γ
2.11 FCC

奥氏体的形成为形核长大型、扩散型相变
一、 奥氏体形成的热力学条件
奥氏体
珠光体
相变必须在一定的过热
度∆T下，使得∆GV<0，才能
得到∆G<0。所以相变必须 在高于A1的某一温度下才能 发生，奥氏体才能开始形 核。
自由能和温度关系图
相变驱动力： V∆Gv ，新旧相间自由能差
二、
珠光体转变
第三节
珠光体转变——奥氏体的高温分解转变
转变温度：A1- 550 ℃ 相变类型：扩散型固态平衡相变（铁、碳均可扩散迁移）
同样要经历形核与长大过程
珠光体：α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。 γ(0.77%C) → α(0.0218%C) + Fe3C(6.69%C)
(面心立方)
(体心立方)
碳在α-Fe中 的过饱和固溶体 （非扩散型） 只结构发生变化
Fe、C原子均可扩散
Fe、C原子均不发生扩散
奥氏体的冷却方式：

1）连续冷却
“奥氏体等温连续曲线”
P226 图9.13

2）等温冷却
“奥氏体等温转变曲线”
一、过冷奥氏体的等温转变
过冷奥氏体等温转变动力学图 (TTT曲线;C曲线;IT曲线) 孕育期
（3）钢的原始组织状态

原始组织越细，晶体缺陷越多，奥氏体转变过程越快。 片状珠光体快于粒状珠光体。 平衡组织与非平衡组织 平衡组织（珠光体）→ 球团状奥氏体 → 晶粒细小 非平衡组织（马、贝、魏）→ “组织遗传”易生成针状奥氏体 与母相保持一定 晶体学取向关系
→奥氏体晶粒粗大
在快速(>100℃/s)或很慢速度 (<50℃/min)加热两种速度之间的较快 速加热不仅可以抑制组织遗传现象发生，如果反复进行这种处理，可 以得到超细化的奥氏体晶粒。
奥氏体的形成机理
奥氏体的形成过程可分成四个阶段： （1）奥氏体的形核 （2）奥氏体的长大 （3）渗碳体的溶解 （4）奥氏体的均匀化
1、 奥氏体的形核-----形核位置
鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，晶核将在α/Fe3C相界面上 优先形成，这是由于： ①相界面形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有 利于相变对能量的要求。 ②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓 度，况且碳原子沿界面扩散较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。 ③相界面处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由BCC改
钢的相变
第十四章
铁碳合金相图
平衡相图:
HJB 包晶线
L＋δ→γ ECD 共晶线
L→γ＋Fe3C（渗碳体）
PSK 共析线 γ→α＋Fe3C
Fe的同素异构相转变：
1394℃ 912℃ δ－Fe（体心立方） ——γ－Fe（面心立方） ——α－Fe（体心立方）
构成铁碳相图的基本相：
F

1）铁素体（α） ：碳溶于体心立方α- Fe中所形成的间隙固溶体 （C%﹤0.0218)
向下折
向上 折
亚共析钢的CCT图
过共析钢的CCT图
冷却速度在Vc ′ ～ Vc之间 连续发生四种类型的转变，依次形成铁素体/渗碳体、珠光体、贝氏体、马氏体
CCT 图的特点分析：
①产物为不均匀的混合组织：连续冷却过程是在一个温度范围内发生组织 转变，要连续经过几个转变温度区，往往重叠出现几种转变。 ② 共析、过共析钢的CCT图上无贝氏体转变区：由于碳含量较高，使贝氏 体相变需要扩散更多的碳原子，转变速度太慢，从而在连续冷却条件下， 转变难以实现。 ③ CCT曲线位于C曲线的右下方 连续冷却转变时转变温度较低，孕育期较长。 ④ MS 线发生曲折 有部分贝氏体相变时，贝氏体铁素体先析出，提高了A中的碳含量，MS↓， 向下曲折。 有部分珠光体相变时，渗碳体是领先相，使A的C%↓，MS↑，向上曲折。
钢的强度、硬度大，塑性差；

渗碳体的体积分布越少，直径越大， 钢的强度、塑性越好。 球状珠光体
小结:
珠光体: α-Fe铁素体与渗碳体相层片状机械混合物。 珠光体转变：扩散型固态平衡相变
形成条件 力学特性
片状珠光体
过冷奥氏体处于完全奥氏体化 的状态，为均匀的单相γ －F固溶体
层间距↓强度↑ 晶团直径↓强度↑塑性↑
体优先转变，下半部分贝氏体优先转变。
2、均存在转变孕育期 ，C-曲线顶端所对应温度下的孕育期最 短。珠光体孕育期随温度降低而缩短，而贝氏体则延长。 3、转变初期慢，中期快，后又减缓 ，转变达到50%最快。 4、珠光体的转变孕育期以共析钢的为最短。
影响C曲线的因素
（1）碳含量
碳含量增加，碳重新 分布时间延长
珠光体 平衡组织
过冷奥氏体的转变
第二节
A
过冷奥氏体
碳溶解在γ-Fe中 的间隙固溶体
高温分解转变 A1- 550 ℃
中温分解转变 550℃-220℃，
低温转变
P
珠光体（平衡态）
B
贝氏体（非平衡）
M
马氏体（非平衡）
α-Fe铁素体与渗碳体 相层片状机械混合物。 （扩散型） 结构、化学组成变化
过饱和铁素体与渗碳体 的非层片状混合物 （半扩散型） 结构、化学组成变化 C 原子可扩散， Fe原子不能扩散。
（2）加热速度
（3）钢的原始组织状态 （4）钢的化学成分
（1）转变温度与保温时间
转变温度高，过热度大，促进奥 氏体转变。 形成温度升高，N的增长速率高 于G的增长速率，N/G增大，可获 得细小的起始晶粒度（加热温度 升高时，保温时间应相应缩短）。
形 成 温 度 升 高 ， Gγ→α/Gγ→C 增大，铁素体消失时，剩余渗碳 体量增大，形成奥氏体的平均碳 含量降低。
2、 片状珠光体
珠光体形成时的领先相： 从热力学上讲，铁素体与渗碳体都可能成为领先相。
共析与过共析钢中，渗碳体为领先相。
亚共析钢中，铁素体为领先相。
Cγ-α Cγ-k
珠光体形成时碳的扩散
原奥氏体晶界
珠光体团
形核 + 横向长大 + 纵向长大
片状珠光体的力学性能： 片层间距愈小：强度、硬度愈高 晶团直径减小：强度、塑性都提高
组成FCC。
2、奥氏体的长大
相界面上的碳浓度及扩散
∵Gγ→α﹥Gγ→C ∴铁素体先消失，而渗碳体有剩余
奥氏体形成的四个阶段
珠光体向奥氏体转变动力学曲线
1、奥氏体转变开始线 (以0.5%奥氏体转变量表示) 2、奥氏体转变完成线 (以99.5%奥氏体转变量表示) 3、碳化物完全溶解线 4、奥氏体中碳浓度梯度消失线
层片状珠光体示意图 形成温度(℃) 片层间距 (nm)珠Leabharlann 体 P索氏体 S 屈氏体 T
Ar1 ~ 650
650 ~ 600 600 ~ 550
500 ~ 700
300 ~ 400 100 ~ 200
片状珠光体
(a)
(b)
3、 球状珠光体

温度高，渗碳体呈球状 温度低，渗碳体呈粒状

力学性能： 渗碳体的体积分布越大，直径越小，
P
共析钢 C%=0.77
先共析相的析出温度和成分范围 ：
亚共析钢 0.0218﹤C%﹤0.77

在A3 、Acm线以下先形
过共析钢 0.77﹤C%﹤2.11
成铁素体或渗碳体。
到 达 A1 线 发 生 珠 光 体
相变。
伪共析转变
随冷速加快，将出现 伪共析组织，且珠光体量 增多，而先共析量减少。
孕育期 转变开始
转变开始线与纵坐标轴之 间的距离，表示在各不同 温度下过冷奥氏体等温分 解所需的准备时间。 鼻 子 ----C 曲 线 上 转 变 开始线的突出部，孕育期 最短的部位。
共析钢
鼻子
转变终了
过冷度对相变驱动力和 原子扩散的作用相矛盾 而导致C曲线！
TTT 图的特点分析：
1、珠光体的与贝氏体的转变曲线部分重叠，在上半部分，珠光
（3）加热条件
奥氏体化温度越高，保温时 间越长，则形成的奥氏体晶 粒越粗大，成分也越均匀， 同时也有利于难溶碳化物的 溶解。所有这些都降低奥氏 体分解时的形核率，增加奥 氏体的稳定性，使C曲线右移。 （4）塑性形变
合金元素对C曲线位置及形状的影响
二、 过冷奥氏体连续冷却转变图
CCT 曲线 Continuous Cooling Transformation 共析钢
(复杂斜方)
1、珠光体的组织形态
（1）片状珠光体
转变条件：片状珠光体的形成条件是，过冷奥氏体是处于被完
全奥氏体化的状态，即为均匀的单相γ—固溶体。
（2）球状珠光体
铁素体基体上分布着颗粒状渗碳体。 转变条件： 球(粒)状珠光体的形成，通常是在共析及过共析钢的非 完全奥氏体化状态，即在奥氏体中尚存未完全溶解的细小渗碳体(或 碳化物)的质点条件下进行。
A

2）奥氏体（γ） ：碳溶于面心立方γ- Fe中所形成的间隙固溶体
（0.0218 ﹤ C%﹤2.11)

3）高温铁素体（δ） ：碳溶于体心立方δ- Fe中所形成的间隙固溶体 4) 渗碳体（Fe3C）：铁与碳形成的间隙化合物，正交晶系
C

5）珠光体（α+Fe3C） ：铁素体和渗碳体形成的片状机械混合物
伪共析钢
以0.125℃/min加热和冷却时， Fe-C相图中临界点的移动
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm
冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
钢中典型的相变可归类为：

1、加热过程中的奥氏体转变； 2、冷却过程中的珠光体、贝氏体及马氏体转变； 3、发生马氏体转变后的再加热(回火)转变。