4 钢中奥氏体的形成

奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这 与
(1)原始组织有关 (2)加热速度有关 (3)转变程度有关
不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状
奥氏体组织通常由等轴状的多边形晶粒组成， 晶内常可出现相变孪晶。
奥氏体的存在
高温时存在：是钢中的高温稳定相
室温时存在：是在钢中加入足够多的能 扩大相区的元素，可使奥氏体在室温时 成为稳定相。
Q G
I Ce kT e kT
C—常数；T—绝对温度；Q—扩散激活能； G—临界形核功；k—玻耳兹曼常数。
由上式可以看出，奥氏体等温形成时，随 着等温温度T提高，形核率提高。主要原因有：
过冷度T增大，相变驱动力增大，降低，形 核率I增大；
C原子的扩散系数增大，C的扩散速度增大， 有利于点阵重构，形核率I增大；
第4章 钢中奥氏体的形成
本章重点及难点
重点：
掌握钢件在加热过程中的组织转变规律 掌握奥氏体晶粒大小的影响因素及控制
措施 难点：
奥氏体的形成机理
概述
热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目 的是为了改变金属或合金的内部组织结构，使材料满足使 用性能要求。
除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界 点以上温度使钢部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却 使奥氏体转变为所需要的组织，从而获得所需要的性能。
1.两相区或临界区加热
不完全奥氏体化加热：在两相区或临界区（接近 临界点）进行加热，可以使奥氏体晶粒细小。
亚温淬火：将亚共析钢在Ac1~ Ac3温度之间加热 淬火，又称临界区淬火。
中碳钢临界区淬火，能得到极细的奥氏体晶粒，并使P等有害杂质集 中于少量游离分散的铁素体晶粒中，可以提高缺口韧性，降低冷脆转 变温度，减少回火脆性等。对于高碳钢淬火，可采用短时加热淬火， 即采用较快的加热速度、较短的保温时间，以获得较高的强度与韧性 的热处理工艺。淬火后的组织为板条状马氏体。
转变温度越高，奥氏体的形成速率越快。 这与过热度、相变驱动力、扩散速率随温 度的升高而增大有关。
3. 奥氏体等温形成动力学图
4. 奥氏体的形核率和线长大速率
奥氏体的形成速度取决于形核率I和线长大 速度G，在等温条件下，形核率I和线长大 速度G均为常数。
奥氏体的形核率I
均匀形核条件下，形核率I与温度的关系为 ：
由相图可见，C2-C4=减小，奥氏体形核所需 的C的浓度梯度减小，形核率I增大。
DCc B
奥氏体的线长大速率G
奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度，
如下式所示：
Q
G
v v0e kT (1 e kT )
过热度增加，线长大速率单调增加 等温下，奥氏体体积分数也随过热度的增
大而增大
5.影响奥氏体等温形成速度的因素
等温冷却
2. 奥氏体等温形成动力学曲线
奥氏体等温形成动力学曲线是指在一定温
度下等温，奥氏体的体积分数与等温时间
的关系曲线。
100
800℃ 80
765℃ 745℃
奥氏体量
60
40 730℃
20
时间
奥氏体等温转变特点
在整个奥氏体形成过程中，奥氏体形成速 率不同。
转变需要经过一定的孕育期。等温温度越 高，孕育期越短。
加热温度的影响 加热温度T升高，过热度ΔT增大，相变驱
动力ΔG增大，原子扩散速度增加，形核率I 和长大速度G均增加；
原始组织的影响
原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的 层片间距S0越小，相界面越多，形核率I越 大，同时碳的浓度梯度dc/dx增加，长大速 度G均增加；
和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而 薄，易于溶解，因此，原始组织为片状珠 光体形成速度比粒状珠光体快。
n 2N 1
式中，n为放大100倍的视野中每平方英寸所 含的平均奥氏体晶粒数目。
奥氏体晶粒愈细小，n就增大，N也就增大。 下表是奥氏体晶粒度级别与其他各种表示 方法的对照表。
奥氏体三种晶粒度
起始晶粒度：在临界温度以上，奥氏体刚 刚形成时的晶粒度。
实际晶粒度：在某一加热条件下（实际热 处理）所得到的实际奥氏体晶粒大小。
连续加热时形成动力学
钢在连续加热转变时P→A也经历形核、长 大 阶段、。残余Fe3C溶解以及奥氏体均匀化四个
加热速度增大，转变开始和终了温度升高， 转变所需时间缩短，奥氏体形成速度提高；
奥氏体形成不是在恒温下进行的，在一个 相当大的温度范围，加热速度提高，转变 温度范围增大。
连续加热时形成动力学
晶粒度：奥氏体晶粒大小。
奥氏体晶粒大小对冷却转变过程及其所 获得的组织与性能均有很大影响。因此， 掌握奥氏体晶粒长大的规律及控制奥氏体 晶粒度的方法，对于热处理生产实践非常 重要。
奥氏体晶粒度评定
奥氏体晶粒度通常分为8级标准评定。1级最 粗，8级最细，超过8级以上者称为超细晶 粒。奥氏体晶粒度级别N与奥氏体晶粒大小 的关系为
1. C原子扩散
一旦奥氏体晶核出现，则在奥氏体内部的 C%分布就不均匀，由图可见 。
C1：
与C2：Fe3C相接的奥氏体的+C%；G
与F相接的奥氏体的C%；G
E T1
C3： 与Fe3C相接的F的C%；
P
S
C4：
与奥氏体相接的F的C%；Q
C4 C3 C2 C1
在T1温度下由于C1、C2、C% C3、C4不同导致奥氏体 晶核形成时，C原子扩
合金元素的影响
强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低C
扩散速率从而影响残余碳化物溶解及奥氏 体均匀化速度。非强碳化物形成元素Co、 Ni等使扩散系数提高，扩散速度提高。
Ni、Mn、Cu可降低A1点使过热度ΔT增加、 相变驱动力ΔG增大，形核率I增大、G增大。
Si、Mo、Al、W可提高A1，ΔT降低，ΔG降 低，形核率I降低，G降低。合金元素在钢 中分布不均匀，
合金元素对相区的影响
具有面心立方晶格的Ni、Mn、Cu等元素以及 N和C是扩大相区元素
具有体心立方晶格的Cr、Mo、W、Ti等元素是 缩小相区元素
所有的合金元素都使S点和E点向左移。
温度t/oC
1600
A
H L+
1500
JB
1400 N
1300
1200
1100
1000
900 G +
800
亚共析钢
（a）
（b）
Wc=1.2%的过共析钢缓冷后的组织
（a）硝酸酒精浸蚀（b）苦味酸钠浸蚀
过共析钢
晶体结构：体心立方 含碳量： 0.0218%
Fe3C
复杂斜方 面心立方
6.69%
0.77%
奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的。 原子扩散包括： (1)Fe原子自扩散完成晶格改组； (2)C原子扩散使奥氏体晶核向α相和Fe3C相 两侧推移并长大。
奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化 学成分以及均匀性将直接影响转变、转变产物以及材料性 能。
奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧 性。
综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。
温度t/oC
1600
A
H L+
1500
JB
1400 N
1300
1200
1100
1000
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。
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；
钢号 45
临界点 热处理 HRC
aK/J.cm-2
Ac1 Ac3 淬火 回火
25 -20 -60 -80 -100
830 600 17.0 146.8 145.7 112.1 92.9 85.2 724 780
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；
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。
4.2 奥氏体的形成
钢的临界温度 根据Fe-Fe3C相图，温度在A1以下钢的平衡 组织为珠光体。当温度超过A1时，珠光体 将转变为奥氏体，亚共析钢或过共析钢分 别加热到A3或Acm温度以上，才能得到均匀 的单相奥氏体组织。
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。
4.3 奥氏体动力学
相变动力学是研究Baidu Nhomakorabea变的快慢问题。分为 等温转变动力学和连续转变动力学。
4.3.1 奥氏体等温形成动力学
1. 等温转变动力学研究方法 金相法 膨胀法 热分析法
t2
温 度
t1
t1
温 度
t2
时间
等温加热
时间
M
700
P
O S
600 Q
500
400
300
200
100
0
0
1
B
L+
E
L C
+Fe3C
D L+Fe3C F
K
+Fe3C
2
3
4
5
6
wC(%)
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
Wc=0.20%
亚共析钢
Wc=0.60%
Wc=0.40%
对于本质粗晶粒钢，必须严格控制加热温 度，以防止过热而引起奥氏体晶粒粗大。
二、奥氏体晶粒长大原理
❖ 热力学角度：奥氏体晶粒长大在一定条件下 是个自发过程。
❖ 原因：晶界的能量高，在一定温度下奥氏体 晶粒会发生相互吞并的现象，大晶粒吞并小 晶粒，使总的晶界面积减小，界面能降低， 因此奥氏体晶粒长大在一定条件下是一个自 发过程。晶粒长大动力和阻力相互作用使晶 界推移，实现奥氏体晶粒长大。
2.C原子进入γ–Fe点阵间隙位置引起γ–Fe点阵 膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，但奥 氏体的最大溶C量(溶解度)为2.11%
3.C原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度 起伏；
4.合金元素原子(Mn、Si、Cr、Ni等)溶入奥氏体 中取代Fe原子的位置，形成置换式固溶体，称 合金奥氏体。
4.1.2 奥氏体的组织
散，扩散的结果破坏了 T1 温 度 下 C% 的 浓 度 平 衡，迫使与奥氏体相接 的F和Fe3C溶解恢复T1 温度下C%的浓度平衡，
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
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。
加热速度提高，过热度显著增大，形核率 显著增大，加热时间短，奥氏体晶粒来不 及长大，可获得超细化晶粒。
加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C 及合金元素不能充分扩散，导致奥氏体中C 和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含 碳量降低，影响到钢的性能。
实际生产中，连续加热与等温加热相结合。
4.4 奥氏体晶粒长大及 控制
900 G +
800
M
700
P
O S
600 Q
500
400
300
200
100
0
0
1
B
L+
E
L C
+Fe3C
D L+Fe3C F
K
+Fe3C
2
3
4
5
6
wC(%)
4.1 奥氏体的结构、组织与性能
4.1.1 奥氏体的结构 C溶于γ–Fe的八面体间隙形成间隙式固溶体。
1.C原子位于γ–Fe点阵的中心和棱边的中点(八面 体间隙处)；
1.加热温度和保温时间
控制奥氏体晶粒尺寸的工艺措施
提高加热温度和延长保温时间能加速奥氏 体的形成和均匀化过程，这对于奥氏体的 转变是有利的，但它们又能促使奥氏体晶 粒长大，降低热处理后钢的性能。
晶粒长大主要是通过晶界的移动实现的。 它受加热温度、保温时间、钢的成分与第 二相颗粒以及加热速度等因素的影响。
A1、A3、Acm称为钢加热或冷却过程中组织转变的平衡 临界温度，即在非常缓慢加热或冷却条件下钢发生组 织转变的温度。
钢进行热处理时， 其组织转变并不 按铁碳相图上所 示的平衡温度进 行，通常都有不 同程度的滞后现 象。加热或冷却 速度越快，滞后 现象越严重。
临界温度的影响因素： 化学成分 加热速率 冷却速率
本质晶粒度：根据标准试验方法，在93010 ℃，保温足够时间（3-8小时）后测得的奥 氏体晶粒大小。经上述试验，奥氏体晶粒 度在5-8级者称为本质细晶粒钢，而奥氏体 晶粒在1-4级者称为本质粗晶粒钢。
加热温度对奥氏体晶粒大小的影响
本质细晶粒钢在930—950 ℃以下加热时， 奥氏体晶粒的长大倾向很小，所以其加热 温度范围较宽，生产上易于掌握。这种钢 可在930 ℃高温下渗碳后直接淬火，而不至 引起奥氏体晶粒粗大。