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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。
《奥氏体的形成》课件
镍的影响：镍可以稳定奥氏体相，提高奥氏体的耐腐蚀性 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
锰的影响：锰可以扩大奥氏体的相区，促进奥氏体的形成 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
硅的影响：硅可以提高奥氏体的耐热性，但会缩小奥氏体的相区 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
良好的焊接性能
具有良好的耐腐蚀性 较高的耐热性 良好的塑性和韧性 良好的加工性能
奥氏体钢的加工硬化：通过冷加工变形提高强度和硬度
奥氏体不锈钢的应用：具有优良的耐腐蚀性和耐热性，广泛应用于化工、石油等领域
奥氏体耐热钢的应用：在高温环境下保持优良的性能，用于制造锅炉、热交换器等设备
奥氏体合金钢的应用：通过添加合金元素改善性能，用于制造刀具、模具等耐磨材料
碳的扩散：碳原子在奥氏体中的扩 散速度较慢，需要一定的时间才能 形成完整的奥氏体
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温度：奥氏体的形成需要一定的温 度，通常在727℃以下
合金元素：某些合金元素可以促进 奥氏体的形成，如镍、锰等
铁素体和渗碳体的分解 碳的扩散和溶解 奥氏体的形核和长大 奥氏体晶粒的长大和相变
形貌差异：奥氏体呈面心立方结构，其它相呈体心立方或简单立方结构 结构差异：奥氏体是碳在γ-Fe中的间隙固溶体，其它相是碳在α-Fe中的间隙固溶体 形成条件差异：奥氏体在高温下形成，其它相在室温下形成 物理性质差异：奥氏体塑性好，其它相硬度高
PART FIVE
良好的塑性和韧性
良好的耐腐蚀性
良好的导热性
实验过程：加热、 保温、冷却等
实验结果：观察奥 氏体的形貌、分析 奥氏体相变动力学 等
锰的影响：锰可以扩大奥氏体的相区，促进奥氏体的形成 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
硅的影响：硅可以提高奥氏体的耐热性，但会缩小奥氏体的相区 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
良好的焊接性能
具有良好的耐腐蚀性 较高的耐热性 良好的塑性和韧性 良好的加工性能
奥氏体钢的加工硬化：通过冷加工变形提高强度和硬度
奥氏体不锈钢的应用：具有优良的耐腐蚀性和耐热性，广泛应用于化工、石油等领域
奥氏体耐热钢的应用：在高温环境下保持优良的性能，用于制造锅炉、热交换器等设备
奥氏体合金钢的应用：通过添加合金元素改善性能，用于制造刀具、模具等耐磨材料
碳的扩散：碳原子在奥氏体中的扩 散速度较慢，需要一定的时间才能 形成完整的奥氏体
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温度：奥氏体的形成需要一定的温 度，通常在727℃以下
合金元素：某些合金元素可以促进 奥氏体的形成，如镍、锰等
铁素体和渗碳体的分解 碳的扩散和溶解 奥氏体的形核和长大 奥氏体晶粒的长大和相变
形貌差异：奥氏体呈面心立方结构，其它相呈体心立方或简单立方结构 结构差异：奥氏体是碳在γ-Fe中的间隙固溶体，其它相是碳在α-Fe中的间隙固溶体 形成条件差异：奥氏体在高温下形成，其它相在室温下形成 物理性质差异：奥氏体塑性好，其它相硬度高
PART FIVE
良好的塑性和韧性
良好的耐腐蚀性
良好的导热性
实验过程：加热、 保温、冷却等
实验结果：观察奥 氏体的形貌、分析 奥氏体相变动力学 等
原理第45章钢中奥氏体的形成
a、加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C 及合金元素不能充分扩散， 导致奥氏体中C和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含碳量降低；
b、对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏体及未 经转变完全的F 和碳化物，应该避免；
c、对于过共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳马 氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利于实际生产。
第二章 钢中奥氏体的形成
图2.4 C原子在γ-Fe 点阵中可能存在的间隙位置
第二章 钢中奥氏体的形成
3）奥氏体的性能
奥氏体可以在室温成为稳定相（合金元素、奥氏体不锈钢）。 奥氏体的硬度和屈服强度均不高，因面心立方点阵滑移系统多，奥氏体的塑性
很好，易于变形，即加工成形性好； 面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，奥氏体的比容最小； 奥氏体中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好，
综上所述，奥氏体的形成过程可以分为四个阶段：
第二章 钢中奥氏体的形成
非共析钢的奥氏体化过程
和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完 成P→A，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这些都是靠原子扩 散实现的。
值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间 更长。
为了维持原来相界面处的局部碳浓度平衡，在/Fe3C相界面处的渗碳体必须 溶入奥氏体以供应碳量，使其碳浓度恢复至 C/cem ；与此同时，在 / 相界面处 的铁素体必须转变为奥氏体，使其碳浓度降至C / ，这样，奥氏体的两个相界面 便自然地同时向渗碳体和铁素体中推移，使奥氏体不断长大。
综上所述，奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁素体和渗碳体相界面上形核 的必然 结果，它是相界面推移的驱动力，相界面推移的结果是 Fe3C不断溶解， 相逐渐转变为相。
b、对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏体及未 经转变完全的F 和碳化物，应该避免；
c、对于过共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于共析成分的低、中碳马 氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利于实际生产。
第二章 钢中奥氏体的形成
图2.4 C原子在γ-Fe 点阵中可能存在的间隙位置
第二章 钢中奥氏体的形成
3）奥氏体的性能
奥氏体可以在室温成为稳定相（合金元素、奥氏体不锈钢）。 奥氏体的硬度和屈服强度均不高，因面心立方点阵滑移系统多，奥氏体的塑性
很好，易于变形，即加工成形性好； 面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，奥氏体的比容最小； 奥氏体中铁原子的自扩散激活能大，扩散系数小，因此奥氏体钢的热强性好，
综上所述，奥氏体的形成过程可以分为四个阶段：
第二章 钢中奥氏体的形成
非共析钢的奥氏体化过程
和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完 成P→A，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。这些都是靠原子扩 散实现的。
值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀化的时间 更长。
为了维持原来相界面处的局部碳浓度平衡，在/Fe3C相界面处的渗碳体必须 溶入奥氏体以供应碳量，使其碳浓度恢复至 C/cem ；与此同时，在 / 相界面处 的铁素体必须转变为奥氏体，使其碳浓度降至C / ，这样，奥氏体的两个相界面 便自然地同时向渗碳体和铁素体中推移，使奥氏体不断长大。
综上所述，奥氏体中的碳浓度差是奥氏体在铁素体和渗碳体相界面上形核 的必然 结果，它是相界面推移的驱动力，相界面推移的结果是 Fe3C不断溶解， 相逐渐转变为相。
奥氏体的形成机制
从图9.1中的GS线可知，奥氏体中与铁素 体相平衡的碳含量随温度升高而下降。铁素 体中的最大碳含量为0.02%（在A1温度），而 为使铁素体转变为奥氏体，铁素体的最低碳 含量必须是：727℃为0.77%、740℃为0.66%、 780℃为0.40%、800℃为0.32%等等，均远远 高于铁素体中的最大碳含量。
奥氏体的形成机制
1. 奥氏体形核 2. 奥氏体晶核长大 3. 剩余碳化物溶解 4. 奥氏体均匀化
铁素体 体心立方
0.02%
奥氏体 面心立方
0.77%
渗碳体 复杂斜方
6.69%
由于奥氏体与铁素体及渗碳体的碳含量和点阵结构 相差很大，因此，奥氏体的形成是一个由α到γ的点 阵重构、渗碳体的溶解以及C在奥氏体中的扩散重 新分布的过程。
C ce m / γ
C cem/γ
Fe C3
Cγ /cem
G
γ
Q
Fe3 C E
γ
碳
αP
S
T1
含 量
Cγ /α
Cα /cem
α
C C C Cα / γ α/γ α/cem
γ /α
C γ/cem
Ccem/γ
Fe C3
C γ/cem
γ
αP
Cc e m / γ
Fe3 C
E
Cγ/cem
γ
碳
T1
含
量
S
γ
C C C α / γ α / ce m γ /α
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） 渗碳 体溶
解
（4） 奥氏体 成分均
匀化
1．奥பைடு நூலகம்体形核
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
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
金属热处理原理奥氏体的形成课件.ppt
❖ 界面处碳浓度差大，有利于获得奥氏体晶核形成 所需的碳浓度。
❖ 界面处原子排列不规则，铁原子有可能通过短程 扩散由母相点阵向新相点阵转移，即新相形成所 需的结构起伏小。
❖ 在相界、晶界等缺陷处具有较高的畸变能,新相形 核时可能消除部分晶体缺陷而使系统自由能降低。
❖ 新相形核时产生的应变能也较容易借助相界(晶界) 流变而释放。
❖ 四个基本过程完成外，还有先共析铁 素体（渗碳体）向奥氏体的转变。
❖ 见动画
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.3 奥氏体形成动力学
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.3.1 奥氏体等温形成动力学 [1]
(1) 形核率I
I = C exp [-(Q+W) /kT] 其中: C—常数; Q—扩散激活能; T—绝对温度;
❖ 合金元素对A形成速度的影响，也受到合金碳化物向A中 溶解难易程度的牵制。
Cr，2%，（FeCr）3C；6%，（CrFe）7C3---慢 11%， （CrFe）23C6---快
❖ 改变临界点
Ni、Mn、Cu 等↓A1， ↑奥氏体形成速度； Cr、Mo、Ti、Si、Al、W等↑ A1 ， ↓奥氏体形成速度；
不均，晶界弯曲，界面能很高。 ❖ 界面能越高则界面越不稳定，必然要自发地向减
小晶界面积，降低界面能方向发展。弯曲晶界变 成平直晶界是一种自发过程。 晶粒长大的驱动力G：G = 2σ/R σ-奥氏体的比界面能；R-晶界曲率半径
金属热处理原理奥氏体的形成课件
（2）晶粒长大过程
❖ 奥氏体化（ austenitizing）： 钢加热获得奥氏体的过程。
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.1 奥氏体的组织、结构和性能
金属热处理原理奥氏体的形成课件
❖ 界面处原子排列不规则，铁原子有可能通过短程 扩散由母相点阵向新相点阵转移，即新相形成所 需的结构起伏小。
❖ 在相界、晶界等缺陷处具有较高的畸变能,新相形 核时可能消除部分晶体缺陷而使系统自由能降低。
❖ 新相形核时产生的应变能也较容易借助相界(晶界) 流变而释放。
❖ 四个基本过程完成外，还有先共析铁 素体（渗碳体）向奥氏体的转变。
❖ 见动画
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.3 奥氏体形成动力学
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.3.1 奥氏体等温形成动力学 [1]
(1) 形核率I
I = C exp [-(Q+W) /kT] 其中: C—常数; Q—扩散激活能; T—绝对温度;
❖ 合金元素对A形成速度的影响，也受到合金碳化物向A中 溶解难易程度的牵制。
Cr，2%，（FeCr）3C；6%，（CrFe）7C3---慢 11%， （CrFe）23C6---快
❖ 改变临界点
Ni、Mn、Cu 等↓A1， ↑奥氏体形成速度； Cr、Mo、Ti、Si、Al、W等↑ A1 ， ↓奥氏体形成速度；
不均，晶界弯曲，界面能很高。 ❖ 界面能越高则界面越不稳定，必然要自发地向减
小晶界面积，降低界面能方向发展。弯曲晶界变 成平直晶界是一种自发过程。 晶粒长大的驱动力G：G = 2σ/R σ-奥氏体的比界面能；R-晶界曲率半径
金属热处理原理奥氏体的形成课件
（2）晶粒长大过程
❖ 奥氏体化（ austenitizing）： 钢加热获得奥氏体的过程。
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.1 奥氏体的组织、结构和性能
金属热处理原理奥氏体的形成课件
材料热处理 固态相变 第一章奥氏体的形成
各相相对量的计算－杠杆 定律
A1线（727℃）
s p Fe3C
A0线（230℃） 渗碳体的磁性转变 温度
奥氏体形成的热力学条件
－为何需要过热度？
• 系统自由能表达式 • 相变驱动力必须克服奥氏
体形成所增加的界面能， 因而需要过热度。
一.转变温度
加热或冷却时平衡点的滞后
• Ac1，Ar1 • Ac3，Ar3 • Accm，Arcm
热处理的目的
• 通过加热、保温、冷却，改变金属及合金 的组织结构，使其具备工程技术上所需的 性能。
• 大多数热处理首先要获得奥氏体组织，即 加热温度要高于A1或A3线。
• 奥氏体组织形态（成分、均匀性和晶粒尺 寸）直接影响热处理后钢件的组织与性能。
奥氏体的形成和铁－碳相图
在加热极其缓慢时获得－ 平衡相图 A1线－共析转变温度线 A3线－铁素体全部溶入奥 氏体的转变线 Acm线－碳在奥氏体中的 溶解限度线 SGNJES为奥氏体的稳定 存在区
1538℃ 1394℃ 912℃
1.2.5钢（恒温727℃）： 亚共析钢（恒温＋变温）：
过共析钢（恒温＋变温）：
P( Fe3C)
P( Fe3C)
P( Fe3C) Fe3C
奥氏体形成机理
• Ac1以上，珠光体转变为奥氏体 • 奥氏体晶核优先在铁素体和渗碳体界面，
Ac1以上，部分铁素体和共 晶渗碳体残留。 Ac3以上， 仍可能有部分渗碳体残留。
奥氏体等温形成动力学分析
温度升高，成核率及长大速度均增大
奥氏体成核率
• 成核率N与温度的关系（与凝固成核不同－ 山形曲线） 温度升高，原子扩散速度加快（第一项）， 同时晶体的形核功W下降，成核更容易 （第二项）。
A1线（727℃）
s p Fe3C
A0线（230℃） 渗碳体的磁性转变 温度
奥氏体形成的热力学条件
－为何需要过热度？
• 系统自由能表达式 • 相变驱动力必须克服奥氏
体形成所增加的界面能， 因而需要过热度。
一.转变温度
加热或冷却时平衡点的滞后
• Ac1，Ar1 • Ac3，Ar3 • Accm，Arcm
热处理的目的
• 通过加热、保温、冷却，改变金属及合金 的组织结构，使其具备工程技术上所需的 性能。
• 大多数热处理首先要获得奥氏体组织，即 加热温度要高于A1或A3线。
• 奥氏体组织形态（成分、均匀性和晶粒尺 寸）直接影响热处理后钢件的组织与性能。
奥氏体的形成和铁－碳相图
在加热极其缓慢时获得－ 平衡相图 A1线－共析转变温度线 A3线－铁素体全部溶入奥 氏体的转变线 Acm线－碳在奥氏体中的 溶解限度线 SGNJES为奥氏体的稳定 存在区
1538℃ 1394℃ 912℃
1.2.5钢（恒温727℃）： 亚共析钢（恒温＋变温）：
过共析钢（恒温＋变温）：
P( Fe3C)
P( Fe3C)
P( Fe3C) Fe3C
奥氏体形成机理
• Ac1以上，珠光体转变为奥氏体 • 奥氏体晶核优先在铁素体和渗碳体界面，
Ac1以上，部分铁素体和共 晶渗碳体残留。 Ac3以上， 仍可能有部分渗碳体残留。
奥氏体等温形成动力学分析
温度升高，成核率及长大速度均增大
奥氏体成核率
• 成核率N与温度的关系（与凝固成核不同－ 山形曲线） 温度升高，原子扩散速度加快（第一项）， 同时晶体的形核功W下降，成核更容易 （第二项）。
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%。
原理第4、5章钢中奥氏体的形成
合金元素对力学性能影响
提高强度和硬度
合金元素如铬、钼等能够显著提高钢的强度和硬度， 改善其耐磨性。
改善韧性
镍、锰等元素则能够改善钢的韧性，提高其抗冲击能 力。
对疲劳性能的影响
一些合金元素如钒、钛等能够细化晶粒，提高钢的疲 劳性能。
05 热处理工艺参数优化与控 制
加热温度和保温时间选择依据
钢的化学成分
奥氏体形成的热力学条件
奥氏体形成的动力学过程
奥氏体对钢性能的影响
奥氏体是钢在加热到临界温度 以上时形成的晶体结构，具有 良好的塑性和韧性。
加热温度和冷却速度是影响奥 氏体形成的两个重要因素。加 热温度越高，奥氏体形成越容 易；冷却速度越快，奥氏体稳 定性越差。
包括形核和长大两个阶段。形 核是通过原子扩散和重新排列 形成新晶核的过程；长大则是 新晶核不断吞噬周围原子而长 大的过程。
合金元素对临界点影响
提高临界点
合金元素如铬、钨、钼等，能够显著 提高钢的临界点，使奥氏体化温度范 围扩大。
降低临界点
镍、锰等元素则能够降低临界点，使 奥氏体化更容易进行。
合金元素对组织稳定性影响
稳定奥氏体
合金元素如钴、铝等能够提高奥氏体的稳定性，使其在较高温度下仍能保持稳 定。
促进其他组织形成
如硅、钨等元素则能促进铁素体、渗碳体等其他组织的形成，对奥氏体稳定性 产生一定影响。
回归分析
利用回归分析可以建立热处理工艺参数与性能指标之间的数学模型， 通过求解模型可以得到最优的热处理工艺参数组合。
人工智能算法
利用人工智能算法可以对热处理工艺参数进行全局优化，找到全局最 优解，提高热处理效果和生产效率。
06 总结：钢中奥氏体形成原 理及实践应用
钢的热处理-奥氏体的形成
Cu阻碍奥氏体晶粒长大，作用依次递减。
合金元素阻碍奥氏体晶粒长大的机制
（1）化合物机械阻碍理论
Al、Ti、Zr、V、W、Mo、Cr等元素 在钢中形成很多细小均匀分布的难熔化合 物 ， 主 要 是 碳 化 物 和 氮 化 物 （ NbC, VC, TiC, NbN, VN, TiN, AlN等等），它们分布 在奥氏体的晶界上，机械地阻碍晶界的迁 移，使晶粒难以长大。Al2O3和硫化物也有 阻碍奥氏体晶界移动的作用。
温度
ν
ν
珠光体向奥氏体等温转变示意图
ν
原始组织
746℃保温5秒
ν
ν
ν 746℃保温15秒
奥氏体的形成过程
746℃保温60秒
共析钢高温奥氏体的显微组织（1000倍）
奥氏体形成的动力学
1、奥氏体等温形成动力学曲线
动力学曲线的做法： 将若干小试样以很快的速度加热到Ac1温
度以上不同温度，保温不同时间，测出每 个温度下不同保温时间试样中奥氏体的量。
热力学条件：奥氏体转变需要一定的过热度
奥氏体的形成机理
奥氏体形成的两种方式： 1）扩散方式 2）非扩散方式
扩散方式进行的奥氏体转变
奥氏体的形成符合相变的普遍规律：通过 形核长大方式进行。
临界晶核的形成需要一定的能量起伏和浓 度起伏。
形核地点：晶界、亚晶界、晶体缺陷、非 金属夹杂区域。
最有利的形核地点：珠光体中铁素体和渗 碳体的相界面。
奥氏体晶粒度的几个概念
初始晶粒度：是指加热时奥氏体转变过程 刚刚结束时的奥氏体晶粒大小。
实际晶粒度：热处理时某一具体加热条件 下最终所得到的奥氏体晶粒的大小。
本质晶粒：钢奥氏体晶粒的长大趋势，容 易长大的称为本质粗晶粒钢，晶粒不容 易长大的称为本质细晶粒钢。
合金元素阻碍奥氏体晶粒长大的机制
（1）化合物机械阻碍理论
Al、Ti、Zr、V、W、Mo、Cr等元素 在钢中形成很多细小均匀分布的难熔化合 物 ， 主 要 是 碳 化 物 和 氮 化 物 （ NbC, VC, TiC, NbN, VN, TiN, AlN等等），它们分布 在奥氏体的晶界上，机械地阻碍晶界的迁 移，使晶粒难以长大。Al2O3和硫化物也有 阻碍奥氏体晶界移动的作用。
温度
ν
ν
珠光体向奥氏体等温转变示意图
ν
原始组织
746℃保温5秒
ν
ν
ν 746℃保温15秒
奥氏体的形成过程
746℃保温60秒
共析钢高温奥氏体的显微组织（1000倍）
奥氏体形成的动力学
1、奥氏体等温形成动力学曲线
动力学曲线的做法： 将若干小试样以很快的速度加热到Ac1温
度以上不同温度，保温不同时间，测出每 个温度下不同保温时间试样中奥氏体的量。
热力学条件：奥氏体转变需要一定的过热度
奥氏体的形成机理
奥氏体形成的两种方式： 1）扩散方式 2）非扩散方式
扩散方式进行的奥氏体转变
奥氏体的形成符合相变的普遍规律：通过 形核长大方式进行。
临界晶核的形成需要一定的能量起伏和浓 度起伏。
形核地点：晶界、亚晶界、晶体缺陷、非 金属夹杂区域。
最有利的形核地点：珠光体中铁素体和渗 碳体的相界面。
奥氏体晶粒度的几个概念
初始晶粒度：是指加热时奥氏体转变过程 刚刚结束时的奥氏体晶粒大小。
实际晶粒度：热处理时某一具体加热条件 下最终所得到的奥氏体晶粒的大小。
本质晶粒：钢奥氏体晶粒的长大趋势，容 易长大的称为本质粗晶粒钢，晶粒不容 易长大的称为本质细晶粒钢。
奥氏体的形成
上海应用技术学院 材料工程系
19
2.2.3 奥氏体等温形成动力学曲线
设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊 迈尔方 设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方 方程)： 程（Johnson-Mehl方程 ： 方程
Vt = 1 − exp(−
π
3
NG 3t 4 )
(2 − 4)
Vt ---- 新形成奥氏体的体积分数 转变量达50%左右时，转变速度最大。 左右时，转变速度最大。 转变量达 左右时 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。
上海应用技术学院 材料工程系
9
形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求 的要求， 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 成分 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： 相界面上优先形成， 相界面上优先形成 这是由于： 相界面形核， 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。 能量的要求 自由能降低，有利于相变对能量的要求。 ②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏 相界面两边的碳浓度差大， 浓度， 体相适配的碳浓度 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。 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 相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起 从而由BCC改组成 改组成FCC。 伏，从而由 改组成 。
（2） ）
（3） ）
（4） ）
图2-5 奥氏体形成的四个阶段
上海应用技术学院 材料工程系7ຫໍສະໝຸດ 上海应用技术学院 材料工程系
8
19
2.2.3 奥氏体等温形成动力学曲线
设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊 迈尔方 设新形成的奥氏体为球状，则由约翰逊-迈尔方 方程)： 程（Johnson-Mehl方程 ： 方程
Vt = 1 − exp(−
π
3
NG 3t 4 )
(2 − 4)
Vt ---- 新形成奥氏体的体积分数 转变量达50%左右时，转变速度最大。 左右时，转变速度最大。 转变量达 左右时 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，奥氏体形成的孕育期越短。 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。 转变温度越高，完成转变所需的时间越短。
上海应用技术学院 材料工程系
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形核位置 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求 的要求， 鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在 成分 α/Fe3C相界面上优先形成，这是由于： 相界面上优先形成， 相界面上优先形成 这是由于： 相界面形核， 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。 能量的要求 自由能降低，有利于相变对能量的要求。 ②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏 相界面两边的碳浓度差大， 浓度， 体相适配的碳浓度 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。 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 相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起 从而由BCC改组成 改组成FCC。 伏，从而由 改组成 。
（2） ）
（3） ）
（4） ）
图2-5 奥氏体形成的四个阶段
上海应用技术学院 材料工程系7ຫໍສະໝຸດ 上海应用技术学院 材料工程系
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奥氏体的形成(共56张PPT)
2.1.3 奥氏体形成的热力学条件
∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd
- ∆Gd ---- 在晶体缺陷处形核引起 的自由能降低
(2-1)
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
2.3 奥氏体晶粒长大及其控制
2.3.1 奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分为8级， 1级最粗，8级最细，8级以上为超细晶粒。
晶粒度级别与晶粒大小的关系
n = 2N-1
(2-5)
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
Cr-α↑ → Cr-α’ ；
体相适配的碳 由式（2-7）可知：
因此必须用再次热处理来校正由于加热不当浓而度出现，的过况热现且象。碳原子沿界面扩散较晶
∆Cγ-α
内为快，从而加速了奥氏体的形核。 （2）合金元素不影响奥氏体的形成机制，但影响其形成速度。
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。
上的
由于 γ/Fe3C相界面的碳浓度差
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
，
根据公式（2－2）
GF/GFe3C = ∆C γ-Fe3C / ∆Cγ-α 在780 ℃时， ∆C γ-Fe3C
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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
? 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
2.1.4 奥氏体的形成机理
? 奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变
复杂斜方
γ
0.77 FCC
? 形核位置
α/Fe3C相界面上 优先
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。
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。
?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
图2-2 Fe-C 相图
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。
2.1.3 奥氏体形成的热力学条件
?G = V ?Gv + S σ+ εV - ?Gd
- ?Gd ---- 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低
(2-1)
?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
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
奥氏体形成瞬间成分不均匀的几个 C％
? Cγ：奥氏体的碳浓度，0.77%； ? C γ -α：奥氏体中靠近铁素体一侧含碳量（GS线）； ? C γ -Fe3C：奥氏体中靠近渗碳体一侧含碳量（ES线）； ? C α - γ ：铁素体中靠近奥氏体一侧含碳量（GP线）； ? C α -Fe3C：铁素体中靠近渗碳体一侧含碳量（QP的延长线） ? Fe3C：渗碳体的碳浓度，6.69%
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 ? Cr? K ? Cr?? ; dx为生成的 ? 小晶粒厚度 ? C? ? ? ? C? ?? ? C? ?? ? ?? / ? 界面上的碳浓度差
根据公式（ 2－2）
GF/GFe3C = ?C γ-Fe3C / ?C γ-α 在780 ℃时， ?C γ-Fe3C ＝6.69－0.89
?Cγ-α ＝0.41－0.02
∴ GF/GFe3C ≈ 14.8
但通常片状 P的厚度是 Fe3C的7倍， 因此总是： 铁素体先消失，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。
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
? 奥氏体晶核的长大速度
G ? G? ? ?
? G? ? k
? D dC ? 1 dx ? C? ? ?
? D dC ? 1 dx ? C? ?
? 为了达到奥氏体晶核对 成分的要求，需要原 子越过能垒，经 扩散富集到形核区，所以应与 原子扩散的 几率因子 exp(-Q/kT) 成正比。
C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
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
（4）奥氏体成分的均匀化 ? 原渗体部位的碳浓度高，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。
2.2 奥氏体形成的动力学
2.2.1 形核率
? 为了满足形核的热力学条件，需依靠 能量起 伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获 得能量涨落的 几率因子 exp(-?G*/kT) 成正比。
? 奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化
（1） （2） （3）
图2-5 奥氏体形成的四个阶段
（4）
（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
Fe 3C 6.69
? 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，而渗碳体 有剩余。
? 碳原子位于八面体间隙中心， 即FCC晶胞的中心或棱边的中点
? 八面体间隙半径 0.52 ? 碳原子半径 0.77 ? →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%)
第二章 奥氏体的形成
热处理： 是指将钢在固态下加热、保温和冷却，以改变钢的
组织结构，获得所需要性能的一种工艺.
? 为简明表示热处理的 基本工艺过程，通常 用温度—时间坐标绘 出热处理工艺曲线。
2.1 奥氏体及其形成机理
2.1.1 奥氏体的结构及其存在范围
? 奥氏体是碳溶于 γ-Fe 中的间 隙固溶体
始形核。
图2-3 自由能和温度关系图
? 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
2.1.4 奥氏体的形成机理
? 奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变
复杂斜方
γ
0.77 FCC
? 形核位置
α/Fe3C相界面上 优先
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。
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。
?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
图2-2 Fe-C 相图
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。
2.1.3 奥氏体形成的热力学条件
?G = V ?Gv + S σ+ εV - ?Gd
- ?Gd ---- 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低
(2-1)
?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
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
奥氏体形成瞬间成分不均匀的几个 C％
? Cγ：奥氏体的碳浓度，0.77%； ? C γ -α：奥氏体中靠近铁素体一侧含碳量（GS线）； ? C γ -Fe3C：奥氏体中靠近渗碳体一侧含碳量（ES线）； ? C α - γ ：铁素体中靠近奥氏体一侧含碳量（GP线）； ? C α -Fe3C：铁素体中靠近渗碳体一侧含碳量（QP的延长线） ? Fe3C：渗碳体的碳浓度，6.69%
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 ? Cr? K ? Cr?? ; dx为生成的 ? 小晶粒厚度 ? C? ? ? ? C? ?? ? C? ?? ? ?? / ? 界面上的碳浓度差
根据公式（ 2－2）
GF/GFe3C = ?C γ-Fe3C / ?C γ-α 在780 ℃时， ?C γ-Fe3C ＝6.69－0.89
?Cγ-α ＝0.41－0.02
∴ GF/GFe3C ≈ 14.8
但通常片状 P的厚度是 Fe3C的7倍， 因此总是： 铁素体先消失，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。
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
? 奥氏体晶核的长大速度
G ? G? ? ?
? G? ? k
? D dC ? 1 dx ? C? ? ?
? D dC ? 1 dx ? C? ?
? 为了达到奥氏体晶核对 成分的要求，需要原 子越过能垒，经 扩散富集到形核区，所以应与 原子扩散的 几率因子 exp(-Q/kT) 成正比。
C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
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
（4）奥氏体成分的均匀化 ? 原渗体部位的碳浓度高，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。
2.2 奥氏体形成的动力学
2.2.1 形核率
? 为了满足形核的热力学条件，需依靠 能量起 伏，补偿临界晶核形核功，所以形核率应与获 得能量涨落的 几率因子 exp(-?G*/kT) 成正比。
? 奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化
（1） （2） （3）
图2-5 奥氏体形成的四个阶段
（4）
（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
Fe 3C 6.69
? 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，而渗碳体 有剩余。
? 碳原子位于八面体间隙中心， 即FCC晶胞的中心或棱边的中点
? 八面体间隙半径 0.52 ? 碳原子半径 0.77 ? →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%)
第二章 奥氏体的形成
热处理： 是指将钢在固态下加热、保温和冷却，以改变钢的
组织结构，获得所需要性能的一种工艺.
? 为简明表示热处理的 基本工艺过程，通常 用温度—时间坐标绘 出热处理工艺曲线。
2.1 奥氏体及其形成机理
2.1.1 奥氏体的结构及其存在范围
? 奥氏体是碳溶于 γ-Fe 中的间 隙固溶体