钢中奥氏体的形成 优秀课件

Fe3C ） → γ
6.69%
0.77%
点阵结构：体心立方 复杂斜方 面心立方
从右图中的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。 实际上，在微观体积内由于碳原子的 热运动而存在着浓度起伏。
1.3 奥氏体的性能
面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，所以奥氏ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ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，可作为高温用钢。
奥氏体具有顺磁性，而奥氏体的转变产物均为铁磁性，所以奥氏体钢 又可作为无磁性钢。
奥氏体的线膨胀系数大，因此奥氏体钢也可用来制作热膨胀灵敏的仪 表元件；
钢中奥氏体的形成
第二章 钢中奥氏体的形成
1. 奥氏体的组织特征
奥氏体形成的温度范围
奥氏体的组织和结构 奥氏体的性能
1.1 奥氏体形成的温度范围
注：根据Fe-Fe3C平衡状态图， 奥氏体（γ）是高温稳定相。 状态图中的GSEJNG区域是奥氏体 稳定存在的区域。
Fe-Fe3C平衡状态图
Fe-Fe3C平衡状态图是热力学上达到平衡时的状态图，但实际加热和冷却时 的相变临界点不在同一温度上，往往存在一定的温度滞后。
若垂直于相界面截取一纵截面， 则沿纵截面各相中的碳浓度分布如 图所示。由于新相奥氏体两个相界 面（γ/α和γ/Fe3C）的碳浓度不等， 在奥氏体中形成一个浓度差（Cγ/cem －Cγ/α），使C原子从高浓度的 γ/Fe3C相界面处向低浓度的γ/α相界 面处扩散，结果破坏了在T1温度下 相界面的平衡浓度，同时奥氏体中 碳的浓度梯度趋于减小，C′γ/cem－ C′γ/α所示。
为了区别， 通常把实际加热时的相变临界点 标以字母c（如AC1、AC3、ACcm） 把冷却时的相变临界点 标以字母r（如Ar1，Ar3，Arcm
1.2 奥氏体的组织和结构
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
12CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织
奥氏体不锈钢
纯铜
形变和退火孪晶
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。
为了维持原来相界面处的局部碳浓度平衡，
在γ/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Cγ/cem。同时， 在γ/α相界面处的铁素体必转变为奥氏体，使
其碳浓度降至Cγ/α。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。
在铁素体中也进行着碳的扩散。在铁素体、
奥氏体的导热性能差，故奥氏体钢加热时，不宜采用过大的加热速度， 以免因热应力过大而引起工件变形。
1.3 奥氏体的性能
奥氏体是钢中的高温稳定相，但若钢中加入足够量的能够扩大γ相区的元素， 则可使奥氏体在室温成为稳定相。因此，奥氏体可以是钢在使用时的一种组织状 态，以奥氏体状态使用的钢称为奥氏体钢。
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。
2.2奥氏体晶核长大
当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面上形核后，便形成了γ/α和γ/Fe3C两个 新的相界面。奥氏体的长大过程即为这两个相界面向原来的铁素体和渗碳体
中推移的过程。
在相界面处： ➢与奥氏体相接触的铁素体碳浓度为Cα/γ； ➢与渗碳体相接触的铁素体碳浓度为 Cα/cem（沿QP延长线变化） ； ➢与铁素体相接触的奥氏体碳浓度为Cγ/α ； ➢与渗碳体相接触的奥氏体碳浓度为 Cγ/cem ； ➢与奥氏体相接触的渗碳体碳浓度为 Ccem/γ
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。
2.奥氏体的形成机制
奥氏体形核 奥氏体晶核长大 剩余碳化物溶解 奥氏体均匀化
2.1奥氏体形核
奥氏体的形成符合一般的固态相变规律，是通过形核和长大完成的。根据扩散理 论，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。
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。根据Fe-Fe3C平衡状态图，由铁素体和渗碳体两相组成 的珠光体加热到ACl稍上温度时将转变为单相奥氏体，即
相组成： （ α + 碳含量： 0.02%
钛合金六方相中的形变孪晶
奥氏体不锈钢中退火孪晶
奥氏体是C在γ-Fe中的固溶体，C原子在γ-Fe点阵中处于由Fe原子组成的八面体 中心间隙位置，即面心立方晶胞的中心或棱边中点，如图9.3所示。
若按所有八面体间隙位置均填满C原子 计算，单位晶胞中应含有4个Fe原子和4个C 原子，其原子百分比为50％，重量百分比 为20％。但实际上，奥氏体的最大碳含量 为2.11％（重量），原子百分比为10％， 即2.5个晶胞中才有一个C原子。这是因为C 原子半径为0.77，而γ-Fe点阵中八面体间 隙半径仅为0.52，C原子进入间隙位置后将 引起点阵畸变，使其周围的间隙位置不可 能都填满C原子。
奥氏体晶核的形核位置 奥氏体晶核的形核位置通常在铁素体和渗碳体的两相界面上。 这是因为：
在两相界面处，碳原子的浓度差较大，有利于获得形成奥氏体晶核所需的碳 浓度
在两相界面处，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，从而促使奥氏体形核，即形核所需的结构起伏较小
在两相界面处，杂质及其他晶体缺陷较多，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的自由能降低。并且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。