第七章金屬固態(tài)相變基礎(chǔ)

金屬固態(tài)相變常用措施：主要內(nèi)容金屬固態(tài)相變基礎(chǔ)脫溶與調(diào)幅分解珠光體相變馬氏體相變貝氏體相變其他構(gòu)成物質(zhì)的原子（或分子）的聚合狀態(tài)（相狀態(tài)）發(fā)生變化的過程均稱為相變。如：從液相到固相的凝固過程從液相到氣相的蒸發(fā)過程金屬和陶瓷等固態(tài)材料在溫度和壓力改變時，其內(nèi)部組織或結(jié)構(gòu)會發(fā)生變化，即發(fā)生從一種相狀態(tài)到另一種相狀態(tài)的轉(zhuǎn)變，這種轉(zhuǎn)變稱為固態(tài)相變。相變固態(tài)相變相變前的相狀態(tài)稱為舊相或母相，相變后的相狀態(tài)稱為新相

相被一定邊界包圍、具有確定而均勻的物理和化學性質(zhì)的一個系統(tǒng)或系統(tǒng)的一個部分。也就是指結(jié)構(gòu)相同、成分和性能均一并以界面相互分開的組成部分。單相：純金屬，單相黃銅Cu-30w%Zn；多相：幾種不同固相組成的合金；*固態(tài)相變概論

固態(tài)相變的主要分類

固態(tài)相變的主要特點固態(tài)相變熱力學

固態(tài)相變的熱力學條件

固態(tài)相變的形核

固態(tài)相變的晶核長大固態(tài)相變動力學

固態(tài)相變的速率第七章金屬固態(tài)相變基礎(chǔ)固態(tài)相變分類按熱力學分類按平衡狀態(tài)分類按原子遷移分類按相變方式分類一級相變二級相變平衡相變非平衡相變擴散相變非擴散型相變有核相變無核相變7.1金屬固態(tài)相變概論一級相變

特點：在一級相變時，熵S和體積V將發(fā)生不連續(xù)變化，即一級相變有相變潛熱和體積改變。材料的凝固、熔化、升華以及同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變等均屬于一級相變。幾乎所有伴隨晶體結(jié)構(gòu)變化的固態(tài)相變都是一級相變。一級相變是，相變發(fā)生時，兩平衡相的化學勢相等，但化學勢的一階偏微分不相等。二級相變相變時新舊兩相的化學勢相等，且化學勢的一級偏微商也相等，但化學勢的二級偏微商不等的相變稱為二級相變。即：比熱壓縮系數(shù)膨脹系數(shù)特點：無相變潛熱和體積改變，只有比熱CP、壓縮系數(shù)K和膨脹系數(shù)λ的不連續(xù)變化。材料的部分有序化轉(zhuǎn)變、磁性轉(zhuǎn)變以及超導體轉(zhuǎn)變均屬于二級相變。平衡相變

平衡相變是指在緩慢加熱或冷卻時所發(fā)生的能獲得符合平衡狀態(tài)圖的平衡組織的相變。同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變平衡脫溶沉淀共析轉(zhuǎn)變調(diào)幅分解有序化轉(zhuǎn)變有代表性的幾種平衡相變同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變

純金屬在溫度和壓力改變時，由一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N晶體結(jié)構(gòu)的過程稱為同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變。若在固溶體中發(fā)生這種結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變，則稱為多形性轉(zhuǎn)變。如鋼在冷卻時由奧氏體中析出先共析鐵素體的過程。純鐵的同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變平衡脫溶沉淀在緩慢冷卻條件下，由過飽和固溶體中析出過剩相（或第二相）的過程稱為平衡脫溶沉淀。具有脫溶沉淀的二元合金平衡狀態(tài)圖特點：新相的成分和結(jié)構(gòu)始終與母相的不同；(b)母相不會消失。

鋼在冷卻時，由奧氏體析出二次滲碳體的過程

合金在冷卻時，由一個固相分解為兩個不同固相的轉(zhuǎn)變稱為共析相變（或珠光體型轉(zhuǎn)變），如：γ→α+β；反之，如果合金加熱時所發(fā)生的相反轉(zhuǎn)變稱為逆共析相變，如：α+β→γ。具有共析相變的二元合金平衡狀態(tài)圖共析相變

特點：

兩個生成相的結(jié)構(gòu)和成分都與母相不同。類似于合金結(jié)晶時的共晶反應(yīng)。調(diào)幅分解某些合金在高溫下具有均勻單相固溶體，但冷卻到某一溫度范圍時可分解成為與原固溶體結(jié)構(gòu)相同但成分不同的兩個微區(qū)，這種轉(zhuǎn)變稱為調(diào)幅分解。特點：

在轉(zhuǎn)變初期形成的兩個微區(qū)之間并無明顯界面和成分突變；通過上坡擴散，最終使原來的均勻固溶體變成不均勻固溶體。有序化轉(zhuǎn)變固溶體中，各組元原子在晶體點陣中的相對位置由無序到有序（指長程有序）的轉(zhuǎn)變稱為有序化轉(zhuǎn)變。在Cu-Zn、Cu-Au、Mn-Ni、Fe-Ni、Ti-Ni等許多合金系中都可發(fā)生這種有序化轉(zhuǎn)變。非平衡相變

若加熱或冷卻速度很快，平衡相變將被抑制，固態(tài)材料可能發(fā)生某些平衡狀態(tài)圖上不能反映的轉(zhuǎn)變，并獲得被稱為不平衡或亞穩(wěn)態(tài)的組織，這種轉(zhuǎn)變稱為非平衡相變。偽共析相變馬氏體相變貝氏體相變非平衡脫溶沉淀有代表性的幾種非平衡相變偽共析相變Fe-C平衡狀態(tài)圖接近共析點成分的合金，過冷到共析點以下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變的過程

鐵素體和滲碳體的相對量隨奧氏體的含碳量而變，故稱為偽共析體馬氏體相變?nèi)暨M一步提高冷卻速度，鋼中奧氏體只能以不發(fā)生原子擴散、不引起成分改變的方式，通過切變方式由γ點陣改組為α點陣來實現(xiàn)點陣的改組，這種轉(zhuǎn)變稱為馬氏體相變，其成分與母相奧氏體相同。貝氏體相變珠光體轉(zhuǎn)變和馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍之間，鐵原子不能擴散，碳原子尚具有一定的擴散能力，這種非平衡相變稱為貝氏體相變（或稱為中溫轉(zhuǎn)變）。轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是α相與碳化物的混合組成的非層片狀組織，稱其為貝氏體。非平衡脫溶沉淀在等溫條件下，由過飽和固溶體中析出第二相的過程；析出相為非平衡亞穩(wěn)相；

相變時，相界面的移動是通過原子近程或遠程擴散而進行的相變稱為擴散型相變，也稱為“非協(xié)同型”轉(zhuǎn)變。特點：

只有當溫度足夠高，原子活動能力足夠強時，才能發(fā)生擴散型相變。溫度愈高，原子活動能力愈強，擴散距離也就愈遠。新相和母相的成分往往不同。只有因新相和母相比容不同而引起的體積變化，沒有宏觀形狀改變。

如：同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變、多形性轉(zhuǎn)變、脫溶型相變、共析型相變、調(diào)幅分解和有序化轉(zhuǎn)變等等。擴散型相變

相變過程中原子不發(fā)生擴散，參與轉(zhuǎn)變的所有原子的運動是協(xié)調(diào)一致的相變稱為非擴散型相變，也稱為“協(xié)同型”轉(zhuǎn)變。特點：相變時原子僅作有規(guī)則的遷移以使點陣發(fā)生改組。遷移時，相鄰原子相對位置保持不變。存在由于均勻切變引起的宏觀形狀改變，可在預(yù)先制備的拋光試樣表面上出現(xiàn)浮突現(xiàn)象。相變不需要通過擴散，新相和母相的化學成分相同。新相和母相之間存在一定的晶體學位向關(guān)系。某些材料發(fā)生非擴散相變時，相界面移動速度極快，可接近聲速。非擴散型相變有核相變有形核階段，新相核心可均勻形成，也可擇優(yōu)形成，新相與母相之間有相界面隔開。大多數(shù)固態(tài)相變屬于此類。無核相變無形核階段，以成分起伏作為開端，依靠上坡擴散使?jié)舛炔钪饾u增大，最后由一個單相固溶體分解成為成分不同而點陣結(jié)構(gòu)相同的以共格界面相聯(lián)系的兩個相。如調(diào)幅分解即為無核相變。相變分類總結(jié)：金屬固態(tài)相變的三種基本變化：（1）結(jié)構(gòu)；（2）成分；（3）有序程度；只有結(jié)構(gòu)的變化：多形性轉(zhuǎn)變，馬氏體相變只有成分的變化：調(diào)幅分解既有結(jié)構(gòu)又有成分上的變化：共析轉(zhuǎn)變，脫溶沉淀相界面位向關(guān)系與慣習面彈性應(yīng)變能過渡相的形成晶體缺陷的影響原子的擴散

金屬固態(tài)相變的主要特點7.1.2固態(tài)相變的驅(qū)動力為新相與母相的自由能差，與結(jié)晶過程相比，固態(tài)相變有其自身特點：1)相界面

按結(jié)構(gòu)特點可分為：共格界面、半共格界面、非共格界面(a)

共格界面

(b)半共格界面

(c)非共格界面第一類共格和第二類共格兩相之間的共格關(guān)系依靠正應(yīng)變來維持時，稱為第一類共格。兩相之間的共格關(guān)系以切應(yīng)變來維持時，稱為第二類共格。兩者的晶界兩側(cè)都有一定的晶格畸變。共格界面的特點:界面能較小，彈性應(yīng)變能較大。共格界面必須依靠彈性畸變來維持。共格界面：兩相界面上的原子排列完全匹配，即界面上的原子為兩相所共有；半共格（部分共格）界面：

相界面上分布若干位錯，界面上的兩相原子部分地保持匹配，彈性應(yīng)變能降低。錯配度：

若以aα和aβ分別表示兩相沿平行于界面的晶向上的原子間距，在此方向上的兩相原子間距之差以Δa=|aβ-aα|表示，則錯配度δ為:非共格界面兩相界面完全不匹配，即錯配度δ很大時，存在大量缺陷的界面，為很薄的一層原子不規(guī)則排列的過渡層，界面能較高。錯配度小于0.05時兩相可以構(gòu)成完全的共格界面錯配度大于0.25時易形成非共格界面錯配度介于0.05～0.25之間，則易形成半共格界面錯配度與界面的關(guān)系:2）位向關(guān)系

固態(tài)相變時，為了減少新相與母相之間的界面能，新相與母相之間往往存在一定的位向關(guān)系。（*新相的某一晶面和晶向分別與母相的某一晶面、晶向平行）

{111}γ∥{110}M;<110>γ∥<111>M

界面與位向關(guān)系:共格或半共格界面時必然有一定的位向關(guān)系；若無一定的位向關(guān)系，則為非共格界面；有一定的位向關(guān)系，也未必都具有共格或半共格界面；3）慣習面在固態(tài)相變時，新相往往在母相一定的晶面上開始形成，這個晶面稱為慣習面，通常以母相的晶面指數(shù)來表示。慣習現(xiàn)象*新相沿特定的晶向在母相特定晶面上形成。

慣習方向（母相）慣習面

原因：沿應(yīng)變能最小的方向和界面能最低的界面發(fā)展。4）彈性應(yīng)變能4）彈性應(yīng)變能彈性應(yīng)變能的影響因素：新相形狀與相對應(yīng)變能的關(guān)系新相和母相的比容差；新相和母相的彈性模量；新相的幾何形狀；相界面的匹配程度；共格界面

>

半共格界面>非共格界面5）過渡相的形成母相新相過渡相共格界面半共格界面晶體結(jié)構(gòu)或成分相近界面能小、形核功小自由能低自由能最低自由能高非共格界面晶體結(jié)構(gòu)差異大界面能大、形核功大6）晶粒缺陷大多數(shù)固態(tài)相變的形核功較大，極易在晶體缺陷處優(yōu)先不均勻形核，提高形核率，對固態(tài)相變起明顯的促進作用。均勻形核

>空位形核

>位錯形核

>晶界非均勻形核缺陷處形核功的大?。?）原子的擴散7.2固態(tài)相變的熱力學條件7.2.1金屬固態(tài)相變的熱力學條件1）相變驅(qū)動力G是系統(tǒng)的一個特征函數(shù)，設(shè)H為焓、S為熵、T為絕對溫度，則有G=H-TS任何相的自由能都是溫度的函數(shù)，通過改變溫度是可以獲得相變熱力學條件的。這也是所謂的相變熱力學條件。必須產(chǎn)生一定的過冷度或過熱度，即：過冷度△T＝T0－T1過熱度△T＝T2－T0以獲得相變所需的自由能差（△Gγ→α或△Gα→γ），即滿足相變熱力學的能量條件時才能發(fā)生γ→α或α→γ的相變。2）相變阻力界面能彈性應(yīng)變能誰起主導作用？過冷度大，臨界晶核尺寸小，單位體積新相界面積大，界面能增加巨大，從而增加了形核功而成為主要的相變阻力，此時界面能起主導作用，兩相界面易取共格方式以降低界面能。過冷度小，臨界晶核尺寸大，界面能不起主導作用，易形成非共格界面。若兩相比容差較大，彈性應(yīng)變能起主導作用，則形成盤（片）狀新相；若兩相比容差較小，彈性應(yīng)變能作用不大，則形成球狀新相。界面能與彈性應(yīng)變能相變勢壘：相變時改組晶格所必須克服的原子間引力。勢壘的高低可以近似地用激活能Q來表示。獲得附加能量的方式：一是原子熱振動的不均勻性，它使個別原子可能具有很高的熱振動能量，足以克服原子間引力而離開平衡位置，即獲得附加能量。二是機械應(yīng)力，例如彈性變形或塑性變形破壞了晶體原子排列的規(guī)律性，在晶體中產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，可強制某些原子離開平衡位置，從而獲得附加能量。激活能：使晶體原子離開平衡位置遷移到另一個新的平衡或非平衡位置所需要的能量。顯然，激活能愈大，相變勢壘就愈高。式中，D0為系數(shù)（頻率因子）；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度；Q為激活能。

自擴散系數(shù)D愈大，克服勢壘的能力愈強，相變愈容易進行。自擴散系數(shù)：均勻形核：晶核在母相中無擇優(yōu)地任意均勻分布。非均勻形核：晶核在母相中某些區(qū)域擇優(yōu)地不均勻分布。(1)晶界形核(2)位錯形核(3)空位形核7.2.2金屬固態(tài)相變的形核1.均勻形核系統(tǒng)自由能變化自由能差界面能應(yīng)變能?Gv----新舊相間單位體積自由能差σ----單位面積界面能ε----單位體積應(yīng)變能相變驅(qū)動力：

V?Gv，新舊相間自由能差相變阻力：

Sσ+εV，界面能+應(yīng)變能設(shè)形成的新相晶核為球形可得臨界晶核尺寸：形成臨界晶核的形核功：形核功：晶核長大到r*

所需克服的能壘，或所做的功對于r求導：表面能σ和彈性應(yīng)變能ε增加時，則臨界晶核半徑rc增加，形核功W增加。均勻形核時的形核率：與液態(tài)結(jié)晶相似，固態(tài)相變均勻形核時的形核率I可用下式表示：

固態(tài)原子的擴散激活能Q較大，固態(tài)相變的彈性應(yīng)變能又進一步增大形核功W。

與液態(tài)結(jié)晶相比，固態(tài)相變的均勻形核率要低得多。固態(tài)材料中存在的大量晶體缺陷可提供能量，促進形核?！蔷鶆蛐魏?.非均勻形核若晶核在母相中某些區(qū)域擇優(yōu)地不均勻分布，則稱為非均勻形核。非均勻形核時，系統(tǒng)自由能的總變化為：促進形核因素：晶體缺陷儲存的能量可使形核功降低?Gd----由于晶體缺陷消失或減少所降低的能量晶體缺陷：晶界、位錯、空位（1）晶界大角晶界具有較高的界面能，在晶界上形核可利用晶界能量，使形核功降低。有三種位置：a)界面b)界棱c)界隅晶界形核時三種位置從能量角度來看，界隅提供的能量最大，界棱次之，界面最小。（2）位錯位錯促進形核的主要形式：

新相在位錯線上形核，新相形核位置位錯消失，釋放出畸變能使形核功降低，從而促進形核。位錯線不消失，依附在新相界面上，成為半共格界面中的位錯部分，補償了錯配，降低了形核功。新相與基體成分不同的情況下，溶質(zhì)原子常在位錯線上偏聚，有利于沉淀相晶核的形成，對相變起到催化作用。（3）空位空位通過促進溶質(zhì)原子擴散或利用本身能量提供形核驅(qū)動力而促進形核；空位團可凝聚成位錯而促進形核；

1．新相長大機制(1)半共格界面的遷移(2)非共格界面的遷移2.新相長大速度(1)無成分變化的新相長大(2)有成分變化的新相長大7.2.3金屬固態(tài)相變的晶核長大1.新相長大機制半共格界面的遷移切變長大（協(xié)同型長大）切變造成協(xié)同型長大馬氏體相變的表面傾動示意圖通過半共格界面上的界面位錯運動，使界面作法向遷移，從而實現(xiàn)新相晶核的長大。臺階式長大(2)非共格界面的遷移擴散型：界面的遷移通過原子近程或遠程擴散進行的相變（包括原子不規(guī)則排列的過渡層和臺階狀非共格界面）；非擴散型：全部或部分通過切變完成，是協(xié)調(diào)型轉(zhuǎn)變，參與轉(zhuǎn)變的原子運動是協(xié)調(diào)一致的。2.新相長大速度新相長大速度取決于界面移動速度。無擴散型相變，其界面遷移是通過點陣切變完成的，不需要原子擴散，故其長大激活能為零，因此新相長大速度很高。擴散型相變，其界面遷移需要借助原子的擴散，故新相長大速度較低。擴散型相變：

無成分變化的新相長大；有成分變化的新相長大；（1）無成分變化的新相長大

激活能示意圖母相和新相成分相同，新相長大看成是相界面的移動。

實質(zhì)是兩相界面附近原子的短程擴散——受相變溫度影響過冷度與新相長大速度有極大值的關(guān)系。隨溫度降低，兩相的自由能差增大，新相長大速率增加。

隨溫度降低，新相長大速率按指數(shù)函數(shù)減小。（2）有成分變化的新相長大新相生長過程中溶質(zhì)原子的濃度分布

實質(zhì)是兩相界面兩側(cè)溶質(zhì)原子的長程擴散，受擴散速度所限制。

隨著溫度的下降，溶質(zhì)在母相中的擴散系數(shù)急劇減小，故新相的長大速率降低。

研究新相形成量(體積分數(shù))與時間、溫度關(guān)系的學科稱為相變動力學。

與再結(jié)晶過程類似，形核—長大過程。7.3金屬固態(tài)相變的動力學7.3.1金屬固態(tài)相變的速率

當形核率和長大速度恒定時，恒溫轉(zhuǎn)變動力學（1）Johnson-Mehl方程(2)阿佛瑞米方程(Avrami方程)

當形核率和長大速度隨時間而變時（3）C曲線相變動力學曲線S曲線相變綜合動力學曲線等溫轉(zhuǎn)變動力學曲線，C曲線TTT曲線（Time-Temperature-Transformation）IT曲線（Isothermal–Transformation）表示轉(zhuǎn)變時間-轉(zhuǎn)變溫度-轉(zhuǎn)變量三者之間的關(guān)系。TTT曲線

根據(jù)Johnson-Mehl方程，繪制成圖（a），將圖(a)中的實驗數(shù)據(jù)改繪成時間（Time）-溫度（Temperature）-轉(zhuǎn)變量（Transformation）的關(guān)系曲線，則如圖(b)，得到一般常用的“等溫轉(zhuǎn)變曲線”，亦稱“TTT曲線”（或稱等溫轉(zhuǎn)變圖、TTT圖），又稱為“C曲線”。相變動力學曲線(a)等溫轉(zhuǎn)變圖(b)轉(zhuǎn)變開始轉(zhuǎn)變終了孕育期鼻子1．過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學（1）TTT曲線的建立（2）TTT曲線的基本類型（3）TTT曲線的影響因素2.過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變動力學（1）CCT曲線的建立（2）冷卻速度對轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的影響（3）兩種曲線的比較（4）鋼的臨界冷卻速度7.3.2鋼中過冷奧氏體轉(zhuǎn)變動力學過冷奧氏體:鋼的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變就是一個與溫度和冷卻速度相關(guān)的過程。

過冷奧氏體可以通過不同的相變機制進行轉(zhuǎn)變而獲得不同的組織，導致鋼件具有不同的性能。1．過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學

將奧氏體化后的試樣迅速冷至臨界溫度以下的一定溫度，進行等溫，在等溫過程中所發(fā)生的相變稱為等溫轉(zhuǎn)變。

奧氏體是高溫穩(wěn)定相，若冷卻至臨界點（A3或A1）以下就不再穩(wěn)定，一般稱為過冷奧氏體。等溫轉(zhuǎn)變:測量轉(zhuǎn)變的方法:金相法、硬度法、膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法等。通常用金相硬度法和膨脹法配合使用，利用過冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形態(tài)或物理性能的變化進行測定。（1）TTT曲線的建立1．過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學試樣：φ10~15mm，厚1.5~2mm，具有相同的原始組織（可通過退火或正火獲得）。奧氏體化：所有試樣均在相同條件下進行奧氏體化，要求奧氏體的化學成分均勻一致。等溫轉(zhuǎn)變：將奧氏化后的試樣迅速轉(zhuǎn)入給定溫度的等溫浴爐中保溫一系列時間。淬火：將保溫后的試樣迅速取出淬入鹽水中。繪圖：測出給定溫度、時間下的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物類型、轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的百分數(shù)，并將結(jié)果繪制成曲線。第一個“C”曲線與珠光體形成相對應(yīng)（A→P）；第二個“C”曲線與貝氏體形成相對應(yīng)（A→B）。曲線中的兩個凸出部分稱為C曲線的“鼻尖”，分別對應(yīng)珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變孕育期最短的溫度。在兩個曲線相重疊的區(qū)域等溫時可以得到珠光體和貝氏體的混合組織。得到不同溫度過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線，可以看成是由兩個“C”形曲線所組成：（2）TTT曲線的基本類型

第一種，具有單一的“C”形曲線。

碳鋼以及含有Si、Ni、Cu、Co等合金元素的鋼均屬于此種，其鼻尖溫度約為500～600℃。實際上是由兩個鄰近的C曲線合并而成（如圖中虛線所示），在鼻尖以上等溫時，形成珠光體，在鼻尖以下等溫時，形成貝氏體。

第二種和第三種，曲線呈雙“C”形。

鋼中加入合金元素（如Cr、Mo、W，V等）時，則隨合金元素含量增加，珠光體轉(zhuǎn)變曲線與貝氏體轉(zhuǎn)變曲線逐漸分離。第二種：若加入的合金元素能使珠光體轉(zhuǎn)變速度顯著減慢，但對貝氏體轉(zhuǎn)變速度影響較小時，則得到如圖所示的等溫轉(zhuǎn)變圖；第三種：若加入的合金元素能使貝氏體轉(zhuǎn)變速度顯著減慢，而對珠光體轉(zhuǎn)變速度影響不大時，則得到如圖所示的等溫轉(zhuǎn)變圖。第二種類型的C曲線第三種類型的C曲線第四種，只有貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線。在含Mn、Cr、Ni、W、Mo量高的低碳鋼中，擴散型的珠光體轉(zhuǎn)變受到極大阻礙，因而只出現(xiàn)貝氏體轉(zhuǎn)變的C曲線。第四種類型的C曲線第五種，只有珠光體轉(zhuǎn)變的C曲線常出現(xiàn)于中碳高鉻鋼中第五種類型的C曲線第六種，在MS點以上整個溫度區(qū)間內(nèi)不出現(xiàn)C曲線。這類鋼通常為奧氏體鋼，高溫下穩(wěn)定的奧氏體組織能全部過冷至室溫。1）碳含量亞共析鋼中，隨碳含量的上升,C曲線右移；過共析鋼中，隨碳含量的上升，C曲線左移。共析鋼的C曲線離縱軸最遠，共析鋼的過冷奧氏體最穩(wěn)定。（3）TTT曲線的影響因素2）合金元素的影響合金元素對TTT曲線的影響最大。一般來說，除Co和Al以外的合金元素均使TTT曲線右移，即增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性。各種合金元素對TTT曲線的影響示于圖中。3）奧氏體晶粒尺寸的影響奧氏體晶粒細小時使珠光體轉(zhuǎn)變曲線左移（由于珠光體轉(zhuǎn)變的形核位置主要是奧氏體晶界，奧氏體晶粒細小時促進轉(zhuǎn)變，使珠光體轉(zhuǎn)變曲線左移)。奧氏體晶粒尺寸對貝氏體轉(zhuǎn)變的影響較小

(貝氏體轉(zhuǎn)變中α相的形核位置可以是晶界，也可以在晶內(nèi))。原始組織越細小，所得到的奧氏體成分越均勻，冷卻時新相形核及長大過程中所需的擴散時間就越長，TTT曲線因此右移，并且Ms點下降。當原始組織相同時，提高奧氏體化溫度或延長奧氏體化時間，將促使碳化物溶解、奧氏體成分均勻和奧氏體晶粒長大，導致TTT曲線右移。4）原始組織、加熱溫度和保溫時間的影響5）奧氏體塑性變形的影響形變量越大，珠光體轉(zhuǎn)變孕育期就越短，即加速珠光體轉(zhuǎn)變。形變加速珠光體轉(zhuǎn)變的原因可分為三種情況：（?。┫嘧兦靶巫儕W氏體處于完全再結(jié)晶狀態(tài)時，而再結(jié)晶細化了奧氏體晶粒；（ⅱ）相變前形變奧氏體處于加工硬化狀態(tài)時，從而促進了晶界與晶內(nèi)（如滑移帶、孿晶）形核；（ⅲ）相變前形變奧氏體中析出大量細小的形變誘發(fā)碳化物時，而形變誘發(fā)碳化物促進了珠光體的晶內(nèi)形核。過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖－CCT曲線(ContinuousCoolingTransformation)是分析連續(xù)冷卻過程中奧氏體的轉(zhuǎn)變過程以及轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的組織和性能的重要依據(jù)。亞共析鋼CCT曲線共析鋼CCT曲線過共析鋼CCT曲線2.過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變動力學（1）CCT曲線的建立測定CCT曲線比較困難：（ⅰ）維持恒定冷卻速度十分困難。在任何一種均勻介質(zhì)中都難以維持恒定的冷卻速度，并且過冷奧氏體在轉(zhuǎn)變過程中還要釋放相變潛熱，使冷卻速度發(fā)生改變。由于冷卻速度改變，曲線的形狀、位置均會改變；（ⅱ）在連續(xù)冷卻時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物往往是混合的，各種組織的精確定量也比較困難；（ⅲ）在快速冷卻時，保證測量時間、溫度的精度也很困難。綜合應(yīng)用膨脹法、端淬法、金相硬度法、熱分析法和磁性法來測定CCT曲線?？焖倥蛎泝x——方便快捷。末端淬火法示意圖快速膨脹儀測定方法真空感應(yīng)加熱，程序控制冷卻速度（105℃/min~1℃

/min）；1.將熱電偶焊到試樣上（Φ3×10mm）；2.將試樣裝至儀器上，安裝膨脹儀；3.關(guān)閉樣品室，關(guān)閉真空釋放閥門，啟動真空閥；4.按試驗要求選擇升溫速率、最高溫度、保溫時間、冷卻速率等參數(shù)進行編程；5.按下開始按鈕，開始實驗；6.試驗結(jié)束后，打開真空釋放閥門；7.根