第六章过冷奥氏体转变图
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过冷奥氏体转变图
现象：
大型锻件在淬火时，如果在空气中停留时间比较长，或在具 有较长蒸汽膜覆盖期的油中冷却后，钢钢件的表面硬度会低 于心部硬度，即出现逆硬化。
解释：
在钢件表面，由于在空气中预冷（从临界点A1到P点），空 冷冷速（β）低于淬火冷速（α），当继续以淬火冷速（α） 冷却到 TR’ 温度时，孕育期消耗量已超过1，从而发生部分 珠光体相变，使淬火后的表面硬度下降。而在钢件内部，从 A1点到 TR’ 温度，一直以淬火冷速（α）冷却，孕育期消耗 量小于1，未发生珠光体相变，全部淬成马氏体组织，所以 硬度反而比表面高。
6. 在Ms点以上不出现C曲线，但可能有碳化 物析出的C形曲线。 奥氏体钢
§6.3 影响C曲线的因素
（1）碳含量 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 过冷奥氏体最稳定。
（2）合金元素 除Co、Al以外，合金元素均使C曲线右移，即 增加过冷奥氏体的稳定性，具体影响见图 6-4 。 （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. 只有贝氏体转变的C曲线 含碳量低（＜0.25%）而含Mn、Cr、Ni、 W、Mo量高的钢。 如：18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA 扩散型的珠光体转变受到极大阻碍，只出 现贝氏体转变的C曲线。
5. 只有珠光体转变的C曲线 中碳高铬钢 3Cr13、3Cr13Si、4Cr13等
3. Vc的工程意义 （1）代表钢接受淬火的能力； （2）决定钢件淬透层深度的主要因素 （3）合理选用钢材和正确制定热处理工艺 的重要依据之一。 4. Vc的影响因素 CCT图左移的因素 增大Vc CCT图右移的因素 减小Vc
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。
材料工程基础讲稿15
3．影响过冷A等温转变动力学图形状的因素 1）化学成分的影响 ①一般来说，除钴、铝以外的元素均使C曲线右移，增加过冷 A的稳定性。但碳的影响较为特殊，碳含量在0.8 ～ 1.0%,C曲线处 于最右侧，高于或低于这一含量时，C曲线均左移。即共析钢的过 冷A相对其它碳钢来说是最稳定的。但碳对C曲线的影响只有零点几 秒到几秒。 ②合金元素改变C曲线的形状，使P转变区与B转变区分离，呈双C 曲线。 ③推迟某一种转变，而对另一种 转变影响不大。 ④几种合金元素同时加入钢中， 大大提高过冷A的稳定性，并可 抑制某种不能影响，而尽可能地发 挥其有益作用。
§6－2 过冷奥氏体连续冷却转变动力学图 TTT图反映了过冷A等温转变的规律，在研究相变机理、组织形 态等方面很有意义。生产中应用更多的是过冷A连续冷却转变图 （CCT图－Continuous Cooling Transformation）。 1．CCT图的建立 测定钢的CCT图的方法有金相－硬度法、端淬法、膨胀法等实验 方法。 1）金相－硬度法
1．过冷奥氏体等温转变动力学图－TTT图的建立 Time Temperature Transformation 将过冷A迅速冷至A1以下某一温度等温，在等温冷却过程中发生的 转变——过冷A等温转变。 测定TTT图的方法有金相－硬度法、膨胀法、磁性法及电阻法等。 金相－硬度法 使用圆形薄试样（直径10～15mm，厚度1.0～ 1.5mm）。其步骤为 ①分析化学成分，测出临界点； ②在A1～A3(Acm)之间选取T1、T2……Tn等一系列等温温度，每一 等温温度下选取一系列的等温时间； ③将一组试样A化后，迅速置于一个规定的等温温度的恒温盐浴 炉中，停留不同时间之后，逐个取出试样淬入盐水中。于是尚未 转变的过冷A在淬入盐水后转变为M，因此，M量即未转变的过冷A 量。显然在恒温盐浴炉中停留时间不同，转变产物量就不同。 ④将试样磨制、抛光、腐蚀。在金相显微镜下观察各等温温度下 的转变开始点和终了点时间；
过冷奥氏体等温转变动力学
2、奥氏体晶粒尺寸的影响
A晶粒愈细小， 等温转变的孕育期愈短 ， 加速过冷 向 P的 晶粒愈细小，等温转变的孕育期愈短，加速过冷A向 的 晶粒愈细小 转变； 转变有相同的作用， 的作用大； 降低。 转变；对B转变有相同的作用，但不如对 的作用大； Ms降低。 转变有相同的作用 但不如对P的作用大 降低
பைடு நூலகம்
字形曲线（ （2）双C字形曲线（两个鼻子在时间和温度轴上都不相 ） 字形曲线 部分重叠） 同，P与B部分重叠）。 与 部分重叠
1）P转变曲线右移比较显著，20Cr、40Cr、35CrMn2等。 ） 转变曲线右移比较显著 转变曲线右移比较显著， 、 、 等 2）B转变曲线右移较为显著，GCr15、9Cr2、CrMn等。 ） 转变曲线右移较为显著 转变曲线右移较为显著， 、 、 等
3、加热温度和保温时间的影响 、
当原始组织相同时，提高 化温度 化温度， 当原始组织相同时，提高A化温度，延长保温时 将促进碳化物溶解，也会使C曲线右移 曲线右移。 间，将促进碳化物溶解，也会使 曲线右移。
a)843.5℃ 奥氏体化，晶粒度 ℃ 奥氏体化，晶粒度No9 b)1065.6 ℃奥氏体化，晶粒度 奥氏体化，晶粒度No3
四、TTT图的应用举例 TTT图的应用举例 1、分级淬火：表面和心部温度一致。 分级淬火：表面和心部温度一致。
2、等温淬火：获得下贝氏体。 等温淬火：获得下贝氏体。
3、退火和等温退火：珠光体转变。 退火和等温退火：珠光体转变。
4、形变热处理 ：将形变强化和热处理强化结合。 将形变强化和热处理强化结合。
（一）TTT图的建立 TTT图的建立 测量转变的方法很多，如金相法、硬度法、 测量转变的方法很多，如金相法、硬度法、 膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法等。 膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法等。 通常用金相硬度法和膨胀法配合使用， 通常用金相硬度法和膨胀法配合使用，利 用过冷奥氏体转变产物的组织形态或物理性能 的变化进行测定。 的变化进行测定。
过冷奥氏体等温转
• 用来描述转变开始和转变终了时间、 转变产物和转变量与温度、时间之间 的关系曲线，称为过冷奥氏体等温转 变图。（C曲线、TTT图）
• 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。
• 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。
热处理C曲线
过冷奥氏体转变动力学图
第一节 过冷奥氏体等温转变动力学图
过冷A在非平衡条件下冷却，可有如图的几种形式： 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
过冷奥氏体等温转变曲 线又称 TTT 图、 IT 图或 C 曲 线。综合反映了过冷奥氏 体在冷却时的等温转变温 度、等温时间和转变量之 间的关系（即反映了过冷 奥氏体在不同的过冷度下 等温转变的转变开始时间、 转变终了时间、转变产物 类型、转变量与等温温度、 等温时间的关系）。 TTT－Temperature Time Transformation IT－Isothermal Transformation
总之，Co、Al可促进冷却转变，其他合金元素大多阻碍转变
（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。
合金元素的影响: 除Co、Al (＞2.5% ) 外,所有合金元 素溶入奥氏体中,会引起:
第一节 过冷奥氏体等温转变动力学图
过冷A在非平衡条件下冷却，可有如图的几种形式： 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
过冷奥氏体等温转变曲 线又称 TTT 图、 IT 图或 C 曲 线。综合反映了过冷奥氏 体在冷却时的等温转变温 度、等温时间和转变量之 间的关系（即反映了过冷 奥氏体在不同的过冷度下 等温转变的转变开始时间、 转变终了时间、转变产物 类型、转变量与等温温度、 等温时间的关系）。 TTT－Temperature Time Transformation IT－Isothermal Transformation
总之，Co、Al可促进冷却转变，其他合金元素大多阻碍转变
（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。
合金元素的影响: 除Co、Al (＞2.5% ) 外,所有合金元 素溶入奥氏体中,会引起:
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。
热处理第6章 钢的过冷奥氏体转变图-40
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将A1(或A3)至Ms点的温度范围划分成一定数量的等温 温度间隔，每一等温温度使用一个试样。测定时，将
试样加热奥氏体化，随后迅速转入预先控制好的等温
炉中，作等温停留，由膨胀仪自动记录出等温转变时
所引起的膨胀效应与时间的关系曲线。
冷却收缩
转变结束 转变过程
孕育期
转变开始
图6.4 等温转变时膨胀－时间曲线
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优点：试样少、测试时间短和易于确定各转 变产物达到一定百分数时所需的时间。
缺点：不能测出过共析钢的先共析产物的析 出线和亚共析钢珠光体转变的开始线。
原因—渗碳体的居里点为230oC，在高于该温 度析出时无磁性表现；而铁素体与珠光体都 具有铁磁性，使两者在转变过程中无法区分。
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降低珠光体和贝氏体转变速度，同时 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。当钢中合金元素含量较高 时，将出现双C曲线的特征。
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Cr 的 影 响 。 Cr 显 著提高过冷奥氏体 的稳定性，使转变 孕育期延长；铬含 量超过3％，两曲线 完全分离；铬对贝 氏体转变的推迟作 用大于对珠光体转 变的推迟作用。当 Cr 含 量 相 近 时 ， 碳 含量高的其孕育期 将更长一些。
上一页 下一页 22
3. 塑性变形 原因：由于中温形变时将
原在化上无氏于因奥亚破体形论：氏结坏亚变在由体构了于晶，晶稳可高高粒这粒定促温温中在取区使(形 产 一 向指)碳变生定的下奥时多程延和对氏将边度续铁奥体原氏稳在而奥有子体定奥促氏利的进氏进体于区扩体碳中贝行)还中原一氏散塑形 子定体是，性成扩的的低因形大散应形温量力核，而变(位状，加指将，错态从之加奥由 性速，珠使光贝氏体体的转转变变时铁，素使形而成加珠速光了转体变的过孕程。育期缩 体减短的慢；共转格变成过长程受。到阻碍而
将A1(或A3)至Ms点的温度范围划分成一定数量的等温 温度间隔，每一等温温度使用一个试样。测定时，将
试样加热奥氏体化，随后迅速转入预先控制好的等温
炉中，作等温停留，由膨胀仪自动记录出等温转变时
所引起的膨胀效应与时间的关系曲线。
冷却收缩
转变结束 转变过程
孕育期
转变开始
图6.4 等温转变时膨胀－时间曲线
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优点：试样少、测试时间短和易于确定各转 变产物达到一定百分数时所需的时间。
缺点：不能测出过共析钢的先共析产物的析 出线和亚共析钢珠光体转变的开始线。
原因—渗碳体的居里点为230oC，在高于该温 度析出时无磁性表现；而铁素体与珠光体都 具有铁磁性，使两者在转变过程中无法区分。
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降低珠光体和贝氏体转变速度，同时 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。当钢中合金元素含量较高 时，将出现双C曲线的特征。
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Cr 的 影 响 。 Cr 显 著提高过冷奥氏体 的稳定性，使转变 孕育期延长；铬含 量超过3％，两曲线 完全分离；铬对贝 氏体转变的推迟作 用大于对珠光体转 变的推迟作用。当 Cr 含 量 相 近 时 ， 碳 含量高的其孕育期 将更长一些。
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3. 塑性变形 原因：由于中温形变时将
原在化上无氏于因奥亚破体形论：氏结坏亚变在由体构了于晶，晶稳可高高粒这粒定促温温中在取区使(形 产 一 向指)碳变生定的下奥时多程延和对氏将边度续铁奥体原氏稳在而奥有子体定奥促氏利的进氏进体于区扩体碳中贝行)还中原一氏散塑形 子定体是，性成扩的的低因形大散应形温量力核，而变(位状，加指将，错态从之加奥由 性速，珠使光贝氏体体的转转变变时铁，素使形而成加珠速光了转体变的过孕程。育期缩 体减短的慢；共转格变成过长程受。到阻碍而
第六章_过冷奥氏体转变图
C 曲线
2
孕育期
Incubation Period
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。
孕育期
转变开始
转变终了
鼻子
图6-1
从S曲线(a)到C曲线(b)
3
C 曲线的测定方法
8
图6-4
合金元素对C曲线位置及形状的影响
9
2. 过冷奥氏体连续冷却转变图 2.1过冷奥氏体连续冷却转变图的建立
CCT 曲线
Continuous Cooling Transformation 一般采用快速膨胀仪测定。
10
cc’ 线为珠光体转变中 止线。
转变并未最后完成，但 过冷奥氏体已停止分解。
曲线转变开始线相交时(温度为Tn )，IP<1， 转变未开始。只有进一步冷却到更低温度 Tn’，并满足
IP(Tn' ) 1
' Tn
A1
dT 1 Z (T )
时，转变
才开始，这就是CCT曲线位于C曲线右下方
的原因。
22
在临界冷却速度 VC 下，从 A1 点 冷却到珠光体转变中止线温度 TR’ 时，IP = 1。
i
1 dT A1 Z (T )
Tn
(6 2)
dT 1 d 式中为冷却速度 , d dT 若冷却速度不变，则 (6 2)式可写成： 1 Tn dT IP(Tn ) (6 3) A 1 Z (T )
20
21
这就是说，冷却速度为 α 的冷却曲线与 C
Zi
过冷奥氏体转变曲线图
6
3）加热条件的影响
加热条件主要指加热温度和保温时间。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，成分越均匀。同时，加热温度的提高 也有利于先析出相及其他难熔质点的熔化。所有这些因素都将提高奥氏体 的稳定性，使C曲线右移。
7
1.2 过冷奥氏体连续冷却转变
实际中多数热处理工艺应用的是连续冷却转变， 即过冷奥氏体是在不断的降温过程中发生转变的， 这就需要研究过冷奥氏体的连续冷却转变规律。
1ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ过冷奥氏体连续冷却转变曲线
如图4-16所示为共析钢的连续冷却转变曲线，又 称CCT曲线（Continuous Cooling Transformation）。 它反映了过冷奥氏体的冷却状况与组织结构之间的关 系，是研究钢在冷却转变时组织转变的理论基础，也 是选择热处理冷却工艺的重要依据。
8
图4-16 共析钢连续冷却转变曲线示意图
图4-16中的Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体的开始线，Pf 线 为转变终了线，两线之间为转变过渡区。 KK ' 线为转变的中止线， 当冷却曲线碰到此线时，过冷奥氏体便中止向珠光体型组织转变， 剩余的奥氏体将被过冷到 Ms点以下转变为马氏体。Vk是与Ps线相 切的冷却速度，它是钢在淬火时可抑制非马氏体组织转变的最小 冷却速度，称为淬火冷却速度或上临界冷却速度。Vk' 是获得全部 珠光体组织的最大冷却速度，称为下临界冷却速度。
2）合金元素的影响
除Co，Al以外，所有的合金元素溶于奥氏体后都会提高过冷奥氏体 的稳定性，使C曲线右移。其中，非碳化物形成元素（如Ni，Si，Cu等） 只改变C曲线的位置，不改变其形状。碳化物形成元素（如Cr，Mo，V等） 可同时改变C曲线的位置和形状。必须指出，碳化物形成元素必须溶于奥 氏体中才能提高过冷奥氏体的稳定性，否则作用相反。
3）加热条件的影响
加热条件主要指加热温度和保温时间。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，成分越均匀。同时，加热温度的提高 也有利于先析出相及其他难熔质点的熔化。所有这些因素都将提高奥氏体 的稳定性，使C曲线右移。
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1.2 过冷奥氏体连续冷却转变
实际中多数热处理工艺应用的是连续冷却转变， 即过冷奥氏体是在不断的降温过程中发生转变的， 这就需要研究过冷奥氏体的连续冷却转变规律。
1ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ过冷奥氏体连续冷却转变曲线
如图4-16所示为共析钢的连续冷却转变曲线，又 称CCT曲线（Continuous Cooling Transformation）。 它反映了过冷奥氏体的冷却状况与组织结构之间的关 系，是研究钢在冷却转变时组织转变的理论基础，也 是选择热处理冷却工艺的重要依据。
8
图4-16 共析钢连续冷却转变曲线示意图
图4-16中的Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体的开始线，Pf 线 为转变终了线，两线之间为转变过渡区。 KK ' 线为转变的中止线， 当冷却曲线碰到此线时，过冷奥氏体便中止向珠光体型组织转变， 剩余的奥氏体将被过冷到 Ms点以下转变为马氏体。Vk是与Ps线相 切的冷却速度，它是钢在淬火时可抑制非马氏体组织转变的最小 冷却速度，称为淬火冷却速度或上临界冷却速度。Vk' 是获得全部 珠光体组织的最大冷却速度，称为下临界冷却速度。
2）合金元素的影响
除Co，Al以外，所有的合金元素溶于奥氏体后都会提高过冷奥氏体 的稳定性，使C曲线右移。其中，非碳化物形成元素（如Ni，Si，Cu等） 只改变C曲线的位置，不改变其形状。碳化物形成元素（如Cr，Mo，V等） 可同时改变C曲线的位置和形状。必须指出，碳化物形成元素必须溶于奥 氏体中才能提高过冷奥氏体的稳定性，否则作用相反。
奥氏体等温转变完整版.ppt
扁棒状 在光镜下板条马氏
体为一束束的细条 组织。
演示课件
光镜下 电镜下
每束内条与条之间尺 SEM
寸大致相同并呈平行
排列，一个奥氏体晶
粒内可形成几个取向
不同的马氏体束。
TEM
在电镜下，板条内的
亚结构主要是高密度
过冷奥氏体的等温冷却转变
冷却方式决定钢的组织和性能，是热处 理极为重要的工序。实际生产中常采用等温 冷却和连续冷却两种冷却方式。
过冷奥氏体：处于临界点A1以下的奥氏体， 是非稳定组织，迟早要发生转变。现以共析 钢为例说明奥氏体的等温冷却转变。
演示课件
过冷奥氏体的转变方式有等温转变和连续冷却转变 两种。
演示课件
马氏体组织
马氏体具有体心正方晶格（a=b≠c） 轴比c/a 称马氏体的正方度。 C% 越高，正方度越大，正方畸变越严重。 当＜0.25%C时，c/a=1，此时马氏体为体心立方晶格.
演示课件
2）马氏体的形态 马氏体的形态分板
条和针状两类。 a. 板条马氏体 立体形态为细长的
下贝氏体转变
贝氏体转变属半扩散型转变，即只有碳原子扩散而
铁原子不扩散。
演示课件
下贝氏体： 形成温度为350℃-Ms。 在光镜下呈竹叶状。
光镜下
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。
电镜下
演示课件
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
上贝氏体转变过程
演示课件
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
分布于自奥氏体
晶界向晶内平行
生长的铁素体条
体为一束束的细条 组织。
演示课件
光镜下 电镜下
每束内条与条之间尺 SEM
寸大致相同并呈平行
排列，一个奥氏体晶
粒内可形成几个取向
不同的马氏体束。
TEM
在电镜下，板条内的
亚结构主要是高密度
过冷奥氏体的等温冷却转变
冷却方式决定钢的组织和性能，是热处 理极为重要的工序。实际生产中常采用等温 冷却和连续冷却两种冷却方式。
过冷奥氏体：处于临界点A1以下的奥氏体， 是非稳定组织，迟早要发生转变。现以共析 钢为例说明奥氏体的等温冷却转变。
演示课件
过冷奥氏体的转变方式有等温转变和连续冷却转变 两种。
演示课件
马氏体组织
马氏体具有体心正方晶格（a=b≠c） 轴比c/a 称马氏体的正方度。 C% 越高，正方度越大，正方畸变越严重。 当＜0.25%C时，c/a=1，此时马氏体为体心立方晶格.
演示课件
2）马氏体的形态 马氏体的形态分板
条和针状两类。 a. 板条马氏体 立体形态为细长的
下贝氏体转变
贝氏体转变属半扩散型转变，即只有碳原子扩散而
铁原子不扩散。
演示课件
下贝氏体： 形成温度为350℃-Ms。 在光镜下呈竹叶状。
光镜下
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。
电镜下
演示课件
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
上贝氏体转变过程
演示课件
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
分布于自奥氏体
晶界向晶内平行
生长的铁素体条
热处理工程基础第六章钢的过冷奥氏体转变图
第六章
A: 奥氏体
钢的过冷奥氏体转变图
P: 珠光体 B: 贝氏体
扩散型相变 （C曲线）
2300C
M: 马氏体
非扩散型相变
（直线型）
第一节 过冷奥氏体等温转变图
一、过冷奥氏体等温转变图的建立 过冷 A 等温转变：将 A 迅速冷到临界温度以下某
一温度，等温所发生的相变。 过冷 A 等温转变图：综合反映过冷 A 在不同过冷 度下的等温转变过程：开始和终了时间、产物类型 及转变量与温度和时间的关系等。常呈“C”形，又
不同温度下等温转变开始、转变一定量的时间、 终了时间，绘制在温度 — 时间半对数坐标系中 → 不同 温度下相同意义的点分别连接成曲线，最终形成过冷 奥 氏 体 等 温 转 变 图 （ Temperature-TimeTransformation Diagram) ABCD ：不同温度下转变开始（通常取转变量为 2%左右）时间， EFGH：转变50%的时间 JK、LM：转变100%（常为98%左右）的时间。
图6-12 只有碳化物析出的C曲线
影响奥氏体等温图的因素
1. 合金元素的影响 一种是使曲线右移；另一种是使珠光体与贝 氏体的曲线分开。其规律是： • 除 Co 之外溶入奥氏体的合金元素均使 C 曲 线右移； • 溶入奥氏体中的碳化物形成元素往往使C曲 线形状变化，出现两条曲线； • Mo与W的影响，它们使珠光体的转变曲线 大大右移，但是对贝氏体的曲线右移的不多。 • 微量B足以使F和P转变显著推迟。
2. C 曲线形状除与钢的化学成分有关外， 还与热处理规程有关： (1). 细化A晶粒，加速过冷A→P转变。 (2). 原始组织越细，奥氏体易均匀，A稳定 性高，C曲线右移。 (3). 原始组织相同时，提高A化温度、延长 时间，促使碳化物溶解、成分均匀和 A 晶粒长 大，C曲线右移。 3. A在高温或低温变形会显著影响P转变动 力学。形变量越大，P转变孕育期越短，使C曲 线左移。
A: 奥氏体
钢的过冷奥氏体转变图
P: 珠光体 B: 贝氏体
扩散型相变 （C曲线）
2300C
M: 马氏体
非扩散型相变
（直线型）
第一节 过冷奥氏体等温转变图
一、过冷奥氏体等温转变图的建立 过冷 A 等温转变：将 A 迅速冷到临界温度以下某
一温度，等温所发生的相变。 过冷 A 等温转变图：综合反映过冷 A 在不同过冷 度下的等温转变过程：开始和终了时间、产物类型 及转变量与温度和时间的关系等。常呈“C”形，又
不同温度下等温转变开始、转变一定量的时间、 终了时间，绘制在温度 — 时间半对数坐标系中 → 不同 温度下相同意义的点分别连接成曲线，最终形成过冷 奥 氏 体 等 温 转 变 图 （ Temperature-TimeTransformation Diagram) ABCD ：不同温度下转变开始（通常取转变量为 2%左右）时间， EFGH：转变50%的时间 JK、LM：转变100%（常为98%左右）的时间。
图6-12 只有碳化物析出的C曲线
影响奥氏体等温图的因素
1. 合金元素的影响 一种是使曲线右移；另一种是使珠光体与贝 氏体的曲线分开。其规律是： • 除 Co 之外溶入奥氏体的合金元素均使 C 曲 线右移； • 溶入奥氏体中的碳化物形成元素往往使C曲 线形状变化，出现两条曲线； • Mo与W的影响，它们使珠光体的转变曲线 大大右移，但是对贝氏体的曲线右移的不多。 • 微量B足以使F和P转变显著推迟。
2. C 曲线形状除与钢的化学成分有关外， 还与热处理规程有关： (1). 细化A晶粒，加速过冷A→P转变。 (2). 原始组织越细，奥氏体易均匀，A稳定 性高，C曲线右移。 (3). 原始组织相同时，提高A化温度、延长 时间，促使碳化物溶解、成分均匀和 A 晶粒长 大，C曲线右移。 3. A在高温或低温变形会显著影响P转变动 力学。形变量越大，P转变孕育期越短，使C曲 线左移。
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
第六章 钢的奥氏体转变图
变（A→B）
●亚共析钢和过共析钢的 C曲线（图 4）
图4 亚共析钢、共析钢及过共析钢的C曲线比较
四. IT图的应用 1.是制定钢材热处理工艺规范的基本依据之一：
①大致估计出工件在某种冷却介质中冷却得到的组织； ②制定等温淬火和分散淬火的工艺； ③估计钢接受淬火的能力。 2 实际热处理中采用连续冷却，其转变规律与等温冷却有 相当大的差异。 因此，IT图只能对连续冷却的热处理工艺提供定性数据， 它的直接应用受到很大的限制。
Fe、C原子扩散速度的制约。
2）过冷A在不同温度范围内的转变产物各不相同 从图6-1可见有三个相变区域: P相变区、B相变区和M
相变区。以T8钢为例，同温度的转变产物如图 2所示：
图2 T8钢 过冷 奥氏 体等 温转 变图
①P转变区域（高温转变） 从A1～550℃范围内，A等温分解为片状F＋片状
五.过冷奥氏体连续转变图
IT图的主要反映了过冷A等温转变的规律，主要用于
研究相变机理、
组织形态等。在一般热处理生产中，多为连续冷却，
所以难以直接应用，CCT图（连续转变图，Continuous、
Cooling、Fransformation）能比较接近实际热处理冷却
条件，应用更方便有效。
（一）共析碳钢的连续冷却转变图 (图6)
图1 共析碳钢IT 曲线测试示意图
图1 共析碳钢IT 图
二、过冷A等温转变图的基本形式
1. 结构: 1）A1是临界点； 2）转变开始线左方是过冷 A区； 3）转变结束线右方是转变结束区（ P或B）； 4）两线之间是转变过渡区：
A→P转变的 A＋P区； A→B转变的 A＋B区。
5）水平线 Ms为马氏体转变开始温度， 其下方为马氏体转变区。这是一幅比 较简单的过冷 A等温转变图。
●亚共析钢和过共析钢的 C曲线（图 4）
图4 亚共析钢、共析钢及过共析钢的C曲线比较
四. IT图的应用 1.是制定钢材热处理工艺规范的基本依据之一：
①大致估计出工件在某种冷却介质中冷却得到的组织； ②制定等温淬火和分散淬火的工艺； ③估计钢接受淬火的能力。 2 实际热处理中采用连续冷却，其转变规律与等温冷却有 相当大的差异。 因此，IT图只能对连续冷却的热处理工艺提供定性数据， 它的直接应用受到很大的限制。
Fe、C原子扩散速度的制约。
2）过冷A在不同温度范围内的转变产物各不相同 从图6-1可见有三个相变区域: P相变区、B相变区和M
相变区。以T8钢为例，同温度的转变产物如图 2所示：
图2 T8钢 过冷 奥氏 体等 温转 变图
①P转变区域（高温转变） 从A1～550℃范围内，A等温分解为片状F＋片状
五.过冷奥氏体连续转变图
IT图的主要反映了过冷A等温转变的规律，主要用于
研究相变机理、
组织形态等。在一般热处理生产中，多为连续冷却，
所以难以直接应用，CCT图（连续转变图，Continuous、
Cooling、Fransformation）能比较接近实际热处理冷却
条件，应用更方便有效。
（一）共析碳钢的连续冷却转变图 (图6)
图1 共析碳钢IT 曲线测试示意图
图1 共析碳钢IT 图
二、过冷A等温转变图的基本形式
1. 结构: 1）A1是临界点； 2）转变开始线左方是过冷 A区； 3）转变结束线右方是转变结束区（ P或B）； 4）两线之间是转变过渡区：
A→P转变的 A＋P区； A→B转变的 A＋B区。
5）水平线 Ms为马氏体转变开始温度， 其下方为马氏体转变区。这是一幅比 较简单的过冷 A等温转变图。
过冷奥氏体转变图
过冷奥氏体转变图第一节过冷奥氏体等温转变图一、 TTT的测定（Temperature –Time - Transformation）1．测定方法金相法：珠光体、贝氏体、马氏体转变产物具有不同的形貌硬度法：与金相法配合使用磁性法：奥氏体—顺次性，转变产物—居里值以下为铁磁性电阻法：电阻与晶体缺陷浓度有关，测定开始线十分有效膨胀法：奥氏体比容最小后三种方法一样采纳比较法分析AR图5-1 亚、共析碳钢的TTT2． 金相法简介过冷奥氏体在某一温度下等温一段时刻，使A R 部分或全部转变，再急冷，使未转变奥氏体转变为马氏体。
试样：Φ10-15mm ，δ1.5mm ，加热及等温均在盐浴中进行。
奥氏体化温度 保温15分钟 2%、5%，98%， 迅速淬入盐水二、典型TTT 曲线分析先分析转变开始线，珠光体/贝氏体转变开始和终了线，Ms 线。
三、TTT 曲线的类型A ——两组C 曲线完全重迭（亚共析碳钢、含非碳化物形成元素Ni 、Cu 、Si 、<1.5%Mn 的合金钢）B ——两组C 曲线部分重迭，但2个鼻子时刻差不多相同（不常见），如37CrSi C ——同上，但两组C 曲线鼻子对应的时刻有差异。
GCr15、9Cr 、9Cr 2、CrMn 、CrW 、CrWMn （P 的时刻短）；20Cr 、40Cr 、12Cr 2Ni 4、40CrNi 、35CrMo 、40CrMn （B 的时刻短）（含少量碳化物形成元素）D ——两组C 曲线完全分离，P 明显右移。
45Cr 3、40Cr 2Ni 4、35CrNi 3Mo 、5CrNiMo 、5CrNiMoV 、3Cr 2W 8E —— B 明显右移。
Cr 5MoV ，Cr 12，Cr 12MoV ，W 18Cr 4F ——两组C 曲线强烈右移，0℃»Ms℃，室温以上只有碳化物析出线。
图5-2 TTT 图的差不多类型4Cr14Ni14W2Mo四、TTT曲线的阻碍因素（1）成分阻碍亚共析钢：C%↑，右移。
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5
§6.1.2 影响C曲线的因素
（1）碳含量
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，共析钢的过冷奥 氏体最稳定。
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6
（2）合金元素
除Co、Al以外，合金元素均使C曲线右移， 即增加过冷奥氏体的稳定性，具体影响见图 6-4。
珠光体转变中止线
图6-5 共析碳钢的CCT曲线
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10
§6.2.2 CCT 图的特点分析
向下曲折
图6-6 亚共析钢的CCT图
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11
向上曲折
图6-7 过共析钢的CCT图
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12
① 共析、过共析钢的CCT图上无贝氏体转变区
原因： 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。
22
（3）根据C曲线估计VC
从纵轴上的A1 点作冷却曲线VC’与C曲线的转 变开始线的鼻子相切，切点所对应的温度和孕
育期分别为TR 和ZR ，则
Vc'
A1 TR ZR
由于CCT曲线总在TTT曲线的右下方，所以
Vc
Vc' 1.5
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23
§6.3.2 冷速变化时的孕育期消耗量
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。
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14
§6.3 用C曲线估计临界冷却速度
§6.3.1 过冷奥氏体的孕育期消耗
（1）等温转变时 在温度T下，等温的孕育期为Z(T)，则在温度T 下保温Δτ时间所消耗的孕育期为：
IP
Z (T ) IP(IncubationPeriod) 孕育期消耗量， Z (T )函数由C曲线转变开始线决定。
第六章 过冷奥氏体转变图
§6.1 过冷奥氏体等温转变图
§6.1.1 过冷奥氏体等温转变图的建立
表示转变量与转变温度和时间的关系 TTT 图----Time Temperature Transformation IT 图 ----Isothermal Transformation C 曲线
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（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。
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7
图6-4 合金元素对C曲线位置及形状的影响
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8
§6.2 过冷奥氏体连续冷却转变图
解释：
在 锻 件 表面 ， 由 于在 空 气 中预 冷 （ 从临 界 点 A1到 P 点），空冷冷速（β）低于淬火冷速（α），当继续以 淬火冷速（α）冷却到 TR’ 温度时，孕育期消耗量已超 过1，从而发生部分珠光体相变，使淬火后的表面硬度 下降。而在锻件内部，从A1点到 TR’ 温度，一直以淬 火冷速（α）冷却，孕育期消耗量小于1，未发生珠光 体相变，全部淬成马氏体组织，所以硬度反而比表面 高。
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26
③ 大型锻件的逆硬化现象
温度 T(℃)
A1
TP 锻件内部
TR’
β
P
在空气中预冷 锻件表面
珠光体转变中止线
淬α
火
α
淬 火
时间τ
图6-10 解释大型锻件的逆硬化现象
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27
现象：
大型锻件在淬火时，如果在空气中停留时间比较长， 则淬火后，锻件的表面硬度会低于内部硬度，即出现 逆硬化。
18
若把冷却曲线无限细分，即令Δτi →0，则（61）式可写成：
IP(Tn
)
lim
n
i 0
n i 1
i
Zi
Tn d
A1 Z (T )
Tn d / dT dT
A1 Z (T )
1 Tn dT
A1 Z (T )
(6 2)
式中为冷却速度 dT , 1 d d dT
若冷却速度不变，则(6 2)式可写成：
IP(Tn
)
1
Tn dT A1 Z (T )
(6 3)
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19
在C曲线鼻尖以上温度
Z1 Z 2 Z3 Z n
而1 2 3 n Z n
IP(Tn )
1 2 n
Z1
Z2
Zn
1 2 n
Zn
Zn
Zn
1 2 n Z n 1
§6.2.1 过冷奥氏体连续冷却转变图的建立
CCT 曲线 Continuous Cooling Transformation
一般采用快速膨胀仪测定。
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9
cc’ 线为珠光体转变中 止线。
转变并未最后完成，但 过冷奥氏体已停止分解。
临界冷却速度 VC 是使过冷奥氏体不发生 分解，得到完全马氏体 组织（包括AR ）的最低 冷却速度。
母相奥氏体的碳含量较高时，奥氏体的屈服强 度也较高，导致切变阻力增大，难以按切变机制 实现点阵改组。
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13
② 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。
从A1到TP温度，按β冷速冷却；从TP到Tn温度， 按α冷速冷却。
温度 T(℃)
A1
β
TP
P
Tn
αα
时间τ
图6-9 冷速变化时的孕育期消耗量
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25
IP(Tn )(T )
Tn dT TP Z (T )
与以α恒速冷却相比， 若β<α，则孕育期消耗量增大，相变提前； 若β>α，则孕育期消耗量减少，相变推迟。
Zn
Zn
即
IP(Tn
)
1
Tn dT 1 A1 Z (T )
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20
这就是说，冷却速度为α的冷却曲线与C
曲线转变开始线相交时(温度为Tn )，IP<1， 转变未开始。只有进一步冷却到更低温度
Tn’，并满足
时，转变 IP(Tn'
)
1
Tn' dT 1 A1 Z (T )
①
IP (Tn
)
1
Tn dT A1 Z (T )
(6 3)
若冷却速度β<α，则
IP(Tn )
1
Tn dT 1
A1 Z (T )
Tn dT A1 Z (T )
即冷却速度越慢，在相同的温度范围内， 孕育期消耗量越大，转变将提前发生。
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24
② 冷却过程中，冷速变化
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29
1
孕育期
Incubation Period
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。
孕育期 鼻子
转变开始 转变终了
图6-1 从S曲线(a)到C曲线(b)
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判据： IP = 1 时，珠光体相变开始。 IP < 1 时，珠光体相变尚未进行。 IP > 1 时，珠光体相变正在进行。
（2）连续冷却时 把连续冷却看成是许多时间非常短的等 温冷却的合成。
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Δτi Zi
Z(T)
珠光体转变中止线
图6-8 CCT曲线与C曲线的关系
才开始，这就是CCT曲线位于C曲线右下方
的原因。
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21
在临界冷却速度VC 下，从A1点 冷 却 到 珠 光 体 转 变 中 止 线 温 度 TR’ 时，IP = 1。
IP 1 TR' dT 1 Vc A1 Z (T )
Vc
TR' dT A1 Z (T )
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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
Zi
从 A1冷至Tn时的IP为:
IP 1 2 n
Z1
Z2
Zn
n i
Z i 1
i
(6 1)
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2
C 曲线的测定方法
金相硬度法 奥氏体和转变产物的金相形态和硬度不同。
膨胀法 奥氏体和转变产物的比容不同。
磁性法及电阻法 奥氏体为顺磁性，转变产物为铁磁性。
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3
图6-2 共析碳钢的C曲线
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4
图6-3 具有先共析线的C曲线 a) 亚共析钢 b) 过共析钢