第2章_钢中奥氏体的形成剖析
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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：
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。
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
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
钢中奥氏体的形成
第二章 钢中奥氏体的形成 transformation of Austenite
§1 奥氏体形成概述
• 一、奥氏体形成的热力学条件
△ G=V △gv+Aσ ＋Εv 升温临界点增高：用 c 冷却临界点降低 用 r
铁-渗碳体平衡相图 渗碳体平衡相图
6.69
Fe
Fe3C
P-γ
G-T
自由能G G
Gp
△T
T０＝７２７ ℃
Gγ
T1
T
二、奥氏体的组织、结构和性能 • １.组织：等轴状多边形晶粒
• ２.结构
Ｃ原子
Ｆe原子
• • • • •
３.性能 １）比容最小（cm3/g） ２）线膨胀系数最大 ３）导热性差、塑性高 ４）屈服强度很低，易于塑性加工
§２珠光体－奥氏体转变
铁素体（F或α） 0.021% ＢＣＣ 渗碳体（Fe3C或Cm）：间隙化合物， C含量 6.69% ，具有正交结构，硬而脆。 珠光体（ F ＋ Fe3C ）－奥氏体 一、奥氏体转变过程 １.形核（以共析钢Ｃ％＝０.７７％为例） ２.长大 3.碳化物的溶解 4.均匀化
• • • •
珠光体的显微组织:片层状结构 珠光体的显微组织 片层状结构
S0
F Fe3C
显微组织形貌
片间距S 片间距 0
共析钢奥氏体长大示意图
Fe3C
T1温度 Cγ- C Cα-γ
Fe3C
T G α
γ
E Ｔ1 C%
Cα-C
Cγ- α Cγ- C Cα-γ Cα-C C%
Cα-γ 珠光体片间距S 珠光体片间距 0
奥氏体形成示意图
1 奥氏体形核 2 奥氏体长大 3 剩余 Fe3C溶解 4 奥氏体均匀化 溶解
§1 奥氏体形成概述
• 一、奥氏体形成的热力学条件
△ G=V △gv+Aσ ＋Εv 升温临界点增高：用 c 冷却临界点降低 用 r
铁-渗碳体平衡相图 渗碳体平衡相图
6.69
Fe
Fe3C
P-γ
G-T
自由能G G
Gp
△T
T０＝７２７ ℃
Gγ
T1
T
二、奥氏体的组织、结构和性能 • １.组织：等轴状多边形晶粒
• ２.结构
Ｃ原子
Ｆe原子
• • • • •
３.性能 １）比容最小（cm3/g） ２）线膨胀系数最大 ３）导热性差、塑性高 ４）屈服强度很低，易于塑性加工
§２珠光体－奥氏体转变
铁素体（F或α） 0.021% ＢＣＣ 渗碳体（Fe3C或Cm）：间隙化合物， C含量 6.69% ，具有正交结构，硬而脆。 珠光体（ F ＋ Fe3C ）－奥氏体 一、奥氏体转变过程 １.形核（以共析钢Ｃ％＝０.７７％为例） ２.长大 3.碳化物的溶解 4.均匀化
• • • •
珠光体的显微组织:片层状结构 珠光体的显微组织 片层状结构
S0
F Fe3C
显微组织形貌
片间距S 片间距 0
共析钢奥氏体长大示意图
Fe3C
T1温度 Cγ- C Cα-γ
Fe3C
T G α
γ
E Ｔ1 C%
Cα-C
Cγ- α Cγ- C Cα-γ Cα-C C%
Cα-γ 珠光体片间距S 珠光体片间距 0
奥氏体形成示意图
1 奥氏体形核 2 奥氏体长大 3 剩余 Fe3C溶解 4 奥氏体均匀化 溶解
钢中奥氏体的形成
相变驱动力
加热到临界点以上时，由于温度的 升高，原子的活动能力增强，晶格 的能量增加，使得相变驱动力增大 。
碳原子扩散
01
02
03
碳原子扩散机制
在奥氏体形成过程中，碳 原子通过晶格的间隙和位 错等缺陷进行扩散，以实 现成分均匀化。
扩散路径
碳原子主要沿着晶界和位 错等缺陷扩散，这些区域 提供了碳原子扩散的通道 。
料。
基于奥氏体转变的金属材料加工工艺实例
弯曲加工
将金属材料加热至奥氏体化温度，保温 一段时间，然后迅速冷却，可提高金属 材料的塑性和韧性，有利于弯曲加工。
VS
拉拔加工
将金属材料加热至奥氏体化温度，保温一 段时间，然后迅速冷却，可提高金属材料 的强度和韧性，有利于拉拔加工。
THANK S感谢观看
钢中奥氏体的形成
汇报人： 日期:
目录
• 奥氏体的定义与性质 • 奥氏体的形成过程 • 影响奥氏体形成的因素 • 奥氏体转变的机制与动力学 • 奥氏体转变过程中的缺陷与控制 • 奥氏体转变的应用与实例
01
奥氏体的定义与性质
奥氏体的定义
奥氏体是一种钢铁材料中的固溶体相，主要由铁和碳原子组 成，并含有一定量的合金元素，如镍、铬、锰等。
03
影响奥氏体形成的因素
温度
温度对奥氏体形成的影响
钢在加热时，奥氏体的形成是随着温度的升高而加速的。在一定的温度下，奥 氏体可以完全形成。当温度升高时，奥氏体的形成速率增加，所需的时间减少 。
临界点温度对奥氏体形成的影响
在临界点温度以上，奥氏体可以完全形成。而在临界点温度以下，奥氏体不能 完全形成。
当铁素体完全转变为奥氏体后，奥氏体的碳浓度和晶格类型不再发生变化。此时，奥氏体的 碳浓度较高，晶格类型为面心立方结构。
加热到临界点以上时，由于温度的 升高，原子的活动能力增强，晶格 的能量增加，使得相变驱动力增大 。
碳原子扩散
01
02
03
碳原子扩散机制
在奥氏体形成过程中，碳 原子通过晶格的间隙和位 错等缺陷进行扩散，以实 现成分均匀化。
扩散路径
碳原子主要沿着晶界和位 错等缺陷扩散，这些区域 提供了碳原子扩散的通道 。
料。
基于奥氏体转变的金属材料加工工艺实例
弯曲加工
将金属材料加热至奥氏体化温度，保温 一段时间，然后迅速冷却，可提高金属 材料的塑性和韧性，有利于弯曲加工。
VS
拉拔加工
将金属材料加热至奥氏体化温度，保温一 段时间，然后迅速冷却，可提高金属材料 的强度和韧性，有利于拉拔加工。
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钢中奥氏体的形成
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目录
• 奥氏体的定义与性质 • 奥氏体的形成过程 • 影响奥氏体形成的因素 • 奥氏体转变的机制与动力学 • 奥氏体转变过程中的缺陷与控制 • 奥氏体转变的应用与实例
01
奥氏体的定义与性质
奥氏体的定义
奥氏体是一种钢铁材料中的固溶体相，主要由铁和碳原子组 成，并含有一定量的合金元素，如镍、铬、锰等。
03
影响奥氏体形成的因素
温度
温度对奥氏体形成的影响
钢在加热时，奥氏体的形成是随着温度的升高而加速的。在一定的温度下，奥 氏体可以完全形成。当温度升高时，奥氏体的形成速率增加，所需的时间减少 。
临界点温度对奥氏体形成的影响
在临界点温度以上，奥氏体可以完全形成。而在临界点温度以下，奥氏体不能 完全形成。
当铁素体完全转变为奥氏体后，奥氏体的碳浓度和晶格类型不再发生变化。此时，奥氏体的 碳浓度较高，晶格类型为面心立方结构。
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
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
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。
钢中奥氏体的形成
强碳化物形成元素：如Mo、W、 Cr等降低碳在奥氏体中的扩散系数， 并形成特别碳化物且不易溶化，显著 减慢奥氏体的形成速度。
非碳化物形成元素Co和Ni增大碳 在奥氏体中的扩散系数，加速奥氏体 的形成。
外因：奥氏体化工艺
• 奥氏体化温度：加热温度愈高，形 核率I及长大速度G均增大，奥氏体 形成速度就愈快。但I的增大速率高 于G的增大速率。因此，奥氏体形成 温度越高，获得的起始晶粒度就越 细小。
γ形成速度取决于I和G，而I和G与
转变温度或过热度有关。
〔1〕 形核率I
均匀形核条件下形核率受形核功和 扩散激活能操作
固态相变时，Q和W都增大
在过冷条件下发生的相变，形核 功和扩散激活能对形核率的影响是 相反的；
过热条件下发生的相变，形核功 和扩散激活能对形核率的影响是一 致的。
提高奥氏体化温度：N大大增加？
• 原始组织：在钢的成分相同的情况下， 原始组织中碳化物的分散度愈大，则相 界面就愈多，同时由于珠光体的片层间 距减小，奥氏体中碳的浓度梯度增大， 使碳原子的扩散速度加快，而且碳原子 扩散距离也减小，这些都增大奥氏体的 长大速度。因此，钢的原始组织愈细小， 奥氏体的形成速度就愈快。
原始组织中碳化物的形状对奥氏 体的形成速度也有肯定的影响。与 粒状珠光体相比，由于片状珠光体 的相界面较大，渗碳体呈薄片状， 易于溶化，所以加热时奥氏体简单 形成。
具体过程：奥氏体形核→奥氏体 晶核长大→剩余碳化物溶化→奥氏 体均匀化
1. 奥氏体的形核 外因：热力学条件；内因：三大起伏
奥氏体晶核的形核位置
铁素体和渗碳体的两相界面上。 高相变驱动力下〔大的过热度〕， 也可在铁素体内的亚晶界上形核。
原因：〔ⅰ〕 成分起伏；〔ⅱ〕 结 构起伏；〔ⅲ〕 能量起伏：杂质及其 他晶体缺陷较多，具有较高的畸变能， 新相形核可排除局部晶体缺陷而使系 统的自由能降低。并且产生的应变能 也较简单借助相界〔晶界〕流变而释 放。
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4
5ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
二、奥氏体的组织
奥氏体的组织通常是由等轴状的多边形晶粒 所组成，晶内常可出现孪晶组织。
6
三、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。
7
Fcc结构→塑性→加工成形性好。
↓形核功△G* 促进点阵重构
↑形核率N
T↑
↑扩散系数
↑形核
↑渗碳体的溶解 ↓(Cγ/α-Cα/γ) ↓所需的碳浓度起伏
↑形核
形核急剧增加，有利于形成细小的奥氏体晶粒
27
二、线生长速度
奥氏体的线生长速度与奥氏体的长大机制有关。
长 大 速 度
碳在铁素体中的扩散 碳在奥氏体中的扩散
奥氏体位于 铁素体和渗 碳体之间
共析碳钢奥氏体形核率N与加热温度的关系
转变温 度 oC 740 760 780 800 形核率N [1/mm3s] 2280 11000 51500 616000
T↑→ N↑↑
原 因
26
16 3 G* 3( G V G s )2
N C 'e
Gm kT
e
G* kT
↑ΔGv
G =VGV + S+ VGs
奥氏体是在高温下形成，其弹性应变能很小，因 此其相变阻力主要是界面能。
10
共析钢奥氏体和珠光体 的体积自由能随温度的 变化曲线：交于Α1点 （727°C） ① 727°C时，两相自由能 相等，相变不会发生 ② 高于 A1 时， ΔGv 为负值， 珠光体将转变为奥氏体。 ③ 低于A1时，奥氏体将转 变为珠光体。
最密排的点阵结构→比体积小。
铁原子的扩散系数小→热强性好→高温用钢。
线膨胀系数大→制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，以免引起
工件变形。
8
第二节 奥氏体形成的热力学条件
当温度升高到 GSE线以上时， 都将得到单相奥 氏体。
C在PS之间 C浓度在SE之间
9
奥氏体转变的驱动力是新相奥氏体和母相之间的 体积自由能差。 相变阻力是界面能和弹性应变能。 相变过程中系统自由能变化
扩散来 不及
加热速度和冷却速度为 0.125℃/min时，临界点的移动
12
第三节 奥氏体的形成机制
0.02%C
Fe3 C 6.67%C
加热至Ac 以上 1 0.77%C
面心立方点阵
体心立方点阵 复杂斜方点阵
点阵结构相差很大
碳含量不一样
扩散、重新分 布及点阵重构
13
奥氏体转变过程：
第二章 钢中奥氏体的形成
为了使钢件经热处理后能够获得所需的组织
和性能，大多数热处理工艺（如淬火、正火和普 通退火）都需先将钢件加热至临界点以上，使之 转变为奥氏体（称为奥氏体化），然后再以一定 的方式冷却使之转变为所需组织。钢加热时形成
的奥氏体组织形态对热处理后的组织和性能有很
大的影响。
1
第一节 奥氏体的结构、组织和性能
奥氏体的线生长 速度包括向两侧 的推移速度
28
如果忽略铁素体与渗碳体的浓度梯度，则奥
氏体长大时的界面推移速度为
v
dC DC dx K C C
r
v C
珠光体（P）和奥氏体（γ）自 相变必须在有过热（过冷） 由能和温度的关系示意图 的条件下才能进行
原因？？
阻力
11
加热(冷却)速度对临界点影响
加热（冷却）速度 越大，过热（过冷） 程度也越大。 加热和冷却时发生 转变的温度（即临界 点）不在同一温度。 加热时的临界点： Ac1，Ac3，Accm, 冷却时的临界点： Ar1，Ar3，Arcm
16
二、奥氏体晶核的长大
实质 ——γ/α 界面 和 γ/Fe3C 界 面 向 铁素体和渗碳体 推移的过程。
17
Cα> Cγ 铁素体转变成奥氏体降 低C含量 Cγ-c> Cγ-α
C原子从γ/c界面向γ/α界
面扩散，使渗碳体溶解， 界面推进
18
三、渗碳体的溶解
在奥氏体晶体长大过程中，由于γ/Fe3C相界面 处的碳浓度差（Ccem/γ－Cγ/cem）远远大于γ/α相界 面处的碳浓度差（Cγ/α－Cα/γ），所以只需溶解一 小部分渗碳体就可以使其相界面处的奥氏体达到 饱和，而必须溶解大量的铁素体才能使其相界面 处奥氏体的碳浓度趋于平衡。 所以，长大中的奥氏体溶解铁素体的速度始终 大于溶解渗碳体的速度，故在共析钢中总是铁素 体先消失，有剩余渗碳体残留下来。
奥氏体的结构 奥氏体组织 奥氏体的性能
2
一、奥氏体的结构
奥氏体是C在γ-Fe中 的固溶体。 C原子在γ-Fe点阵中处 于面心立方晶胞的中心或 棱边中点。 一个面心立方晶胞中含有 4 个Fe原子。 如果所有间隙位置都填满 C原子的话，一个晶胞中 含有 4 个C原子。
3
但实际上，奥氏体的最大碳含量原子百分比为 10％，说明C原子不可能是填满的状态。这是因为 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。 同时C原子的加入会增加奥氏体的晶格参数。
形核率N 线生长速度v
有核相变的
形成速度 奥氏体
相变
等温条件下，N和v均可近似为常数
24
一、形核率
临界形核半径 临界形核功 均匀形核率
r* 2 Gv Gs
16 3 G* 3( G V G s )2
N Ce
Gm ' kT
e
G* kT
25
奥氏体形成温度T升高时
19
20
一般认为渗碳体的溶解是通过 Fe3C 中的碳原子 向γ中扩散和铁原子向贫碳Fe3C扩散以及Fe3C向γ晶 体点阵改组来完成的。
21
四、奥氏体的均匀化
渗碳体溶解后， C原子不均匀 C原子趋 于均匀
继续加 热或保 温
C原子 扩散
22
奥氏体的形成过程
形核
长大
渗碳体溶解
奥氏体均匀化
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第四节 奥氏体等温形成动力学
奥氏体晶核形成
奥氏体晶核长大
奥氏体成分均匀化
渗碳体溶解
14
一、奥氏体形核 形核位置？
① 珠光体团 边界 ② 铁素体和 渗碳体交 界面 ③ 珠光体团 与先共析 铁素体之 间的界面
过冷度较小：珠光体团边界、铁素体 / 珠光体 界面
15
另外，在快速加热时，因为相变过热度大， 奥氏体临界晶核半径小，奥氏体成分范围大，所 以它也可以在铁素体内部的亚晶界上形核。