当前位置：文档之家 › 钢中奥氏体的形成 优秀课件

钢中奥氏体的形成 优秀课件

  • 格式：ppt
  • 大小：3.72 MB
  • 文档页数：51

下载文档原格式

  / 51

合集下载

《奥氏体的形成》课件

《奥氏体的形成》课件
镍的影响：镍可以稳定奥氏体相，提高奥氏体的耐腐蚀性 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
锰的影响：锰可以扩大奥氏体的相区，促进奥氏体的形成 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
硅的影响：硅可以提高奥氏体的耐热性，但会缩小奥氏体的相区 单击此处输入你的项正文，文字是您思想的提炼，言简意赅的阐述观点。
良好的焊接性能
具有良好的耐腐蚀性 较高的耐热性 良好的塑性和韧性 良好的加工性能
奥氏体钢的加工硬化：通过冷加工变形提高强度和硬度
奥氏体不锈钢的应用：具有优良的耐腐蚀性和耐热性，广泛应用于化工、石油等领域
奥氏体耐热钢的应用：在高温环境下保持优良的性能，用于制造锅炉、热交换器等设备
奥氏体合金钢的应用：通过添加合金元素改善性能，用于制造刀具、模具等耐磨材料
碳的扩散：碳原子在奥氏体中的扩 散速度较慢，需要一定的时间才能 形成完整的奥氏体
添加标题
添加标题
添加标题
添加标题
温度：奥氏体的形成需要一定的温 度，通常在727℃以下
合金元素：某些合金元素可以促进 奥氏体的形成，如镍、锰等
铁素体和渗碳体的分解 碳的扩散和溶解 奥氏体的形核和长大 奥氏体晶粒的长大和相变
形貌差异：奥氏体呈面心立方结构，其它相呈体心立方或简单立方结构 结构差异：奥氏体是碳在γ-Fe中的间隙固溶体，其它相是碳在α-Fe中的间隙固溶体 形成条件差异：奥氏体在高温下形成，其它相在室温下形成 物理性质差异：奥氏体塑性好，其它相硬度高
PART FIVE
良好的塑性和韧性
良好的耐腐蚀性
良好的导热性
实验过程：加热、 保温、冷却等
实验结果：观察奥 氏体的形貌、分析 奥氏体相变动力学 等

钢中奥氏体的形成

钢中奥氏体的形成
•
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S0
•
共析钢奥氏体长大示意图
•T •G •γ
•α
•E
•Ｔ •C
1
%
•Cγ- •Cγ- C α •Cα-γ •C α - •C%
C
Fe3C
•T1温 度
•Cγ- C
• Fe3C
•Cαγ
•Cα-γ
•C α -
C
•珠光体片间距S0
•
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
•
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
•γ •F •Fe3C •γ •未溶Fe3C
•γ
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
钢中奥氏体的形成
2024年2月1日星期四
§1 奥氏体形成概述
• 一、奥氏体形成的热力学条件临界点降低 用 r

材料科学基础PPT 第二章 钢中奥氏体的形成

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：

13-14第二章 奥氏体形成

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

第四章 钢中奥氏体的形成

第四章 钢中奥氏体的形成

（3）碳含量与点阵 常数的关系
碳原子的溶入使 的γ-Fe点阵发生畸变， 点常数增大。溶入的 碳愈多，点阵常数愈 大。如图所示。
奥氏体点阵常数与碳含量的关系
2、奥氏体的组织
在一般的情况下奥氏体的组织是由多边形的等轴晶粒 所组成，在晶粒内部有时可以看到相变孪晶。如图所示。
奥氏体显微组织
（晶内有孪晶） 1000×
奥氏体形成时系统总的自由能变化为 ΔG=ΔGV +ΔGS +ΔGe 式中： ΔGV—新相奥氏体与母相珠光体之间的体积自由能差； ΔGS —为形成奥氏体时所增加的界面能； ΔGe—形成奥氏体时所增加的应变能。 其中: ΔGV—奥氏体转变的驱动力， ΔGS 与ΔGe是相变的阻力。 因为奥氏体是在高温下形成的，ΔGe一项较小，相 变的主要阻力是ΔGS。若只考察相变的方向，可忽略不计。
思考：为什么铁素体和渗碳体不能同时消失，而总有部分渗碳体剩余？
4、奥氏体成分均匀化 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，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，而原来 是铁素体的区域，碳含量较低。这种碳浓度的不均 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原子的扩散才能使整个奥氏 体中碳的分布趋于均匀。
奥氏体形成的热力学条件
从Fe—Fe3C状态图可知，珠光体被加热到A1（727℃） 以上时将转变为奥氏体。
珠光体与奥氏体的自由 能均随温度的升高而降低， 但是下降的速度不同，相交 于某一温度，该交点所对应 的 温 度 即 A1 （ 727℃ ） 。 右 图是珠光体、奥氏体的自由 能与温度的关系。
珠光体（P）和奥氏体（γ）自由能 随温度的变化曲线（示意图）
3、奥氏体的性能 Fe-C合金中的奥氏体在室温下是不稳定相。但是在 Fe-C合金中加入足够数量的能扩大γ相区的元素，可使 奥氏体在室温，甚至在低温成为稳定相。因此，奥氏 体可以是钢在使用时的一种重要组织形态。以奥氏体 状态使用的钢称为奥氏体钢。 （1）磁性：

钢的过冷奥氏体转变图 (2)优秀课件

钢的过冷奥氏体转变图 (2)优秀课件
分数所需时间。 缺点—无法测出过共析钢的先共析产物的析出线、 亚共析钢
珠光体转变的开始线。Why？ 渗碳体没有磁性
6
其它方法
4.热分析法：利用钢相变时的热效应。 优点—适用于潜热大、转变速率快的过程，如熔化、凝固、
M相变 缺点—不适用潜热小、转变速率慢的过程，如大部分扩散
型固态相变 5.电阻法:利用相变时源自阻值的变化 优点—测量时间短，需要试样少； 缺点：精度不高
➢ 在实际热处理中，不仅仅是在等温过程中有相转变的发生， 在冷却过程中同样存在着相变过程并且对材料的性能有着 重大的影响。因此，很多热处理工艺都是在连续冷却条件 下进行的，如淬火、正火、退火等。
➢ 连 续 冷 却 转 变 图 通常 称 为 CCT图 （ Continuous Cooling Transformation)
3
金相法
步骤： ① 制备试样：φ10-15mm，厚1.5-2mm，具有相同的原始组
织（可通过退火或正火获得）。 ② 奥氏体化：所有试样均在相同条件下进行奥氏体化，要求
奥氏体的化学成分均匀一致。 ③ 等温转变：将奥氏化后的试样迅速转入给定温度的等温浴
炉中保温一系列时间。 ④ 淬火：将保温后的试样迅速取出淬入盐水中。 ⑤ 绘图：测出给定温度、时间下的转变产物类型、转变产物
1）钴的影响：溶入A中，使C曲线左移。
2）Ni的影响：C曲线右移 3）Mn的影响：C曲线右移
Mn的作用大于Ni
4）Cr的作用：①C曲线右移，对B的推迟作用大于对P的推迟作用；
②C曲线分离，3% Cr，完全分离。
5）Mo和W的影响：推迟P转变，对B转变影响不大。
6）B的影响：微量，过冷奥氏体的稳定性
18
15
四 影响奥氏体等温转变图的因素

金属热处理原理奥氏体的形成课件.ppt

金属热处理原理奥氏体的形成课件.ppt
❖ 界面处碳浓度差大，有利于获得奥氏体晶核形成 所需的碳浓度。
❖ 界面处原子排列不规则，铁原子有可能通过短程 扩散由母相点阵向新相点阵转移，即新相形成所 需的结构起伏小。
❖ 在相界、晶界等缺陷处具有较高的畸变能,新相形 核时可能消除部分晶体缺陷而使系统自由能降低。
❖ 新相形核时产生的应变能也较容易借助相界(晶界) 流变而释放。
❖ 四个基本过程完成外，还有先共析铁 素体（渗碳体）向奥氏体的转变。
❖ 见动画
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.3 奥氏体形成动力学
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.3.1 奥氏体等温形成动力学 [1]
(1) 形核率I
I = C exp [-(Q+W) /kT] 其中: C—常数; Q—扩散激活能; T—绝对温度;
❖ 合金元素对A形成速度的影响，也受到合金碳化物向A中 溶解难易程度的牵制。
Cr，2%，（FeCr）3C；6%，（CrFe）7C3---慢 11%， （CrFe）23C6---快
❖ 改变临界点
Ni、Mn、Cu 等↓A1， ↑奥氏体形成速度； Cr、Mo、Ti、Si、Al、W等↑ A1 ， ↓奥氏体形成速度；
不均，晶界弯曲，界面能很高。 ❖ 界面能越高则界面越不稳定，必然要自发地向减
小晶界面积，降低界面能方向发展。弯曲晶界变 成平直晶界是一种自发过程。 晶粒长大的驱动力G：G = 2σ/R σ-奥氏体的比界面能；R-晶界曲率半径
金属热处理原理奥氏体的形成课件
（2）晶粒长大过程
❖ 奥氏体化（ austenitizing）： 钢加热获得奥氏体的过程。
金属热处理原理奥氏体的形成课件
1.1 奥氏体的组织、结构和性能
金属热处理原理奥氏体的形成课件

钢中奥氏体的形成

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。

原理第4、5章钢中奥氏体的形成

原理第4、5章钢中奥氏体的形成

合金元素对力学性能影响
提高强度和硬度
合金元素如铬、钼等能够显著提高钢的强度和硬度， 改善其耐磨性。
改善韧性
镍、锰等元素则能够改善钢的韧性，提高其抗冲击能 力。
对疲劳性能的影响
一些合金元素如钒、钛等能够细化晶粒，提高钢的疲 劳性能。
05 热处理工艺参数优化与控 制
加热温度和保温时间选择依据
钢的化学成分
奥氏体形成的热力学条件
奥氏体形成的动力学过程
奥氏体对钢性能的影响
奥氏体是钢在加热到临界温度 以上时形成的晶体结构，具有 良好的塑性和韧性。
加热温度和冷却速度是影响奥 氏体形成的两个重要因素。加 热温度越高，奥氏体形成越容 易；冷却速度越快，奥氏体稳 定性越差。
包括形核和长大两个阶段。形 核是通过原子扩散和重新排列 形成新晶核的过程；长大则是 新晶核不断吞噬周围原子而长 大的过程。
合金元素对临界点影响
提高临界点
合金元素如铬、钨、钼等，能够显著 提高钢的临界点，使奥氏体化温度范 围扩大。
降低临界点
镍、锰等元素则能够降低临界点，使 奥氏体化更容易进行。
合金元素对组织稳定性影响
稳定奥氏体
合金元素如钴、铝等能够提高奥氏体的稳定性，使其在较高温度下仍能保持稳 定。
促进其他组织形成
如硅、钨等元素则能促进铁素体、渗碳体等其他组织的形成，对奥氏体稳定性 产生一定影响。
回归分析
利用回归分析可以建立热处理工艺参数与性能指标之间的数学模型， 通过求解模型可以得到最优的热处理工艺参数组合。
人工智能算法
利用人工智能算法可以对热处理工艺参数进行全局优化，找到全局最 优解，提高热处理效果和生产效率。
06 总结：钢中奥氏体形成原 理及实践应用

钢中奥氏体的形成精品PPT课件

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%

第二章 钢中奥氏体的形成

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

第二章 钢中奥氏体的形成

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. 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. 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. 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)。

为了维持原来相界面处的局部碳浓度平衡，
在γ/Fe3C相界面处的渗碳体必须溶入奥氏体 以供应碳量，使其碳浓度恢复至Cγ/cem。同时， 在γ/α相界面处的铁素体必转变为奥氏体，使
其碳浓度降至Cγ/α。这样，奥氏体的两个相 界面便自然地同时向渗碳体和铁素体中推移，
使奥氏体不断长大。
在铁素体中也进行着碳的扩散。在铁素体、
为了区别， 通常把实际加热时的相变临界点 标以字母c（如AC1、AC3、ACcm） 把冷却时的相变临界点 标以字母r（如Ar1，Ar3，Arcm
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
FeБайду номын сангаасC ） → γ
6.69%
0.77%
点阵结构：体心立方 复杂斜方 面心立方
从右图中的GS线可知，奥氏体中 与铁素体相平衡的碳含量随温度升高 而下降。铁素体中的最大碳含量为 0.02%（在A1温度），而为使铁素体转 变为奥氏体，铁素体的最低碳含量必 须是：727℃为0.77%、740℃为0.66%、 780℃为0.40%、800℃为0.32%等等， 均远远高于铁素体中的最大碳含量。 实际上，在微观体积内由于碳原子的 热运动而存在着浓度起伏。
1.3 奥氏体的性能
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，可作为高温用钢。
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。
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；
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%
钢中奥氏体的形成
第二章 钢中奥氏体的形成
1. 奥氏体的组织特征
奥氏体形成的温度范围
奥氏体的组织和结构 奥氏体的性能
1.1 奥氏体形成的温度范围
注：根据Fe-Fe3C平衡状态图， 奥氏体（γ）是高温稳定相。 状态图中的GSEJNG区域是奥氏体 稳定存在的区域。
Fe-Fe3C平衡状态图
Fe-Fe3C平衡状态图是热力学上达到平衡时的状态图，但实际加热和冷却时 的相变临界点不在同一温度上，往往存在一定的温度滞后。
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。
奥氏体的导热性能差，故奥氏体钢加热时，不宜采用过大的加热速度， 以免因热应力过大而引起工件变形。
1.3 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。
若垂直于相界面截取一纵截面， 则沿纵截面各相中的碳浓度分布如 图所示。由于新相奥氏体两个相界 面（γ/α和γ/Fe3C）的碳浓度不等， 在奥氏体中形成一个浓度差（Cγ/cem －Cγ/α），使C原子从高浓度的 γ/Fe3C相界面处向低浓度的γ/α相界 面处扩散，结果破坏了在T1温度下 相界面的平衡浓度，同时奥氏体中 碳的浓度梯度趋于减小，C′γ/cem－ C′γ/α所示。
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。
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。
2.2奥氏体晶核长大
当奥氏体在铁素体和渗碳体两相界面上形核后，便形成了γ/α和γ/Fe3C两个 新的相界面。奥氏体的长大过程即为这两个相界面向原来的铁素体和渗碳体
中推移的过程。
在相界面处： ➢与奥氏体相接触的铁素体碳浓度为Cα/γ； ➢与渗碳体相接触的铁素体碳浓度为 Cα/cem（沿QP延长线变化） ； ➢与铁素体相接触的奥氏体碳浓度为Cγ/α ； ➢与渗碳体相接触的奥氏体碳浓度为 Cγ/cem ； ➢与奥氏体相接触的渗碳体碳浓度为 Ccem/γ
奥氏体晶核的形核位置 奥氏体晶核的形核位置通常在铁素体和渗碳体的两相界面上。 这是因为：
在两相界面处，碳原子的浓度差较大，有利于获得形成奥氏体晶核所需的碳 浓度
在两相界面处，原子排列不规则，铁原子有可能通过短程扩散由母相点阵向 新相点阵转移，从而促使奥氏体形核，即形核所需的结构起伏较小
在两相界面处，杂质及其他晶体缺陷较多，具有较高的畸变能，新相形核时 可能消除部分晶体缺陷而使系统的自由能降低。并且新相形核时产生的应变能 也较容易借助相界（晶界）流变而释放。
因面心立方点阵滑移
系统多，奥氏体的塑性很 好，易于变形，即加工成 形性好。
2.奥氏体的形成机制
奥氏体形核 奥氏体晶核长大 剩余碳化物溶解 奥氏体均匀化
2.1奥氏体形核
奥氏体的形成符合一般的固态相变规律，是通过形核和长大完成的。根据扩散理 论，奥氏体的晶核是依靠系统内的能量起伏、浓度起伏和结构起伏形成的。