固态相变原理第二章 钢中奥氏体的形成
奥氏体形成的四个步骤_奥氏体形成的影响因素
奥氏体形成的四个步骤_奥氏体形成的影响因素对于奥氏体，可能很多人都不太了解，尤其是奥氏体的形成原因及影响因素，是人们不太清楚的。
下面由店铺为你详细介绍奥氏体形成的步骤及影响因素。
奥氏体形成的四个步骤共析钢奥氏体冷却到临界点A1以下温度时，存在共析反应：A---F+Fe3C。
加热时发生逆共析反应：F+Fe3C----A。
逆共析转变是高温下进行的扩散性相变，转变的全过程可以分为四个阶段，即：奥氏体形核，奥氏体晶核长大，剩余渗碳体溶解，奥氏体成分相对均匀化。
各种钢的奥氏体形核形成过程有一些区别，亚共析钢，过共析钢，合金钢的奥氏体化过程中除了奥氏体形成的基本过程外，还有先共析相的溶解，合金碳化物的溶解等过程。
奥氏体形成的热力学条件：必须存在过冷度或过热度∆T。
奥氏体形核奥氏体的形核位置通常在铁素体和渗碳体两相界面上，此外，珠光体领域的边界，铁素体嵌镶块边界都可以成为奥氏体的形核地点。
奥氏体的形成是不均匀形核，复合固态相变的一般规律。
一般认为奥氏体在铁素体和渗碳体交界面上形核。
这是由于铁素体碳含量极低(0.02%以下)，而渗碳体的碳含量又很高(6.67%)，奥氏体的碳含量介于两者之间。
在相界面上碳原子有吸附，含量较高，界面扩散速度又较快，容易形成较大的浓度涨落，使相界面某一区域达到形成奥氏体晶核所需的碳含量;此外在界面上能量也较高，容易造成能量涨落,以便满足形核功的要求;在两相界面处原子排列不规则，容易满足结构涨落的要求。
所有涨落在相界面处的优势，造成奥氏体晶核最容易在此处形成。
奥氏体的形核是扩散型相变，可在铁素体与渗碳体上形核，也可在珠光体领域的交界面上形核，还可以在原奥氏体晶核上形核。
这些界面易于满足形核的能量，结构和浓度3个涨落条件。
奥氏体晶核的长大加热到奥氏体相区，在高温下，碳原子扩散速度很快，铁原子和替换原子均能够充分扩散，既能够进行界面扩散，也能够进行体扩散，因此奥氏体的形成是扩散型相变。
剩余碳化物溶解铁素体消失后，在t1温度下继续保持或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余渗碳体不断向奥氏体中溶解。
材料相变理论钢中奥氏体的形成
奥氏体晶核与母相之间存在位向关系
{111}A //{011}a
110 // 111 a A 材料相变理论钢中奥氏体的形成
（3）奥氏体晶核的长大
当在铁素体和渗碳体交界面上形成奥氏体晶核时，则形成了γ－α和γ－Fe3C两个相界面。 奥氏体晶核的长大过程实际上是两个相界面向原有的铁素体和渗碳体中推移的过程。
（1）奥氏体组织
T8 钢的奥氏体晶粒(暗场像) 1Cr18Ni9Ti钢室温的奥氏体组织
奥氏体晶粒一般为等轴状多边形，在奥氏体晶粒内有孪晶。灰白不同 的衬度是由于各晶粒暴露在试样表面上的晶面具有不同的取向的缘故。
材料相变理论钢中奥氏体的形成
（2）奥氏体的晶体结构（f.c.c）
材料相变理论钢中奥氏体的形成
原奥氏体 晶界和晶 核
材料相变理论钢中奥氏体的形成
0.1mm
奥氏体晶核在铁素体片/渗碳体片相界面处形成
c
a
b
TEM Fe-2.6Cr-1C钢的 奥氏体的形核
1.5μm
1.5μm
SEM T8钢奥氏体的形核
材料相变理论钢中奥氏体的形成
奥氏体晶核的尺度～100nm
材料相变理论钢中奥氏体的形成
奥氏体的形成是扩散型相变，因此奥氏体晶 核是通过扩散机制形成的。
材料相变理论钢中奥氏体的形成
奥氏体晶核的长大
奥氏体同时吃掉铁素体片(a，b)和渗碳体片或只是吃掉铁素体（c） 长大速率： 0.65～1.375微米/秒
材料相变理论钢中奥氏体的形成
剩余碳化物的溶解
SEM T8奥氏体中存在剩余渗碳体
材料相变理论钢中奥氏体的形成
奥氏体形成总结
加热到临界点以上，形成奥氏体，分为四个阶段： ①晶界形核； ②晶核向铁素体和渗碳体两个方向长大； ③剩余渗碳体或碳化物溶解； ④奥氏体成分相对均匀化。
材料科学基础PPT 第二章 钢中奥氏体的形成
奥氏体晶粒长大及控制
影响奥氏体晶粒长大的因素： 影响奥氏体晶粒长大的因素： 冶炼方法的影响 脱氧的钢属于本质细晶粒钢； 用Al脱氧的钢属于本质细晶粒钢；用Si、Mn脱氧 脱氧的钢属于本质细晶粒钢 、 脱氧 的钢属于本质粗晶粒钢。 的钢属于本质粗晶粒钢。 原始组织的影响 原始组织越细，碳化物弥散度越大， 原始组织越细，碳化物弥散度越大，所得奥氏体的 起始晶粒越细小。 起始晶粒越细小。
Q +W I = C exp − kT
W=A
σ3
∆Gv
2
奥氏体形成动力学
原始组织越细， 原始组织越细，奥氏体 影响奥氏体形成速度的因素： 影响奥氏体形成速度的因素： 形核部位增多， 形核部位增多，碳原子扩 散距离减小， 散距离减小，加速奥氏体 的形成。 的形成。 加热温度 片状珠光体比粒状珠光 体的相界面大，渗碳体呈 体的相界面大， 薄片状，易于溶解， 薄片状，易于溶解，加速 奥氏体形成。 奥氏体形成。
原始组织
影响碳化物的稳定 性及碳在奥氏体中的 扩散； 扩散； 改变相变临界点； 改变相变临界点； 影响片层间距和碳在 奥氏体中的溶解度； 奥氏体中的溶解度； 合金元素自身的扩散 可很困难。 可很困难。
P
A
合金元素
奥氏体晶粒长大及控制
奥氏体化的目的是获得成分均匀和一定晶粒大小的奥氏体组织。 奥氏体化的目的是获得成分均匀和一定晶粒大小的奥氏体组织。 一、奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒度一般是指奥氏体化后的实际奥氏体晶粒大小。 奥氏体晶粒度一般是指奥氏体化后的实际奥氏体晶粒大小。 一般可用奥氏体晶粒直径或单位面积中奥氏体晶粒数目来表 奥氏体晶粒度通常分为8级标准评定 级最粗 级标准评定， 级最粗， 级最 示。奥氏体晶粒度通常分为 级标准评定，1级最粗，8级最 细，超过8以上者称为超细晶粒。 超过 以上者称为超细晶粒。 以上者称为超细晶粒 奥氏体晶粒度级别N与单位面积中奥氏体晶粒数 之间的关系 奥氏体晶粒度级别 与单位面积中奥氏体晶粒数n之间的关系： 与单位面积中奥氏体晶粒数 之间的关系：
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
奥氏体的形成
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%。
固态相变复习
第一章：固态相变一般规律钢中的临界点（记住这些临界点的物理意义）◆A1、A2、A3、A4、Acm◆Ac1、Ac3、Accm◆Ar1、Ar3、Arcm第二章：奥氏体形成一、奥氏体的形成可以分为四个阶段：①奥氏体形核；②晶核向铁素体和渗碳体两个方向长大；③剩余碳化物溶解；④奥氏体成分均匀化。
二、影响奥氏体晶粒大小的因素三、什么是奥氏体的起始晶粒度，本质晶粒度和实际晶粒度，各有何意义？第三章、珠光体转变一、珠光体的形态有几种，片状珠光体分哪几种，性能各有何特点？二、什么是粒状珠光体，如何才能获得粒状珠光体？粒状珠光体和片状珠光体性能有何不同？三、什么是TTT图，在TTT图上都存在什么类型的固态相变？TTT图为什么呈现出C形状？四、影响C曲线的因素说什么？五、什么是CCT图，有何应用？什么是上临界冷速，什么是下临界冷速？有何意义？第四章、马氏体转变一、什么是钢种的马氏体？马氏体的相变的特征有哪些？二、掌握不同含碳量马氏体的形态特征，亚结构，惯习面和晶体结构。
三、马氏体组织为什么硬而脆？如何才能使用？四、根据CCT图会分析在不同的冷速下获得什么组织？第五章、贝氏体转变一、什么是贝氏体？贝氏体转变有何特征？二、掌握不同温度形成的贝氏体的形貌、亚结构及性能特点？第六章、马氏体的回火转变一、马氏体为什么要回火？马氏体的回火都包括那些内容？二、掌握不同含碳量的碳钢马氏体回火在不同温度下碳化物的析出贯序三、合金钢马氏体碳化物的析出贯序（以v、W、Mo、Cr为例）四、回火过程中基体α相有何变化？五、什么是二次淬火，什么叫二次硬化？研究他们有何意义？六、掌握不同回火温度形成的回火组织，组成及性能特点。
固态相变原理实验指导书
实验一 奥氏体的组织观察及奥氏体晶粒度测定一、 实验目的1.了解显示奥氏体晶粒的腐蚀方法；2.掌握奥氏体的典型组织特征及亚结构；3.研究加热温度对奥氏体晶粒的影响；4.应用软件测定奥氏体的晶粒度。
二、 实验原理钢加热到相变温度（临界点Ac1、Ac3、Accm ）以上形成奥氏体组织。
奥氏体是碳在γ-Fe 中的间隙固溶体，具有面心立方结构。
溶Ｃ的位置主要是在八面体的晶格中心及棱边中点。
由于体积因素的限制，碳在γ-Fe 中的最大固溶度只有2.11%（重量）。
奥氏体的面心立方结构使其具有高的塑性和低得屈服强度，在相变过程中容易发生塑性变形，产生大量的位错或出现孪晶，从而造成相变硬化和随后的再结晶、高温下晶粒的反常细化以及低温下马氏体相变的一系列特点。
奥氏体的显微组织有两个特点：1）显微组织呈等轴多边形结构，且每三个晶粒的角度大致是120°，因为这样才能保证奥氏体处于能量最稳定的状态。
2）在奥氏体的组织中出现孪晶，主要是由于存在热应力导致相变过程中发生塑性变形的结果。
在铁碳合金中，奥氏体只在A 1温度以上才稳定，因此只有用高温显微镜才能观察图1 奥氏体的典型显微组织到它那等轴状的、并带有以{111}面为孪生面的孪晶晶粒组织。
但如果加入足够的合金元素，如锰、镍、钴等元素，会大大的扩大γ相区，可以使奥氏体在室温下稳定，因此对于某些合金钢，在常温下就可以直接观察到奥氏体的组织结构。
奥氏体的成分和晶粒大小对于它向其它组织转变得动力学影响很大，从而对钢的性能也有很大的影响。
奥氏体是在加热过程中形成的，因此钢的成分、加热温度和保温时间不同，从而会造成加热转变后的奥氏体晶粒大小有所差别，从而对材料的性能产生重要的影响。
因此了解奥氏体晶粒大小的控制是一个非常重要的内容。
三、实验内容及步骤本次实验旨在观察奥氏体组织的典型结构特征，了解奥氏体晶粒大小对于材料性能的影响。
1）制备试样根据实验条件和实验要求，选用1~2种钢材按标准制备和腐蚀试样。
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%
金属固态相变原理(徐洲,赵连城主编)PPT模板
第四章马氏体相变
4.4马氏体相变动力学
a
4.4.1降温 瞬时形核、 瞬时长大
b
4.4.2等温 形核、瞬
时长大
c
4.4.3自触 发形核、 瞬时长大
d
4.4.4表面 马氏体相
变
第四章马氏 体相变
4.5钢中马氏体的晶体结 构
a
4.5.1马氏体点阵常 数和碳含量的关系
4.5.2马氏体的点 阵结构及其畸变
5.1贝氏体相变的基本特征和组织 形态
1
5.1.1贝氏体相变的基本特征
2
5.1.2钢中贝氏体的组织形态
第五章贝氏体相变
5.2贝氏体相变机制
01
5.2.1恩金 贝氏体相变
假说
02
5.2.2柯俊 贝氏体相变
假说
03
5.2.3贝氏 体的形成过
程
第五章贝氏体相变
5.3贝氏体相变动力学及其影响因素
0 1 5.3.1贝氏体等温相变动力学 0 2 5.3.2贝氏体相变时碳的扩散 0 3 5.3.3影响贝氏体相变动力学的因素
1.3.1金属固态相变的速率 1.3.2钢中过冷奥氏体转变动 力学
one
02
第二章钢中奥氏体的形成
第二章钢 中奥氏体 的形成
2.1奥氏体的组织特征 2.2奥氏体的形成机制 2.3奥氏体形成动力学 2.4奥氏体晶粒长大及其控制
第二章钢中奥氏体的形成
2.1奥氏体的组织特征
2.1.1奥氏体形成的 温度范围
2.1.2奥氏体的组织 和结构
2.1.3奥氏体的性能
第二章钢中奥氏体的形成
2.2奥氏体的形成机制
2.2.1奥氏 体形核
1
2.2.2奥氏 体晶核长大
《固态相变原理及应用》第二章 钢中奥氏体的形成
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。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
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
材料科学与工程学院
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。
材料科学与工程学院
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：
材料科学与工程学院
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；
材料科学与工程学院
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。
材料科学与工程学院
固 态 相 变 原 理 与 应 用
Cxx/y ——表示与y相接触的x相的成分
材料科学与工程学院
固 态 相 变 原 理 与 应 用
结构改组，成分重新分布
材料科学与工程学院
结构改组是同素异构转变特点决
固
态 定的！成分重新分布是由于结构变
相
变 化引起溶解度变化造成的！
原
理 与
具体过程：奥氏体形核→奥氏体
应 用
晶核长大→剩余碳化物溶解→奥氏
体均匀化
材料科学与工程学院
1. 奥氏体的形核
固 外因：热力学条件；内因：三大起伏
态
相
奥氏体晶核的形核位置?
固 态 相 变 原 理 与
应 热处理过程一般要经过加热—保
用
温—冷却三个阶段。
材料科学与工程学院
大多数热处理工艺都需要将钢加
固 热到相变临界点以上，即部分或全部
态
相 奥氏体化，然后以一定的速度冷却，
变 原
使奥氏体转变成为某种组织，从而获
理 得所需性能。奥氏体化是达到上述目
与
应 的的第一步，奥氏体晶粒大小和组织
用
状态，直接影响后续处理的组织和性
能。
材料科学与工程学院
第一节 奥氏体及其组织特征
固
态 什么叫奥氏体？合金奥氏体？
相 变 原 理 与 应 用
材料科学与工程学院
固
八面体间隙
态 相
四面体间隙
变
原
理
理论溶解度20%，
与
应
实际2.11%，2.5个
用
晶胞溶一个C原子
材料科学与工程学院
奥氏体的组织结构
固 奥氏体的组织通常是由等轴状的
变 以使γ/cem相界面处γ的碳含量上升到相平
原
理 衡所需的碳浓度，而必须溶解大量的α才
与 应
能使γ/α相界面处γ的碳浓度趋于平衡。所
用 以，共析钢γ化时，总是α先消失，还有剩
余的cem残留下来。
材料科学与工程学院
固 态
原因：γ/Fe3C相界面处的碳浓
相 变
度差（Ccem/γ－Cγ/cem）远远大于γ/α
4. 奥氏体均匀化
固 态
原来为渗碳体的区域碳浓度较高，
相 变
而原来为铁素体的区域碳浓度较低。
原 因此，只有继续加热或保温，借助
理
与 于碳原子的扩散，才能使整个奥氏
应
用 体中碳的分布趋于均匀。
材料科学与工程学院
综上所述，奥氏体的形成过程可以 固 分为四个阶段：
态 相 变 原 理 与 应 用
材料科学与工程学院
某温度下相界面必须保持平衡！！！
固 态 相 变 原 理 与 应 用
材料科学与工程学院
固
态
相
变 综上所述， γ中的碳浓度差是相界面
原
理 移动的驱动力，相界面移动的结果
与
应 用
是Fe3C的不断溶解，α相不断转变为
γ相。
材料科学与工程学院
3. 剩余碳化物溶解
固 共析钢为什么还有剩余碳化物？
态
相 在γ长大过程中，只需溶解小部分cem就可
态
相 多边形晶粒所组成，晶界较为平直。
变 原 理 与 应 用
材料科学与工程学院
12CrNi3钢的原奥氏体晶粒组织
固 态 相 变 原 理 与 应 用
材料科学与工程学院
固 态 相 变 原 理 与 应 用
奥氏体不锈钢
材料科学与工程学院
固
态
相
变
原
理
与 间隙类原子强行“挤入”到γ-Fe的
应 用
晶格间隙中，造成更大的点阵畸变
材料科学与工程学院
固
态
相 固态相变原理第二章 钢中奥氏体的
变
形成
原
理
与
应
用
材料科学与工程学院
2.1 扩散型相变（I）——奥氏体化
固 态 相
变 学习目的和要求：掌握奥氏体化过程
原
理 及其形成机理；掌握奥氏体相变动力
与
应 学及影响因素；掌握奥氏体晶粒长大
用
及其控制。了解奥氏体钢的性能特点。
材料科学与工程学院
用 也较容易借助相界（晶界）流变而释
放。
材料科学与工程学院
在快速加热时，由于过热度大，
固 奥氏体临界晶核尺寸减小，且相变所
态 相
需的浓度起伏也减小（？），因此新
变 相奥氏体也可在铁素体内的亚晶界上
原
理 形核。
与
应
用
材料科学与工程学院
2．奥氏体晶核长大
固 奥氏体形核后，形成γ/α和γ/Fe3C两个
• 非共析钢平衡组织的奥氏体化
固
态
相 存在先共析α和先共析cem向奥氏体
变
原 转变的过程。
理
与 过共析钢中cem的溶解和均匀化需
应
用 要更长时间。
材料科学与工程学院
• 非平衡组织的奥氏体化
固
态 返修品，原始组织为非平衡组织
相 变
（马氏体、回火马氏体、贝氏体，回
原 理
火托氏体、魏氏体等），这些组织中
与 尚保留着明显的方向性。此时，如果
应
用 奥氏体化工艺控制不当，很容易出现
组织遗传，使钢的力学性能受损。
材料科学与工程学院
避免出现组织遗传的措施：（1）
固 奥氏体化前用退火或高温回火消除
态
相 变
非平衡组织；（2）对于铁素体-珠
原 理
光体低合金钢，可以采用正火或多
与 应
次正火，细化晶粒；（3）严格控制
原 理
相界面处的碳浓度差（Cγ/α－Cα/γ）。
与 应
严格的计算见动力学
用
材料科学与工程学院
碳化物溶解机理
固 态
一般认为是通过Fe3C中的碳原子
相 变
向γ中扩散和铁原子向贫完成的。
与 应
Fe3C不稳定
用
碳原子需要扩散，铁原子原位转化
材料科学与工程学院