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加热转变刚结束时的奥氏体晶粒比较细小，晶粒边界为不规则弧形。

保温一段时间后，奥氏体晶粒将长大，晶粒边界逐渐变平直，趋向于等轴多边形。

（a）800℃保温20min（b）800℃保温40min

图4.345钢的奥氏体组织

4.1.3奥氏体的性能

奥氏体的硬度和屈服强度较低，碳的溶入对其硬度和强度的提高作用不大。

面心立方点阵滑移系多，因此奥氏体具有较高的塑性（延伸率为40%~50%），易于加工变形，所以生产中通常把钢加热到高温使其奥氏体化后进行锻造和轧制。

在相变过程中热应力可能使奥氏体发生塑性变形，产生大量位错或出现孪晶。

碳钢中的奥氏体是高温相，在室温下不存在，但若在钢中加入足够多的扩大相区的合金元素，则可使奥氏体稳定到室温，如奥氏体不锈钢，其实际应用时的组织即为奥氏体。

由于面心立方点阵是一种最密排的晶体结构，因此奥氏体的比容最小。

奥氏体的导热性差，其线膨胀系数较铁素体与渗碳体的平均线膨胀系数高出约一倍（见表1.2），因此奥氏体钢可以制作要求热膨胀灵敏的仪表元件。

奥氏体是顺磁性的，故奥氏体钢又是无磁性钢。

4.2奥氏体的形成

4.2.1钢的临界温度

铁碳合金缓慢加热时，奥氏体的形成温度范围可以从Fe-Fe3C相图中得出。

从Fe-Fe3C相图可知，对共析钢，在加热到PSK线（A1）之前，其组织结构并不发生明显变化，而只有当加热温度超过A1，珠光体才转变为奥氏体，该转变的驱动力为珠光体与奥氏体的自由焓差。

反之，若钢从奥氏体状态缓慢冷却，当温度低于A1后，奥氏体即转变成珠光体。

对于亚共析钢，经过GS线（A3）时会发生铁素体与奥氏体之间的相互转变；

对于过共析钢，经过ES线（Acm）时会发生渗碳体与奥氏体之间的相互转变。

因此Fe-Fe3C相图中的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。

在实际热处理中，由于加热或冷却速率较快，组织转变并不在平衡临界温度发生，其相变点与相图总有一些差异，存在着不同程度的滞后现象。

实际转变温度与平衡临界温度之差称为过热度（加热时）或过冷度（冷却时）。

过热度或过冷度随加热或冷却速率的增大而增大。

通常把加热时的临界温度加注“c”字，分别写成Acl、Ac3、Accm；

而把冷却时的临界点加注“r”字，分别写出Arl、Ar3、Arcm。

图4.4为加热和冷却速率均为0.125℃min-1时对

碳钢临界温度的影响。

γ

图4.4加热和冷却速率为0.125℃min-1时对碳钢临界温度的影响

钢在加热和冷却时临界温度的意义如下：

Ac1：

加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度；

Ar1：

冷却时奥氏体向珠光体转变的开始温度；

Ac3：

加热时先共析铁素体全部转变为奥氏体的终了温度；

Ar3：

冷却时奥氏体开始析出先共析铁素体的温度；

Accm：

加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度；

Arcm：

冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度。

钢的临界温度主要由其化学成分决定，同时还与加热速率或冷却速率有关。

加热速率越大，临界温度越高，冷却速率越大，临界温度越低。

合金元素加入到铁碳合金后，将使Fe-Fe3C相图发生变化，其变化主要表现在使相区的大小、形状和位置发生明显改变，如图4.5所示。

温度/℃

（a）（b）

图4.5Mn和Cr对Fe-Fe3C相图γ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，而具有体心立方晶格的Cr、Mo、W、Ti等其他元素是缩小相区元素。

钢中扩大相区元素Ni或Mn可使γ相区扩大，甚至使钢在室温下得到稳定的奥氏体组织，如奥氏体不锈钢和高锰钢。

相反，当钢中含有大量缩小相区元素Cr时，将使钢的相区缩小，甚至使相区消失，得到加热和冷却时都无相变发生的单相铁素体组织，如铁素体不锈钢。

图4.6合金元素对共析成分的影响

几乎所有的合金元素都使S点和E点向左移，即移向低碳方向，如图4.6所示。

S点左移意味着碳含量小于wC<

0.77%的合金钢中珠光体含量增多，并有可能成为共析钢和过共析钢。

例如wCr=13%的钢，其共析组织中碳含量仅为0.3%。

E点左移意味着莱氏体有可能在wC<

2.11%的合金钢中出现。

例如在wW=18%的高速钢，其铸态组织中就出现了大量莱氏体。

一般来说，Mn和Ni降低A1温度，其他元素都使A1温度升高，并且加入合金元素后，钢的共析转变一般不再在恒温下进行，而是在一定的温度范围内进行。

同时，合金元素也会改变A3和Acm温度。

各种钢的临界温度可以从有关手册中查到，如无特别指明，加热和冷却时的临界温度是在0.125℃min-1的速率下测得的。

4.2.2奥氏体核的形成

钢在加热过程中奥氏体的形成是通过形核和长大方式进行的。

奥氏体的晶核究竟应在什么位置形核？

这个问题要从热力学和动力学两个方面考虑。

从热力学方面考虑，两相的自由焓差越大越容易形核。

在平衡温度附近，两相的自由焓差与过热度或过冷度成正比。

在加热过程中，哪里的过热度越大，哪里就越容易形核。

图4.7是30和T10钢退火组织，它们的组织分别为F+P和P+Fe3CⅡ（网状）。

（a）F+P组织（b）P+Fe3C组织

图4.730和T10钢退火组织

图4.8是图4.7b中间的一部分。

从图4.8可以看出两点。

首先P是由F和Fe3C组成的混合物，为了与先析出F（块状）和二次渗碳体区分开，将P中的F和Fe3C分别用FP和Fe3CP表示，称为共析铁素体和共析渗碳体。

其次，在一个奥氏体晶粒内（晶界为图中白色网），由几个FP和Fe3CP基本平行的区域组成，每个小区域称为一个珠光体团。

根据热力学分析，A的核心不可能在Fe3C内部形核，在912℃以下也不可能在F内形核，那么，A到底在哪里形核呢？

A只能在F与Fe3C的边界上形核。

无论是结构起伏、能量起伏还是成分起伏，在F与Fe3C的边界上形核都是最有利的。

图4.8T8钢退火组织

A形成核心时，增加了新的表面能，因而，只有当核心达到一定尺寸（临界晶核）时核心才是稳定的，这就需要能量起伏。

因而，形核位置也应该是能量最高的位置。

相界面处原子排列不规则，位错密度较高，处于能量较高的状态，具备奥氏体形核所需要的结构起伏和能量起伏条件。

从结构起伏和能量起伏考虑，珠光体团交界处或珠光体团与先共析铁素体也可能成为奥氏体的形核部位。

铁素体的碳质量分数很低仅为0.02%，渗碳体的碳质量分数又极高，高达6.69%，而奥氏体的碳质量分数介于二者之间（转变温度略高于A1时为0.77%），因此铁素体与渗碳体都不能直接转变为奥氏体，而在铁素体与渗碳体的界面上碳原子分布不均匀，碳浓度处于铁素体和Fe3C的过渡之间，容易出现奥氏体形核所需要的浓度起伏。

即使需要扩散，扩散距离也最短，因此奥氏体晶核优先在铁素体和渗碳体的相界面上形成。

奥氏体与母相之间也存在位向关系，研究表明，铁素体与铁素体边界形成的奥氏体与一侧的铁素体保持K-S关系，即{111}γ//{110}α，<

110>

γ//<

111>

α，而与另一侧的铁素体没有位向关系，两者之间不共格。

因非共格界面活动性大，核即通过非共格界面的推移而长大。

此晶粒相对于被吞食的铁素体来说取向必然是任意的。

4.2.3奥氏体核的长大

假设原始组织是平衡组织，对亚共析钢，原始组织为F+P，对过共析钢，原始组织为P+Fe3CⅡ。

当奥氏体晶核在铁素体和渗碳体的相界面上形成以后，就出现了A与原始组织之间的新界面A/P（包括A/FP和A/Fe3CP）、A/F或A/Fe3CⅡ。

奥氏体晶核的长大是通过渗碳体的溶解、碳原子在奥氏体中的扩散，以及奥氏体两侧的界面向铁素体和渗碳体推移来实现的。

P是由FP和Fe3CP组成的，在A/FP、A/Fe3CP的界面上，各相的碳浓度也不相同，可以根据平衡相图确定，如图4.9所示。

设在温度t1时，在铁素体与渗碳体的界面形成了奥氏体的核，由图4.9知，奥氏体中的碳浓度是不均匀的。

与铁素体相接处碳浓度c-较低，而与渗碳体相接处含碳量c-Fe3C较高，因此在奥氏体中出现了碳浓度梯度，碳原子必然要由高浓度处向低浓度处扩散，结果使c-Fe3C降低，c-升高，从而破坏了相界面平衡条件，使系统自由焓升高。

为了恢复平衡，高碳的Fe3C将溶解以提高相邻界面的碳质量分数；

同时另一界面上，铁素体转变为奥氏体以降低界面碳质量分数。

这样，碳浓度平衡的破坏和恢复反复循环，奥氏体便不断地向铁素体和渗碳体中推移，逐渐长大。

当然，在碳原子扩散的同时，还存在着铁原子的扩散，也包含着铁的晶格的改组，即发生相变，因此相界面移动的速率表示晶格改组的速率。

（a）奥氏体形成过程中各相碳浓度（b）奥氏体核长大示意图

图4.9奥氏体核的长大

由于在铁素体内，铁素体与渗碳体和铁素体与奥氏体接触的两个界面之间也存在着碳浓度差，因此，碳在奥氏体中扩散的同时，在铁素体中也进行着扩散。

扩散的结果，促使铁素体向奥氏体转变，从而促进奥氏体长大。

实验表明，奥氏体的长大速率受碳的扩散控制，并与相界面碳浓度差有关。

由于铁素体与奥氏体相界面碳浓度差远小于渗碳体与奥氏体相界面上的碳浓度差，在平衡条件下，溶解一份渗碳体将促使几份铁素体转变。

因此，铁素体向奥氏体转变的速率远比渗碳体溶解速率快得多。

因此，转变过程中珠光体中的铁素体总是首先消失。

当铁素体全部转变为奥氏体时，可以认为，奥氏体的长大即完成。

但此时仍有部分渗碳体尚未溶解，保留在奥氏体中。

此时奥氏体的平均碳质量分数低于共析成分的碳质量分数（0.77%）。

4.2.4渗碳体的溶解和奥氏体成分的均匀化

铁素体消失以后，随着保温时间延长或继续升温，在奥氏体中的剩余渗碳体会通过碳原子的扩散不断溶入奥氏体中。

全部溶解后，奥氏体中的碳浓度仍是不均匀的，原来是渗碳体的区域碳浓度较高，同时原来是铁素体的区域碳浓度较低，必须经过较长时间的保温，通过碳原子的扩散，奥氏体碳浓度逐渐趋于均匀化，最后得到均匀的单相奥氏体。

至此，奥氏体形成过程全部完成。

亚共析钢和过共析钢的奥氏体形成过程与共析钢基本相同，当加热温度仅超过Ac1时，原始组织中的珠光体转变为奥氏体，仍保留一部分先共析铁素体或先共析渗碳体，该过程称为不完全奥氏体化过程。

只有当加热温度超过Ac3或Accm，并保温足够的时间，才能获得均匀的单相奥氏体，此时称为完全奥氏体化过程。

由此可见，非共析钢的奥氏体化过程包括两个过程，第一是珠光体的奥氏体化过程；

第二是先共析相的奥氏体化过程。

4.3奥氏体形成动力学

相变动力学是研究相变的快慢问题。

在研究方法上，动力学研究分为等温转变动力学和连续转变动力学。

在等温过程中，由于温度不变，所以各相的自由焓也不变，研究分析起来最方便，所以多采用等温方法研究动力学。

连续转变动力学也称为变温转变动力学，是在不断升温或降温过程中研究相变动力学。

通过了解奥氏体形成动力学规律，为制定加热工艺中的保温时间提供依据。

（a）等温加热（b）等温冷却

图4.10等温曲线示意图

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

理想的等温转变动力学研究中的温度-时间曲线如图4.10所示。

试样温度从t1“迅速”变为t2并在该温度下保持时间τ，然后再“迅速”冷到室温，有时可能还需要冷到室温以下。

这里的“迅速”是指温度改变过程所需要的时间可以忽略不计。

研究加热转变时t1<

t2，如图4.10（a），研究冷却转变时t1>

t2，如图4.10（b）。

从第2章介绍的内容可知，改变温度时要做到迅速，首先试样要小，其次试样与介质之间的热流密度要大。

通常，将研究用的材料加工成数十甚至数百个10mm×

1.5mm的圆片试样，在不同温度（t2）的盐浴中等温不同时间，等温后在水或盐水中冷却到室温。

关于组织转变量的测定有许多种方法。

金相法是将冷到室温的试样制成金相试样，通过对室温下组织进行定量分析确定组织转变类型及其转变量。

在加热过程中，形成的奥氏体在冷却时转变为马氏体，因而马氏体的体积分数就是等温过程中转变的奥氏体的体积分数。

在冷却过程中，室温下的马氏体就是等温过程中未转变的奥氏体。

在等温动力学研究中多采用金相法。

除此之外还有膨胀法、磁性法等，它们是根据相变过程中密度变化或磁性变化反映相变的。

这些方法多用在连续相变动力学研究中。

图4.11wC=0.86%钢的奥氏体等温形成动力学曲线

2.奥氏体等温形成动力学曲线

等温形成动力学曲线是指在一定温度下，新相的体积分数与等温时间的关系曲线。

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。

在等温条件下，奥氏体的形成符合一般相变规律，是通过形核、长大、残余渗碳体的溶解和成分均化来完成的。

图4.11是一种碳钢的奥氏体等温形成动力学曲线。

由图可以看出，奥氏体等温形成的主要特点是：

（1）在整个奥氏体形成过程中，奥氏体形成速率不同。

转变初期，转变速率随时间的延长而加快，当转变量达到50%左右时转变速率最大，随后转变速率又随时间的延长而减慢。

这是由于转变初期只有少量的奥氏体形核并长大，随着等温时间的延长，形成的奥氏体核愈来愈多并不断长大，因而速率愈来愈快，当转变量超过50%以后，奥氏体晶粒因长大而相互接触，铁素体与奥氏体的相界面也愈来愈小，形核率降低，因此转变速率又逐渐减小。

（2）在某一温度保温时，奥氏体并不立即形成，而是需要经过一定的孕育期之后才能开始。

等温温度愈高，孕育期愈短。

（3）转变温度愈高，形成奥氏体的时间愈短，也就是奥氏体的形成速率愈快。

这是由于温度愈高，过热度愈大，奥氏体形核所需的浓度起伏愈小；

奥氏体与珠光体间的自由能差愈大，即相变驱动力愈大；

碳原子与铁原子的扩散速率愈快。

以上这些因素都加快了奥氏体的形成。

图4.12共析碳钢奥氏体等温形成动力学图

3.奥氏体等温形成动力学图

等温形成动力学图是在等温温度-时间坐标上（时间坐标用对数坐标），将具有相同转变量的温度、时间点连接起来的曲线，如图4.12所示。

在图中共有4条曲线，将整个平面分成5个区域。

曲线1表示形成一定数量能测定的奥氏体所需的时间与温度的关系，量愈少，曲线愈靠左，通常取转变量为0.5%~1%，称为转变开始线，在某温度下曲线上所对应的时间称为该温度下转变的孕育期。

在开始转变线的下方是珠光体组织。

曲线2表示的是铁素体完全消失时所需的时间与温度的关系，称为转变终了线。

在曲线1和曲线2之间，组织为P+A。

铁素体完全消失后，渗碳体还需一段时间才能完全溶解，曲线3即为渗碳体完全溶解的曲线。

渗碳体消失时，奥氏体中碳的分布是不均匀的，需要一段时间才能均匀化，曲线4为奥氏体均匀化曲线。

由图4.12可以看出，完成奥氏体转变需要的时间并不长，而完成碳的均匀化需要的时间是非常长的。

例如在780℃等温，完成奥氏体转变只需要7~8s，而完成Fe3C的溶解需要约300s，而完成碳的均匀化需要约10000s（约2.8h）。

由此可见，成分均匀化过程需要的时间是非常长的。

如果在钢中加入合金元素，尤其是碳化物形成元素，需要的时间就更长。

在实际生产中，得到的往往是成分不均匀的奥氏体。

这种成分不均匀的奥氏体对随后的冷却转变有很大影响，所以，在确定工件的保温时间时要充分考虑这一点。

4.奥氏体的形核率与长大速率

奥氏体是通过形核与长大形成的，奥氏体形核率与长大速率将直接影响到奥氏体的形成速率以及奥氏体的晶粒大小，进而影响到随后的冷却转变及其所得产物的性能。

（1）奥氏体的形核率I

形核率是指在单位时间、单位体积内形成的达到临界晶核尺寸的晶核个数。

按均匀形核考虑，形核率I与温度间的关系为式（1-11）。

如假设原子振动频率v为常数，则式（1.11）成为

（4.1）

式中，I0——形核常数，m-3s-1。

式（4.1）右侧三项均随温度升高而增加，其中I0与形成奥氏体核所需含碳量有关，随温度升高，形成奥氏体核所需最低含碳量降低，故形核所需碳浓度起伏减小，核愈易形成，I0愈大。

第二项exp（-Q/kT）反映了原子的扩散能力，随温度升高，Q不变，exp（-Q/kT）增加，原子扩散能力增强，能克服位垒进行扩散的原子数愈多。

第三项exp（-ΔG*/kT）反映体积自由焓差值ΔGv对形核的影响，温度愈高，过热度愈大，ΔGv愈大，临界形核功ΔG*愈小，exp（-ΔG*/kT）增加。

在只考虑体积自由焓情况下，因为ΔG*∝1/ΔGv2[见式（1.10）]，和ΔGv∝（T-T0）[见式（1.7）]，所以临界形核功可表示为

（4.2）

其中，T0是两相平衡温度，ΔG*1是过热度或过冷度为1K的临界形核功。

将式（4.2）代入式（4.1）得

（4.3）

当t=t0即在两相平衡温度时，形核率为0；

只有存在一定过热度或过冷度时，形核率才不为0，并且形核率随过热度增大而增大。

（2）奥氏体线长大速率v

线长大速率是指界面沿法线方向推进的速率。

与形核率类似，线长大速率可以表示为

（4.4）

以及

（4.5）

式（4.5）中取绝对值的目的是为了使该式既可用于加热也可用于冷却。

从式（4.5）可以看出，奥氏体的线长大速率随过热度的增大单调增大。

在奥氏体形成时，随过热度增加，形核率和线长大速率都是单调增大的[见式（4.1）和式（4.5）]。

在相同等温时间的条件下，奥氏体的体积分数也随过热度增大而增大，或奥氏体的体积分数一定的情况下，随等温温度升高，所需要的时间单调减小，如图4.12所示。

新相的体积分数与形核率和长大速率的关系比较复杂，将在第5章中介绍。

5.影响珠光体转变为奥氏体的因素

（1）温度的影响

从式（4.3）和式（4.5）看出，随温度升高，奥氏体形核率I及线长大速率v大大增加，从而促进了珠光体向奥氏体的转变。

图4.13奥氏体长大速率与片间距和温度的关系

图4.14片状和粒状珠光体的奥氏体等温形成动力学图（T9钢）

（2）原始组织的影响

珠光体有片状和粒状两种形态,当钢的原始组织为片状珠光体时，铁素体与渗碳体片层愈薄（片间距愈小），它们的相界面愈多，则奥氏体的形核位置增多，形核率愈大；

与此同时奥氏体中的碳浓度梯度愈大，碳扩散速率愈快，奥氏体线长大速率愈大。

因此细珠光体的奥氏体形成速率大于粗珠光体（见图4.13），得到的奥氏体晶粒细小、成分均匀。

因此，对中、低碳钢，希望原始组织为细片状珠光体+细小块状铁素体。

若珠光体中的渗碳体为球状，因铁素体与渗碳体的相界面较片状减少，故将减慢奥氏体形成速率。

图4.14是碳化物呈片状和粒状时奥氏体等温形成动力学图。

高碳钢的预先热处理采用球化退火，得到球状珠光体，形成奥氏体时，比较容易保留较多的未溶渗碳体，使奥氏体的碳质量分数只有0.5%~0.6%，淬火后硬度高、残余奥氏体少、耐磨性好。

（3）合金元素

合金元素的加入并不改变奥氏体的形成机制，但会影响奥氏体的形成速率，主要表现在以下几个方面。

①合金元素一般将改变珠光体向奥氏体转变的临界点。

改变临界点也就是改变了过热度，从而影响到奥氏体的形成速率。

例如Ni、Mn、Cu等元素降低临界点，增加了过热度，使奥氏体形成速率加快；

而Si、Al、Mo、W等元素则升高临界点，降低奥氏体形成速率。

②合金元素影响碳在奥氏体中的扩散速率，因而也影响奥氏体的形成速率。

Co和Ni提高碳在奥氏体中的扩散速率，故加快了奥氏体的形成速率。

Si、Al、Mn等元素对碳在奥氏体中的扩散速率影响不大。

而Cr、W、Mo、V等碳化物形成元素显著降低碳在奥氏体中的扩散速率，故大大降低奥氏体的形成速率。

③合金元素在铁素体与碳化物中的分布是不均匀的，在平衡组织中，碳化物形成元素主要集中于碳化物中，而非碳化物形成元素主要集中于铁素体中。

随着保温时间的延长，在碳扩散均匀化的同时，还需要进行合金元素的均匀化。

但合金元素的扩散速率与碳相比要慢得多，例如1000℃时，碳在奥氏体中的扩散系数为10-9ms-1，而合金元素在奥氏体中的扩散系数只有10-12~10-13ms-1。

此外，碳化物形成元素，特别是强碳化物形成元素强烈阻碍碳的扩散。

碳化物完全溶解后，合金元素在钢中的分布仍是极不均匀的，因此，合金钢中奥氏体的均匀化时间要比碳钢长得多，使得奥氏体的形成速率也大大降低。

所以，对不同的钢，形成奥氏体时所需要的保温时间也不一样。

保温时间愈长，溶入奥氏体的合金元素越多，淬透性愈好。

④碳质量分数

共析钢奥氏体的形成速率最快，这是因为对亚共析钢和过共析钢来说，除了完成珠光体向奥氏体转变之外，还需要完成铁素体或渗碳体转变。

当然，在实际生产中，不希望高碳钢中的渗碳体全部溶解到奥氏体中。

4.3.2奥氏体连续加热形成动力学图

实际生产中采用连续加热的方式进行加热，在连续加热的条件下，奥氏体形成的基本过程与等温条件下相似，也是通过奥氏体的形核、长大、残余碳化物的溶解和奥氏体成分的均匀化4个阶段完成，其影响因素也与等温形成时基本相同。

但是连续加热，尤其是快速加热条件下奥氏体的形成也有自己的特点。

1.连续转变动力学研究方法

相变时新相的体积分数与温度和时间都有关系，在等温动力学研究中，采取了一些措施使温度变化时所用的时间非常短，以至于可以忽略不记，相变在恒温下进行。

这样给研究带来了很大方便，即时间是惟一的变量，因而新相的体积分数可以表示为

φ=f（τ）（4.6）

当然，这里的f（τ）与温度有关系，在第五章再推导其表达式。

在连续相变过程中，新相的体积分数与温度和时间都有关系，因为温度可以表示为时间的函数，即t=t（τ），所以新相的体积分数可以表示为

φ=g[t（τ）]（4.7）

由于t=t（τ）是任意的，所以即使g（x）一定，也无