第1頁，課件共48頁，創作于2023年2月①結構同素異構轉變、多型性轉變、馬氏體轉變等；②成分調幅分解；③有序化程度有序化轉變；④結構和成分共析轉變、貝氏體轉變、脫

溶沉淀等。

固態相變類型2第2頁，課件共48頁，創作于2023年2月界面結構共格→界面能小，彈性應變能大半共格→介于之間非共格→界面能大，彈性應變能小新相形核均勻形核→在母相基體中無擇優任意形核非均勻形核→依附于母相中的缺陷擇優形核(如空位、位錯、晶界等）晶核長大半共格界面遷移(無擴散型)非共格界面遷移(擴散型)切變長大(協同長大)界面位錯運動非協同長大臺階長大3第3頁，課件共48頁，創作于2023年2月第2章鋼在高溫加熱時的奧氏體轉變

2.1奧氏體的形成2.2奧氏體形成機理2.3奧氏體形成動力學2.4奧氏體晶粒的長大及其控制4第4頁，課件共48頁，創作于2023年2月回主頁鋼件在熱處理、熱加工等循環過程中，其加熱溫度高于臨界點以上時將得到奧氏體組織，而奧氏體晶粒大小、亞結構、成分、均勻性以及是否存在其它相、夾雜物等直接影響鋼的最終性能。

第5頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.1奧氏體的形成上一頁下一頁

2.1.1奧氏體的組織結構和性能奧氏體是C原子溶入γ-Fe中構成的固溶體。6第6頁，課件共48頁，創作于2023年2月圖2.11Cr18Ni9Ti鋼室溫的

奧氏體組織奧氏體組織

奧氏體晶粒一般為等軸狀多邊形，在晶粒內有孿晶。轉變剛結束時，晶粒比較細小，晶粒邊界呈不規則的弧形，保溫后晶粒長大，晶粒邊界趨向平直化。7第7頁，課件共48頁，創作于2023年2月

奧氏體晶體結構奧氏體為面心立方結構，碳原子位于晶胞八面體的中心或棱邊的中點。

圖2.2奧氏體晶胞及碳原子的可能位置上一頁下一頁8第8頁，課件共48頁，創作于2023年2月

奧氏體的性能

奧氏體是最密排的點陣結構，致密度高↓質量體積最小奧氏體的點陣滑移系多↓塑性好，屈服強度低，易于加工變形

上一頁下一頁9第9頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體具有順磁性↓

奧氏體鋼可作為無磁性鋼

奧氏體線膨脹系數最大↓奧氏體鋼制造熱膨脹靈敏的儀表元件

奧氏體導熱性最差，奧氏體鋼加熱時，熱透慢，加熱速度應慢一些。上一頁下一頁10第10頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.1.2

奧氏體的形成條件

驅動力

自由能差ΔGV即為P→A轉變的驅動力。

轉變必須遠離平衡態，即存在過熱度ΔT。

圖2.3

珠光體和奧氏體自由能與溫度的關系上一頁下一頁11第11頁，課件共48頁，創作于2023年2月加熱和冷卻時的臨界點加熱：

A1－Ac1

A3－Ac3Acm－Accm冷卻：A1－Ar1A3－Ar3Acm－Arcm圖2.4

加熱和冷卻速度為0.125℃/min時相變點的變動12第12頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.2奧氏體形成機理

平衡組織(珠光體)

非平衡組織(馬氏體、貝氏體等)奧氏體2.2.1珠光體類組織向奧氏體的轉變

奧氏體的形核奧氏體優先形核的位置

α/Fe3C界面或珠光體團界面上一頁下一頁13第13頁，課件共48頁，創作于2023年2月

α/Fe3C界面形核原因1）易于獲得所需的濃度起伏。2）易于獲得所需的結構起伏。在兩相界面處，原子排列不規則，鐵原子有可能通過短程擴散，由母相點陣向新相點陣轉移，滿足形核所需的結構。3）易于獲得所需的能量起伏。新相形核時可消除部分晶體缺陷，使系統的自由能降低，產生的應變能也易于借助相界(晶界)流變而釋放。

上一頁下一頁14第14頁，課件共48頁，創作于2023年2月圖2.5

共析鋼奧氏體晶核長大

(a)T1溫度下各相中C的濃度(b)相界面的推移

奧氏體晶核長大

奧氏體的長大過程是γ/α和γ/Fe3C兩個相界面向原來的鐵素體和滲碳體中推移的過程。

A+Fe3CA+F15第15頁，課件共48頁，創作于2023年2月16第16頁，課件共48頁，創作于2023年2月

奧氏體中的碳濃度差是相界面推移的驅動力，相界面推移的結果是Fe3C不斷溶解，α相逐漸轉變為γ相。

剩余碳化物溶解

奧氏體長大過程中，由于Cγ/Fe3C>>Cγ/α，因此長大中的奧氏體溶解鐵素體的速度始終大于溶解滲碳體的速度，故在共析鋼中總是鐵素體先消失，剩有殘余滲碳體。上一頁下一頁17第17頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體成分均勻化

奧氏體的形成過程分為四個階段：

1奧氏體在α/Fe3C界面形核2奧氏體晶核向F及Fe3C兩個方向長大3剩余碳化物溶解4奧氏體均勻化上一頁下一頁殘留Fe3C全部溶解后，碳在奧氏體中的分布仍不均勻。繼續加熱或保溫，使碳原子充分擴散，整個奧氏體中碳的分布趨于均勻。18第18頁，課件共48頁，創作于2023年2月亞共析鋼

F＋PAc1以上A＋FAc3以上A過共析鋼

P＋Fe3CAc1以上A＋Fe3CAccm以上A上一頁下一頁?19第19頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.2.2非平衡組織向奧氏體的轉變

非平衡組織（主要是馬氏體）在加熱時，會同時形成針狀和球狀（顆粒狀）兩種形狀的奧氏體。形成球狀奧氏體是其主流，針狀奧氏體只是在奧氏體化初始階段的一種過渡性組織形態。上一頁下一頁1.針狀奧氏體與顆粒狀奧氏體（a）針狀奧氏體；（b）顆粒狀奧氏體20第20頁，課件共48頁，創作于2023年2月

(b)通過一種合并長大的機理變成大晶粒奧氏體，這種大晶粒往往會與原奧氏體晶粒重合，即產生所謂“遺傳”現象(指鋼加熱后得到的奧氏體晶粒就是前一次奧氏體化時所得到的晶粒)。顆粒狀奧氏體的形成規律，與珠光體向奧氏體的轉變類似。上一頁下一頁

針狀奧氏體在繼續保溫或升溫過程中發生變化：(a)通過再結晶變成球狀奧氏體；21第21頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.非平衡組織加熱轉變的主要影響因素化學成分碳鋼—不易形成針狀或顆粒狀；合金鋼—合金元素的加入將使含碳過飽和的α相（αˊ）的分解及αˊ基體的再結晶過程變慢，發生αˊ→γ；加熱速度慢速—1-2oC/min：碳鋼—不易形成針狀或顆粒狀奧氏體；合金鋼—發生αˊ→γ；快速—1000oC/s：無論碳鋼還是合金鋼均會發生αˊ→γ；中速—介于之間：出現過渡現象，發生αˊ→γ。22第22頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.3

奧氏體形成動力學

研究奧氏體的轉變量與溫度和時間的關系。

2.3.1奧氏體等溫形成動力學

1.奧氏體等溫形成動力學曲線的建立將若干小試樣迅速加熱到AC1以上的不同溫度，保溫不同時間后，迅速水淬；用金相法測定奧氏體的轉變量與時間的關系(實際上是測定奧氏體水淬后轉變成馬氏體的量與時間的關系)。上一頁下一頁23第23頁，課件共48頁，創作于2023年2月圖2.6

共析鋼奧氏體等溫形成動力學曲線上一頁下一頁24第24頁，課件共48頁，創作于2023年2月圖2.7共析鋼等溫形成動力學圖

（Time-Temperature-Austenitization,TTA圖）(α+Fe3C)(α+Fe3C+γ)25第25頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體形成需要一定的孕育期。加熱溫度愈高，孕育期愈短。等溫轉變開始階段，轉變速度漸增，在轉變量約為50％時最快，之后逐漸減慢。加熱溫度越高，奧氏體的形成速度越快。因為隨著溫度的升高，過熱度增加，使臨界晶核半徑減小，所需的濃度起伏也減小。加熱溫度越高，奧氏體等溫形成動力學曲線就越向左移，奧氏體等溫形成的開始及終了時間縮短。2.曲線的特點上一頁下一頁26第26頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.3.2

連續加熱時奧氏體形成動力學圖2.8共析鋼連續加熱時的奧氏體形成圖(V1<V2<V3<V4)

與等溫轉變相比,其五大特點：在一定加熱速度范圍內，相變臨界點隨加熱速度增大而向高溫移動；相變是在一個溫度范圍內完成的。加熱速度很大時，難以用Fe-Fe3C狀態圖來判斷鋼加熱時的組織狀態;奧氏體形成速度隨加熱速度增大而增大。加熱速度越快，轉變開始和終了的溫度就越高，轉變所需時間越短；27第27頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大。因為加熱溫度一定時，加熱速度增大，轉變時間縮短，奧氏體內碳濃度差增大，剩余碳化物增多，導致奧氏體基體的平均碳含量降低。奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細化。上一頁下一頁28第28頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度增大而增大。因為加熱溫度一定時，加熱速度增大，轉變時間縮短，奧氏體內碳濃度差增大，剩余碳化物增多，導致奧氏體基體的平均碳含量降低。

亞共析鋼→加熱速度↑↑→A轉變不完全(A+F+剩余Fe3C)→A基體的平均碳含量低于鋼的平均成分

過共析鋼→加熱速度↑↑→A轉變不完全(A+剩余Fe3C)→

A基體的平均碳含量低于共析成分奧氏體起始晶粒大小隨加熱速度增大而細化。上一頁下一頁29第29頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.4

奧氏體晶粒的長大及其控制2.4.1

研究奧氏體晶粒的必要性鋼的屈服強度與晶粒大小遵循Hall-Petch(霍爾-佩奇)關系：上一頁下一頁

式中d為晶粒直徑；σs為屈服強度；σi為抵抗位錯在晶粒中運動的摩擦阻力；Ky為常數。30第30頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.4.2奧氏體的晶粒度

晶粒度的表示方法－用奧氏體晶粒直徑或單位面積中奧氏體晶粒數目來表示奧氏體晶粒大小。

一般分8個標準級別(對鋼而言)：

1→8>8～12(最粗)(最細)(超細)

n為放大100倍的視野中每平方英寸（645.16mm2）所含的平均奧氏體晶粒數目。

上一頁下一頁奧氏體晶粒度級別G與奧氏體晶粒大小的關系為：31第31頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體晶粒度有三種：

（1）起始晶粒度：在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。（2）實際晶粒度：在某一加熱條件下所得到的實際奧氏體晶粒度大小。（3）本質晶粒度：

根據標準試驗方法，在930±10℃保溫足夠時間(3～8小時)后測得的奧氏體晶粒的大小。上一頁下一頁32第32頁，課件共48頁，創作于2023年2月按照標準試驗，奧氏體晶粒度在5～8級稱為本質細晶粒鋼，奧氏體晶粒度在1～4級稱為本質粗晶粒鋼。本質晶粒度只是表示鋼在一定條件下奧氏體晶晶粒長大的傾向性。上一頁下一頁33第33頁，課件共48頁，創作于2023年2月圖2.8加熱溫度對奧氏體晶粒大小的影響上一頁下一頁34第34頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.4.3影響奧氏體晶粒長大的因素加熱溫度和保溫時間圖2.950CrMo4鋼奧氏體晶粒度隨溫度和保溫時間的變化35第35頁，課件共48頁，創作于2023年2月

加熱溫度愈高，保溫時間愈長，奧氏體晶粒愈粗大；較低溫度下保溫時，時間因素影響較小。加熱溫度升高時，保溫時間應相應縮短。

在保證奧氏體成分均勻的前提下，快速加熱并短時保溫能獲得細小的奧氏體晶粒。加熱速度上一頁下一頁36第36頁，課件共48頁，創作于2023年2月

(1)碳含量

鋼中碳含量增加，奧氏體晶粒長大傾向變大。在不含有過剩碳化物的情況下，奧氏體晶粒容易長大。

原因碳含量增高時，碳化物數量增多，鐵素體與滲碳體的相界面面積增大，因而增加了奧氏體的形核部位，使形核率增大。同時，碳化物數量增多后，使碳的擴散距離減小，易于滿足奧氏體長大所需的碳和鐵原子，從而加速奧氏體的長大。但在過共析鋼中由于碳化物數量過多，隨碳含量增加會使剩余碳化物溶解和奧氏體均勻化的時間延長。化學成分上一頁下一頁37第37頁，課件共48頁，創作于2023年2月

(2)合金元素含量鋼中Ti、V、Al、Nb等元素能形成熔點高、穩定性強的特殊碳化物、氮化物，這些第二相微粒細小硬度高，難以變形，彌散分布于晶界上，阻止奧氏體晶界移動，對晶界起釘扎作用，阻礙奧氏體晶粒的長大。合金元素W、Mo、Cr形成的碳化物阻礙晶粒長大的作用次之。

Mn、P元素有促進奧氏體晶粒長大的作用。上一頁下一頁38第38頁，課件共48頁，創作于2023年2月奧氏體晶粒長大的驅動力

奧氏體晶粒長大是通過晶界的遷移進行的。晶界推移的驅動力來自奧氏體的晶界能。奧氏體的初始晶粒很細，界面積大，晶界能量高，晶粒長大將減少界面能，使系統能量降低趨于穩定。

因此，在一定溫度下，奧氏體晶粒會發生相互吞并的現象。上一頁下一頁39第39頁，課件共48頁，創作于2023年2月

奧氏體晶粒長大驅動力F與晶粒和界面能大小的關系：

式中，σ為單位面積晶界界面能(比界面能)；R為晶界曲率半徑。

晶粒尺寸越小，比界面能越大，則奧氏體晶粒長大驅動力F就越大，即晶粒長大的傾向性就越大。

上一頁下一頁40第40頁，課件共48頁，創作于2023年2月

當晶界跨越一個半徑為r的球形第二相顆粒時，第二相粒子對晶界推移的最大阻力Fmax與粒子半徑r及單位體積中粒子的數目f之間的關系：

當第二相粒子的體積百分數一定時，粒子尺寸愈小，單位體積中粒子數目愈多(即分散度愈大)，則其對晶界推移的阻力就愈大。上一頁下一頁41第41頁，課件共48頁，創作于2023年2月在一定溫度下，奧氏體晶粒的平均極限半徑Rlim取決于第二相沉淀粒子的半徑r及其單位體積中的數目f，即

總之，奧氏體晶粒長大是一種自發過程，它是晶界的推移與高度彌散的難溶第二相粒子抑制其推移的綜合結果。上一頁下一頁42第42頁，課件共48頁，創作于2023年2月2.4.4奧氏體晶粒尺寸的控制及其應用

高強度低合金鋼(HighStrengthLowAlloySteel，簡稱HSLA鋼)

加入少于0.05％的Nb、V、Ti等元素，由于非常細小的鐵素體晶粒和合金碳氮化物沉淀的共同作