 应力。 (2)奥氏体的点阵滑移系多，故奥氏体的塑性好， 屈服强度低，易于加工塑性变形。钢锭或钢坯一般 被加热到1100℃以上奥氏体化，然后进行锻轧， 塑性加工成材。
图415085c钢在不同加热速度下的加热曲线连续加热平衡加热的热分析曲线示意图金属固态相变在快速加热情况下碳化物来不及充分溶解碳和合金元素的原子来不及充分扩散因而造成奥氏体中碳合金元素浓度分布很不均匀金属固态相变40在实际生产中可能因为加热速度快保温实际短而导致亚共析钢淬火后得到碳含量低于平均成分的马氏体
第2章 奥氏体及其形成
引言
钢被加热到奥氏体相区，得到奥氏体组织。 奥氏体状态，包括奥氏体晶粒大小，亚结构，成分， 均匀性以及是否存在其他相、夹杂物等，对于在随 后冷却过程中得到的组织和性能有直接的影响。 熟悉钢中的奥氏体的形成机理，掌握获得奥氏体状 态的方法，具有重要的实际意义和理论价值。
第二章钢中奥氏体的形成
强性好； 顺磁性; 线膨胀系数大； 导热性能差，不易采用过大的加热速度。
钢中奥氏体的组织特征
理论上，单位晶胞中含有4个Fe原子和4个碳原子， 其原子百分比为50%，重量百分比为10%。
实际上，奥氏体中最大含碳量为2.11%（重量）， 原子百分比为10%，即2.5个晶胞中有一个碳原子。
温度升高，扩散系数增大； 温度升高，Cγ/α与Cα/γ之差减小，
奥氏体形核所需的碳浓度起伏减小； 奥氏体形成温度升高，对于形成细
小的奥氏体晶粒是有利的。
I
C
exp
Q W kT
忽略应变能时：
W
3
A Gv2
奥氏体形成动力学
2. 长大速度G：
根据扩散定律可以导出奥氏体形成过程中相界面的推移速度
奥氏体形成动力学
原影始响组奥织氏越细体，形奥成氏速体度的因素：
形核部位增多，碳原子扩
散距离减小，加速奥氏体
的形成。 片状珠光体比粒状珠光
加热温度
体的相界面大，渗碳体呈
薄片状，易于溶解，加速
奥氏体形成。
加热温度越高， 奥氏体起始晶粒细化。 在铁素体消失的瞬间， 剩余碳化物量增多。
原始组织
PA
钢中碳含量
奥氏体形成温度升高时，I和G 均增大，因此，奥氏体形成速度 随形成温度的升高而单调增大。
奥氏体形成动力学
共析碳钢奥氏体等温形成动力学曲线
奥氏体形成动力学
从上两图可以看出： 在高于Ac1温度加热保温时，奥氏体并不是立即形成，而是 经过一定的孕育期后才开始形成，且温度越高，孕育期越短； 奥氏体开始形成速度较慢，当奥氏体量为50%时最快，以后又 逐渐减慢； 加热温度越高，奥氏体形成速度越快； 在珠光体中铁素体全部转变为奥氏体后，还需要一段时间来溶 解碳化物和奥氏体均匀化；
钢中奥氏体的组织特征
理论上，单位晶胞中含有4个Fe原子和4个碳原子， 其原子百分比为50%，重量百分比为10%。
实际上，奥氏体中最大含碳量为2.11%（重量）， 原子百分比为10%，即2.5个晶胞中有一个碳原子。
温度升高，扩散系数增大； 温度升高，Cγ/α与Cα/γ之差减小，
奥氏体形核所需的碳浓度起伏减小； 奥氏体形成温度升高，对于形成细
小的奥氏体晶粒是有利的。
I
C
exp
Q W kT
忽略应变能时：
W
3
A Gv2
奥氏体形成动力学
2. 长大速度G：
根据扩散定律可以导出奥氏体形成过程中相界面的推移速度
奥氏体形成动力学
原影始响组奥织氏越细体，形奥成氏速体度的因素：
形核部位增多，碳原子扩
散距离减小，加速奥氏体
的形成。 片状珠光体比粒状珠光
加热温度
体的相界面大，渗碳体呈
薄片状，易于溶解，加速
奥氏体形成。
加热温度越高， 奥氏体起始晶粒细化。 在铁素体消失的瞬间， 剩余碳化物量增多。
原始组织
PA
钢中碳含量
奥氏体形成温度升高时，I和G 均增大，因此，奥氏体形成速度 随形成温度的升高而单调增大。
奥氏体形成动力学
共析碳钢奥氏体等温形成动力学曲线
奥氏体形成动力学
从上两图可以看出： 在高于Ac1温度加热保温时，奥氏体并不是立即形成，而是 经过一定的孕育期后才开始形成，且温度越高，孕育期越短； 奥氏体开始形成速度较慢，当奥氏体量为50%时最快，以后又 逐渐减慢； 加热温度越高，奥氏体形成速度越快； 在珠光体中铁素体全部转变为奥氏体后，还需要一段时间来溶 解碳化物和奥氏体均匀化；
奥氏体的形成
Qm σ V = K exp RT R K 常数 Qm 晶界移动激活能
45-39
(2 8)
随加热温度升 高,奥氏体晶粒长大 速度成指数关系迅速 增大. 加热温度升高 时,保温时间应相应 缩短,这样才能获得 细小的奥氏体晶粒.
图2-21 奥氏体晶粒大小与加热 温度,保温时间的关系
45-40
(2)加热速度的影响
加热速度越大,奥氏体的实际形成温度 越高,形核率与长大速度之比(N/G)随 之增大,可以获得细小的起始晶粒度. 快速加热并且短时间保温可以获得细小 的奥氏体晶粒度. 如果此时长时间保温,由于起始晶粒细 小,加上实际形成温度高,奥氏体晶粒很 容易长大.
45-31
公式(2-6)的推导:
面积为A的晶界如果移动dx 距离时,体系总的Gibbs自由 能变化为dGt ,则沿x方向有力 P作用于晶界上,构成晶界移 动的驱动力. 图2-13中A,B晶粒间的晶界 构成一曲率半径为R的球面.
图2-13 双晶体中的A,B 两晶粒,其中B晶粒呈球 状存在于A晶粒中.
图2-2 Fe-C 相图
45-2
2.1.2 奥氏体的性能 奥氏体的比容最小,线膨胀系数最大,且为顺 磁性(无磁性).利用这一特性可以定量分析奥 氏体含量,测定相变开始点,制作要求热膨胀灵 敏的仪表元件. 奥氏体的导热系数较小,仅比渗碳体大.为避 免工件的变形,不宜采用过大的加热速度. 奥氏体塑性很好,σS 较低,易于塑性变形. 故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行.
45-3
2.1.3 奥氏体形成的热力学条件
G = Gv + Gs+ Gve - Gd ---- 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低 相 变 必 须在一定的过热 度T下,使得GV <0,才 能得到G<0.所以相变必 须在高于 A1 的某一温度下 才能发生,奥氏体才能开 始形核. 图2-3 自由能和温度关系图
45-39
(2 8)
随加热温度升 高,奥氏体晶粒长大 速度成指数关系迅速 增大. 加热温度升高 时,保温时间应相应 缩短,这样才能获得 细小的奥氏体晶粒.
图2-21 奥氏体晶粒大小与加热 温度,保温时间的关系
45-40
(2)加热速度的影响
加热速度越大,奥氏体的实际形成温度 越高,形核率与长大速度之比(N/G)随 之增大,可以获得细小的起始晶粒度. 快速加热并且短时间保温可以获得细小 的奥氏体晶粒度. 如果此时长时间保温,由于起始晶粒细 小,加上实际形成温度高,奥氏体晶粒很 容易长大.
45-31
公式(2-6)的推导:
面积为A的晶界如果移动dx 距离时,体系总的Gibbs自由 能变化为dGt ,则沿x方向有力 P作用于晶界上,构成晶界移 动的驱动力. 图2-13中A,B晶粒间的晶界 构成一曲率半径为R的球面.
图2-13 双晶体中的A,B 两晶粒,其中B晶粒呈球 状存在于A晶粒中.
图2-2 Fe-C 相图
45-2
2.1.2 奥氏体的性能 奥氏体的比容最小,线膨胀系数最大,且为顺 磁性(无磁性).利用这一特性可以定量分析奥 氏体含量,测定相变开始点,制作要求热膨胀灵 敏的仪表元件. 奥氏体的导热系数较小,仅比渗碳体大.为避 免工件的变形,不宜采用过大的加热速度. 奥氏体塑性很好,σS 较低,易于塑性变形. 故工件的加工常常加热到奥氏体单相区进行.
45-3
2.1.3 奥氏体形成的热力学条件
G = Gv + Gs+ Gve - Gd ---- 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低 相 变 必 须在一定的过热 度T下,使得GV <0,才 能得到G<0.所以相变必 须在高于 A1 的某一温度下 才能发生,奥氏体才能开 始形核. 图2-3 自由能和温度关系图
奥氏体的形成
RP
P 2
R
(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。
公式2-6的推导:
面积为A的晶界如果移动dx 距离时,体系总的Gibbs自由能 变化为dGt ,则沿x方向有力P作 用于晶界上,构成晶界移动的驱 动力.
图2-13中A、B晶粒间的晶界 构成一曲率半径为R的球面.
2.2.4 连续加热时奥氏体的形成特点
图2-9 珠光体向奥氏体转变动力学曲线
奥氏体形成是在一个温度范围内完成的.
随加热速度增大,转变趋向高温,且转变温度范围 扩大,而转变速度则增大.
随加热速度增大,C,Fe原子来不及扩散,所形成的 奥氏体成分不均匀性增大.
快速加热时,奥氏体形成温度升高,可引起奥氏体 起始晶粒细化；同时,剩余渗碳体量也增多,形成奥 氏体的平均碳含量降低.
八面体间隙半径 0.52 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
图2-1 奥氏体的单胞
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域
GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线 PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中的最大 溶 解 度 为 2.11wt% (10at%)
碳原子的溶入使 γ-Fe 的点阵畸变，点阵常数 随碳含量的增加而增大
形成温度升高,N的增 长速率高于G的增长速 率,N/G增大,可获得细小 的起始晶粒度.
形 成 温 度 升 高,Gγ→α/Gγ→k 增大,铁素 体消失时,剩余渗碳体量 增大,形成奥氏体的平均 碳含量降低.
图2-8 奥氏体等温形 成动力学曲线
影响奥氏体等温形成速度的因素：
1.加热温度的影响 1加热温度升高,∆T增大,形核速度I和长大速度G均增加； 2加热温度升高,奥氏体形成的孕育期变短,相变时间变短 3加热温度升高,奥氏体界面浓度差∆C减小,向F体和Fe3C的长大
简述钢的奥氏体化过程
简述钢的奥氏体化过程钢是一种重要的金属材料，广泛应用于建筑、制造、交通等领域。
而钢的性能与其组织结构密切相关，其中奥氏体是钢中最重要的组织之一。
本文将简述钢的奥氏体化过程。
一、什么是奥氏体奥氏体是一种由铁和碳组成的固溶体，具有良好的机械性能和塑性。
在钢中，奥氏体的形态、数量和分布对钢的性能起着决定性的影响。
二、奥氏体的形成钢的奥氏体化过程是指在适当的温度下，铁和碳发生固溶反应，形成奥氏体的过程。
奥氏体的形成与钢中的碳含量、温度等因素密切相关。
1. 碳含量钢中的碳含量越低，奥氏体的形成温度越低。
一般来说，碳含量低于0.8%的钢称为低碳钢，碳含量在0.8%-2.11%之间的钢称为中碳钢，碳含量高于 2.11%的钢称为高碳钢。
在低碳钢中，奥氏体的形成温度较低，而在高碳钢中，奥氏体的形成温度较高。
2. 温度温度是奥氏体形成的另一个重要因素。
在适当的温度下，钢中的碳和铁能够充分反应，形成奥氏体。
一般来说，奥氏体的形成温度在800℃-1000℃之间。
三、奥氏体的相变奥氏体的形成是一个相变过程，主要包括两个阶段：奥氏体的形核和奥氏体的长大。
1. 奥氏体的形核当钢中的温度达到奥氏体的形成温度时，奥氏体的形核开始进行。
形核是指在晶界或晶内形成奥氏体的起始过程。
形核的速度取决于温度和钢中的合金元素含量。
当温度升高或合金元素含量增加时，形核速度加快。
2. 奥氏体的长大奥氏体的长大是指形核后的奥氏体晶粒逐渐长大和增多的过程。
在奥氏体的长大过程中，晶界迁移、晶粒的吞噬和晶粒的再结晶等现象会发生，最终形成具有一定形状和尺寸的奥氏体晶粒。
四、奥氏体的应用奥氏体具有良好的塑性和韧性，因此在钢的制造和加工过程中，通常会通过控制奥氏体的形成来调节钢材的性能。
例如，在焊接过程中，通过控制焊接温度和冷却速度，可以获得不同形态和含量的奥氏体，从而实现钢材的强度和韧性的平衡。
奥氏体还可以通过热处理来改善钢材的性能。
热处理是指将钢材加热到适当的温度，保持一定时间后进行冷却，以改变钢材的组织结构和性能。
钢中奥氏体的形成
DCγ—C在奥氏体中的扩散系数 Cγ−α—与F接触的A的C浓度 C γ−C—与Ce接触的A的C浓度
A界面向两侧推移速度与D及dC/dX成正比，与界面两侧碳浓度差成反比 T↑，D呈指数增加、Cγ-c与Cγ-α差值增加而使Dc/Dx增加、
界面两侧碳浓度差（Cγ-α- c α - γ）及（6.67- Cγ-c ）均减小，故V γ→α及V γ→C均随温度升高而增加。
Cα-c：与Fe3C接触的F的C浓度 Cγ-α：与F接触的A的C浓度 Cγ-c：与Fe3C接触的A的C浓度 Cc-γ：与A相接触的Fe3C的C浓度（6.67%）
奥氏体内：出现碳浓度梯度， C从高浓度的奥氏体/渗碳体界面 向
低浓度的奥氏体/铁素体界面扩散 铁素体内：C在奥氏体中扩散的同时，也在铁素体中扩散.
温度升高，A/F界面向F推移的速度与A/Ce界面向Ce推移的速度之比也增大。 如，780oC时，二者之比为14.8， 800oC时，为19.1（由式2-4计算）。 A形成温度升高，F消失时残留Ce量增大，A的平均碳含量降低。
(二)钢的碳含量和原始组织 钢中C越高，A形成越快
钢中C增加，Ce增多，增加F/Ce相界面，增加A形核部位，N增大 Ce量增加后，C扩散距离减少 C和Fe原子的扩散系数也增大，这些加快A的形成。 但过共析钢中，Ce数量过多，随C增加，也会引起残留Ce溶解和
影响临界点及A形成速度 Me改变A1、A3、Acm等位置，并使之扩大为一个温度范围，改变相变
时的过热度，影响奥氏体形成速度。 如Ni、Mn、Cu等降低A1点，相对地增大过热度，提高A形成速度 Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1点，相对地降低过热度，减慢奥
A形成速度
影响珠光体片层间距、改变C在A中的溶解度 影响相界面浓度差、C在A中浓度梯度、形核功等，影响A形成速度
第二章 钢中奥氏体的形成
材料科学与工程学院
固 态 相 变 原 理 与 应 用
C在奥氏体中呈统计性均匀分布，存在着浓度起伏，即存在着高浓度区域。C原子 的存在，使奥氏体点阵发生等称膨胀，因而点阵常数随碳含量升高而增大，如图 所示。
合金钢中的奥氏体是C和合 金元素溶于γ -Fe中的固溶体。合 金元素如Mn、Si、Cr、Ni、Co等在 γ -Fe中取代Fe原子的位置而形成 置换式固溶体。它们的存在也引起 晶格畸变和点阵常数变化。
材料科学与工程学院
长大速度G
固 态 相 变 原 理 与 应 用
△CB为奥氏体与铁素体的相界面处或奥氏体与渗碳体的相界面处的两相浓度差； 式中负号表示下坡扩散。 式中， K为常数；
奥氏体晶核形成后，其线生长速度应等于相界面的推移速度，由扩散定律导出 奥氏体形成时的相界面推移速度为
为碳在奥氏体中的扩散系数；
影响奥氏体形成速度的因素
材料科学与工程学院
形核率I
固 态 相 变 原 理 与 应 用
式中，A为常数；σ为奥氏体与珠光体的比界面能；ΔGv为奥氏体与珠光体的单位体积自由能差。 式中，C为常数； Q为扩散激活能；T为绝对温度；k为波尔兹曼常数；W为临界晶核的形核功。
在奥氏体均匀形核条件下，形核率I与温度T之间的关系可表示为
材料科学与工程学院
1.2 奥氏体的组织和结构
固 态 相 变 原 理 与 应 用 奥氏体的组织通常是由等轴状的多边形晶粒所组成，晶内常可出现相变孪晶
材料科学与工程学院
固 态 相 变 原 理 与 应 用
12CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织
材料科学与工程学院
固 态 相 变 原 理 与 应 用
奥氏体不锈钢
珠光体团边界与铁素体和渗碳体的相界面一样，也是奥氏体的形核部位。
奥氏体形成过程
Page 8
当剩余渗碳体全部溶解后奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的原来存在渗碳体的区域碳浓度较高而原来存在铁素体的区域碳浓度较低只有继续延长保温时间使碳原子充分扩散才能得到成分均匀的单相奥氏体
以共析钢为例，说明奥氏体是怎样形成的。并讨论为 什么在铁素体消失的瞬间，还有部分渗碳体未溶解？
奥氏体的形成过程由Fe的晶格改组和Fe、C 原子的扩散，它包括四个阶段：
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（四）、奥氏体成分均匀化： 当剩余渗碳体全部溶解后，奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的，原 来存在渗碳体的区域碳浓度较高，而原来存在铁素体的区域碳浓 度较低，只有继续延长保温时间，使碳原子充分扩散才能得到成 分均匀的单相奥氏体。
综上述共析碳钢的奥氏体等温形成是通过碳、铁原子的扩散， 通过形核—长大—碳化物溶解—奥氏体均匀化四个步骤实现的。
奥氏体核的形成； 奥氏体核的长大 剩余渗碳体溶解； 奥氏体成分均匀化
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（一）、奥氏体形核的形；奥氏体晶核优先在铁素体与渗碳体相界面 处通过扩散机制形成； （2）珠光体团交界处； （3）先共析铁素体/珠光体团交界处。 2、在上述位置优先在铁素体与渗碳体相界面处形核，这是由 于满足三个起伏：
2、碳原子在铁素体内部的扩散： 碳在奥氏体中的扩散的同时，在奥氏体中出现了碳的浓度梯 度（CA-Fe3C－CA-F），碳在铁素体中也 进行扩散,促使奥氏 体长大。由于F中与A交界的界面浓度CF-A原子向A一侧扩散， 使F中碳浓度升高，有利于向奥氏体的转化。
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（三）、剩余渗碳体溶解：
铁素体消失以后，仍有部分渗碳体尚未溶解，这部分渗碳体称为剩余渗 碳体。 1、实验现象： （1）、F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变； （2）、测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77%。 2、原因： Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在CA-F与CA- Fe3C中点，而 稍偏右。所以A中平均 碳浓度，即(CA-F + CA- Fe3C)/2低于S点成分。 当F全部转变为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。 通过随着保温时间延长或继续升温，剩余渗碳体通过碳原子的扩散，不 断溶入奥氏体中，使奥氏体的碳浓度逐渐接近共析成分。这一阶段一直 进行到渗碳体全部消失为止。
当剩余渗碳体全部溶解后奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的原来存在渗碳体的区域碳浓度较高而原来存在铁素体的区域碳浓度较低只有继续延长保温时间使碳原子充分扩散才能得到成分均匀的单相奥氏体
以共析钢为例，说明奥氏体是怎样形成的。并讨论为 什么在铁素体消失的瞬间，还有部分渗碳体未溶解？
奥氏体的形成过程由Fe的晶格改组和Fe、C 原子的扩散，它包括四个阶段：
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（四）、奥氏体成分均匀化： 当剩余渗碳体全部溶解后，奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的，原 来存在渗碳体的区域碳浓度较高，而原来存在铁素体的区域碳浓 度较低，只有继续延长保温时间，使碳原子充分扩散才能得到成 分均匀的单相奥氏体。
综上述共析碳钢的奥氏体等温形成是通过碳、铁原子的扩散， 通过形核—长大—碳化物溶解—奥氏体均匀化四个步骤实现的。
奥氏体核的形成； 奥氏体核的长大 剩余渗碳体溶解； 奥氏体成分均匀化
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（一）、奥氏体形核的形；奥氏体晶核优先在铁素体与渗碳体相界面 处通过扩散机制形成； （2）珠光体团交界处； （3）先共析铁素体/珠光体团交界处。 2、在上述位置优先在铁素体与渗碳体相界面处形核，这是由 于满足三个起伏：
2、碳原子在铁素体内部的扩散： 碳在奥氏体中的扩散的同时，在奥氏体中出现了碳的浓度梯 度（CA-Fe3C－CA-F），碳在铁素体中也 进行扩散,促使奥氏 体长大。由于F中与A交界的界面浓度CF-A原子向A一侧扩散， 使F中碳浓度升高，有利于向奥氏体的转化。
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（三）、剩余渗碳体溶解：
铁素体消失以后，仍有部分渗碳体尚未溶解，这部分渗碳体称为剩余渗 碳体。 1、实验现象： （1）、F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变； （2）、测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77%。 2、原因： Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线，S点不在CA-F与CA- Fe3C中点，而 稍偏右。所以A中平均 碳浓度，即(CA-F + CA- Fe3C)/2低于S点成分。 当F全部转变为A后，多余的碳即以Fe3C形式存在。 通过随着保温时间延长或继续升温，剩余渗碳体通过碳原子的扩散，不 断溶入奥氏体中，使奥氏体的碳浓度逐渐接近共析成分。这一阶段一直 进行到渗碳体全部消失为止。
13-14第二章 奥氏体形成
X100倍 晶粒度
奥氏体晶粒度有三种：
① 初始晶粒度 ---- 奥氏体形成刚结束， 其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大 小。初始晶粒一般很细小，大小不均， 晶界弯曲。
② 实际晶粒度 ---- 钢经热处理后所获得 的实际奥氏体晶粒大小。
③ 本质晶粒度 ---- 表示钢在一定加热条件下奥 氏体晶粒长大的倾向性。
- 十秒 - 几百秒 - 千秒 - 万秒
具体分析：
两个平衡的打破与再平衡： ① A相内部平衡：成分均匀化 ② A –F两相界面之间、A- Fe3C两相界面之间的平衡
阶段（2）原因：
A 形核后出现γ–α、γ-Fe3C 界面，界面 C% 由相 图确定，分别为 Cγ-α、Cγ-K、Cα-γ、Cα-K → ① A 内部存在 C 浓度梯度→C 从A-Fe3C界面附近向 A-F 界面附近扩散→Cγ-K↓，Cγ-α↑→
③ 性能：顺磁性；比容最小； 塑性好；线膨胀系数
F + Fe3C 成分(C%) 0.0218 6.69
→ A (727 ℃) 0.77
结构
体心立方 复杂斜方 面心立方
说明奥氏体化中须两个过程： ① C 成分变化： C 的扩散 ② 铁晶格改组： Fe 扩散
k ---- 玻尔兹曼常数，1.38X10-23 J/K
∆G* ---- 临界形核功； Q ---- 扩散激活能
P→A的相变，是升高温度的相变，温度升高时， ∆G*↓，Q↓，故形核率 N 增大。
2.2.2 奥氏体线长大速度
dC 1
1
GD (
)
(2
dx C C K
G ——长大线速度，单位 mm/s 碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)
学习奥氏体化四过程的意义： 实际热处理中并不一定要求奥氏体的扩散
第二章 奥氏体及其形成n
珠光体转变为奥氏体，是扩散型相变，是形核－长 大的过程。
片状珠光体
奥氏体
2.2.1奥氏体形成的热力学条件
1) 相变驱动力
2)加热时的临界点
– 实际生产中加热速度一般较快，转变发生滞后现象，即 转变开始点随着加热速度的加快而升高。习惯上将在一 定加热速度下（0.125℃/min）实际测定的临界点用Ac1 表示，
另外，由于其导热性差，大钢件加热时，热透较慢 ，加热速度应当慢一些，以减少温差应力，避免开 裂。
2.2 奥氏体形成机理
•
奥氏体形成是扩散性相变，转变的全过程可以分为 四个阶段:
– (1)奥氏体形核； – (2)奥氏体晶核长大； – (3)剩余渗碳体、碳化物的溶解； – (4)奥氏体成分相对均匀化。
– 临界点A3和Acm也附加脚标c,即：Ac3、Accm。
3)冷却时的临界点
– 冷却时的临界点与冷却速度有关。冷却时的临界点以Ar1 表示。
– 临界点A3和Acm也附加脚标r，表示为Ar3、 Arcm。2.2.Fra bibliotek奥氏体晶核的形成
1) 形核地点
一般认为奥氏体在铁素体和渗碳体交界面上形成晶 核。
在1147℃时，碳在奥氏体中的最大溶解度仅为2.11 ％（质量百分数）
– γ－Fe的八面体中心的间隙半径为0.052nm – 碳原子的半径0.086nm。 – 碳原子溶入将使八面体发生较大的膨胀，产生畸变，溶
入愈多，畸变愈大，晶格将不稳定，因此不是所有的八 面体中心都能溶入一个碳原子，溶解度是有限的。
退火孪晶的形貌特征是：
– （1）孪晶有平直的界面，即有一条平直的孪晶线； – （2）孪晶可横贯奥氏体晶粒，也可终止于晶粒内，有时呈现台阶
状。
材料热处理原理第二章 奥氏体的形成
• 奥氏体的形成速度：形核率I 和长大速度G
转变温度/℃
740 760 780 800
共析碳钢
形核率I /(1/mm3s)
长大速度 G/(mm/s)
2280
0.0005
11000
0.010
51500
0.026
616000
0.041
转变一半所需 时间/s 100 9 3 1
• T，形成速度增大
1. 奥氏体等温形成动力学
结构： 体心立方 复杂斜方 面心立方
C含量： 0.02% 6.69% 0.77%
奥氏体A(γ)
Acm A3
A1
奥氏体的形成： （1） 的点阵重构 （2）渗碳体的溶解 （3）C在中的扩散重新分布
1. 奥氏体形核
G -Vgv S V < 0
V•gv :新奥氏体与母相之间的体积 自由能之差，加热相变的动力
T，有利于改善淬火钢尤其是淬火高碳工具钢的韧性。
1. 奥氏体等温形成动力学
• ②碳含量的影响
– 钢中碳含量愈高，奥氏体形成速度就愈快。
原因：
**碳含量增高时，碳化物数量增多，铁素体与渗碳体的相
界面面积增大，因而增加了奥氏体的形核部位，使形核率增 大。
**同时，碳化物数量增多后，使碳的扩散距离减小， ** 随奥氏体中碳含量增加，碳和铁原子的扩散系数增大
1. 奥氏体等温形成动力学
• T
C / - C /
形核所需C浓度的起伏
，有利于提高形核率
• 因此，T，相变过热 度增加，形核急剧增 加 （I>G)，有利于形 成细小的奥氏体晶粒。
1.奥氏体等温形成动力学
(2) 长大速度G • 等温转变
G
奥氏体的形成
A
3.பைடு நூலகம்
Isothermal Kinetic Curve Of Eutectoid Carbon Steel
• 2. A的形核与长大的经验公式 (1) A的形核率 I(1/S·mm3)，可写作： • I ＝ Ch*exp(-Q/KT)exp(-W/KT) • 式中，K：玻耳兹曼常数；Q：扩散激活能；W：临界形 核功；Ch：常数，与A核所需碳含量有关。 • (a).形核与扩散有关 • D = D0 exp(-Q/KT)， • T↑， Q一定， exp(-Q/KT)↑，D↑ • (b).形核与临界形核功W有关 • W = k * 1/(△GV)0.5， • 式中，k为常数；△GV：单位体积A与珠光体自由能之 差。T↑，△GV↑，W↓，exp(-W/KT)↑。 • (c). 形核与A含碳量有关 T↑， A中最低含碳量沿GS线降低，形核所需含碳 量↓，Ch↑， ∴ T↑， I↑。
• 2. 原因 Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线(见图1-2-3)，S点 不在CA-F与CA-C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓度， 即(CA-F + CA-C)/2低于S点成分。当F全部转变为A后， 多余的碳即以Fe3C形式存在。通过继续保温，使未溶 渗碳体不断溶入A中。
•
• 五. 奥氏体的均匀化 渗碳体转变结束后，奥氏体中碳浓度不均 匀(原F部分碳浓度低，原碳化物部分碳浓度 高)，要继续保温通过碳扩散使奥氏体均匀化。 • 小结： 共析碳钢的奥氏体等温形成是通过碳、铁原 子的扩散，通过形核—长大—碳化物溶解—奥 氏体均匀化四个步骤实现的。
• 2. 碳原子在铁素体内部的扩散
由于F中与A交界的界面浓度CF-A < CF-C (F中与Cm交 界的界面浓度），碳原子向A一侧扩散，使F中碳浓度 升高，有利于向奥氏体的转化。 • 四.渗碳体的溶解 1. 实验现象 （a）F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变。 • （b）测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77%。
3.பைடு நூலகம்
Isothermal Kinetic Curve Of Eutectoid Carbon Steel
• 2. A的形核与长大的经验公式 (1) A的形核率 I(1/S·mm3)，可写作： • I ＝ Ch*exp(-Q/KT)exp(-W/KT) • 式中，K：玻耳兹曼常数；Q：扩散激活能；W：临界形 核功；Ch：常数，与A核所需碳含量有关。 • (a).形核与扩散有关 • D = D0 exp(-Q/KT)， • T↑， Q一定， exp(-Q/KT)↑，D↑ • (b).形核与临界形核功W有关 • W = k * 1/(△GV)0.5， • 式中，k为常数；△GV：单位体积A与珠光体自由能之 差。T↑，△GV↑，W↓，exp(-W/KT)↑。 • (c). 形核与A含碳量有关 T↑， A中最低含碳量沿GS线降低，形核所需含碳 量↓，Ch↑， ∴ T↑， I↑。
• 2. 原因 Fe-Fe3C相图上ES线斜度大于GS线(见图1-2-3)，S点 不在CA-F与CA-C中点，而稍偏右。所以A中平均碳浓度， 即(CA-F + CA-C)/2低于S点成分。当F全部转变为A后， 多余的碳即以Fe3C形式存在。通过继续保温，使未溶 渗碳体不断溶入A中。
•
• 五. 奥氏体的均匀化 渗碳体转变结束后，奥氏体中碳浓度不均 匀(原F部分碳浓度低，原碳化物部分碳浓度 高)，要继续保温通过碳扩散使奥氏体均匀化。 • 小结： 共析碳钢的奥氏体等温形成是通过碳、铁原 子的扩散，通过形核—长大—碳化物溶解—奥 氏体均匀化四个步骤实现的。
• 2. 碳原子在铁素体内部的扩散
由于F中与A交界的界面浓度CF-A < CF-C (F中与Cm交 界的界面浓度），碳原子向A一侧扩散，使F中碳浓度 升高，有利于向奥氏体的转化。 • 四.渗碳体的溶解 1. 实验现象 （a）F消失时，组织中的Fe3C还未完全转变。 • （b）测定后发现A中含碳量低于共析成分0.77%。
第2章 钢中奥氏体的形成
加热转变的意义：1.改进热处理工艺 2.为冷却转变打基础
2.1 奥氏体及其形成条件
奥氏体稳定存在区域 是：GSEJNG 相变临界点：
A1、A3、Acm
实际加热时相变临界 点：Ac1、Ac3、Accm
实际冷却时相变临界 点：Ar1、Ar3、Arcm
1. 2. 3.
思考：
S、E、G、P点？
线膨胀系数大：可作热膨胀灵敏的仪表元件；
导热性能差：不宜采用过大的加热速度。
2.2 奥氏体的形成机制
奥氏体形成的热力学条件
相变驱动力： 相变阻力：
A1
Fe-C合金珠光体与奥氏体 的自由能与温度的关系
•以共析钢为例： •奥氏体的相组成、点阵结构、碳含量与 铁素体和渗碳体不同
相组成： 碳含量：
0.02%
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
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：
二、奥氏体晶粒长大原理
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
+
Fe3C
6.69% 复杂斜方
→
第二章 钢中奥氏体的形成
钢铁热处理加热和保温温度的选择主要基于 F-Fe3C相图共析反应。
¾ A1 (加热，Ac1，=A1+ΔT过热；冷却，
图2-6 加热（冷却）速度为0.125
Ar1，=A1-ΔT过冷) ---PSK，
℃/min时，Fe-Fe3C相图中的临界 ¾ A3 (加热，Ac3；冷却， Ar3) ---GS，
点
温度升高到GSE线以上时，都 将得到单相奥氏体。
钢加热转变时的相变驱动力为新相奥氏体与母相之间的体积自 由能差ΔG。 根据固态相变形核理论，形成奥氏体核心时，系统总自由能变化 ΔG为： ΔG=−VΔGv+S γ +VΔGs 式积中自：由V能—差—，新V相Δ的Gv体是积相，变Δ的G驱v—动—力为；奥氏体与珠光体间单位体 S——新相表面积，γ为新相与母相间单位面积界面能， S γ 为相变的阻力； 变的Δ阻G力s为。奥氏体形核时所增加的单位体积应变能，VΔGs为相
A1点以上即在一定的过热度下才能发生。 同理，冷却时，奥氏体向珠光体的转变也必须
在一定的过冷度下才能发生。
为便于区别起见，通常把钢加热时的临界点 加注“C”字，分别写成Ac1、Ac3、Accm； 而把冷却时的临界点加注“r”字，成为Ar1、 Ar3、Arcm等。但Accm与Arcm不常用，通常 只写成Acm，不再加注表示加热或冷却的字 母。
（2）共晶转变
共晶转变线：水平线ECF
在1148℃的恒温下发生共晶转变，由wc=4.3%的液相转 变为wc=2.11%的奥氏体和渗碳体组成的混合物： 即液相(L4.C3→0%γ-CF)e、E+奥Fe氏3C体(2.11%C)和渗碳体(6.69%C)三相 共存。 其中，C—共晶点；E—碳在γ-Fe中的最大溶解度。
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共析钢连续加热时A的形成曲线
2.3.2 转变特点
在一定的加热范围内，临界点随加热速度增大而升高 A形成速度随加热速度增加而加快 相变是在一个温度范围内完成的（速度越快，范 围越宽） 快速连续加热时形成的A成分不均匀性增大 可以获得超细晶粒（形核率和形核位置）
2.4 A晶粒长大及其控制
A晶粒大小将影响冷却时的转 变和转变所得的组织与性能。 细小的A晶粒将有利于获得优 良的性能 Hall-Petch关系： σs=σi+Kyd -1/2
过热度越大，驱动力越大，转变速度越快 加热速度极慢时：过热度＞0即可发生转变，即A1 加热速度较快时：在较大的过热度下才能发生相变， 好象临界点提高了。
Ac1－在一定加热速度下（0.125º C/min)实际测得的 临界点
γ
α α
c: Calefaction r: Refrigeration
2.2.2 转变机制
等温转变动力学曲线
1）转变需要孕育期 2）随温度升高，孕育期 缩短，速度加快
共析钢等温形成动力学图
3.影响P转变为A的因素
温度:形核率与线长大速度随温度升高而增加 碳含量：A形成速度随C%增加而增加 原始组织: P中Fe3C片厚度和颗粒大小影响A形成 过程及形成速度. 片状大于颗粒状；片层越小，速度越大 合金元素：改变临界点位置、影响C扩散速度； 形成各种碳化物（K）
继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中!
A 长大是通过 γ/α 界面和
γ/Fe3C 界 面 分 别 向 α 和
Fe3C 迁移来实现的。由 于 γ/α 界面向 α 的迁移远
比 γ/Fe3C 界面向 Fe3C 界
面迁移来得快，因此当 α 已完全转变为 γ 后，仍 然有一部分 Fe3C 没有溶 解，称为残留Fe3C。
组织遗传的控制
（1）采用较快速度或中等速度加热可以避免组织遗传 现象发生。对于不同钢种，非平衡组织加热时不发生 组织遗传的加热速度相差很大，需要通过试验确定。 （2）采用退火或高温回火，消除非平衡组织，实现α 相的再结晶，获得细小的碳化物颗粒和铁素体组织。使 针形奥氏体失去形成条件，可以避免组织遗传。 （3）对于铁素体-珠光体的低合金钢，组织遗传倾向 较小，可采用正火来校正过热组织。
M1和 M2为A淬火得到的M，表明A的形核位置
C / C / cem C / C / cem
Ccem/
C / cem C /
C / C / cem
（2）A核的长大
通过渗碳体的溶解、碳原子的扩散（在A或F中）、
A两侧的界面推移（向F和Fe3C）来进行的。
、 、 、
、 、 、 、 、 、
、
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 10-2 nm ，C原子
半径 7.7 10-2 nm) 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。
3、奥氏体的组织
与原始组织、加热速度以及加热转变程度有关 颗粒状－经高温保温后，晶粒长大、边界变得 平直化，呈等轴多边形，有些内部有孪晶 针状－非平衡态含C量低的钢在两相区以适当 速度加热 原始组织：加热之前的组织
极慢。
转变速度与碳含量有关，碳含量越高，转变速度 越快。
0.1%C钢奥氏体等温形成图
共析钢的等温形成图
2.3 连续加热时奥氏体的形成
钢件在实际加热时，A是在连续加热过程中形
成。即在A形成过程中，温度还将不断升高。 －叫做非等温转变, 或连续加热转变
2.3.1 连续转变动力学图
v1<v2<v3<v4
转变过程
共析钢转变四个阶段：
A形核 长大 Fe3C溶解 A均匀化
共析钢奥氏体的形核（a）20s（b）25s（c）26s（d）30s 2000X
（1）奥氏体的形核
固态相变的形核
奥氏体的形核
形成位置：在F和Fe3C交界面上通过扩散机制形成。 原因： 1）成分上：在相界面上容易形成A所需的浓度起伏 (C%)F＝0.02%， (C% )Fe3C=6.69%, (C% )A=2.11% （居于F和Fe3C之间） 2）能量上：在相界上形核使界面能减小，应变能 减小，使热力学条件更容易满足 ΔG＝－ΔGv+ ΔGs+ ΔGE
共析钢的A形成当加热至Ac1稍上温度时，由铁素体
＋渗碳体两相组成的珠光体转变为单相奥氏体，即： （ α ＋ Fe3C ）
碳含量： 0.02％C 6.69％C
空间点阵：体心立方 复杂斜方
Ac1以上 加热
γ
0.77％C 面心立方
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的扩散的过程
D－晶粒平均直径，k－与材料和温度有关的常数， t －加热时间
过热：晶粒过分长大（在晶界上未发生晶界弱化） 的现象 过烧：温度过高，A晶粒长大而且在晶界上发生了 某些使晶界弱化的变化
混晶
正常长大
影响A长大的因素（II）
二、第二相颗粒
第二相粒子对晶界迁移的影响示意图
在实际材料中，晶界或晶内往往存在很多细小、 难溶的第二相沉淀析出颗粒，会阻止A晶粒长大， 对晶界起钉扎作用。
1.等温形成动力学曲线TTT
时间－转变量－温度 关系曲线
2.等温形成动力学图 时间－温度－转变量 关系图
动力学曲线
共析钢等温形成动力学图
2. 共析钢等温转变动力学图特点 等温转变动力学曲线
1）转变需要孕育期 2）曲线呈S型 初期：速度随时间加快； 50%后：速度下降 3）随温度升高，孕育期缩短，速度加快
(4)A均匀化
渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原来为渗碳 体区域C含量高；原来为铁素体的区域C含量低，保 温通过C的扩散使A中C分布均匀。
小节
A转变的热力学
A转变的过程
2.2.3 转变动力学 形成动力学－形成速度
即奥氏体的转变量与温度和时间的关系
共析钢和亚共析钢的等温形成动力学
一、共析钢A等温形成动力学
大 屈服强度
超细奥氏体
小
原有材料
小 晶粒的微细化 大
σs －屈服强度，σi－抵抗位 错在晶粒中运动的摩擦阻力， Ky－常数，d－晶粒直径
超细奥氏体结构的应用
日本某钢铁公司开发出粒径约为2～3μm的高强 度棒钢的疲劳强度比粒径为20μm的钢的抗疲劳 强度提高15～30％。
通过晶粒微细化可提高钢材的强度。奥氏体晶粒 维持微细状态，强度可高达2500 MPa。 细化晶粒还可显著提高钢材的耐蚀性。
做好组织准备。
第一节 奥氏体及其特点
奥 氏 体 形 成 温 度 范 围
γ
2.11
0.77
1、奥氏体定义
奥氏体（Austenite）是碳溶于γ-Fe所形成的固溶体，
存在于共析温度以上，最大碳含量为2.11%, 奥氏体 的组织形态多为多边形等轴晶粒，在晶粒内部往往
存在孪晶亚结构。
2、奥氏体的晶体结构
2.4.1 晶粒度概念及晶粒长大现象
一）晶粒度 设n为放大100倍时每平方英寸in2面积内的晶粒 数，则下式中N即为晶粒度。
n=2N-1
晶粒越细，N越大。
起始晶粒：加热转变终了时所得的A晶粒 实际晶粒：长大到冷却开始时的A晶粒 本质晶粒：930º C保温3~8小时所得的晶粒 1－4级：本质粗晶粒钢，5－8本质细晶粒钢
高频表面淬火细化晶粒
2.4.4 非平衡组织加热时奥氏体转变
自学 掌握：针状及颗粒状奥氏体的形成过程
2.4.4 组织遗传现象及控制
合金钢构件在热处理时，常出现由于锻压、轧制、 铸造、焊接等工艺而形成的原始有序粗晶组织。这 些非平衡的粗晶有序组织（马氏体、贝氏体、魏氏 组织等）在一定加热条件下所形成的奥氏体晶粒继 承或恢复原始粗大晶粒的现象，称为组织遗传。 影响因素 原始组织（非平衡组织，马氏体、贝氏体等） 加热速度（慢速或快速加热） 奥氏体形态（针状和颗粒状）
A的结构（碳在γ-Fe中的固溶体，面心立方结构） A的组织（颗粒状和针状） A的基本性能
第二节
钢的奥氏体等温转变
（讨论由平衡组织转变为A的过程） 问题：钢的平衡组织是什么？
基本概念
原始组织
碳钢的平衡组织 碳钢的非平衡组织
平衡组织
通过缓慢冷却所得到的 珠光体以及先共析铁素 体与渗碳体等组织
P (pearlite) P＋F (Ferrite) P＋ Fe3C (Cementite)
上节内容回顾
A转变的热力学 A转变的过程 A转变动力学曲线和动力学图
动力学曲线 共析钢等温形成动力学图
二、亚共析钢A等温形成动力学
共析钢 临界点以上为单相区 加热前组织为P
亚共析钢
临界点以上为两相区 加热前组织为F＋P
亚共析钢两相区等温
转变过程示意图
1.两相区转变的三个阶段
A核在F与P交界面形成后，快速长进P直到P全部 转变为A为止。
Fmax’＝3f γ/2r Fmax’ －单位面积的最大阻力, f－粒子的体积分数 r－粒子半径， γ－界面能
当 f 增大，阻力越大；f 一定时，粒子越细，阻力越 大
晶界移动与第二相颗粒间的交互作用 I－没有颗粒 II－有少量颗粒 III－有大量颗粒
举例
以Al脱氧的钢为本质细晶粒钢。因为钢中含有大 量难熔的AlN，弥散析出在晶界上，防止了晶粒 长大。
4、奥氏体的性能
♠ 塑性好（面心立方，滑移系多），易锻造加工。 ♠ 比容小（fcc是最密排的点阵结构），利用此特性，
可用膨胀仪来测定奥氏体的转变情况。
♠ 扩散系数小，使热强性好，可用作高温用钢 ♠ 顺磁性，可作为无磁性钢 ▼导热性差，线膨胀系数较F和Fe3C高一倍 ▼ 硬度、屈服强度均不高