奥氏体及其形成n

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％＝
☓100%
B元素的at％＝
☓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。
金属固态相变
晶核的长大过程分析
金属固态相变
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。
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2.2.4 剩余碳化物的溶解
SEM T8奥氏体中存在剩余渗碳体
金属固态相变
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。
金属固态相变
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。
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共析钢奥氏体等温形成图(TTA)
共析碳钢中奥氏体刚刚形 成，铁素体刚刚消失之际， 还存在剩余碳化物，继续 等温将继续溶解，碳化物 溶解完毕后，奥氏体成分 是不均匀的。均匀化还需 要较长的时间。
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2.3.2亚共析碳素钢的等温TTA曲线
图2-9 0.1%C 钢TTA曲线
图2-10 0.6%C钢TTA曲线
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。
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线生长速度G
奥氏体位于铁素体和渗碳体之间时，受碳原子扩散 控制，奥氏体两侧界面分别向铁素体和渗碳体推移。 奥氏体长大线速度包括向两侧推移地速度。推移速 度主要取决于碳原子在奥氏体中的传输速度。
金属固态相变
奥氏体向渗碳体的推移速度为：
金属固态相变
奥氏体晶核界面向铁素体推移的总速度为：
式中，K—比例常数；
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2.3.4 奥氏体的形核率N和长大速度G
表2-1
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1)形核率
在均匀形核条件下形核率与温度之间的关系可用下 式表示：
Q
W
N C e KT e KT
式中， —常数；
CQ —扩散激活能；
T---绝对温度；
K---波尔兹曼常数；
W---形核功。
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形核率急遽增加的原因是多方面的
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实验证明，低、中碳合金钢以马氏体为原始组织在Ac1~Ac3 之间低温区加热时，在马氏体板条之间形成针形奥氏体。 而在原始奥氏体晶界、马氏体群边界和夹杂物边界上形成 球形奥氏体。通常钢中含有推迟铁素体再结晶的合金元素 时，在一定加热条件下，容易产生针形奥氏体。
针形奥氏体常常在板条状马氏体边界上形成，同时，还会 在原奥氏体晶界、马氏体板条群之间产生球形奥氏体，图2 －17所示为原始组织为回火马氏体在Ac1～Ac3之间加热时， 形成的针形奥氏体和球形奥氏体。钢的成分为0.123%C3.5%Ni-0.35Mo。
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2.1.4 奥氏体成分的不均匀性
在奥氏体中，一部分碳原子固溶在fcc的晶格间隙 中，一部分偏聚的晶界、位错等晶体缺陷处。
碳含量分布实际上是不均匀的。
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0.2％C的奥氏体中的间隙碳原子分布
金属固相变
奥氏体中的碳和合金元素分布 是不均匀的，均匀是相对的，不 均匀是绝对的。材料的成分均质 化是指宏观上的相对均匀。不同 淬火温度和不同加热速度情况下， 奥氏体中碳含量不均匀的图解。 可见加热到1200～1300℃时，该 钢的原珠光体区域和原铁素体区 域的碳含量仍然存在很大差别， 碳含量仍然不均匀分布。
D—碳在铁素体和奥氏体中的扩散系数；
Dc/dx -碳在铁素体、奥氏体中的浓度梯度；
—奥氏体与铁素体相界面间的浓度差
式中的负号表示下坡扩散。
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由于渗碳体中的浓度梯度等于零，则奥氏体向渗碳 体推移速度为：
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图2-12SEM T8钢 奥氏体形成后残留大量渗碳体片
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2.3.5 影响奥氏体形成速度的因素
①奥氏体形成温度升高时，相变驱动力增大使形核 功W减小，因而奥氏体形核率增大；
②奥氏体化温度升高，元素扩散系数增大，扩散速 度加快，因而促进奥氏体形核；
③由图3－6a)可见，随着相变温度升高，相界面碳
浓度差减小，
C
与
C
之差减小，即奥氏体形
核所需的C浓度起伏减小，也有利于通过奥氏体形
核率。
金属固态相变
金属固态相变
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
金属固态相变
2.2.1奥氏体形成的热力学条件
1) 相变驱动力
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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，
原奥氏体 晶界和晶 核
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0.1mm
第一次观察到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
金属固态相变
图2－6 TEM奥氏体在珠光体领域的边界上形核[6]
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奥氏体晶核的尺度~100nm
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2.3奥氏体等温形成动力学
所谓形成动力学即指新相的形成速度问题。 钢的成分、原始组织、加热温度等均影响转变速度。 为了使问题简化，首先讨论当温度恒定时奥氏体形
成的动力学问题。
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2.3.1 共析碳素钢奥氏体等温形成动力学
奥氏体化曲线 TTA Time Temperature Austenitizing
结论：
加热到临界点以上，形成奥氏体，转变分为四个阶 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。
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2.2.5 针形奥氏体和球形奥氏体的形成 淬火组织或回火不充分的组织，如马氏体、贝氏体、
回火马氏体等，在加热时，常可在奥氏体转变初期 获得针形奥氏体和球形奥氏体。其形成与钢的成分、 原始组织和加热条件等因素有关。
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2) 扩散型形核
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。
也存在无扩散机制形核的观点。
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3) 晶核与母相之间存在位向关系
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(K-S)
2.2.3 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微米/秒 ～ 1.375微米/秒
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2.1.1.奥氏体组织形貌
(a) 50CrVA钢的奥氏体晶粒(高温暗场像) (b) 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。 图中出现的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。
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2.1.2 奥氏体的晶体结构
2.1 奥氏体的组织结构和性能
旧定义：碳溶入γ－Fe中的固溶体。 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。
– 临界点A3和Acm也附加脚标c,即：Ac3、Accm。
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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。
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2.2.2奥氏体晶核的形成
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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。
如果间隙位置都被碳原子占据，质量分数和摩尔分 数分别为多少？2.11%时，多少个晶胞里有一个碳？
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碳原子的间隙固溶
如果间隙位置都被碳原子占据，则一个晶胞中含有 4个铁原子和4个碳原子，则原子分数为50%,折合 17.6wt％C
C% 12 4 17.6% (12 56) * 4
实际上原子分数为8.7at％C，即25个γ－Fe晶胞中 有9个碳原子。
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碳原子的间隙固溶
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。
(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。