《固态相变原理及应用》第二章 钢中奥氏体的形成
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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。
第二章 钢中奥氏体的形成
以共析钢为例，说明A形成过程， 并讨论为什么在α相消失的瞬间，
还有部分碳化物未溶解
奥氏体的形成动力学和非平衡加热奥 氏体形成的特点。
为：
G KDcr dC 1 dx CB
在等温转变时，上式可简化为： G K '
当T＝780℃时：
CB
G
K 0.41 0.02
G cem
K 6.69 0.89
G 14.9 G cem
通常情况下，在奥氏体 转变中，总是铁素体先 消失，而还有相当数量 的渗碳体未溶解。
顶角为120°的多边形晶粒
大晶粒吃掉小晶粒的示意图
奥氏体晶粒长大及控制
奥氏体晶粒的长大驱动力F与晶粒大小 和界面能大小有关，用下式表示：
F 2
R
奥氏体晶粒长大及控制
晶界推移阻力： 沉淀析出的第二相粒子的存在是晶
界推移的阻力。
晶粒A和晶粒B的晶界平行于y轴，运 动方向与x轴一致。
当该晶界移至位置I时，晶界面积减 少，界面能达最低；
珠光体团边界、铁素体内的亚晶 界也是形核的主要位置。
奥氏体的形成机制
三、奥氏体的晶核长大 奥氏体的长大是通过渗碳体的溶解、碳原子在奥氏体中
扩散以及γ/α、γ/Fe3C相界面的推移来进行的。
相界面推移的驱动力：奥氏体中的碳浓度差； 相界面推移的结果：Fe3C不断溶解，α相逐渐转变为γ相。
奥氏体的形成机制
奥氏体晶粒长大及控制
第二相粒子对晶界推移的最大阻力Fm与粒子半径r及单 位体积粒子的数目f 之间有：
Fm 3 f
2r
当晶粒长大动力和第二相弥散析出粒子的阻力 相平衡时奥氏体晶粒停止长大
在一定温度下，奥氏体的平均极限半径：
2第二章 奥氏体及其形成2
加热速度和淬火温度对40钢奥氏体内 高碳区最高碳浓度的影响。 由图可见，加热速度从50℃/s
到230℃/s,奥氏体中存在高达 1.4~1.7%C的富碳区，相对地 必然存在低于平均含碳量的贫 碳区，这对于奥氏体的冷却转 变将产生重要影响，具有一定 理论意义。 由图可见，淬火温度一定时， 随着加热速度增大，相变时间 缩短，因而使奥氏体中的碳含 量差别增大，剩余碳化物的数 量也增多，导致奥氏体的平均 碳含量降低。 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。在共析钢、高碳钢中，可能出现碳 含量低于共析成分的低碳马氏体、中碳马氏体及剩余碳化物等。这有助于 淬火钢的韧化。
到一定大小后，晶粒长大趋势变缓，最后停止长大。
加热温度愈高，晶粒长大愈快。较为细小的奥氏体晶粒，
必须同时控制加热温度和保温时间。
较低温度下保温时，时间因素影响较小。 加热温度高时，保温时间的影响变大。 升高加热温度时，保温时间应当相应缩短。
2.5.4.2 化学成分的影响
钢中的碳含量增加时，碳原子在奥氏体中的扩散速 度及铁的自扩散速度均增加。故奥氏体晶粒长大倾 向变大。在不含有过剩碳化物的情况下，奥氏体晶 粒容易长大。
2.4 连续加热时奥氏体的形成特征
实际生产中，绝大多数 情况下奥氏体是在连续 加热过程中形成的。
珠光体转变为奥氏体将 吸收相变潜热。
钢在升温过程中也不断 吸收热量。
奥氏体连续加热时的转变也是形核、晶核长
大的过程，也需要碳化物的溶解和奥氏体的 均匀化。
但是连续加热转变有一定特征：
2.4.1 相变是在一个温度范围内完成的
的碳含量较低；
（3）碳、合金元素浓度分布不均匀性变大
固态相变原理第二章 钢中奥氏体的形成
置换和间隙固溶体固溶强化的效果
材料科学与工程学院
第二节 奥氏体的形成机制
固 态 相 变 原 理 与 应 用
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奥氏体的形成机制
固
态 相
相组成：（
α
+
Fe3C ） → γ
变 碳含量： 0.02% 6.69% 0.77%
原
理 点阵结构：BCC 复杂斜方 FCC
与
应
用 新旧相之间存在结构和成分的差异！
变
原 铁素体和渗碳体的两相界面上。
理
与 高相变驱动力下（大的过热度），
应
用 也可在铁素体内的亚晶界上形核。
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原因：（ⅰ） 成分起伏；（ⅱ） 结
固 构起伏；（ⅲ） 能量起伏：杂质及其
态
相 他晶体缺陷较多，具有较高的畸变能，
变
原 理
新相形核可消除部分晶体缺陷而使系
与 应
统的自由能降低。并且产生的应变能
三相存在六个碳浓度：
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固 态
与γ相接触的α碳浓度为Cα/γ；
相 变
与cem相接触的α碳浓度为Cα/cem；
原 理
与α相接触的γ碳浓度为Cγ/α ；
与 应
与cem相接触的γ碳浓度为Cγ/cem ；
用 与γ接触的cem碳浓度为Ccem/γ；
与γ接触的cem碳浓度为Ccem/α；
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态 新相界面。长大过程是这两个相界面向α
相
变 和cem中推移的过程。
原
理
假定相界面是平直的，在ACl以上T1
与
应 温度，相界面处各相中的碳浓度可由Fe-
用
Fe3C状态图来确定。
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
ch03.钢中奥氏体的形成
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。
奥氏体化也是形核和长大的过程，分为四步： 奥氏体的形核，奥氏体的长大，残余Fe3C溶 解，奥氏体均匀化。
形成位置：在F和Fe3C交界面，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，F (C%) ＝0.02%， Fe3C (C%) =6.69%，A (C%) = 2.11% （居于F和Fe3C之间）
四、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。
1. 晶粒度概念及晶粒长大现象
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。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；
Ch03. 钢中奥氏体形成
Ch03. 钢中奥氏体形成
1
2
什么是钢中的奥氏体：组织、性能 奥氏体如何形成的 奥氏体等温形成动力学
3
4
A晶粒长大及控制
研究A冷却三个阶 段组成，其目的在于改变金属内部组织结构使 其满足服役条件所提出的性能要求。 使材料获得要求的性能，首先要把钢加热， 获得奥氏体组织，然后再以不同的方式冷却， 发生不同转变，以获得不同的组织。可以控制 奥氏体转变的条件获得理想的A组织，为后续 处理做组织准备。
1－4级：本质粗晶粒钢
5－8本质细晶粒钢
起始晶粒度 奥氏体化刚结束时的晶粒大小，此 时晶粒细小均匀。随加热温度升高或保温时间延 长，会出现晶粒长大的现象。 实际晶粒度 在某一具体热处理下得到的奥氏体 的晶粒度。它直接影响钢的性能。 本质晶粒度 钢在加热时奥氏体晶粒的长大倾向， 通常将钢加热到930±10℃奥氏体化后，奥氏体晶 粒保留到室温来判断钢的本质晶粒度。
第二章 奥氏体的形成 2013
1. 奥氏体等温形成动力学
• ④合金元素的影响（续）
– 改变相变临界点A1、A3、Acm的位置，即改变相变的过 热度。
• Ni、Mn、Cu等减低A1点，相对增加了过热度，故加快了奥氏 体的形成速度 • Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V等提高A1点，相对减小了过热度， 减慢了奥氏体的形成速度
– 影响珠光体片层间距和C在奥氏体中的溶解度，从而影 响相界面浓度差和奥氏体中的浓度梯度、形核功等 – 影响奥氏体形成速度
第二章 钢中奥氏体的形成
2.1、奥氏体的组织特征 2.2、奥氏体形成机理 2.3、奥氏体转变动力学 2.4、奥氏体晶粒长大及其控制
• 热处理过程：加热 – 保温 - 冷却 • 目的：改变材料（金属及合金）的组织结 构，满足服役条件对性能的要求
• 加热：大多数热处理工艺
都需要将钢件加热至相变 临界点（A1, A3或Acm）以 上，形成奥氏体组织，称 为奥氏体化。然后再以一 定的方式 (或冷速)进行冷 却。 • 钢在加热时的转变是钢件 热处理的基础，而且热处 理钢件的组织和性能与其 加热时形成的奥氏体组织 有很大的关系。
2. 连续加热时奥氏体形成
• 不相同点（与等温加 热比）（续）：
– ③奥氏体形成速度随加 热速度增大而增大
• 加热速度越快，转变开始和 终了的温度就越高，转变所 需的时间就越短，即奥氏体 的形成速度就越快。 • 连续加热时珠光体向奥氏体 转变的各个阶段都不是在恒 定温度下进行的，而是在一 个相当大的温度范围内进行 的，加热速度越快，奥氏体 转变温度范围就越大。
1. 奥氏体形核
奥氏体晶核的形核位置：
• / Fe3C界面 （1）界面处C的浓度差大 （2）原子排列不规则 （3）畸变能高 • 珠光体团边界 • 亚晶界: 在快速加热时，由于过热度大，奥氏体 临界晶核尺寸减小，且相变所需的浓度 起伏也减小，因此新相奥氏体也可在铁 素体内的亚晶界上形核。
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
钢中奥氏体的形成精品PPT课件
4.1.3奥氏体的性能 1.机械性能： (1)屈服强度、硬度低 易于变形加工成型； (2)塑性、韧性高； (3)热强性高 2.应用：(1)变形加工成型；(2)奥氏体不锈钢
耐蚀性；(3)膨胀仪表灵敏元件。
10
物理性能
因面心立方点阵是一种最密排的点阵结构， 致密度高，所以奥氏体的比容最小；
奥氏体的导热性差，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 过大引起工件变形；
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；
11
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；
单相奥氏体具有耐腐蚀性； 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，可以 作为高温用钢。
12
4.2 奥氏体的形成
如此历经“破坏平衡”、
“建立平衡”的反复， 奥氏体晶核长大。
F
Fe3C
C1
A
C2 C3
C4
珠光体片间距
26
2.奥氏体晶格改组 一般认为，平衡加热过热度很小时，通过
Fe原子自扩散完成晶格改组。 也有人认为，当过热度很大时，晶格改组
通过Fe原子切变完成。
27
28
29
30
4.3 奥氏体动力学
D L+Fe3C F
K
+Fe3C
2
3
4
5
6
wC(%)
17
奥氏体的形成过程
奥氏体的形成由四个基本过程组成： 形核 长大 渗碳体的溶解 成分的均匀化
18
19
20
Wc=0.20%
亚共析钢
Wc=0.60%
第二章 钢中奥氏体的形成
界面两侧两相的碳含量相差很大（ 0.0218%和6.67%）， 界面两侧两相的碳含量相差很大（ 碳含量相差很大 和 ） 因此在界面上碳浓度分布很不均匀， 因此在界面上碳浓度分布很不均匀 ， 比较容易满足成分起 界面两侧晶体结构相差较大 原子排列不规则， 结构相差较大， 伏 ； 界面两侧晶体 结构相差较大 ， 原子排列不规则 ， 原子 的活动能力较强，比较容易满足结构起伏； 的活动能力较强 ， 比较容易满足结构起伏 ； 界面上原子排 列不规则，位错等晶体学缺陷密度较大， 列不规则 ， 位错等晶体学缺陷密度较大 ， 处于能量较高的 状态，比较容易满足能量起伏，同时新相晶核形成时， 状态 ， 比较容易满足能量起伏 ， 同时新相晶核形成时 ， 可 以使部分晶体学缺陷消失，使系统的能量进一步下降， 以使部分晶体学缺陷消失 ， 使系统的能量进一步下降 ， 因 此在相界面处是奥氏体形核的首选位置。 此在相界面处是奥氏体形核的首选位置
18 材料成型与控制工程系
18
4）奥氏体成分均匀化 珠光体转变为奥氏体时， 珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚 完全溶入奥氏体的情况下， 在奥氏体中的分布 完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布 是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高， 是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高， 而原来是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓 而原来是铁素体的区域，碳含量较低。 度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此， 度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此， 只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能 只有继续加热或保温，借助于 原子的扩散才能 使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。 使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。
12 材料成型与控制工程系
12
2）奥氏体的长大
奥氏体晶核形成后便开始长大。 奥氏体晶核形成后便开始长大 。 奥氏体长大 以上某一温度t 的机制可做如下的解释。 的机制可做如下的解释。在AC1以上某一温度t1形 成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后， 成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后，将产生 两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面， 两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面， 另一个是奥氏体与铁素体相界面。 另一个是奥氏体与铁素体相界面。为讨论问题的 方便， 我们假定两个相界面都是平直的（ 方便 ， 我们假定两个相界面都是平直的 （ 参见 根据Fe-Fe3C 相图可知， 相图可知， 图）。根据
18 材料成型与控制工程系
18
4）奥氏体成分均匀化 珠光体转变为奥氏体时， 珠光体转变为奥氏体时，在残留渗碳体刚刚 完全溶入奥氏体的情况下， 在奥氏体中的分布 完全溶入奥氏体的情况下，C在奥氏体中的分布 是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高， 是不均匀的。原来为渗碳体的区域碳含量较高， 而原来是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓 而原来是铁素体的区域，碳含量较低。 度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此， 度的不均匀性随加热速度增大而越加严重。因此， 只有继续加热或保温，借助于C原子的扩散才能 只有继续加热或保温，借助于 原子的扩散才能 使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。 使整个奥氏体中碳的分布趋于均匀。
12 材料成型与控制工程系
12
2）奥氏体的长大
奥氏体晶核形成后便开始长大。 奥氏体晶核形成后便开始长大 。 奥氏体长大 以上某一温度t 的机制可做如下的解释。 的机制可做如下的解释。在AC1以上某一温度t1形 成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后， 成一奥氏体晶核。奥氏体晶核形成之后，将产生 两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面， 两个新的相界面，一个是奥氏体与渗碳体相界面， 另一个是奥氏体与铁素体相界面。 另一个是奥氏体与铁素体相界面。为讨论问题的 方便， 我们假定两个相界面都是平直的（ 方便 ， 我们假定两个相界面都是平直的 （ 参见 根据Fe-Fe3C 相图可知， 相图可知， 图）。根据
《固态相变原理及应用》第二章 钢中奥氏体的形成
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
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。
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%
根据式（9.4），当奥氏体形成温度为780℃时，奥氏体向铁素体中的推移速 度为
奥氏体向渗碳体中的推移速度为
两者之比为
即奥氏体的相界面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中的推移速度快 约15倍。而在通常情况下，片状珠光体中的铁素体片厚度约为渗碳体片厚 度的7倍。所以，奥氏体等温形成时，总是铁素体先消失，还有相当数量的 剩余渗碳体未完全溶解，还需要经过剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化过程 才能获得成分均匀的奥氏体。
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
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。
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%
根据式（9.4），当奥氏体形成温度为780℃时，奥氏体向铁素体中的推移速 度为
奥氏体向渗碳体中的推移速度为
两者之比为
即奥氏体的相界面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中的推移速度快 约15倍。而在通常情况下，片状珠光体中的铁素体片厚度约为渗碳体片厚 度的7倍。所以，奥氏体等温形成时，总是铁素体先消失，还有相当数量的 剩余渗碳体未完全溶解，还需要经过剩余渗碳体溶解和奥氏体均匀化过程 才能获得成分均匀的奥氏体。
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。
2-1奥氏体相变
第二章
钢中奥氏体的形成 Formation of Austenite in Steel主要内容源自
什么是钢中的奥氏体：结构、组织、性能 奥氏体如何形成的 奥氏体等温形成动力学（速度、影响因素） 连续加热时奥氏体的形成 非平衡组织加热时奥氏体的形成（加热速度、 原始组织） A晶粒长大及控制
第二节
奥氏体的形成
（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？
一、基本概念
1.平衡和非平衡组织 原始组织—加热相变前的组织 钢的平衡态组织—以极缓慢的速度冷却 (加热)得到的组织 钢的非平衡态组织
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)
三)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。 注：碳原子的扩散根据原始组织的不同 可能取两种形式： 1）C在A中扩散 2）C在F中扩散
四)残留渗碳体的溶解
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-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。 3.继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中
五)A均匀化
渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原 渗碳体部分C含量高，铁素体部分含量低， 保温通过C的扩散使A中C分布均匀。 小结：共析 钢的A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 -A均匀化实现的
钢中奥氏体的形成 Formation of Austenite in Steel主要内容源自
什么是钢中的奥氏体：结构、组织、性能 奥氏体如何形成的 奥氏体等温形成动力学（速度、影响因素） 连续加热时奥氏体的形成 非平衡组织加热时奥氏体的形成（加热速度、 原始组织） A晶粒长大及控制
第二节
奥氏体的形成
（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？
一、基本概念
1.平衡和非平衡组织 原始组织—加热相变前的组织 钢的平衡态组织—以极缓慢的速度冷却 (加热)得到的组织 钢的非平衡态组织
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)
三)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。 注：碳原子的扩散根据原始组织的不同 可能取两种形式： 1）C在A中扩散 2）C在F中扩散
四)残留渗碳体的溶解
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-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。 3.继续保温，能使未溶碳渗体溶入A中
五)A均匀化
渗碳体溶解完后，A成分是不均匀的，原 渗碳体部分C含量高，铁素体部分含量低， 保温通过C的扩散使A中C分布均匀。 小结：共析 钢的A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 -A均匀化实现的
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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。
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。
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。
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，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。
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
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%
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Байду номын сангаас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。
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。
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
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。