奥氏体转变
（面心立方 Face Centered Cubic）
奥氏体的单胞
奥 氏 体 相 区 ： NJESGN包围的区域
GS线 ---- A3线 ES线 ---- Acm线 PSK线 ---- A1线
碳在奥氏体中的最大 溶 解 度 为 2.11wt% (10at%)
① 起始晶粒度 ---- 奥氏体形成刚结束， 其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大 小。起始晶粒一般很细小，大小不均， 晶界弯曲。
② 实际晶粒度 ---- 钢经热处理后所获得 的实际奥氏体晶粒大小。
③ 本质晶粒度 ---- 表示钢在一定加热条件下奥 氏体晶粒长大的倾向性。
在 930±10℃，保温3~8小时后测定：
第一章 奥氏体相变
§1、A形成概述
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一. 奥氏体形成的热力学条件
∆G = V ∆Gv + S σ+ εV - ∆Gd
S――新相表面积； б――新相单位表面积界面能； V――新相体积； ε――新相单位体积的应变能
- ∆Gd ---- 在晶体缺陷处形核 引起的自由能降低 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。
（1）奥氏体的形核 形核的成分、结构条件
在A1温度（727℃）：
C% 结构
α+ 0.0218 BCC
Fe3C 6.69
复杂斜方
γ 0.77 FCC
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。
① 奥氏体在α/Fe3C相界面上形核后，将产生三相平衡， 产生 γ/Fe3C 和 r/α两个相界面。
② Cr-k > Cr-α ，浓度差 dC = Cr-k - Cr-α 将在奥氏体内产生扩散
Cr-α↑ → Cr-α’
；
Cr-k ↓→ Cr-k’
相界面上的平衡浓度被打破
③ 为了恢复并维持相界面上的平衡浓度 α点阵重构→γ，向α方向长大，Cr-α’↓ → Cr-α Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
③均匀长大期：细小 晶粒被吞并后，缓 慢长大。
图2-20 奥氏体晶粒长大过程
三. 影响奥氏体晶粒长大的因素
(1) 加热温度和保温时间
随加热温度升高， 奥氏体晶粒长大速 度成指数关系迅速 增大。
加热温度升高时， 保温时间应相应缩 短，这样才能获得 细小的奥氏体晶粒。
图2-21 奥氏体晶粒大小与加 热温度、保温时间的关系
强碳氮化物形成元素 Ti，Nb，V 形成高熔 点难溶碳氮化物（如TiC，NbN），阻碍晶界 迁移，细化奥氏体晶粒。
Al Ti Zr V W Mo Cr Si Ni Cu
阻碍作用强
阻碍作用弱
（5）冶炼方法
用Al脱氧，可 形成 AlN
---- 本质细晶粒钢
用Si、Mn脱氧 ---- 本质粗晶粒钢
碳原子的溶入使 γ-Fe 的点阵畸变，点阵常数 随碳含量的增加而增大FeC 相图2.奥氏体的性能
奥氏体的比容最小，线膨胀系数最大，且为顺 磁性（无磁性）。利用这一特性可以定量分析奥 氏体含量，测定相变开始点，制作要求热膨胀灵 敏的仪表元件。
奥氏体的导热系数较小，仅比渗碳体大。为避 免工件的变形，不宜采用过大的加热速度。
r 第二相微粒的半径
扎晶界模型
由式（2-7）可知：
➢ 当第二相微粒所占的体积分数 f 一定时，第二相粒子越细小（r越 小），提供的对晶界迁移的总阻力 越大。
➢ 反之，当第二相微粒粗化时，对 晶界迁移的总阻力将会变小。
(3) 奥氏体晶粒长大过程
①孕育期：温度愈高， 孕育期愈短。
②不均匀长大期：粗 细晶粒共存。
(2 6)
比界面能
R 球面曲率半径，如为平
图2-12 球面晶界长 大驱动力示意图
直晶界，R ，P 0。
(2) 晶界迁移阻力
第二相粒子—晶界迁移阻力
晶界向右迁移时，奥氏 体晶界面积将增加，所受 的最大阻力为：
Fm a x
3 f
2r
(2 7)
f 第二相微粒的体积分数 图 2-19 Zener 微 粒 钉
晶粒度级别与晶粒大小的关系 n = 2N-1 n ---- X100倍时，晶粒数 / in2 N ---- 晶粒度级别
N d (μm) 1 250 2 177 3 125 4 88 5 62 6 44 7 31 8 22 9 15.6 10 11
图2-10 X100倍 晶粒度
奥氏体晶粒度：
1~4级----本质粗晶粒钢，晶粒容易长大。 5~8级----本质细晶粒钢，晶粒不容易长大。
Ac1
930℃
图2-11 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响
二. 奥氏体晶粒长大机制
(1) 晶粒长大的驱动力
驱动力来自总的晶界能的下降。
对于球面晶界，有一指向曲率中 心的驱动力P作用于晶界。
RP
P 2
R
对于一般的钢材, 控制加热温度在临界点上30-50
℃, 获得细小的奥氏体组织, 根据要求适当冷却, 以保证晶粒细小;
对一些有特殊要求的合金钢, 可以提高加热温度,
并进行二次淬火,以获得更为细小的马氏体组织, 极大的提高材料的力学性能。
组织遗传的产生原因-----固态相变的产物与母相间 或多或少地保持一定的晶体学关系。
(2-3)
式中: C’ ---- 常数
Q
G*
I C'e KTA *e KTA
∆G* ---- 临界形核功
Q ---- 扩散激活能
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K
T ---- 绝对温度
N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s)
与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。
奥氏体晶核的长大速度
相图
G
G
G k
D dC dx
1 C
D dC dx
1 C k
D dC ( 1 1 ) dx C C K
(2 2)
其中： D 碳在 中的扩散系数
dC 碳在 中的浓度梯度
dx
dC CrK Cr ; dx为生成的 小晶粒厚度 C C C / 界面上的碳浓度差
温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
奥氏体线长大速度
dC1 1 G D( )
dx C C K
(2 2 )
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT)
阿累尼乌斯方程(Arrhenius)
G ---- 长大线速度，单位 mm/s
dC/dx——A中C的浓度梯度
温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
温 度 (℃) 740 760 78O 800
形核率(1／毫 米2·秒)
228 0
1100 0
51500
6160 00
长大速度(毫 米／秒)
O.O O.Ol O1 O
0.026
0.04 1
§ 4 连续加热时奥氏体的形成特点
奥氏体形成是在一个温度范围内完成的。
随加热速度增大，转变趋向高温，且转变温度 范围扩大，而转变速度则增大。
奥氏体晶粒直径与加热温度的关系 1 ---- 不含铝的C-Mn钢 2 ---- 含Nb-N钢
§6 钢的组织遗传
钢的组织遗传性：原始为过热非平衡组织(马氏 体,贝氏体,魏氏组织),经一定的加热和冷却后,所形成 的晶粒组织恢复了原始粗大晶粒组织.
这种恢复包括晶粒尺寸,形状及位向.
断口遗传：有过热组织的钢材，重新加热淬火后， 虽能使奥氏体晶粒细化，但有时仍出现粗大颗粒状断 口。
而渗碳体有剩余。
（3）剩余渗碳体的溶解 剩余渗碳体借助于Fe、C原子的扩散进 一步溶解。
（4）奥氏体成分的均匀化 原渗碳体部位的碳浓度高，原铁素体部 位的碳浓度低。 通过Fe、C原子在新形成奥氏体中的扩 散，实现奥氏体成分的均匀化。
§3 奥氏体 等温形成 动力学曲线
奥氏体形核率
N = C’ exp(-∆G*/kT)exp(-Q/kT) =
C K CK C K / Fe3C界面上的碳浓度差
由式（2-2）可知，奥氏体晶核的长大速度 与碳在奥氏体中的浓度梯度成正比，而与相 界面上的碳浓度差成反比。
由于 γ/Fe3C相界面的碳浓度差 ∆Cγ↔k 较 大，Fe3C本身复杂的晶体结构，使得奥氏体 向渗碳体方向的长大速度远比向铁素体方向 为小，所以铁素体向奥氏体的转变比渗碳体 的溶解要快得多，铁素体先消失，
组织遗传性是否出现和以下几个因素有关:
1. 和加热前原始组织的类型有关： 2. 铁素体和珠光体等平衡组织不会出现组织遗传性； 3. 马氏体或贝氏体等非平衡组织则有出现组织遗传
的可能。
2.和加热速度以及加热温度有关 ◆马氏体等非平衡组织加热速度较慢时, 易使 奥氏体晶粒与原始组织晶粒大小成遗传关系,
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改组成FCC。
（2）奥氏体的长大
dC
dx
∆Cr↔α
∆Cr↔k
图2-6 相界面上的碳浓度及扩散
C% dC
dx
图2-7 相界面上的碳浓度及扩散
从而线长大速度G增大。
由（2-2）两式可计算A向F与Fe3C两相推移速度的比值。 例如，当A形成温度为780℃时
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
球化退火过程中的组织转变
球化退火过程中的组织转变
球化退火是一种热处理技术，其主要目的是将钢中珠光体转变为球状组织，以便改善钢的塑性和切削性。
这个过程中发生的主要组织转变是由珠光体向球状体的转变，通常由三个阶段组成：
1. 奥氏体转变：将钢材加热到适当的温度，使其处于奥氏体状态。
这通常需要一个特定的温度范围，根据不同钢材和应用，通常在725℃至1050℃之间。
2. 等温球化：将钢材置于特定温度下进行处理，以促进球状体的形核和生长。
这个过程的时间通常是根据钢材的种类和规格而定的，从数分钟到数小时不等。
3. 退火：将钢材从等温球化处理的温度冷却到室温，这通常需要数小时到数天的时间，以便使钢材内部的组织转变充分完成。
在整个球化退火过程中，还会发生其他一些组织转变，如高温下的马氏体转变、低温下的马氏体和贝氏体转变等。
然而，球化退火过程中的主要组织转变是由珠光体向球状体的转变，这种转变可以提高钢材的塑性和切削性，从而使其更加适合各种应用。
1-奥氏体转变
奥氏体线长大速度
dC 1 1 GD ( ) dx C C K
碳在奥氏体中的扩散系数 D=D0exp(-Q/RT) 阿累尼乌斯方程(Arrhenius) G ---- 长大线速度，单位 mm/s dC/dx——A中C的浓度梯度 温度升高时，D ↑, dC/dx ↑, ∆Cγ↔α ↓, ∆Cγ↔k ↓
Fe3C向γ中溶解，向Fe3C方向长大， Cr-k’↑→ Cr-k
奥氏体晶核的长大速度 dC 1 dC 1 G G G k D D dx C dx C k
dC 1 1 D ( ) dx C C K ( 2 2)
பைடு நூலகம்相图
Q KTA G* KTA
式中:
C’ ---- 常数
∆G* ---- 临界形核功 Q ---- 扩散激活能
I C 'e
*e
k ---- 玻尔兹曼常数，= 1.38X10-23 J/K T ---- 绝对温度 N ---- 形核率，单位 1/(mm3 • s) 与结晶不同的是，P→A的相变，是在升高温度下进 行的相变。 温度升高时， ∆G* ↓，从而形核率 N 增大。
在A1温度（727℃）： α C% 结构 + Fe3C 6.69 复杂斜方 γ 0.77 FCC
0.0218 BCC
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。
加热时临界点加注c ： Ac1 Ac3 Accm 冷却时临界点加注r ： Ar1 Ar3 Arcm
图2-4 以0.125℃/min加热和冷却时， Fe-C相图中临界点的移动
奥氏体在冷却时的转变
第三节奥氏体在冷却时的转变奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（Φ10×1.5mm）。
试样被加热到临界点Ac1以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量，就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为等温转变开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过图 3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C”的形状，故称C曲线，也称TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
C曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。
下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度M s和终了温度M f。
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。
奥氏体等温转变曲线
奥氏体等温转变曲线
奥氏体等温转变曲线是描述钢材在冷却过程中奥氏体相转变为其他相（如铁素体、贝
氏体、马氏体等）时的温度-时间关系曲线。
奥氏体等温转变曲线是根据一定条件下进行的实验数据绘制而成的，可以帮助人们了解钢材在不同温度下的相变行为。
奥氏体等温转变曲线通常包括以下几个主要阶段：
1. 加热阶段：钢材在室温下开始加热，温度逐渐升高。
在此阶段，奥氏体相开始
逐渐形成。
2. 奥氏体形成阶段：当钢材的温度达到一定程度时，奥氏体相开始迅速形成。
此时，奥氏体相的含量逐渐增加。
3. 奥氏体保持阶段：当钢材的温度保持在一定范围内时，奥氏体相的含量基本保
持不变。
此时，钢材的组织处于稳定状态。
4. 奥氏体相变阶段：当钢材的温度继续降低时，奥氏体相开始发生相变。
不同的
相变过程会在曲线上呈现不同的形态。
奥氏体等温转变曲线的形态可以受到多种因素的影响，如钢质的成分、加热和冷却速率、温度变化范围等。
不同材料和实验条件下得到的奥氏体等温转变曲线可能会
有所不同。
通过研究奥氏体等温转变曲线，人们可以深入了解钢材的相变机制，
从而提高钢材的性能和应用范围。
奥氏体在冷却时的转变
第三节奥氏体在冷却时的转变奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（Φ10×1.5mm）。
试样被加热到临界点Ac1以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量，就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为等温转变开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过图 3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C”的形状，故称C曲线，也称TTT（Time Temperature Transformation）曲线。
C曲线上部的水平线A1是奥氏体和珠光体的平衡温度。
下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度M s和终了温度M f。
奥氏体等温转变
体
T
600~550
型
极细片状，F、Fe3C相间分布
等温 30-40 处理
贝 氏 体
B上
550~350
半扩
羽毛状，短棒状Fe3C分布于 过饱和F条之间
40-50
等温 处理
B下
350~MS
散型
竹叶状，细片状Fe3C分布于 过饱和F针上
50-60
等温 淬火
马
氏
M针
体2021/1M0/10*板条
MS~Mf MS~Mf
2021/10/10
索氏体
托氏体
17
珠光体、索氏体、托氏体三种组织无本质区别，只 是形态上的粗细之分，因此其界限也是相对的。
片间距越小，钢的强度、 硬度越高，而塑性和韧性 略有改善。
片间距
b
HRC
2021/10/10
18
➢ 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。
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 。
2021/10/10
上贝氏体转变过程
21
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
2021/10/10
32
➢ 马氏体转变的特点 马氏体转变也是形核和长大的过程。其主要特点是： ⑴无扩散性
铁和碳原子 都不扩散， 因而马氏体 的含碳量与 奥氏体的含 碳量相同。
2021/10/10
第六章 钢的奥氏体转变图
Hale Waihona Puke 3.转变产物 IT 转变是在一个温度进行的，其转变产物类型是一种。 CT 转变是在一个温度范围内进行的，其转变产物类型
可能不止 一种，有时是几种类型组织的混合。即使是同 一种类型的组织，也由于先期转变的与后期转变的因温度 不同，所得的组织粗细不同，如P→S→T ；B上→B下。
（2）碳化物形成元素，主要有铬、钼、钨、钒、钛等。这 类元素如熔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，参见图 6-2（b）。
Fe3C的机械混合物，成为片状组织。但随着 T↓，片状 越细，按片层的粗细分别珠光体型组织划分为三类： 珠光体（P）、索氏体（S）、 屈氏体（T）
对T8而言，对应温度的相变组织和性能： A1～650℃： A→P 硬度 HRC32～11 650～600℃：A→S 硬度HRC32～38（属Fe、C原子
（三） IT 曲线与CT曲线的比较 1.用途
IT：仅能粗略地、定性地估计在连续冷却时的转变情况。 CT：能较准确地用来作为制定、分析热处理工艺的依据。 2.位置：CT在IT的右下方，即CT的过冷度、孕育期较IT大
图7含0.84%碳钢CT图与IT图
图8 40Cr钢IT图(虚线)与CT图
①13mm 钢板：油冷。按照等温转变图，应在690℃开始转变，640℃结 束，但实际上是660℃开始转变，590℃结束；