奥氏体转变[谷风参考]
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而渗碳体有剩余。
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（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。
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21
§3 奥氏体 等温形成 动力学曲线
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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13
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。
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。
C K CK C K / Fe3C界面上的碳浓度差
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19
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，
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 ↓
从而线长大速度G增大。
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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
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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10
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
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12
（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
5
二.A的组织结构和性能
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6Baidu Nhomakorabea
1.组织结构
奥氏体是碳溶于γ-Fe 中的间隙 固溶体
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 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
（面心立方 Face Centered Cubic）
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奥氏体的单胞
7
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域
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。
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15
（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
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16
C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
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17
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。
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奥氏体形核率
N = C’ exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT) =
(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
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。
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§2、A的形成机理
奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
A向F的推移速度
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%)
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
Fe-C 相图
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8
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。
第一章 奥氏体相变
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1
§1、A形成概述
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2返回
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
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奥氏体晶核的长大速度
相图
G
G
G k
D dC dx
1 C
D dC 1 dx 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
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。
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奥氏体线长大速度
G D dC ( 1 1 ) dx C C K
(2 2)
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)
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
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。 谷风书苑
3
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm
冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
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4
图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时，
Fe-C相图中临界谷点风书的苑移动
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（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。
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§3 奥氏体 等温形成 动力学曲线
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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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。
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。
C K CK C K / Fe3C界面上的碳浓度差
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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，
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 ↓
从而线长大速度G增大。
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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
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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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
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（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
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二.A的组织结构和性能
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1.组织结构
奥氏体是碳溶于γ-Fe 中的间隙 固溶体
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 Ǻ 碳原子半径 0.77 Ǻ →点阵畸变
（面心立方 Face Centered Cubic）
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奥氏体的单胞
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奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域
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。
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（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
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C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
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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。
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奥氏体形核率
N = C’ exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT) =
(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
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。
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§2、A的形成机理
奥氏体的形成为形核长大、扩散型相变
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
A向F的推移速度
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%)
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
Fe-C 相图
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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。
第一章 奥氏体相变
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1
§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
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奥氏体晶核的长大速度
相图
G
G
G k
D dC dx
1 C
D dC 1 dx 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
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。
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24
奥氏体线长大速度
G D dC ( 1 1 ) dx C C K
(2 2)
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)
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
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。 谷风书苑
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加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm
冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
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图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时，
Fe-C相图中临界谷点风书的苑移动