奥氏体转变
过冷奥氏体转变图
现象：
大型锻件在淬火时，如果在空气中停留时间比较长，或在具 有较长蒸汽膜覆盖期的油中冷却后，钢钢件的表面硬度会低 于心部硬度，即出现逆硬化。
解释：
在钢件表面，由于在空气中预冷（从临界点A1到P点），空 冷冷速（β）低于淬火冷速（α），当继续以淬火冷速（α） 冷却到 TR’ 温度时，孕育期消耗量已超过1，从而发生部分 珠光体相变，使淬火后的表面硬度下降。而在钢件内部，从 A1点到 TR’ 温度，一直以淬火冷速（α）冷却，孕育期消耗 量小于1，未发生珠光体相变，全部淬成马氏体组织，所以 硬度反而比表面高。
6. 在Ms点以上不出现C曲线，但可能有碳化 物析出的C形曲线。 奥氏体钢
§6.3 影响C曲线的因素
（1）碳含量 亚共析钢中，随碳含量的上升, C曲线右移； 过共析钢中，随碳含量的上升，C曲线左移。 因此，共析钢的C曲线离纵轴最远，共析钢的 过冷奥氏体最稳定。
（2）合金元素 除Co、Al以外，合金元素均使C曲线右移，即 增加过冷奥氏体的稳定性，具体影响见图 6-4 。 （3）加热条件 奥氏体化温度越高，保温时间越长，则形成的 奥氏体晶粒越粗大，成分也越均匀，同时也有 利于难溶碳化物的溶解。所有这些都降低奥氏 体分解时的形核率，增加奥氏体的稳定性，使 C曲线右移。
4. 只有贝氏体转变的C曲线 含碳量低（＜0.25%）而含Mn、Cr、Ni、 W、Mo量高的钢。 如：18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA 扩散型的珠光体转变受到极大阻碍，只出 现贝氏体转变的C曲线。
5. 只有珠光体转变的C曲线 中碳高铬钢 3Cr13、3Cr13Si、4Cr13等
3. Vc的工程意义 （1）代表钢接受淬火的能力； （2）决定钢件淬透层深度的主要因素 （3）合理选用钢材和正确制定热处理工艺 的重要依据之一。 4. Vc的影响因素 CCT图左移的因素 增大Vc CCT图右移的因素 减小Vc
球化退火过程中的组织转变
球化退火过程中的组织转变
球化退火是一种热处理技术，其主要目的是将钢中珠光体转变为球状组织，以便改善钢的塑性和切削性。
这个过程中发生的主要组织转变是由珠光体向球状体的转变，通常由三个阶段组成：
1. 奥氏体转变：将钢材加热到适当的温度，使其处于奥氏体状态。
这通常需要一个特定的温度范围，根据不同钢材和应用，通常在725℃至1050℃之间。
2. 等温球化：将钢材置于特定温度下进行处理，以促进球状体的形核和生长。
这个过程的时间通常是根据钢材的种类和规格而定的，从数分钟到数小时不等。
3. 退火：将钢材从等温球化处理的温度冷却到室温，这通常需要数小时到数天的时间，以便使钢材内部的组织转变充分完成。
在整个球化退火过程中，还会发生其他一些组织转变，如高温下的马氏体转变、低温下的马氏体和贝氏体转变等。
然而，球化退火过程中的主要组织转变是由珠光体向球状体的转变，这种转变可以提高钢材的塑性和切削性，从而使其更加适合各种应用。
1-奥氏体转变
奥氏体线长大速度
dC 1 1 GD ( ) dx C C K
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼乌斯方程(Arrhenius) G ---- 长大线速度，单位 mm/s dC/dx——A中C的浓度梯度 温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
奥氏体晶核的长大速度 dC 1 dC 1 G G G k D D dx C dx C k
dC 1 1 D ( ) dx C C K ( 2 2)
பைடு நூலகம்相图
Q KTA G* KTA
式中:
C’ ---- 常数
∆G* ---- 临界形核功 Q ---- 扩散激活能
I C 'e
*e
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K T ---- 绝对温度 N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s) 与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。 温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
在A1温度（727℃）： α C% 结构 + Fe3C 6.69 复杂斜方 γ 0.77 FCC
0.0218 BCC
形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： ①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的 自由能降低，有利于相变对能量的要求。
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm 冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时， Fe-C相图中临界点的移动
奥氏体在冷却时的转变
第三节奥氏体在冷却时的转变奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（Φ10×1.5mm）。
试样被加热到临界点Ac1以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量，就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为等温转变开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过图 3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C”的形状，故称C曲线，也称TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
C曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。
下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度M s和终了温度M f。
奥氏体在冷却时的转变综述
度的浴炉中进行等温转变，并开始计时。
4. 记时：每隔一定时间取出一个试样，进行高温 金相 组织观察。记录开始转变时间和转变终了 时间。
将其余各组试 样，用上述方法分别 测出不同等温条件下 A转变开始和终了时 间，最后将所有转变 开始时间点和终了时 间点标在温度—时间 (对数) 坐标上，并分 别连接起来，即得C 曲线。
（二）应用
1. 在转变图上估计连续冷却转变产物
→退火 →正火 →淬火
→淬火
CCT曲线位于 TTT的右下方；CCT曲线中没有 A→B 转变
2. 马氏体淬火临界冷却速度 淬火临界冷却速度:
v
' k
A1 t m
1.5τ
m
Vk ´—获得完全M组织的最小冷却速度或与转变开始线相切的冷却速度 tm—C曲线鼻尖处温度 τm—C曲线鼻尖处时间
A中的C%↑ 则 MS、Mf ↓，残余A含量↑。
（6）产生很大内应力。
奥氏体的碳含量对残余奥氏体量的影响
700 600 500 400 300 200 100
温度/℃
Ms
0 Mf －100 －200 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 Wc(%)
奥氏体的碳含量对M转变温度的影响
过冷A转变开始线 过冷A转变终了线 相变线 P S 5 ～25HRC 25 ～35HRC
性能
P 转变
T
3 5 ～40HRC
B 转变 M 转变
M转变开始线 M转变终了线
上B 40 ～50HRC 下B 50 ～60HRC
M+A′60 ～65HRC
下 降
三、过冷奥氏体转变产物的组织形态及其性能
（一）极其缓慢冷却转变
第三章奥氏体在冷却时的转变
第三章奥⽒体在冷却时的转变第六节钢在冷却时的转变⼀、共析钢的过冷奥⽒体转变由铁碳相图可知，共析钢从奥⽒体状态冷却到临界点A1点以下时将要发⽣珠光体转变。
实际上，迅速冷却到A1点以下温度时，转变并不是⽴即开始的，在A1点以下未转变的奥⽒体称为过冷奥⽒体。
1．过冷奥⽒体转变曲线(1)过冷奥⽒体等温转变曲线图10—38是通过实验测定的共析钢过冷奥⽒体等温转变动⼒学曲线，⼜称过冷奥⽒体等温转变等温图(⼜称TTT图或C曲线)。
图中左边的曲线是转变开始线，右边的曲线是转变完了线。
它的上部向A1线⽆限趋近，它的下部与Ms线相交。
Ms点是奥⽒体开始向马⽒体转变的温度。
由图可以看出，过冷奥⽒体开始转变需要经过⼀段孕育期，在550～500℃等温时孕育期最短，转变最快，称为C曲线的“⿐⼦”。
在⿐温以上的⾼温阶段，随过冷度的增加，转变的孕育期缩短，转变加快；在⿐温以下的中温阶段，随过冷度的增加，转变的孕育期变长，转变变慢。
这是因为共析转变是扩散型相变，转变速率是由相变驱动⼒和扩散系数D两个因素综合决定的(参看第三节)。
过冷奥⽒体在不同的温度区间会发⽣三种不同的转变。
在A1～500~C区间发⽣珠光体转变，转变的产物是珠光体(P)，其硬度值较低，在11～40HRC之间；550~C～Ms点区间发⽣贝⽒体转变，产物是贝⽒体(B)，硬度值较⾼在40～55HRC之间；在Ms点以下将发⽣马⽒体转变，得到马⽒体(M)，马⽒体的硬度很⾼，可达到60HRC以上。
碳素钢的贝⽒体转变温度区间与珠光体、马⽒体转变的温度区间没有严格的界限，相互之间有重叠。
⼀般认为过冷奥⽒体有了1％的转变即为转变的开始，转变已完成99％即为转变完了。
在转变开始线和转变完了线之间，还可以划出转变量为10％、50％、90％等等⼏条⼤体平⾏的曲线(图中以虚线表⽰)。
转变开始线、终⽌线与A。
线、Ms线之间将等温转变图划分成⼏个区域，各个区域表⽰组织状态及转变量与温度和时间之间的关系。
奥氏体等温转变曲线
奥氏体等温转变曲线
奥氏体等温转变曲线是描述钢材在冷却过程中奥氏体相转变为其他相（如铁素体、贝
氏体、马氏体等）时的温度-时间关系曲线。
奥氏体等温转变曲线是根据一定条件下进行的实验数据绘制而成的，可以帮助人们了解钢材在不同温度下的相变行为。
奥氏体等温转变曲线通常包括以下几个主要阶段：
1. 加热阶段：钢材在室温下开始加热，温度逐渐升高。
在此阶段，奥氏体相开始
逐渐形成。
2. 奥氏体形成阶段：当钢材的温度达到一定程度时，奥氏体相开始迅速形成。
此时，奥氏体相的含量逐渐增加。
3. 奥氏体保持阶段：当钢材的温度保持在一定范围内时，奥氏体相的含量基本保
持不变。
此时，钢材的组织处于稳定状态。
4. 奥氏体相变阶段：当钢材的温度继续降低时，奥氏体相开始发生相变。
不同的
相变过程会在曲线上呈现不同的形态。
奥氏体等温转变曲线的形态可以受到多种因素的影响，如钢质的成分、加热和冷却速率、温度变化范围等。
不同材料和实验条件下得到的奥氏体等温转变曲线可能会
有所不同。
通过研究奥氏体等温转变曲线，人们可以深入了解钢材的相变机制，
从而提高钢材的性能和应用范围。
奥氏体在冷却时的转变
第三节奥氏体在冷却时的转变奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（Φ10×1.5mm）。
试样被加热到临界点Ac1以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量，就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为等温转变开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过图 3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C”的形状，故称C曲线，也称TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
C曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。
下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度M s和终了温度M f。
奥氏体等温转变
体
T
600~550
型
极细片状，F、Fe3C相间分布
等温 30-40 处理
贝 氏 体
B上
550~350
半扩
羽毛状，短棒状Fe3C分布于 过饱和F条之间
40-50
等温 处理
B下
350~MS
散型
竹叶状，细片状Fe3C分布于 过饱和F针上
50-60
等温 淬火
马
氏
M针
体2021/1M0/10*板条
MS~Mf MS~Mf
2021/10/10
索氏体
托氏体
17
珠光体、索氏体、托氏体三种组织无本质区别，只 是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。
片间距越小，钢的强度、 硬度越高，而塑性和韧性 略有改善。
片间距
b
HRC
2021/10/10
18
➢ 过冷奥氏体的中温（贝 氏体）转变
过冷奥氏体在550℃230℃ (Ms)间将转变为 贝氏体类型组织，贝氏 体用符号B表示。
当转变温度较高（550-350℃) 时，条片状铁素体从 奥氏体晶界向晶内平行生长，随铁素体条伸长和变 宽，其碳原子向条间奥氏体富集，最后在铁素体条 间析出Fe3C短棒，奥氏体消失，形成B上 。
2021/10/10
上贝氏体转变过程
21
上贝氏体:
在光镜下呈羽毛 状.
在电镜下为不连
续棒状的渗碳体 光镜下 分布于自奥氏体
2021/10/10
32
➢ 马氏体转变的特点 马氏体转变也是形核和长大的过程。其主要特点是： ⑴无扩散性
铁和碳原子 都不扩散， 因而马氏体 的含碳量与 奥氏体的含 碳量相同。
2021/10/10
第六章 钢的奥氏体转变图
Hale Waihona Puke 3.转变产物 IT 转变是在一个温度进行的，其转变产物类型是一种。 CT 转变是在一个温度范围内进行的，其转变产物类型
可能不止 一种，有时是几种类型组织的混合。即使是同 一种类型的组织，也由于先期转变的与后期转变的因温度 不同，所得的组织粗细不同，如P→S→T ；B上→B下。
（2）碳化物形成元素，主要有铬、钼、钨、钒、钛等。这 类元素如熔入奥氏体中也将不同程度地降低珠光体转变和贝 氏体转变的速度；同时还使珠光体转变C曲线移向高温和贝 氏体转变C曲线移向低温。当钢中这类元素含量较高时，将 使上述两种转变的C曲线彼此分离，使IT 图出现双C曲线的 特征。这样，在珠光体转变与贝氏体转变温度范围之间就出 现了一个过冷奥氏体的高度稳定区，参见图 6-2（b）。
Fe3C的机械混合物，成为片状组织。但随着 T↓，片状 越细，按片层的粗细分别珠光体型组织划分为三类： 珠光体（P）、索氏体（S）、 屈氏体（T）
对T8而言，对应温度的相变组织和性能： A1～650℃： A→P 硬度 HRC32～11 650～600℃：A→S 硬度HRC32～38（属Fe、C原子
（三） IT 曲线与CT曲线的比较 1.用途
IT：仅能粗略地、定性地估计在连续冷却时的转变情况。 CT：能较准确地用来作为制定、分析热处理工艺的依据。 2.位置：CT在IT的右下方，即CT的过冷度、孕育期较IT大
图7含0.84%碳钢CT图与IT图
图8 40Cr钢IT图(虚线)与CT图
①13mm 钢板：油冷。按照等温转变图，应在690℃开始转变，640℃结 束，但实际上是660℃开始转变，590℃结束；
第二节 奥氏体在冷却时的转变
3. 等温： 将A化后的试样快速投入 A1 以下某一温度
的浴炉中进行等温转变，并开始计时。
4. 记时：每隔一定时间取出一个试样急速淬入水
中，而后将各试样取出制样，进行金相组织观
察。对各试样做金相组织观察和硬度测定就可
以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的 转变量，就可以得到在该温度下过冷奥氏体的 等温转变开始点和转变终了点。
1. 珠光体的转变过程
P Fe3C Fe3C
Fe3C
A
A
A
珠光体转变过程示意图
２.
珠光体转变的组织及性能 A相变 层片间距 HRC 性能
温度/ ℃
A→P 0.6～0.8μm， A1~650 10～20 （珠光体） 500×分清 随片间 距减小， A→S 0.25μm， 650~600 20～30 强度、塑、 （索氏体） 1000×分清 韧性升高
铬对C曲线的影响
随堂思考题（见习题集上２３、２４题）
23.45钢常用的淬火冷却介质是（ ）。 （a）空气 （b）油 （c）水 （d）油+水 24.40Cr钢常用的淬火冷却介质是（ ）。 （a）空气 （b）油 （c）水 （d）盐水
3. 奥氏体化条件的影响 加热温度越高、保温时间越长，碳化物溶解充
分, 奥氏体成分越均匀, 提高了过冷奥氏体的
A→T 0.1 μ m ， 30～40 600~550 （屈氏体） 5000×分清
珠光体（P）
索氏体（S）
屈氏体（T）
P 除了片状以外，还有粒状P。
F
Fe3CⅡ
粒状珠光体组织
（二）贝氏体转变( 550℃～230℃ ) A→ B (+Fe3C)，其中相具有一定的碳过饱和度。 半扩散型转变——碳原子扩散，铁原子不扩散。
奥氏体转变的四个阶段
奥氏体转变的四个阶段奥氏体转变的四个阶段，听起来就像是一场科学盛宴，真是让人想一探究竟。
你知道吗，奥氏体可不是啥神秘的外星生物，而是一种钢铁的特殊结构。
想象一下，钢铁就像一位大力士，平常健壮得很，但其实里面还有各种小秘密。
这个转变过程就像是大力士的变身，分成了四个阶段，真是精彩纷呈。
第一阶段，咱们叫它“固溶体阶段”。
这一阶段就像是钢铁大力士的准备热身。
你看啊，铁原子和碳原子开始混合，像是亲密的朋友，紧紧相拥。
这个时候，奥氏体在高温下诞生。
哎呀，钢铁就像是在舞会上跳起了舞，轻盈又活泼。
原子们欢快地舞动，彼此交流，整个结构变得松散又有弹性。
想象一下，那种轻松自在的感觉，真是让人羡慕。
然后进入了第二阶段，“亚稳态阶段”。
哦，这时候的大力士可没闲着。
它开始意识到自己需要变得更强壮，哈哈，真是个上进的小伙子。
原子们在高温下继续活动，但逐渐有些不安分了。
就像一群正在排队的小朋友，开始窃窃私语，摩拳擦掌，似乎在计划一场小小的“革命”。
这时候的奥氏体还没有完全稳定，像是在试图找到最合适的舞步，寻找最佳的舞伴。
经过一番折腾，原子们终于找到了最佳的位置，形成了一个更加有序的结构。
接着就是第三阶段，“转变阶段”。
哇，这可是一场大变革啊！随着温度的下降，奥氏体开始冷却，转变成了更坚固的结构。
就像那位大力士终于进入了比赛，必须要变得更强，才能应对挑战。
这个时候，原子们不再懒散，而是像是获得了超级力量，开始重新排列，形成更坚固的珠子结构。
每个原子都在认真地找自己的位置，就像乐队中的乐器，必须协调才能演奏出美妙的旋律。
整个过程虽然艰辛，却又充满了活力。
来到了第四阶段，“成熟阶段”。
哦，亲爱的朋友们，这可算是钢铁大力士的巅峰时刻！这个阶段的奥氏体变得稳重而强大，恍若一位经验丰富的老将。
经过一系列的折腾，原子们终于找到了稳定的位置，形成了坚韧的马氏体。
这个时候的钢铁不再是那种松散的结构，而是变得坚固无比。
就像经过锻炼的拳击手，走上擂台，心中满是自信。
奥氏体转变温度
奥氏体转变温度奥氏体转变温度是指铁碳合金中奥氏体相转变为其他相的温度。
在铁碳相图中，奥氏体转变温度是很重要的参数，它决定了铁碳合金的组织结构和性能。
奥氏体转变温度有几个不同的温度值，包括下升温度、上升温度和猝灭温度。
1.下升温度：下升温度又称为马氏体开始转变温度，指铁碳合金中奥氏体开始转变为马氏体的温度。
下升温度可以通过显微组织观察法、硬度测定法和磁滞测定法来测定。
例如，对于碳钢来说，下升温度一般在400℃左右。
2.上升温度：上升温度指奥氏体开始转变为渗碳体的温度。
上升温度可以通过测定材料的脱碳深度、显微组织观察法和差热分析法来确定。
在一般的碳钢中，上升温度在600～700℃之间。
3.猝灭温度：猝灭温度是指铁碳合金中奥氏体的猝灭转变温度。
猝灭转变是指在一定温度下，奥氏体在空气中快速冷却的过程中，不能充分转变为马氏体，而形成变体、残余奥氏体、珠光体等结构。
猝灭温度可以通过差热分析法、X射线衍射法和电子显微镜等方法进行测定。
除了上述的几个常见的奥氏体转变温度，还有一些其他的重要温度，包括公共淬火温度、A1和A3温度等。
公共淬火温度是指钢铁材料中含有α-Fe和γ-Fe两相的共存温度，一般在800℃左右。
A1温度是钢中奥氏体开始与渗碳体共存的温度，一般在723℃左右。
A3温度是指铁碳合金中开始形成完全奥氏体的温度，一般在910℃左右。
在实际应用中，奥氏体转变温度的确定对于控制铁碳合金的制备和性能具有重要意义。
通过调整冷却速度、合金成分和热处理工艺等措施，可以控制奥氏体转变温度，从而实现所需的组织结构和性能。
对于不同的铁碳合金材料，奥氏体转变温度可能会有所不同，因此需要根据具体材料的要求来确定相应的转变温度。
简述奥氏体连续冷却转变过程
简述奥氏体连续冷却转变过程奥氏体连续冷却转变过程是指在高温下加热均匀的钢材，然后通过不同速度的冷却来控制其晶粒大小和组织结构，从而达到不同的力学性能和耐腐蚀性能。
本文将从以下几个方面进行详细介绍。
一、奥氏体连续冷却转变过程简介奥氏体连续冷却转变过程是一种常用的金属材料处理方法。
该过程可以通过控制钢材在高温下的加热时间和温度以及不同速度的冷却来实现对钢材组织结构和力学性能的控制。
在该过程中，钢材经历了多次相变，从高温下的奥氏体到室温下的马氏体、贝氏体等不同组织结构。
二、奥氏体连续冷却转变过程中的相变1. 奥氏体相变在高温下，钢材主要为奥氏体结构。
当钢材温度达到一定值时，开始出现相变现象。
具体而言，当钢材温度降至临界点以下时，其晶粒开始出现变化。
此时，奥氏体结构中的铁原子开始发生扭曲，形成了一些位错。
这些位错会在晶界处产生应力，从而导致晶粒的再结晶。
2. 马氏体相变当钢材温度降至一定程度时，奥氏体开始出现马氏体相变。
马氏体是一种具有高硬度和强韧性的组织结构，可以显著提高钢材的强度和耐磨性能。
在马氏体相变过程中，钢材中的铁原子开始重新排列，形成了新的晶粒结构。
3. 贝氏体相变随着钢材温度进一步降低，贝氏体相变开始出现。
贝氏体是一种具有优异韧性和耐腐蚀性能的组织结构，在某些特殊情况下可以用于制造高强度、高韧性、高耐蚀性的钢材。
三、奥氏体连续冷却转变过程中的冷却速率不同速度的冷却会对钢材组织结构和力学性能产生不同影响。
较快的冷却速率会使钢材中的晶粒变小，硬度和强度提高，但韧性下降。
较慢的冷却速率则会使钢材中的晶粒变大，韧性提高，但硬度和强度下降。
四、奥氏体连续冷却转变过程中的应用奥氏体连续冷却转变过程广泛应用于制造汽车、航空、航天等领域的高强度、高韧性、高耐蚀性钢材。
此外，在建筑、机械制造等领域也有广泛应用。
五、总结奥氏体连续冷却转变过程是一种重要的金属材料处理方法。
通过控制加热温度和时间以及不同速度的冷却，可以实现对钢材组织结构和力学性能的控制。
奥氏体等温转变曲线的特点
奥氏体等温转变曲线的特点
奥氏体等温转变曲线是用来描述材料中奥氏体相的形成和消失过程的曲线。
奥
氏体是一种具有较高韧性和强度的组织形态，它在许多金属和合金中起着重要的作用。
奥氏体等温转变曲线的特点主要有以下几个方面：
1. 曲线形态：奥氏体等温转变曲线通常呈现出"S"型或"C"型的形状。
这是由于
奥氏体在转变过程中经历了一段渐进的形变和晶格结构的调整。
2. 转变温度：奥氏体的等温转变曲线上有两个重要的转变点，分别是起始转变
温度和结束转变温度。
起始转变温度是奥氏体开始形成的温度，而结束转变温度则是奥氏体完全消失的温度。
3. 转变速率：奥氏体等温转变曲线上的转变速率是指奥氏体相的形成或消失的
速度。
在转变过程中，奥氏体的形成和消失速率通常是不对称的。
通常情况下，奥氏体的形成速度比消失速度要慢。
4. 形变效应：奥氏体等温转变曲线上的形变效应是指在转变过程中材料产生的
形变。
形变可能是由于奥氏体的体积变化引起的，也可能是由于晶格结构的调整引起的。
这种形变通常会对材料的机械性能产生影响。
总的来说，奥氏体等温转变曲线的特点描述了奥氏体在转变过程中的形态和性
质变化。
了解奥氏体等温转变曲线的特点有助于我们研究材料的热处理和性能调控，以满足工程和科学的需求。
淬火奥氏体变成马氏体的过程
淬火奥氏体变成马氏体的过程
淬火是一种金属材料热处理工艺，通过快速冷却来改变材料的组织结构和性能。
在淬火过程中，奥氏体会转变成马氏体。
奥氏体是一种面心立方结构的金属晶体结构，而马氏体是一种变形后的体心立方结构。
淬火过程中，首先将金属材料加热到临界温度以上，然后迅速冷却。
在快速冷却的过程中，奥氏体会发生相变，形成马氏体。
这个过程可以通过以下几个步骤来解释：
1. 加热，首先，金属材料被加热到临界温度以上，这个温度取决于具体的金属材料。
在这个温度下，材料的晶体结构开始发生改变，原本的奥氏体结构开始变得不稳定。
2. 快速冷却，一旦达到所需的温度，材料被迅速冷却。
这个过程非常关键，因为快速冷却可以阻止奥氏体重新结晶，从而促使马氏体的形成。
3. 相变，在快速冷却的环境中，奥氏体会发生相变，形成马氏体。
这种相变是由于晶格结构的变化，奥氏体的面心立方结构变为
体心立方结构，形成了马氏体。
总的来说，淬火过程中奥氏体变成马氏体是通过加热到临界温度以上后迅速冷却，使得奥氏体结构发生相变形成马氏体的。
这种转变可以显著改变金属材料的硬度和强度等力学性能，从而使材料具有更好的工程应用价值。
共析钢加热时奥氏体形成的几个阶段
钢在加热时会经历奥氏体转变的几个阶段。
首先是非晶态阶段，这是加热钢时的第一个阶段。
在这一阶段，钢中的晶格结构还没有完全消失，而是处于一种极其不稳定的状态。
随着温度的升高，这种不稳定的状态会导致晶格结构逐渐消失，最终形成一种称为热动力学平衡态的晶体结构。
接下来是奥氏体相变的第二个阶段，即奥氏体形成阶段。
在这一阶段，钢中的晶格结构完全消失，形成了一种称为奥氏体的晶体结构。
奥氏体是一种非常稳定的晶体结构，具有良好的力学性能。
第三个阶段是奥氏体稳定阶段。
在这一阶段，钢中的奥氏体晶体结构已经形成，且温度已经达到稳定状态。
此时，钢的力学性能也会达到最佳状态。
最后是奥氏体退火阶段。
在这一阶段，钢中的奥氏体晶体结构将会退回到非晶态，从而使钢的力学性能得到提升。
退火的目的是使钢中的晶格结构更加稳定，提高钢的力学性能。
在钢加热过程中，温度升高会导致钢中的晶格结构发生变化。
当温度升至一定程度时，晶格结构会完全消失，形成一种叫做奥氏体的晶体结构。
这种晶体结构是非常稳定的，具有良好的力学性能。
在钢的加热过程中，奥氏体形成的过程可以分为几个阶段。
首先是非晶态阶段，在这一阶段，钢中的晶格结构还没有完全消失，而是处于一种极其不稳定的状态。
随着温度的升高，这种不稳定的状态会导致晶格结构逐渐消失，最终形成一种称为热动力学平衡态的晶体结构。
接下来是奥氏体相变的第二个阶段，即奥氏体形成阶段。
在这一阶段，钢中的晶格结构完全消失，形成了一种称为奥氏体的晶体结构。
奥氏体是一种非常稳定的晶体结构，具有良好的力学性能。
第三个阶段是奥氏体稳定阶段。
在这一阶段，钢中的奥氏体晶体结构已经形成，且温度已经达到稳定状态。
此时，钢的力学性能也会达到最佳状态。
最后是奥氏体退火阶段。
在这一阶段，钢中的奥氏体晶体结构将会退回到非晶态，从而使钢的力学性能得到提升。
退火的目的是使钢中的晶格结构更加稳定，提高钢的力学性能。
在退火过程中，钢的温度会先升高，然后再降低。
当温度升至一定程度时，钢中的晶格结构会发生变化，使得钢的力学性能得到提升。
奥氏体转变为马氏体
奥氏体转变为马氏体
奥氏体（Austenite）转变为马氏体（Martensite）是钢材经过淬火后的一种组织变化过程。
具体来说，当钢材在高温状态下（通常在800℃以上）形成奥氏体晶体结构后，再通过迅速冷却的淬火工艺，可以把奥氏体转变为马氏体，从而提高钢材的硬度和强度。
奥氏体在高温下具有面心立方结构，但在冷却过程中，温度降低、扩散减缓，当降至一定温度以下（一般在600-400℃），奥氏体的结构会逐渐转变为体心立方结构的马氏体。
这种转变过程受到许多因素的影响，如淬火速度、钢材化学成分、形状等，具体应根据实际情况加以掌握。
需要注意的是，淬火过程是一种比较严格的工艺，对淬火温度和速度等要求都比较高，否则容易出现淬火裂纹等问题。
此外，与奥氏体相比，马氏体具有较高的脆性和易断裂性，因此需要在使用中进行适当的热处理，以改善其力学性能。
奥氏体转变温度
奥氏体转变温度1. 引言奥氏体转变温度是指材料在加热或冷却过程中发生奥氏体转变的临界温度。
奥氏体转变温度对材料的性能和微观组织起着重要影响。
了解奥氏体转变温度有助于我们优化材料的制备工艺和应用性能。
2. 奥氏体转变温度的定义奥氏体转变温度是指材料在加热过程中从铁素体相转变为奥氏体相的温度，或在冷却过程中从奥氏体相转变为铁素体相的温度。
根据转变的方向，奥氏体转变温度可以分为A1温度和A3温度。
A1温度指的是材料在加热过程中开始转变为奥氏体的温度，也称为非完全回火温度。
A3温度指的是材料在冷却过程中开始转变为铁素体的温度，也称为非完全退火温度。
3. 影响奥氏体转变温度的因素奥氏体转变温度受到多个因素的影响，主要包括化学成分、加热速度和冷却速度等。
3.1 化学成分材料的化学成分对奥氏体转变温度有直接影响。
元素的添加和含量变化会改变材料的晶体结构和相变温度。
例如，碳的添加可以提高奥氏体转变温度，而镍的添加可以降低奥氏体转变温度。
3.2 加热速度加热速度对奥氏体转变温度也有显著影响。
通常情况下，加热速度越快，奥氏体转变温度就越高。
这是因为快速加热导致了晶粒的细化，使得奥氏体转变的能量变高。
3.3 冷却速度冷却速度对奥氏体转变温度同样有重要影响。
快速冷却可以提高奥氏体转变温度，而慢速冷却则可以降低奥氏体转变温度。
这主要是因为冷却速度的变化会导致材料的组织和相变过程发生变化。
4. 奥氏体转变温度的测定方法为了准确测定奥氏体转变温度，我们通常采用多种实验方法。
4.1 热分析法热分析法是一种常用的测定奥氏体转变温度的方法。
常见的热分析技术包括差示扫描量热法（DSC）、热重分析法（TGA）和热膨胀法等。
这些方法通过测量材料在不同温度下的热学性质变化，来确定奥氏体转变温度。
4.2 金相显微镜观察法金相显微镜观察法是一种通过观察材料的金相组织来确定奥氏体转变温度的方法。
通过制备金相样品，并在显微镜下观察材料的组织结构变化，可以准确判断奥氏体转变温度。
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（面心立方 Face Centered Cubic）
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%)
① 起始晶粒度 ---- 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。起始晶粒一般很细小，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。
在 930±10℃，保温3~8小时后测定：
第一章 奥氏体相变
§1、A形成概述
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一. 奥氏体形成的热力学条件
∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd
S――新相表面积； б――新相单位表面积界面能； V――新相体积； ε――新相单位体积的应变能
- ∆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。
（1）奥氏体的形核 形核的成分、结构条件
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
复杂斜方
γ 0.77 FCC
形核位置
鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于：
①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的 自由能降低，有利于相变对能量的要求。
① 奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡， 产生 γ/Fe3C 和 r/α两个相界面。
② Cr-k > Cr-α ，浓度差 dC = Cr-k - Cr-α 将在奥氏体内产生扩散
Cr-α↑ → Cr-α’
；
Cr-k ↓→ Cr-k’
相界面上的平衡浓度被打破
③ 为了恢复并维持相界面上的平衡浓度 α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓ → Cr-α Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
③均匀长大期：细小 晶粒被吞并后，缓 慢长大。
图2-20 奥氏体晶粒长大过程
三. 影响奥氏体晶粒长大的因素
(1) 加热温度和保温时间
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
强碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔 点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界 迁移，细化奥氏体晶粒。
Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu
阻碍作用强
阻碍作用弱
（5）冶炼方法
用Al脱氧，可 形成 AlN
---- 本质细晶粒钢
用Si、Mn脱氧 ---- 本质粗晶粒钢
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FeC 相图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。
r 第二相微粒的半径
扎晶界模型
由式（2-7）可知：
➢ 当第二相微粒所占的体积分数 f 一定时，第二相粒子越细小（r越 小），提供的对晶界迁移的总阻力 越大。
➢ 反之，当第二相微粒粗化时，对 晶界迁移的总阻力将会变小。
(3) 奥氏体晶粒长大过程
①孕育期：温度愈高， 孕育期愈短。
②不均匀长大期：粗 细晶粒共存。
(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 体晶界面积将增加，所受 的最大阻力为：
Fm a x
3 f
2r
(2 7)
f 第二相微粒的体积分数 图 2-19 Zener 微 粒 钉
晶粒度级别与晶粒大小的关系 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：
1~4级----本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。 5~8级----本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。
Ac1
930℃
图2-11 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响
二. 奥氏体晶粒长大机制
(1) 晶粒长大的驱动力
驱动力来自总的晶界能的下降。
对于球面晶界，有一指向曲率中 心的驱动力P作用于晶界。
RP
P 2
R
对于一般的钢材, 控制加热温度在临界点上30-50
℃, 获得细小的奥氏体组织, 根据要求适当冷却, 以保证晶粒细小;
对一些有特殊要求的合金钢, 可以提高加热温度,
并进行二次淬火,以获得更为细小的马氏体组织, 极大的提高材料的力学性能。
组织遗传的产生原因-----固态相变的产物与母相间 或多或少地保持一定的晶体学关系。
(2-3)
式中: C’ ---- 常数
Q
G*
I C'e KTA *e KTA
∆G* ---- 临界形核功
Q ---- 扩散激活能
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K
T ---- 绝对温度
N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s)
与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。
奥氏体晶核的长大速度
相图
G
G
G k
D dC dx
1 C
D dC dx
1 C k
D dC ( 1 1 ) dx C C K
(2 2)
其中： D 碳在 中的扩散系数
dC 碳在 中的浓度梯度
dx
dC CrK Cr ; dx为生成的 小晶粒厚度 C C C / 界面上的碳浓度差
温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
奥氏体线长大速度
dC1 1 G D( )
dx C C K
(2 2 )
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)
阿累尼乌斯方程(Arrhenius)
G ---- 长大线速度，单位 mm/s
dC/dx——A中C的浓度梯度
温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
温 度 (℃) 740 760 78O 800
形核率(1／毫 米2·秒)
228 0
1100 0
51500
6160 00
长大速度(毫 米／秒)
O.O O.Ol O1 O
0.026
0.04 1
§ 4 连续加热时奥氏体的形成特点
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。
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
§6 钢的组织遗传
钢的组织遗传性：原始为过热非平衡组织(马氏 体,贝氏体,魏氏组织),经一定的加热和冷却后,所形成 的晶粒组织恢复了原始粗大晶粒组织.
这种恢复包括晶粒尺寸,形状及位向.
断口遗传：有过热组织的钢材，重新加热淬火后， 虽能使奥氏体晶粒细化，但有时仍出现粗大颗粒状断 口。
而渗碳体有剩余。
（3）剩余渗碳体的溶解 剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进 一步溶解。
（4）奥氏体成分的均匀化 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部 位的碳浓度低。 通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩 散，实现奥氏体成分的均匀化。
§3 奥氏体 等温形成 动力学曲线
奥氏体形核率
N = C’ exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT) =
C K CK C K / Fe3C界面上的碳浓度差
由式（2-2）可知，奥氏体晶核的长大速度 与碳在奥氏体中的浓度梯度成正比，而与相 界面上的碳浓度差成反比。
由于 γ/Fe3C相界面的碳浓度差 ∆Cγ↔k 较 大，Fe3C本身复杂的晶体结构，使得奥氏体 向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向 为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体 的溶解要快得多，铁素体先消失，
组织遗传性是否出现和以下几个因素有关:
1. 和加热前原始组织的类型有关： 2. 铁素体和珠光体等平衡组织不会出现组织遗传性； 3. 马氏体或贝氏体等非平衡组织则有出现组织遗传
的可能。
2.和加热速度以及加热温度有关 ◆马氏体等非平衡组织加热速度较慢时, 易使 奥氏体晶粒与原始组织晶粒大小成遗传关系,
②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏 体相适配的碳浓度，况且碳原子沿界面扩散较晶内 为快，从而加速了奥氏体的形核。
③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起 伏，从而由BCC改组成FCC。
（2）奥氏体的长大
dC
dx
∆Cr↔α
∆Cr↔k
图2-6 相界面上的碳浓度及扩散
C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
从而线长大速度G增大。
由（2-2）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度的比值。 例如，当A形成温度为780℃时