热处理C曲线

（二）奥氏体状态 1. 奥氏体晶粒大小的影响 奥氏体晶粒度增加，晶粒愈细，晶界面积增多，使晶界形 核的珠光体易于形核，有利于珠光体转变发生，C曲线左移 ；虽然使贝氏体转变速度增加，C曲线左移。但对晶内形核 的贝氏体转变影响不如珠光体转变大。对马氏体转变奥氏体 晶粒长大，缺陷减少及奥氏体均匀化。马氏体形成的阻力减 小，Ms升高。 2.加热温度和保温时间 加热温度和保温时间主要是通过改变奥氏体成分和状态来 影响珠光体转变和贝氏体转变。因为奥氏体成分不一定是钢 的成分，所以加热温度和保温时间不同，得到的奥氏体也不 一样，必然对随后的冷却转变起影响。 3.原始组织 主要影响奥氏体成分均匀性。原始组织愈细，加热后奥氏 体均匀化快，奥氏体成分愈均匀，随之冷却后珠光体转变和 贝氏体转变的形核率下降，长大减慢，C曲线右移。 原始组织愈粗，奥氏体成分不均匀，促进奥氏体分解，C曲 线左移。
综上所述， TTT图为珠光体等温转变、马氏体连续转变、 贝氏体等温转变的综合。
（二）非共析钢的过冷A等温转变图
与共析钢的A等温转变图不同的是：
对亚共析钢在发生P转变之前有先共析F析出，因此亚共析 钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析F析出线，且 该线随含碳量增加向右下方移动，直至消失。
对过共析钢在发生P转变之前有先共析渗碳体析出，因此过 共析钢的过冷A等温转变曲线在左上角有一条先共析渗碳体 析出线，且随含碳量增加向左上方移动，直至消失。
（2）对贝氏体转变 贝氏体长大速度是受碳扩散控制（碳在铁素体内的脱溶）。这
是由于贝氏体转变时领先相为铁素体，随奥氏体中碳含量的增加 ，获得铁素体晶核几率下降。含碳量增加时，转变时需扩散的原 子量增加，贝氏体转变之前铁素体转变速度下降，贝氏体转变也 减慢，C曲线右移。
（3）对马氏体转变 碳含量（Wc）增加，Ms下降、Mf下降；Ms和Mf下降不一致
除Co、Al以外，大多数合金元素使Ms 、Mf下降 的强化度学。成分对Ms点的影响的原因：改变了T0；改变了奥氏体 （3）对贝氏体转变
除Co、Al以外，大多数合金元素是延缓B转变。 原因：合金元素溶入A后，增大其稳定性，从而使C曲线右移。 合金元素对B转变动力学影响的原因：合金元素影响碳在A和F 中度扩下散的；相改间变自了由能A→差F，转影变响速驱度动；力改。变强了碳BS化点物；形影成响元在素一减定缓温B 转总变之速，C度o、。Al可促进冷却转变，其他合金元素大多阻碍转变
珠光体转变的鼻尖离纵轴远； (d) 表示形成了二组独立的C曲线。
二、 影响过冷奥氏体C曲线形状的因素
• A的成分：C和合金元素 • 奥氏体状态：奥氏体晶粒大小的影响、
加热温度和保温时间、原始组织 • 应力 • 塑性变形
（一）A的成分
1.含碳量
含碳量不改变C曲线的形状但对珠光体转变、贝氏体转变的 影响不同。
（1）高温时，过冷度小，驱动力△Gv小，扩散系数D大， 原子扩散能力，以驱动力△Gv影响为主。
（2）低温时，过冷度大，驱动力△Gv大，扩散系数D小， 原子扩散能力小，以扩散系数D影响为主。
上述两个因素综合作用的结果，在550℃是驱动力和原子 的扩散的作用都充分发挥，使孕育期最短，使TTT图呈 “C”字形。
素溶入奥氏体中,会引起:
A1
向右移
Ms 向 下 移
A1
Ms 含Cr合金钢
（1）对珠光体转变 除Co、Al以外，大多数合金元素是延缓P转变。 合金元素对P转变动力学影响的原因：合金元素的自扩散、
对碳的扩散、改变了A→F转变速度、改变了临界点、对奥氏 体/F界面的拖拽作用。在这些合金元素中Mo的影响最为强烈 ，W为Mo的影响一半，Cr、Mn、Ni明显提高过冷A的稳定 性，Si、Al稍有提高过冷A体的稳定性，Co减小过冷A的稳定 性。 （2）对马氏体转变
三、 C曲线的应用
1.等温淬火 将加热到淬火温度的零件淬入350℃至MS点之间的恒温槽 中，长时间等温，可得到下贝氏体；
2.等温退火 用于合金钢锻、铸件，以消除冷却时形成的巨大应力。操
作时将零件加热到完全退火的高温区域，再冷却到A→P区 域等温，使发生P转变。
3.形变热处理 形变热处理将合金钢加热到两条C曲线中间的A稳定区域
（三）塑性变形
塑性变形加速珠光体转变，C曲线左移。但对贝氏体 转变在高温（800～1000℃）进行塑性变形，贝氏体转 变的孕育期越长，贝氏体转变的速度减慢，转变的不完 全行塑性性增变大形，加C曲速线贝右氏移体转；变在，BSC点曲低线温左亚移稳。的奥氏体区进
对马氏体转变来说，①若在Ms以上某一温度范围内经 塑性变形会促进奥氏体在该温度下向马氏体转变，使Ms 升内高的，某产一生温应度变进诱行发塑马性氏变体形。也②会若促在进奥M氏s～体M在f温该度温范度围下 向马氏体转变。③若在Md以上某一温度范围内经塑性变 形不会产生应变诱发马氏体
（2）碳化物形成元素：主要有Cr、Mo、W、V、Ti、Nb等。这类元 素溶入奥氏体，从而使C曲线右移，且改变C曲线的形状和位置，使珠光 体转变的C曲线移向高温、贝氏体转变的C曲线移向低温，从而C曲线分 离成上下两部分，呈现双C曲线的特征。
合金元素的影响: 除Co、Al (＞2.5% ) 外,所有合金元
因此，共析钢的C曲线离纵轴最远，共析钢的过冷奥氏体最 稳定。
非共析钢和共析钢的TTT图比较
原因：
• 在相同条件下，随亚共析钢中碳含量增加，获得铁素体 晶核几率下降，铁素体长大时需扩散去的碳量增大，扩散 的距离增大，先共析铁素体析出的孕育期增长，铁素体析 出速度下降；一般认为铁素体析出有利与珠光体转变，而 珠光体的析出在铁素体之后，铁素体析出速度减慢，珠光 体的析出速度也减慢，C曲线向右移动。
V3 = 33℃/s : 油冷;T+M+A残
V4 ≥ 138℃/s : 水冷 ; M+A残
-100 0
1
10
102 103
104 时间(s)
第二节 过冷奥氏体连续转变动力学图
过冷奥氏体连续冷却转变图（又称CCT图或CT图）：综 合反映了过冷奥氏体在连续冷却时的转变温度、时间和转变 量之间的关系（即反映了过冷奥氏体在不同的冷却速度下转 变的转变开始时间、转变终了时间、转变产物类型、转变量 与转变温度、转变时间的关系）。
。Wc<0.6%，Mf比Ms下降得快。 ①碳含量增加，Wc<0.2%，Ms显著下降；Wc>0.2%，Ms直 线下降。 ②Wc<0.6%，Mf显著下降；Wc>0.6%，Mf下降缓慢，
Mf<0℃（低于室温）。
2.合金元素
合金元素对C曲线影响可分为两大类：
（1）非（或弱）碳化物形成元素：主要有Co、Ni、Mn、Cu、Si、B 等。这类元素 除Co外使C曲线右移，但对C曲线的形状影响不大。
• 在过共析钢中，若在Ac1～Accm之间加热，随碳含量 增加，奥氏体中碳含量不变，未溶的渗碳体的量增加，未 溶的渗碳体有促进珠光体形核的作用，降低了奥氏体的稳 定性，C曲线向左移动。若在Accm以上加热，随碳含量 增加，奥氏体中碳含量增加，获得渗碳体晶核几率增加， 先共析渗碳体与珠光体孕育期缩短，析出速度增加，转变 速度增加。这是由于随碳量增加，珠光体的形成是在渗碳 体之后，故也加快。C曲线向左移动。
温度 (℃)
800 700 600 500
400 300 Ms 200 100
0 Mf
-100 0
亚共析钢的TTT曲线
A3
F A
A1
P+F S+F
T
B
M + A残
1
10
102
103
104 时间(s)
温度 (℃)
800 700 600 500
400 300 Ms 200 100
0 Mf
-100 0
（1）对珠光体转变
①非共析钢在发生珠光体转变之前有先共析相（铁素体、 渗碳体）析出，因此非共析钢的过冷奥氏体等温转变C曲线 在左上角有一条先共析相析出线，且先共析相析出线随含碳 量的变化而移动。
②共析钢的C曲线最靠右，亚共析钢的C曲线随含碳量增加 向右移动；过共析钢的C曲线随含碳量增加向左移动。
③碳对C曲线的影响不如Me。
氏
产
转变终止线
体
物
区 A向产
区
物转变开始线 Ms
Mf
A1
A1～550℃;高温转变区; 产 扩散型转变;P 转变区。 物 区 550～230℃;中温转变
区;半扩散型转变; 贝氏体( B ) 转变区;
230～ - 50℃;低温转 变区;非扩散型转变; 马氏体 ( M ) 转变区。
-100 0
1
10
102
变形，可提高缺陷密度及材料强度。
4.定性解释连续冷却的奥氏体转变过程
等温淬火工艺曲线示意图
连续冷却过程中 TTT 曲线的分析
温度 (℃)
800
700
600
500
稳定的奥氏体区
400 300 Ms 200 100
0 Mf V4 Vk
A1
V1 V2
V3
V1 = 5.5℃/s : 炉冷 ; P
V2 = 20℃/s : 空冷 ; S
区：稳定A区，过冷A区，过冷A 连续冷却P转变区（A→P），M 形成区（A→M）、转变产物区 （P、M）。
注意：共析钢的过冷奥氏体连续 冷却转变图无贝氏体转变
过冷奥氏体连续冷却转变图（CCT图）
温 度
Vk1——不发生M转变的最大冷速
Vk——全部转变成M的最小冷速
（四）应力 在奥氏体状态下施加拉应力或单向压应力，促进奥氏体
分解，珠光体转变和贝氏体转变加快，C曲线左移，Ms升 高。
在奥氏体状态下施加多向压应力，减慢奥氏体分解，珠 光体转变和贝氏体转变减慢，C曲线右移，Ms下降。
综上所述，过冷奥氏体等温转变曲线的形状和位置受上 述多种因素的影响，因此在使用时必须注意其标明的试验 条件，包括钢的成分（包括微量元素）、奥氏体化条件、 外界条件等。