分析过冷奥氏体等温转变过程及转变产物
共析钢TTT-CCT图分析
共析钢TTT-CCT图分析TTT曲线过冷奥⽒体等温转变曲线——TTT曲线(Time，Temperature，Transformation)过冷奥⽒体等温转变曲线可综合反映过冷奥⽒体在不同过冷度下的等温转变过程：转变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。
因其形状通常像英⽂字母“C”，故俗称其为C曲线，亦称为TTT图。
C曲线中转变开始线与纵轴的距离为孕育期，标志着不同过冷度下过冷奥⽒体的稳定性，其中以550℃左右共析钢的孕育期最短，过冷奥⽒体稳定性最低，称为C曲线的“⿐尖”。
图中最上⾯⼀条⽔平虚线表⽰钢的临界点A1(723℃)，即奥⽒体与珠光体的平衡温度。
图中下⽅的⼀条⽔平线Ms(230℃)为马⽒转变开始温度，Ms以下还有⼀条⽔平线Mf(-50℃)为马⽒体转变终了温度。
A1与Ms线之间有两条C曲线，左侧⼀条为过冷奥⽒体转变开始线，右侧⼀条为过冷奥⽒体转变终了线。
A1线以上是奥⽒体稳定区。
Ms线⾄Mf线之间的区域为马⽒体转变区，过冷奥⽒体冷却⾄Ms线以下将发⽣马⽒体转变。
过冷奥⽒体转变开始线与转变终了线之间的区域为过冷奥⽒体转变区，在该区域过冷奥⽒体向珠光体或贝⽒体转变。
在转变终了线右侧的区域为过冷奥⽒体转变产物区。
A1线以下，Ms线以上以及纵坐标与过冷奥⽒体转变开始线之间的区域为过冷奥⽒体区，过冷奥⽒体在该区域内不发⽣转变，处于亚稳定状态。
在A1温度以下某⼀确定温度，过冷奥⽒体转变开始线与纵坐标之间的⽔平距离为过冷奥⽒体在该温度下的孕育期，孕育期的长短表⽰过冷奥⽒体稳定性的⾼低。
在A1以下，随等温温度降低，孕育期缩短，过冷奥⽒体转变速度增⼤，在550℃左右共析钢的孕育期最短，转变速度最快。
此后，随等温温度下降，孕育期⼜不断增加，转变速度减慢。
过冷奥⽒体转变终了线与纵坐标之间的⽔平距离则表⽰在不同温度下转变完成所需要的总时间。
转变所需的总时间随等温温度的变化规律也和孕育期的变化规律相似。
第六章第三节钢在冷却时的转变_工程材料
§6-3 钢在冷却时的转变一、过冷奥氏体等温冷却转变曲线1、过冷奥氏体等温冷却转变曲线建立以共析钢为例：取尺寸相同的T8钢试样，A化后，迅速冷却到A1以下不同温度保温，进行等温转变，测出转变的开始点与转变结束点。
将开始点与结束点分别连接起来，就得到奥氏体等温转变曲线。
该曲线称为TTT图（Time Temperature TransformationDiagram）或C曲线。
2、孕育期：转变开始线与纵坐标轴之间的距离。
孕育期越短，过冷奥氏体越不稳定，转变越快。
孕育期最短处称为鼻温3、影响C曲线的因素A的成分越均匀，晶粒越粗，其稳定性越高，C曲线右移；A含碳量越高，稳定性越高，C曲线右移，共析钢C曲线最靠右；合金元素，除Co外所有合金元素均使C曲线右移，并使C曲线改变形状。
二、共析钢过冷奥氏体的转变产物及性能、珠光体型转变（P）转变温度：A1～鼻温（550℃）之间（高温转变）转变规律：是通过碳、铁的扩散完成转变。
铁原子重新排列由fcc bcc,碳从铁中扩散出，形成转变产物：珠光体型组织铁素体和渗碳体的机械混合物产物形态：渗碳体呈层片状分布在铁素体基体上，转变温度越低，层间距越小。
珠光体型组织按层间距大小分为珠光体(P)、索氏体(S)和屈氏体(T)珠光体3800×索氏体8000×屈氏体8000×2、贝氏体型转变（B）转变温度：鼻温（550℃）～Ms之间（中温转变）转变规律：半扩散型转变，铁原子不扩散，只能做微小的位置调整，由fcc→bcc。
碳原子有一定扩散能力，部分碳原子从铁中扩散出来，形成碳化物。
转变产物：贝氏体型组织，渗碳体分布在过饱和的铁素体基体上的两相混合物。
上贝氏体（B上）：550℃～350℃之间形成形态：呈羽毛状, 小片状的渗碳体分布在成排的铁素体片之间。
光学显微照片1300×电子显微照片5000×上贝氏体性能：铁素体片较宽，塑性变形抗力较低；渗碳体分布在铁素体片之间，容易引起脆断，因此强度和韧性都较差。
7过冷奥氏体等温转变过程及转变产物汇总
薛小怀 副教授
16
板条马氏体（左）和针状马氏体（右）
薛小怀 副教授
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马氏体的形态主要取决于奥氏体的碳含量， 当碳小于0.2％时，组织中几乎完全是板条状马 氏体，当碳大于1.0％时，则几乎全部是针状马 氏体，碳含量介于0.2~1.0％之间时，为板条状和 针状马氏体的混合组织。
薛小怀 副教授
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（3）马氏体的力学性能特点 高硬度是马氏体性能的主要特点，其强化机
（1）马氏体晶体结构特点 转变在低温下进行的，铁、碳原子均不能扩散，
转变时只发生-晶格改组，而无成分的变化，即固溶 在奥氏体中的碳，全部保留在晶格中，使-Fe超过 其平衡含碳量。因此，马氏体是碳在-Fe中的过饱和 固溶体，用符号“M”表示。
薛小怀 副教授
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（2）马氏体组织形态特点（板条和针状） 板条马氏体的立体形态呈细长的扁棒状，显
薛小怀 副教授
6
当温度较高(550~350C)时，条状或片状铁 素体从奥氏体晶界开始向晶内以同样方向平行 生长。随着铁素体的伸长和变宽，其中的碳原 子向条间的奥氏体中富集，当碳浓度足够高时， 便在铁素体条间断续地析出渗碳体短棒，奥氏 体消失，形成典型的羽毛状上贝氏体。
薛小怀 副教授
7
上贝氏体形成过程
薛小怀 副教授
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马氏体的塑性和韧性主要取决于其内部亚 结构的形式和碳的过饱和度。高碳马氏体的碳 过饱和度大，晶格畸变严重，晶内存在大量孪 晶，且形成时相互接触撞击而易于产生显微裂 纹等原因，硬度虽高，但脆性大、塑性、韧性 均差。
薛小怀 副教授
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低碳板条马氏体的亚结构是高密度位错，碳 的质量分数低，形成温度较高，会产生“自回火” 现象，碳化物析出弥散均匀，因此在具有高强度 的同时还具有良好的塑性和韧性。
过冷奥氏体转变总结
热处理过程：加热、保温、冷却 冷却方式有二种：连续冷却方式
等温冷却方式
dT/dτ→∞时是平衡条件，否则就是非平衡条件。 过冷奥氏体在非平衡条件下冷却，可有三种形式。其中：(a) dT/dτ= 0，为等温冷却；
(b) dT/dτ= C，为连续冷却； (c) dT/dτ= f(τ)，为实际冷却。
过冷奥氏体： 过冷奥氏体转变动力学图：体等温转变和连续转变动力学图： 过冷奥氏体主要转变类型：P型转变、M型转变、B型转变
（1）高温时，过冷度小，驱动力△Gv小，扩散系数D大， 原子扩散能力大，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。
(b) 表示转变终了线出现的二个鼻子；
(c) 表示转变终了线分开，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。
综上所述，C曲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。需指出的是 珠光体转变和贝氏体转变可能重叠得到珠光体加 贝氏体混合组织。贝氏体转变与M转变也会叠。
当奥氏体化温度下降，保温时间缩短, 奥氏体成 分不均匀，晶粒减小，晶界面积增加，珠光体形核 位置增加，形核率增加，C曲线左移。
上述二种影响，当珠光体转变是在高温时更为剧 烈。
（2）对马氏体转变
加热温度和保温时间的影响是两方面的。① 提高奥氏体化加热温度和保温时间，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提高奥氏体化加热 温度和保温时间，有利于碳和合金元素溶入奥 氏体中。Ms下降。若排除化学成分的影响，提 高奥氏体化加热温度和保温时间，使MS升高。 （3）对贝氏体转变
具有共析成分的过冷奥氏体(碳钢),冷却到珠光体转变温度区间等温,说 明其转变机制
具有共析成分的过冷奥氏体(碳钢),冷却到珠光体转变温度区间等温,说明其转变机制过冷奥氏体，也称超冷奥氏体，在冷却过程中没有形成其相变组织，一般分为两类：一类是过淬透镜体，另一类是过共析成分。
其中，本文着重讨论的是具有共析成分的过冷奥氏体(碳钢)，并阐述其冷却到珠光体转变温度区间等温的转变机制。
碳钢是指碳含量在0.008%~2.11%之间的钢铁，其中碳元素对于钢铁的性能有着重要的影响。
在处理过程中，钢材会出现一系列组织结构的转变，常见的有铁素体、珠光体和贝氏体。
而碳钢的珠光体转变温度一般在723℃左右，在这个温度区间，过冷奥氏体的结构也会发生变化。
具有共析成分的碳钢在冷却过程中，无论是快速冷却还是缓慢冷却，在一定温度范围内都会发生共析反应。
共析反应是指在相图中，两种或更多组分共同形成一种或多种相的反应。
对于具有共析成分的过冷奥氏体(碳钢)，在冷却过程中，当温度下降到共析温度时，其中的一部分组分会分离出来，形成另一种组织结构。
在过冷奥氏体转变过程中，碳钢中的共析组织是关键因素之一。
碳钢中的共析成分是铁-碳共析图中的渗碳体，当温度下降到共析温度时，其中的渗碳体被分离出来，产生了新的组织结构，并改变了材料的性能。
由于渗碳体的形态、类型和分布直接影响着钢铁的力学性能，因此，对其转变机制的研究具有重要意义。
研究表明，在碳钢中，珠光体与共析成分的分离过程是相互作用的。
当温度下降到珠光体转变温度区间时，珠光体晶粒表面的共析组织先开始分离，而在晶粒内部分离则相对较慢。
因此，晶粒表面的分离是整个过程中的瓶颈，影响着组织结构的形成和分布。
总体来看，共析成分对于碳钢中过冷奥氏体的转变起着关键作用，其分离和重新排列可以改变材料的微观组织结构和力学性能。
在碳钢的珠光体转变温度区间等温过程中，渗碳体的分离是一个不可忽略的因素，对于珠光体的形成和分布有着重要的影响。
对于碳钢材料的性能和应用，需要进一步深入研究其转变机制，以便更好地利用其特点，提高其应用价值。
奥氏体等温转变
珠光体转变过程 珠光体转变也是形核和长大的过程。渗碳体晶核首
先在奥氏体晶界上形成，在长大过程中，其两侧奥 氏体的含碳 量下降，促 进了铁素体 形核，两者 相间形核并 长大，形成一个珠光体团。
珠光体转变是扩散型转变。
珠光体转变
珠光体转变
随着过冷度的不同，片层间距和厚薄也不同,又细分为珠光体、索氏体和托氏体.
➢ 过冷奥氏体的中温（贝 氏体）转变
过冷奥氏体在550℃230℃ (Ms)间将转变为 贝氏体类型组织，贝氏 体用符号B表示。 根据其组织形态不同， 贝氏体又分为上贝氏体 (B上)和下贝氏体(B下).
上贝氏体 下贝氏体
贝氏体转变过程 贝氏体转变也是形
核和长大的过程。
发生贝氏体转变时, 首先在奥氏体中的 贫碳区形成铁素体 晶核，其含碳量介 于奥氏体与平衡铁 素体之间，为过饱 和铁素体。
下贝氏体： 形成温度为350℃-Ms。 在光镜下呈竹叶状。
光镜下
电镜下
在电镜下为细片状碳 化物分布于铁素体针 内，并与铁素体针长 轴方向呈55-60º角。
上贝氏体强度与塑性都较低，无实用价值。 下贝氏体除了强度、硬度较高外，塑性、韧性也较
好，即具有良好的综合力学性能，是生产上常用的 强化组织之一。
当转变温度较高（550-350℃) 时，条片状铁素体从 奥氏体晶界向晶内平行生长，随铁素体条伸长和变 宽，其碳原子向条间奥氏体富集，最后在铁素体条 间析出Fe3C短棒，奥氏体消失，形成B上 。
上贝氏体转变过程
上贝氏体:
在光镜下呈羽毛 状.
在电镜下为不连
续棒状的渗碳体 光镜下 分布于自奥氏体
⑶ 托氏体 形成温度为600-550℃，片层极薄(<0.2μm)，电镜
下可辨，用符号T 表示。
过冷奥氏体转变
T
500
A→P
A1 HRC 15 P B 40 45 55 Mf >60 103 104 105
——过冷奥氏体 转变产物： P：珠光体 B：贝氏体 M：马氏体
鼻点
200
τ孕
Ms A→M
1
A→B
M+AR 10 102
τ
① 不同温度下转变产物不同；
高温转变产物(A1~550℃)
高温
珠光体( P) — 扩散型
中温转变产物(550℃~MS)
中温
贝氏体( B) — 半扩散型
低温
低温转变产物(MS~Mf)：
Mf
马氏体( M) — 非扩散型
共析碳钢 C 曲线
② 存在孕育期 ——过冷奥氏体等温分解所需的准备时间 ——代表 A过冷稳定性。
③ 存在鼻点：
——孕育期最短， A过冷最不稳定； ④ T转↓，产物硬度↑。 ⑤ 马氏体是过冷奥氏体连续冷却中的一种转变 组织，非等温转变产物。将其画入，使过冷 奥氏体等温转变曲线更完备、实用
Z (T )函数由C曲线转变开始线决定。
连续冷却转变时：
每一个极小的时间段 i 都对应一个相应的 温度 Ti ，同时在 C曲线上也对应一定的孕育期 Zi ，在任一温度Ti下，孕育期消耗量 IP i 从 A1冷至Tn时的IP为:
n 1 2 IP Z1 Z2 Zn i i 1 Z i
4 CCT 与 TTT 的应用：
（1）从CCT 曲线可获钢的真实临界淬火速度VC及 VC′，为热处理（淬火、退火等）提供依据； （2）从TTT 曲线可获知等温处理的有关数据； （3）利用TTT 曲线近似代替 CCT 曲线。如确定转变 产物、τ始及τ终、VC等。 **连续冷却的VC值是等温冷却C曲线中与鼻点相 切的VC的1/1.5倍，故可用等温冷却C曲线中VC估算.
过冷奥氏体等温转变过程及产物-贝氏体转变
第三章钢的热处理
第2节奥氏体转变图
第3讲过冷奥氏体等温转变过程及产物
贝氏体转变
560～230℃
贝氏体型转变B
上贝氏体下贝氏体
共析钢的奥氏体等温转变图
贝氏体定义: 钢中的贝氏体是过冷奥氏体的中温转变产物，它以贝氏体铁素体(bainitic ferrite, BF) 为基体，同时存在碳化物相的组织
贝氏体=贝氏体铁素体+碳化物
贝氏体铁素体：含碳量过饱和的铁素体
碳化物：包括θ-渗碳体或ε-碳化物
过冷奥氏体不同等温转变温度下, 贝氏体的形态不同
560 ~350 ℃形成
上贝氏体B上
350℃ ~Ms(230 ℃)形成
下贝氏体B下
上贝氏体560 ~350 ℃形成
组织特征：B上呈羽毛状
上贝氏体形成示意图
贝氏体组织的形成
形核+ 核长大
在奥氏体
晶界形成在平行的铁素体片层之间析出渗碳体
新相铁素体
上贝氏体的性能
硬度高：40~45HRC
塑、韧性差：铁素体片粗且平行分布，同时晶间有脆性的渗碳体
(a)光学显微镜照片
下贝氏体组织呈针叶状
下贝氏体的显微组织
Fe 3C 白色弥散分布于铁素体晶内
(b)扫描电子显微镜照片
组织特征：B 下呈针叶状
微观结构：由针叶状过饱和F 和弥散分布在其中的极细小的渗碳体
组成下贝氏体形成示意图
下贝氏体在350℃~Ms(230℃)阶段形成
第三章钢的热处理
性能：
硬度高~50HRC，强度高，耐磨性
好，塑性、韧性高
具有良好的综合力学性能
生产中“等温淬火”的目的就是为
了得到B下组织。
过冷奥氏体等温转
• 开始线以左部分为过冷奥氏体区，转 变终了线右方是转变结束区，两条线 之间为转变过渡区，水平线MS为马氏 体转变或形成的开始温度，其下为马 氏体转变区，而水平线MZ为马氏体转 变或形成的终了温度。
• 无论是高温（在奥氏体稳定区域）还是（在亚稳 奥氏体区域）变形，均加速过冷奥氏体转变。
• CCT图位于TTT图右下方，亦即转变开始时间推 迟，开始温度降低。
• 连续冷却速度很小时，转变开始和终了的时间很 长。冷却速度加大，则转变温度降低，转变开始 与终了时间缩短。而且冷却速度愈大，转变所经 历的珠光体转变区 A1-500℃内为P转变区，一般为片状，片间距 离随温度降低而减小，屈服强度升高。 （2）贝氏体转变区 鼻子温度MS为贝氏体转变区，分为上贝氏体 和下贝氏体区。贝氏体转变终了线以右不能得到 单一的贝氏体组织，而是贝氏体加残余奥氏体。
• （3）马氏体转变区 MS以下为马氏体转变区，直到MZ。
• 硅、钨、钼、钒、钛等合金元素使珠光体区鼻部 的温度上升；而镍、锰、铜等使之下降。 • 所有碳化物形成元素均使贝氏体区鼻部温度下降。 • 硼推迟珠光体转变的作用元大于贝氏体转变
• 奥氏体化温度愈高，保温时间愈长，使C曲线右 移。 1 奥氏体晶粒粗大； 2 成分均匀； 所有这些因素都能降低奥氏体分解时的形核 率，增加奥氏体的稳定性。
• 亚共析钢中，随碳含量的上升，C曲线右移； • 过共析钢中，随碳含量的上升，C曲线左移； • 因此，共析钢的C曲线离纵轴最远，共析钢的 过冷A最稳定。 • 含碳量越高，MS点越低。
• 除钴和铝（大于2.5%）以外，所有合金元素都增 大过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。
奥氏体在冷却时的转变综述
度的浴炉中进行等温转变，并开始计时。
4. 记时：每隔一定时间取出一个试样，进行高温 金相 组织观察。记录开始转变时间和转变终了 时间。
将其余各组试 样，用上述方法分别 测出不同等温条件下 A转变开始和终了时 间，最后将所有转变 开始时间点和终了时 间点标在温度—时间 (对数) 坐标上，并分 别连接起来，即得C 曲线。
（二）应用
1. 在转变图上估计连续冷却转变产物
→退火 →正火 →淬火
→淬火
CCT曲线位于 TTT的右下方；CCT曲线中没有 A→B 转变
2. 马氏体淬火临界冷却速度 淬火临界冷却速度:
v
' k
A1 t m
1.5τ
m
Vk ´—获得完全M组织的最小冷却速度或与转变开始线相切的冷却速度 tm—C曲线鼻尖处温度 τm—C曲线鼻尖处时间
A中的C%↑ 则 MS、Mf ↓，残余A含量↑。
（6）产生很大内应力。
奥氏体的碳含量对残余奥氏体量的影响
700 600 500 400 300 200 100
温度/℃
Ms
0 Mf －100 －200 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 Wc(%)
奥氏体的碳含量对M转变温度的影响
过冷A转变开始线 过冷A转变终了线 相变线 P S 5 ～25HRC 25 ～35HRC
性能
P 转变
T
3 5 ～40HRC
B 转变 M 转变
M转变开始线 M转变终了线
上B 40 ～50HRC 下B 50 ～60HRC
M+A′60 ～65HRC
下 降
三、过冷奥氏体转变产物的组织形态及其性能
（一）极其缓慢冷却转变
第三章奥氏体在冷却时的转变
第三章奥⽒体在冷却时的转变第六节钢在冷却时的转变⼀、共析钢的过冷奥⽒体转变由铁碳相图可知，共析钢从奥⽒体状态冷却到临界点A1点以下时将要发⽣珠光体转变。
实际上，迅速冷却到A1点以下温度时，转变并不是⽴即开始的，在A1点以下未转变的奥⽒体称为过冷奥⽒体。
1．过冷奥⽒体转变曲线(1)过冷奥⽒体等温转变曲线图10—38是通过实验测定的共析钢过冷奥⽒体等温转变动⼒学曲线，⼜称过冷奥⽒体等温转变等温图(⼜称TTT图或C曲线)。
图中左边的曲线是转变开始线，右边的曲线是转变完了线。
它的上部向A1线⽆限趋近，它的下部与Ms线相交。
Ms点是奥⽒体开始向马⽒体转变的温度。
由图可以看出，过冷奥⽒体开始转变需要经过⼀段孕育期，在550～500℃等温时孕育期最短，转变最快，称为C曲线的“⿐⼦”。
在⿐温以上的⾼温阶段，随过冷度的增加，转变的孕育期缩短，转变加快；在⿐温以下的中温阶段，随过冷度的增加，转变的孕育期变长，转变变慢。
这是因为共析转变是扩散型相变，转变速率是由相变驱动⼒和扩散系数D两个因素综合决定的(参看第三节)。
过冷奥⽒体在不同的温度区间会发⽣三种不同的转变。
在A1～500~C区间发⽣珠光体转变，转变的产物是珠光体(P)，其硬度值较低，在11～40HRC之间；550~C～Ms点区间发⽣贝⽒体转变，产物是贝⽒体(B)，硬度值较⾼在40～55HRC之间；在Ms点以下将发⽣马⽒体转变，得到马⽒体(M)，马⽒体的硬度很⾼，可达到60HRC以上。
碳素钢的贝⽒体转变温度区间与珠光体、马⽒体转变的温度区间没有严格的界限，相互之间有重叠。
⼀般认为过冷奥⽒体有了1％的转变即为转变的开始，转变已完成99％即为转变完了。
在转变开始线和转变完了线之间，还可以划出转变量为10％、50％、90％等等⼏条⼤体平⾏的曲线(图中以虚线表⽰)。
转变开始线、终⽌线与A。
线、Ms线之间将等温转变图划分成⼏个区域，各个区域表⽰组织状态及转变量与温度和时间之间的关系。
过冷奥氏体转变图
等温转变图TTT 图，C 曲线。
连续转变图CCT 图。
过冷奥氏体转变图是对钢材进行热处理（确定冷却速率）的重要依据。
过冷奥氏体两种转变图0时间温度加热保温连续冷却临界温度等温冷却1. 等温转变图：概貌表示奥氏体急速冷却到临界点A1以下，在各不同温度下的保温过程中，其转变量与转变时间的关系曲线图，也称TTT曲线，因为其形状象字母C，所以又称C 曲线。
共析钢的C曲线两条C 型曲线中，左边的一条与M s共析钢的C 曲线1. 等温转变图：过冷奥氏体转变开始线线为过冷奥氏体转变开始线。
有缘学习更多＋谓ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）右边的一条C 型曲线与M f 线为过冷奥氏体转变终了线。
1. 等温转变图：过冷奥氏体转变终了线共析钢的C 曲线1. 等温转变图：过冷奥氏体区A1~M s间及转变开始线以左的区域为过冷奥氏体区。
共析钢的C曲线1. 等温转变图：转变产物区共析钢的C曲线转变终了线以右及Mf线以下为转变产物区。
有缘学习更多＋谓ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）转变开始线与终了线之间及Ms线与M线之间为转变区。
f共析钢的C曲线鼻尖转变开始线与纵坐标之间的距离为孕育期，孕育期越小，过冷奥氏体稳定性越小。
孕育期最短处称为C曲线的“鼻尖”。
对于碳钢，“鼻尖”处的温度为550℃。
共析钢的C曲线过冷奥氏体的稳定性（C 曲线左右位置）取决于相变驱动力和扩散这两个因素。
在“鼻尖”以上，过冷度越小，相变驱动力也越小；在“鼻尖”以下，温度越低，虽然相变驱动力增加，但原子扩散越困难，后者是相变的控制因素，因而使得孕育期延长，奥氏体稳定性增加。
1. 等温转变图：存在鼻尖的原因共析钢的C 曲线鼻尖此处的孕育期主要受相变驱动力控制此处的孕育期主要受原子扩散控制（1）含碳量的影响共析钢的过冷奥氏体最稳定，C曲线最靠右。
由共析钢成分开始，含碳量增加或减少都使C曲线左移。
而Ms 与Mf点则随含碳量增加而下降。
1. 等温转变图：影响C曲线因素亚共析钢、共析钢、过共析钢的C 曲线比较注意在下图中，与共析钢相比，亚共析钢和过共析钢C曲线的上部还各多一条先共析相的析出线。
共析钢过冷奥氏体等温转变曲线三个转变区的转变产物
共析钢过冷奥氏体等温转变曲线三个转变区的转变产物共析钢是一种特殊种类的钢，它的化学组成中包含多个元素，这些元素在钢中相互共存，并随着温度的变化而发生相互作用。
这种钢在加热过程中会出现一系列复杂的物理和化学改变，其中最显著的就是过冷奥氏体等温转变。
这个过程涉及到三个不同的转变区，每个区域都有对应的转变产物。
本文将详细介绍这些转变区以及它们的转变产物。
第一个转变区是马氏体区。
这个区域通常位于钢的下部，在加热的早期阶段就开始形成马氏体。
这个转变的产物是马氏体，它是一种具有高硬度和强度的晶体结构。
马氏体的形成可以通过快速冷却来促进。
这种快速冷却可以使共析钢冷却到室温以下，从而促使钢中的温度降低并形成马氏体。
马氏体区通常是非常小的，但它对整个钢的性质有着重要的影响。
第二个转变区是珠光体区。
这个区域通常是马氏体区的上方，在马氏体形成之后。
在这个区域中，马氏体开始转变为珠光体。
珠光体区是一个非常关键的区域，因为它对钢的性能有很大的影响。
珠光体区的转变产物是珠光体，它是一种具有高韧性和可塑性的组织结构。
珠光体的形成需要适当的温度和时间，这样才能使马氏体发生变化并形成珠光体。
第三个转变区是铁素体区。
这个区域的位置通常位于共析钢的顶部，珠光体区的上方。
在这个区域中，珠光体开始转变为铁素体。
铁素体区的转变产物是铁素体，它是一种具有高延展性和韧性的晶体结构。
铁素体的形成需要更高的温度和更长的时间，通常在共析钢的加热过程的后期形成。
三个转变区所形成的结构和性质不同，但它们的转变是相互关联和相互依存的。
在共析钢中，这三个转变区的温度和时间都会互相影响，从而影响钢材的最终性能。
因此，在共析钢的加热过程中，需要仔细控制温度和时间，以便最大限度地利用这些转变区，并形成最优质的钢材。
总之，共析钢的过冷奥氏体等温转变是一个复杂的物理和化学过程，涉及到三个不同的转变区和对应的转变产物。
马氏体区的产物是马氏体，珠光体区的产物是珠光体，铁素体区的产物是铁素体。
共析钢TTT-CCT图分析
TTT曲线过冷奥氏体等温转变曲线——TTT曲线(Time，Temperature，Transformation) 过冷奥氏体等温转变曲线可综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程：转变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。
因其形状通常像英文字母“C”，故俗称其为C曲线，亦称为TTT图。
C曲线中转变开始线与纵轴的距离为孕育期，标志着不同过冷度下过冷奥氏体的稳定性，其中以550℃左右共析钢的孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最低，称为C曲线的“鼻尖”。
图中最上面一条水平虚线表示钢的临界点A1(723℃)，即奥氏体与珠光体的平衡温度。
图中下方的一条水平线Ms(230℃)为马氏转变开始温度，Ms以下还有一条水平线Mf(-50℃)为马氏体转变终了温度。
A1与Ms线之间有两条C曲线，左侧一条为过冷奥氏体转变开始线，右侧一条为过冷奥氏体转变终了线。
A1线以上是奥氏体稳定区。
Ms线至Mf线之间的区域为马氏体转变区，过冷奥氏体冷却至Ms线以下将发生马氏体转变。
过冷奥氏体转变开始线与转变终了线之间的区域为过冷奥氏体转变区，在该区域过冷奥氏体向珠光体或贝氏体转变。
在转变终了线右侧的区域为过冷奥氏体转变产物区。
A1线以下，Ms线以上以及纵坐标与过冷奥氏体转变开始线之间的区域为过冷奥氏体区，过冷奥氏体在该区域内不发生转变，处于亚稳定状态。
在A1温度以下某一确定温度，过冷奥氏体转变开始线与纵坐标之间的水平距离为过冷奥氏体在该温度下的孕育期，孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性的高低。
在A1以下，随等温温度降低，孕育期缩短，过冷奥氏体转变速度增大，在550℃左右共析钢的孕育期最短，转变速度最快。
此后，随等温温度下降，孕育期又不断增加，转变速度减慢。
过冷奥氏体转变终了线与纵坐标之间的水平距离则表示在不同温度下转变完成所需要的总时间。
转变所需的总时间随等温温度的变化规律也和孕育期的变化规律相似。
因为过冷奥氏体的稳定性同时由两个因素控制：一个是旧相与新相之间的自由能差ΔG；另一个是原子的扩散系数D。
第6章_过冷奥氏体转变图
3. 奥氏体状态的影响
① 奥氏体的晶粒度：主要 影响先共析转变、珠光体 转变和贝氏体转变。晶粒 越小，C曲线左移，即转 变越快。对马氏体转变而 言，晶粒越粗大，Ms点越 高。
3. 奥氏体状态的影响
② 奥氏体均匀性：奥氏体 成分越不均匀，先共析转 变和珠光体转变加快，部 分C曲线左移；贝氏体转 变时间延长，转变终了线 右移； Ms点升高，Mf点 降低。
图6-5 Ni对C曲线的影响
2. 合金元素的影响
⑵ 碳化物形成元素
主要有铬、钼、钨、钒、钛等。这类元素如溶入奥氏 体中也将不同程度地降低珠光体转变和贝氏体转变的速 度；同时还使珠光体转变C曲线移向高温和贝氏体转变C 曲线移向低温。 当钢中这类元素含量较高时，将使上述两种转变的C 曲线彼此分离，使IT图出现双C曲线的特征。这样，在 珠光体转变与贝氏体转变温度范围之间就出现了一个过 冷奥氏体的高度稳定区。
过冷奥氏体在不同温度范围内的转变产物 A1~550℃ P转变区 550℃ ~ Ms B转变区 Ms~ Mf M转变区 M转变区： A分解为过饱和碳的α-Fe固溶体，即马氏体。 残余奥氏体 高温 中温 低温
珠光体组织
下贝氏体组织
马氏体组织
6.1.2 IT图的影响因素
1.含碳量的影响 2.合金元素的影响 3.奥氏体状态的影响 4.外加应力与塑性变形的影响
转变产物： 在两个“C”曲线相重叠 的区域内等温时可以得到珠 光体和贝氏体混合组织。 在珠光体区内，随着等温 温度的下降，珠光体片层间 距减小，珠光体组织变细。 在贝氏体区较高温度等温, 获得上贝氏体；在较低温度 区等温，获得下贝氏体。
图6-1 过冷奥氏体等温转变图的建立 (a) 不同温度下的等温转变动力学曲线； (b) 过冷奥氏体等温转变图
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错、孪晶等)和组织细化； （c）过饱和碳以弥散碳化物析出强化。
薛小怀 副教授
马氏体的硬度主要受 碳含量的影响。随碳含量 增加，马氏体的硬度随之 增高。当碳的质量分数超 过0.6％以后，硬度的增 加趋于平缓。合金元素对 马氏体的硬度影响不大。
薛小怀 副教授
（2）珠光体组织形态与性能
根据珠光体型组织片层间距大小分为珠光体、 索氏体和托氏体，皆为F和Fe3C片层相间的机械 混合物，无本质区别，只是片层厚度不同而已。 转变温度越低，珠光体型组织的片层越薄，相界 面越多，强度和硬度越高，塑性及韧性也略有改 善。
薛小怀 副教授
贝氏体转变
（1）贝氏体的转变过程 贝氏体是过冷奥氏体在C曲线“鼻尖”(约 550C)至M S之间温度范围的等温转变产物，通 常用符号B表示。过冷奥氏体在这一温度区间转 变时，由于过冷度较大。原子扩散能力下降，这 时铁原子已不能扩散，碳原子的扩散也不充分， 因此，贝氏体转变是半扩散型相变。
薛小怀 副教授
温度降低(350C~MS)时，碳原子扩散能力更低， 铁素体在奥氏体的晶界或晶内某些晶面上长成针状， 碳原子在铁素体内一定的晶面上以断续碳化物小片 的形式析出，从而形成了下贝体。
薛小怀 副教授
下贝氏体形成过程
薛小怀 副教授
（2）贝氏体的组织形态及性能 上贝氏体中短杆状的渗碳体分布于自奥氏体
薛小怀 副教授
马氏体的塑性和韧性主要取决于其内部亚 结构的形式和碳的过饱和度。高碳马氏体的碳 过饱和度大，晶格畸变严重，晶内存在大量孪 晶，且形成时相互接触撞击而易于产生显微裂 纹等原因，硬度虽高，但脆性大、塑性、韧性 均差。
薛小怀 副教授
低碳板条马氏体的亚结构是高密度位错，碳 的质量分数低，形成温度较高，会产生“自回火” 现象，碳化物析出弥散均匀，因此在具有高强度 的同时还具有良好的塑性和韧性。
薛小怀 副教授
（4）马氏体的转变特点 （a）无扩散性：马氏体转变的过冷度极大。 转变温度低、铁、碳原子的扩散都极其困难。因 此是非扩散型相变，转变过程中没有成分变化， 马氏体的碳含量与母相奥氏体的含碳量相同。
薛小怀 副教授பைடு நூலகம்
（b）变温形成：马氏体转变有其开始转变温度 (MS点)和转变终了温度(MF点)。当过冷奥氏体冷 到MS点，即发生马氏体转变。转变量随温度的下 降而不断增加，一旦冷却中断，转变便很快停止。 随后继续冷却，马氏体可继续形成。
薛小怀 副教授
当温度较高(550~350C)时，条状或片状铁 素体从奥氏体晶界开始向晶内以同样方向平行 生长。随着铁素体的伸长和变宽，其中的碳原 子向条间的奥氏体中富集，当碳浓度足够高时， 便在铁素体条间断续地析出渗碳体短棒，奥氏 体消失，形成典型的羽毛状上贝氏体。
薛小怀 副教授
上贝氏体形成过程
晶界向晶内生长的铁素体条间，在光镜下呈羽 毛状。下贝氏体氏体中碳化物以小片状分布于 铁素体针内。在光学显微镜下．下贝氏体呈黑 针状。
薛小怀 副教授
上贝氏体（左）和下贝氏体（右）
薛小怀 副教授
上贝氏体和下贝氏体组织性能比较
薛小怀 副教授
马氏体转变
当奥氏体快速冷却到MS点以下时（共析钢 230 C），将发生马氏体转变。
薛小怀 副教授
（c）高速长大：马氏体转变没有孕育期，形成 速度极快。瞬间形核，瞬间长大。马氏体转变量 的增加，不是靠原马氏体片的继续长大，而是靠 马氏体片的不断形成。
薛小怀 副教授
（d）马氏体转变的不完全性：一般来说，奥氏 体向马氏体的转变是不完全的，即使冷却到MF点， 也不可能获得100％的马氏体，总有部份奥氏体未 能转变而残留下来，这部分奥氏体称为残余奥氏 体，用符号“A`”表示。
薛小怀 副教授
板条马氏体（左）和针状马氏体（右）
薛小怀 副教授
马氏体的形态主要取决于奥氏体的碳含量， 当碳小于0.2％时，组织中几乎完全是板条状马氏 体，当碳大于1.0％时，则几乎全部是针状马氏体， 碳含量介于0.2~1.0％之间时，为板条状和针状马 氏体的混合组织。
薛小怀 副教授
（3）马氏体的力学性能特点 高硬度是马氏体性能的主要特点，其强化机
薛小怀 副教授
A转变为P的过程也是形核和长大的过程。当A过冷到 A1以下时，首先在A晶界处形成Fe3C晶核。通过扩散， Fe3C依靠其周围的A不断供应碳原子而长大，因而引起 Fe3C周围的A含碳量不断降低，从而为F形核创造了条件， 使这部份A转变为F。由于F的溶碳能力低(0.022％)，长 大时必然要向侧面的A中排挤出多余的碳，使相邻的A碳 含量增高，这又为产生新的Fe3C创造了条件。如此交替进 行下去．A就转变成F和Fe3C片层相问的P组织。
（1）马氏体晶体结构特点 转变在低温下进行的，铁、碳原子均不能扩散，
转变时只发生-晶格改组，而无成分的变化，即固溶 在奥氏体中的碳，全部保留在晶格中，使-Fe超过 其平衡含碳量。因此，马氏体是碳在-Fe中的过饱和 固溶体，用符号“M”表示。
薛小怀 副教授
（2）马氏体组织形态特点（板条和针状） 板条马氏体的立体形态呈细长的扁棒状，显
工程材料与焊接基础
第七讲
过冷奥氏体等温转变过程及转变产物
过冷奥氏体等温转变过程及转变产物
随过冷度的不同，过冷奥氏体将发生三种 基本类型的转变，即珠光体转变、贝氏体转 变和马氏体转变。以共析钢为例进行说明。
薛小怀 副教授
珠光体转变
（1）珠光体转变过程 过冷奥氏体在A1~“鼻尖”（约
550C）温度范围内等温将转变 为珠光体组织。因转变温度较高、 铁、碳原子的扩散都能够比较充 分地进行，使奥氏体能分解为成 分、结构都与之相差很大的渗碳 体和铁素体。可见奥氏体向珠光 体的转变属于扩散型相变。
微组织表现为一束束的细条状组织，每束内的条 与条之间尺寸大致相同并平行排列，一个奥氏体 晶粒内可以形成几个取向不同的马氏体束。马氏 体板条的亚结构主要是高密度的位错，因而又称 位错马氏体。
薛小怀 副教授
针状马氏体的立体形态呈双凸透镜的片状， 在光学显微镜下呈针状形态。在透射电子显微 镜下观察表明，其亚结构主要是孪晶，故又称 孪晶马氏体。