固态相变材料科学基础课件西南石油大学ppt.ppt

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1、l第一节 固态相变总论l第二节 成分保持不变的相变l第三节 过饱和固溶体的分解l第四节 共析转变l第五节 马氏体转变l第一节第一节 固态相变固态相变相变：指当外界条件如温度、压力等发生变化时，物相在某一特定条件下发生的突变。相变表现为：1）从一种结构转变为另一种结构。2）化学成分的不连续变化。3）物质物理性能的突变。 三种基本变化：晶体结构的变化。纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性转变、马氏体相变 化学成分的变化。只有成分转变而无相结构的变化 有序程度的变化。合金的有序化转变，以及与电子结构变化相关的转变 1、相界面 不同相晶体晶粒的界面。 按界面原子的排列特点，可分为共格界面、半共格界面、

2、非共格界面。（1）共格界面：两相晶格在界面上彼此完全衔接，错配度 =（- ）/ 0.05；（2）半共格界面 大到一定程度时，相界面不能继续维持完全共格学要一系列调配错配度调节，0.05 0.25；（3）非共格界面 由于（ 0.25）界面处两相原子无法配合。l2、界面能、界面能 固固相界面能比液固相界面高 ，一部分同类键异类键的结合强度和数量变化引起的化学能，另一部分是由界面原子不匹配产生的点阵畸变能。l3、应变能、应变能 应变能包括共格应变能和体积应变能。l4、取相关系、取相关系 固态相变时，为了降低母相与新相之间的界面能，新相的某些低指数晶面与母相的某些低指数晶面平行。l5、惯习面、惯习面

3、固态相变时，为了降低界面能和维持共格关系，新相往往在母相的一定晶面上开始形成这个与所生成新相的主平面或主轴平行的母相品面称为惯习面l6、晶体缺陷、晶体缺陷 晶态固体中的空位、位错、晶界等缺陷周围因点阵畸变面储存一定的畸变能新相极易在这些位置非均匀形核它们对晶核的长大过程也有一定影响 (a) 共格界面共格界面 (b) 半共格界面半共格界面 (c) 非共格界面非共格界面l二、固态相变的分类 1、按热力学分类 （1）一级相变 由相转变为相时，GG i=i，但自由焓的一阶偏导数不相等 ，有体积V和熵S的突变l(2)二级相变 由相转变为相时， GG，i=i， 自由焓的一阶偏导数相 等 ，但自由焓的二阶偏

4、 导数不相等， 无体积效 应和热效应l2、按原子迁移情况分类，可将固态相变分为扩散型相变和非扩散型相变 （1）扩散型相变）扩散型相变 依靠原子（或离子）的扩散的相变，例如脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等； （2）非扩散型相变）非扩散型相变 原子（或离子）尽作有规律的迁移使点阵发生改组的相变。l3、按相变方式分类可将固态相变分为有核相变和无核相变： （1）有核相变：有核相变：通过形核长大两个阶段进行的相变； （2）无核相变：）无核相变：通过扩散偏聚方式进行的相变。l三、固态相变的形核 晶核的形成可分为均匀形核和非均匀形核 （1）均匀形核）均匀形核 固态相变的驱动力是新相与母相间的自由焓之差，阻力包

5、括界面能和应变能。形成半径r的晶核时，系统自由焓的变 为： 形核率：l2、非均匀形核 （1）晶界形核 界面形核时自由焓的变化f()形状因子的表达式由图85可知晶核最易在界隅形成，其次是界棱，最后是界面l（2）沿位错形核 位错沿位错形核后，位错消失而释放出畸变能，为形核提供能量。l沿位错形核的特点：沿位错形核的特点：（1）刃型位错比螺型位错更为有利；（2）较大柏氏矢量的位错促进形核的作用更为有效； （3）在位错结和位错割阶处易于形核； （4）单独位错比亚晶界上的位错对形核更为有效； （5）小角度晶界或亚晶界上惯习面选择性形核；l四、晶核的长大l1、晶核的长大方式l按原子的运动规律可分为：l（1）

6、非协同型长大 原子移动无序（2）协同型长大 母相原子有规则的向新相运动l2、晶核长大的控制因素 根据晶核的长大方式及母相和新相的化学成分的变化情况，可将固态相变长大分为4类： 成分不变协同型长大； 成分不变非协同型长大； 成分改变协同型长大； 成分改变非协同型长大 。l晶核长大的控制因素依相变温度和扩散类型而定：（1）相变温度较高时，原子扩散速率较快，但过冷度和相变驱动力较小，晶核长大速率的控制因素是相变驱动人；（2）相变温度较低时，过冷度和相变驱动力较大，原子的扩散速率将成为晶核长大的控制因素。l3、受界面过程控制的晶核长大界面迁移速率界面迁移速率exp()1exp()VQGvkTkT（1）

7、过冷度较小时，两相的自由能差极小界面迁移速率与两相的自由能差成正比，随温度降低，两相的自由能差增大，新相长大速率增加； exp()VGQvkTkTVGkT（2）过冷度较大时， ， 随温度降低，界面迁移速率减小，新相长大速率随之下降。VGkTexp()0VGkTexp()QvkTl五、固态相变动力学l 固态相变速度决定于新相的形核率和长大速度： （1）设均匀形核的形核率及受点阵重构控制的长大速度在恒温转变时均为常数，相变动力学方程： （2）非均匀形核的形核率及受扩散控制的长大速度随时间而变化，相变动力学方程：Johnson-Mehl方程Avrami方程等温转变动力学图等温转变动力学图TTT图图

8、在某一温度下转变量达到f所需的时间f。转变开始温度转变开始温度：转变量f0.05的时间0.050.05转变中止温度转变中止温度：转变量f0.95的时间0.950.95l一、多型性转变 多型性转变即同素异构转变，转变前后无成分变化，是通过形核、长大方式进行的，新相优先在过冷或过热母相的晶界等缺陷处形核 ； 二、块状转变 固溶体及纯金属可在快速冷却过程中以很快的速率转变成与母相成分相同面结构相异的块状新相； 三、有序无序转变 某些合金随温度的变化由无序状态变到有序状态的一个原子交换位置过程。l1、有序度参量 （1）长程有序 l（2）短程有序l2、有序化过程 ： 有序化过程需要原子的迁移，但不引起宏

9、观的成分改变，仅仅是邻近亚点阵上原子的换位。l有序畴： 点阵上的原子交换位置，形成有序排列的微小区域。l反相畴界：有序畴相遇时，若它们原子占据的亚点阵在各自的有序区域中恰好相反的交界面。 l脱溶沉淀：固溶体的溶解度随温度变化，在晶界处脱溶出一种物价在晶界形成沉淀。l控制脱溶沉淀的方法： 沉淀相的体积分数和弥散度由冷却速度控制 先进行固溶处理然后重新加热至两相区保温(时效)使沉淀相得以析出，沉淀相的体积分数和弥散度由时效温度和保温时间控制 l二、沉淀方式 l1、连续沉淀：沉淀过程中邻近沉淀物的母相溶质浓度连续变化。l2、不连续沉淀：析出相和母相之间的溶质浓度变化不连续。 特点：常在晶界形核，一侧

10、母相保持取向关系，具有共格或半共格界面，而另一侧母相不共格形核较为困难， 一旦成核，其生长速率很快 。l3、沉淀过程中的显微组织的变化l（1）连续均匀沉淀加局部沉淀）连续均匀沉淀加局部沉淀： 沉淀开始时先在晶界、滑移带局部沉淀，接着发生晶内均匀沉淀 ；l（2）连续沉淀加不连续沉淀）连续沉淀加不连续沉淀： 晶内发生连续沉淀，而在晶界发生不连续沉淀，随时效过程的发展，胞状组织不断扩大，同时沉淀相粗化并球化； l（3）不连续沉淀不连续沉淀： 核在晶界形成后长成胞状组织，不断增大(包括伴生的再结晶)扩展至整体，与此同时，沉淀相逐步粗化并球化。 l五、调幅分解： l 通过自发的成分涨落和上坡扩散，使溶质

11、成分的波幅不断增加，分解成结构均与母相相同，但成分不同的两种固溶体的分解过程。 l一、概述l共析转变与共晶转变相似，但它是从固溶体母相中以相互协作的方式生长出来，结构、成分均不相同于母相的两个新固相，表达式为：l珠光体珠光体的形成是一个共析转变过程：+l珠光体珠光体： 铁素体、渗碳体交替分布的片层状共析组织 。 珠光体的形成过程：珠光体的形成过程：（1）碳的扩散；（2）晶体点阵重构 珠光体团：珠光体团：珠光体片层方向大致相同的区域。珠光体片间距SOl不同的温度形成的珠光体片层间距不同：l在温度区间（A1 650）：SO大约为400nm;l在温度区间（650600）：SO大约为400nm200n

12、m，称为索氏体；l在温度区间（600500）：SO小于200nm，称为托氏体（或屈氏体）。二、共析转变的热力学分析：共析转变的动力仍是自由焓之差。l三、珠光体的形成过程1、形核 共析转变过程与共晶转变过程相似，先要形成一个领先相。珠光体首先在晶界形核，领先相是Fe3C，随着Fe3C界面处碳的贫化，促使的形成 ，如此相互协作便形成了珠光体晶核。2、长大 珠光体晶核形成以后，由于碳的浓度不同和扩散，使晶核不断长大。l四、共析转变动力学 1、影响形核率I和长大速度的因素有过冷度过冷度的大小的大小和等温时间。等温时间。 过冷度对形核率I和长大速度的影响：随过冷度的增大先增随过冷度的增大先增后减：后减：

13、l等温时间对形核率的影响： 等温时间对晶核长大速度无明显影响 l2、共析转变动力学图 从动力学图中可以知道其三个特点：共析转变有一段孕育期，即从等温开始至开始发生转 变的时间等温温度从Al逐渐下降时，孕育期逐渐缩短，降至某一温度孕育期最短，温度继续降低则孕育期反而增长，降低至一定温度时共析转变将放抑制等温转变初期，随时间的延长，共析转变速度增大，转变量超过50时，转变速度又逐渐降低，直至转变完成。 l五、先共析转变及伪共析转变先共析转变先共析转变：亚共析钢或过共析钢从单相奥氏体区冷却到双相区时，首先析出铁素体或渗碳体的现象。伪共析转变伪共析转变：当亚（过）共析钢从奥氏体区以较快速度冷却，先共析

14、铁素体（或渗碳体）来不及析出，直接形成铁素体与渗碳体的混合物。l六、珠光体的组织特点及力学性能根据渗碳体的形状，可将珠光体分为两种：一种是片状珠光体，另一种是粒状珠光体。l转变温度、片层间距与硬度值之间的关系：转变温度越低珠光体的片层间距越小，硬度越高l一、马氏体转变的基本特征l1、转变不需要扩散 马氏体转变只有点阵改组而无成份变化，转变时原子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一个原子间距，且原子之间的相对位置不发生变化。 1、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序结构不发生变化； 2、Fe-C合金奥氏体向马氏体转变后，C原子的间隙位置保持不变； 3、马氏体转变可以在相当低的温度

15、范围内进行，且转变速度极快。例如：Fe-C、Fe-Ni合金，在-20-196之间一片马氏体形成的时间约510-5510-7 秒l2、切变主导型点阵畸变式转变l点阵畸变式转变：通过均匀的应变把一种点阵转变称为另一种点阵。l点阵畸变方式有以下几种：l（1）简单切变；l（2）简单膨胀和压缩；l（3）既有膨胀、又有切变l马氏体转变以第三种为主。 显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，也同显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，也同于奥氏体，这种界面称为共格界面。但不变平面可以是于奥氏体，这种界面称为共格界面。但不变平面可以是相界面，也可以不是相界面。相界面，也可以不是相界面。l3、转变时的动力学和生

16、成相形貌转变过程中产生的弹性应变能控制l二、马氏体转变的晶体学l1、表面浮凸现象和惯习面 马氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有规则的表面浮凸。这说明马氏体的形成与母相奥氏体的宏观切变密切相关。 奥氏体转变为马氏体时，新旧两相之间保持着严格的晶体学位向关系，马氏体的不变平面被称为马氏体的惯习面，以平行于此面的母相的晶面指数表示。l2、晶体学取向关系 马氏体转变的晶体学特征是马氏体与母相之间存在着一定的位向关系。在钢中已观察到到的有KS关系、西山关系和GT关系。（1 1）K KS S关系关系 110 110 111111； -111(110)(111)-101l 按按K-S关系，马氏体在奥氏

17、体中共有关系，马氏体在奥氏体中共有24种不同的空间取种不同的空间取向。向。（2 2）西山关系）西山关系110 110 111 111 ； 按西山关系，马氏按西山关系，马氏体在奥氏体中只有体在奥氏体中只有12种不同的空间取种不同的空间取向。向。lK KS S关系与西山关系的关系关系与西山关系的关系（3 3）G GT T关系关系110 110 111 111 差差 1 1 差差 2 2l3、马氏体的组织形态及亚结构 根据马氏体的形状，可将马氏体分为板条板条状马氏体状马氏体和片状马氏体片状马氏体。（1）、板条状马氏体 板条马氏体是低、中碳钢，马氏体时效钢，不锈钢等铁系合金中形成的一种典型的马氏体组织

18、。低碳钢中的典型马氏体组织如下图： 显微组织：显微组织： 马氏体呈板条状，一束束排列在原奥氏体晶粒内。对某些钢因板条不易浸蚀显现出来，而往往呈块状，所以有时也称为块状马氏体，又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，也常称之为位错型马氏体，这种马氏体是由许多板条群组成的，也称为群集状马氏体。 在一个板条群内各板条的尺寸大致相同，这些板条呈大致平行且方向一定的排列。 晶体学特征晶体学特征 惯习面为(111) ，晶体学位向关系符合K-S关系。 由平行排列的板条马氏体组成的较大区域称为板条群。在一个原奥氏体晶粒内可以包含几个这样的板条群，通常为35个。一般情况下奥氏体晶粒尺寸的变化，对板条群的数量无影响，

19、只能改变板条群的尺寸。 同色调区是由位向相同的马氏体板条组成的，称为同位向束。 同位向束内马氏体板条是以小角度晶界相间的，而同们位向束之间则是以大角度晶界相间的。 亚结构亚结构 亚结构主要是高密度的位错缠结构成的位错胞，位错密度可高达0.30.91012/cm2，板条边缘有少量孪晶。从亚结构对材料性能而言，孪晶不起主要作用。（2 2）、片状马氏体）、片状马氏体 常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中，是铁系合金中出现的另一种典型的马氏体组织。 显微组织显微组织 典型的马氏体组织形态见下图所示： 马氏体片大小不一，马氏体片间不平行，互成一定夹角，第一片马氏体形成时惯穿整个奥氏体晶粒，后形

20、成的马氏体片逐渐变小，即马氏体形成时具有分割奥氏体晶粒的作用。因此，马氏体片的大小取决于奥氏体晶粒的大小。 在马氏体片中常能看到明显的中脊，关于中脊的形成规律目前尚不清楚。 晶体学特征晶体学特征 惯习面(225) 位向关系为KS关系 惯习面(259) 位向关系为西山关系，可以爆发形成，马氏体片有明显的中脊。 亚结构亚结构 片状马氏体的主要亚结构是孪晶，这是片状马氏体的重要特征。孪晶的间距大约为50，一般不扩展到马氏体片的边界上，在马氏体片的边缘则为复杂的位错组列。一般认为，这种位错是沿111 方向呈点阵状规则排列的螺型位错。片状马氏体内的相变孪晶一般是(112)孪晶，也发现(110)孪晶和(1

21、12)孪晶混生的现象，方向为11-1。l 不同的片状马氏不同的片状马氏体内部亚结构是体内部亚结构是不同的不同的,可以将其可以将其分为以中脊为中分为以中脊为中心的相变孪晶区心的相变孪晶区和无孪晶区。孪和无孪晶区。孪晶区所占比例与晶区所占比例与马氏体的形成温马氏体的形成温度有关度有关,形成温度形成温度越低越低,相变孪晶区相变孪晶区所占比例越大。所占比例越大。（3 3）、其它类型的马氏体）、其它类型的马氏体 蝶状马氏体（人字形或角状马氏体）蝶状马氏体（人字形或角状马氏体） 本世纪六十年代初首先在本世纪六十年代初首先在Fe-30%NiFe-30%Ni的合金中发的合金中发现的现的, ,近年在近年在Fe-

22、CFe-C合金中也观察到了这种形态马氏体。合金中也观察到了这种形态马氏体。 立体外形呈立体外形呈V V形柱状，横截面呈蝶状，两翼之形柱状，横截面呈蝶状，两翼之间的夹角一般为间的夹角一般为136136，两翼的惯习面为（，两翼的惯习面为（225225）而而两翼相交的结合面为两翼相交的结合面为100 100 。与奥氏体的位向关系。与奥氏体的位向关系为为K-SK-S关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。关系，亚结构为高密度的位错，无孪晶。 形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态形成温度介于板条马氏体与片状马氏体之间，形态特征和性能也介于两者之间。特征和性能也介于两者之间。 薄板状马氏体薄板状马氏体

23、 这种马氏体是在Ms点低于-100的Fe-Ni-C合金中观察到的，是一种厚度约为310m的薄板形马氏体，三维单元形貌很象方形薄板，与试样磨面相截得到宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分杈等特异形态。 惯习面为（259），位向关系为K-S关系，亚结构为(112)孪晶，无位错，无中脊。 随转变温度降低，转变进行时，即有新马氏体的不断形成，同时也有旧马氏体的不断增厚。l三、马氏体转变热力学l1、临界驱动力和转变温度、临界驱动力和转变温度l马氏体转变的临界化学驱动力l形变诱发马氏体形变诱发马氏体：对奥氏体施加外力，在奥氏体发生塑性交形的同时形成的马氏体。l2、形核l马氏体转变有形核、长大阶

24、段。l四、马氏体转变动力学l1、变温马氏体转变： 当奥氏体被过冷到MS以下某一温度时，在该温度下能够形成的马氏体在其核形成的瞬间即可形成，而新核的继续形成则需依靠进一步的降温l 马氏体的生长有“热弹型和“爆发”型；l l2、等温马氏体转变、等温马氏体转变l 晶核的形成有孕育期，形核率随过冷度的增加而先增后减先增后减。l 核形成后的长大速率仍极快，且长大到一定尺寸后同样不再长大，这种转变的动力学同样取决于形核形核率率而与长大速率无关马氏体转变量随等温时间的延长而增多其等温转变动力学曲线也呈S形即该转变量是时间的函数，并与等温温度有关l 随等温温度的降低，转变速度先增后减起初的增加归结于新马氏体片

25、的自催化形核，而随后的减小则是因为过冷奥氏体不断地被已生成的马氏体片分隔为越来越小的区域，在这些区域中形核的几率下降 等温转变：等温转变：将奥氏体的试样迅速冷至临界温度以下将奥氏体的试样迅速冷至临界温度以下的一定温度，进行等温，在等温过程中所发生的相的一定温度，进行等温，在等温过程中所发生的相变。变。过冷奥氏体等温转变曲图过冷奥氏体等温转变曲图( (TTTTTT，Time Temperature Time Temperature Transformation)Transformation)：用来描述转变开始和转变终了时间、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

26、线，转变产物和转变量与温度、时间之间的关系曲线，又叫又叫C C曲线、曲线、ITIT图。图。研究目的：研究目的：对相变机理、相变动力学以及影响因素对相变机理、相变动力学以及影响因素进行研究；为工艺的制订提供理论基础。进行研究；为工艺的制订提供理论基础。过冷奥氏体等温转变动力学图过冷奥氏体等温转变动力学图（TTTTTT图）图）l（一）（一）TTTTTT图的建立图的建立 l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。l通常用金相硬度法和膨胀法配合使用，利通常用金相硬度法和膨胀法配合使用，利用过冷奥

27、氏体转变产物的组织形态或物理性能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。试样制备：试样制备：1015mm1015mm1.5mm1.5mm，具有相同的原始组织，具有相同的原始组织奥氏体化：奥氏体化：在相同条件下进行奥氏体化，要求奥氏体在相同条件下进行奥氏体化，要求奥氏体的化学成分均匀一致。的化学成分均匀一致。等温转变：等温转变：将奥氏化试样在选定温度的等温熔盐（或将奥氏化试样在选定温度的等温熔盐（或金属）中保温一系列不同时间，进行等温转变。金属）中保温一系列不同时间，进行等温转变。淬火：淬火：将保温后的试样迅速取出，淬入盐水中。将保温后的试样迅速取出，淬入盐水中。

28、绘图：绘图：测出给定等温温度、等温时间下的转变产物类测出给定等温温度、等温时间下的转变产物类型、转变产物的百分数，并将结果绘制成等温转变动型、转变产物的百分数，并将结果绘制成等温转变动力学曲线（如图力学曲线（如图8-110a8-110a）。再转换成等温转变动力学）。再转换成等温转变动力学图（如图图（如图8-1108-110）（二）奥氏体等温转变图的特点（二）奥氏体等温转变图的特点 开始线以左部分为过冷奥氏体区，转变终了线开始线以左部分为过冷奥氏体区，转变终了线以右区域为以右区域为P或或B区，两条线之间为转变过渡区区，两条线之间为转变过渡区（A+P或或A+B），水平线），水平线MS为马氏体转变开

29、始温度，为马氏体转变开始温度，MS以下为马氏体区。以下为马氏体区。1 1、过冷奥氏体在不同温度等温分解都有一个孕育、过冷奥氏体在不同温度等温分解都有一个孕育期。期。 孕育期的长短随等温温度而变，鼻子点处的孕孕育期的长短随等温温度而变，鼻子点处的孕育最短，即，在此温度奥氏体最不稳定、最易分解。育最短，即，在此温度奥氏体最不稳定、最易分解。鼻子点的出现是因为转变的形核及长大均受鼻子点的出现是因为转变的形核及长大均受C原子原子及及Fe原子扩散的控制。原子扩散的控制。2 2、等温温度对转变产物的影响、等温温度对转变产物的影响（1 1）珠光体转变区）珠光体转变区 A1鼻子温度为鼻子温度为P转变区，一般为

30、片状，片间距离随温度降转变区，一般为片状，片间距离随温度降低而减小，屈服强度升高。低而减小，屈服强度升高。（2 2）贝氏体转变区）贝氏体转变区 鼻子温度鼻子温度MS为贝氏体转变区，分上贝氏体和下贝氏体区。为贝氏体转变区，分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，而是贝氏体体+残余奥氏体。残余奥氏体。（3 3）马氏体转变区）马氏体转变区 MS以下为马氏体转变区，直到以下为马氏体转变区，直到Mf。（4 4）珠光体与贝氏体、贝氏体与马氏体可能重叠）珠光体与贝氏体、贝氏体与马氏体可能重叠 这样在某一温度等温，将得到这样在

31、某一温度等温，将得到P+B或或B+M混合组织。混合组织。（三）奥氏体等温转变图的常见类型（三）奥氏体等温转变图的常见类型等温转变曲线形状只要取决于珠光体、贝氏体和马氏体的转等温转变曲线形状只要取决于珠光体、贝氏体和马氏体的转变曲线是重叠的还是明显分开的，以及它们与纵轴间的相对位变曲线是重叠的还是明显分开的，以及它们与纵轴间的相对位置。置。1 1、碳钢的基本类型、碳钢的基本类型2 2、合金钢、合金钢C C曲线的常见类型曲线的常见类型 归纳起来大体上可以分为五种类型。归纳起来大体上可以分为五种类型。（1）单一）单一C字形曲线，即字形曲线，即P与与B转变重叠（与碳素钢相似）。转变重叠（与碳素钢相似）

32、。除碳钢以外，含有除碳钢以外，含有Si、Ni、Cu、Co等合金元素（非碳化物等合金元素（非碳化物形成元素）的钢均属此类。形成元素）的钢均属此类。（2）双）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（两个鼻子在时间和温度轴上都不相同，同，P与与B部分重叠）。部分重叠）。1）P转变曲线右移比较显著，转变曲线右移比较显著，20Cr、40Cr、35CrMn2等。等。2）B转变曲线右移较为显著，转变曲线右移较为显著，GCr15、9Cr2、CrMn等。等。第类第类（）（）P与与B转变曲线完全分开转变曲线完全分开1）B转变曲线右移，转变曲线右移，Cr12、Cr12、VW18Cr4V等。等。2）P转

33、变曲线右移，转变曲线右移，5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等。等。第类第类（）只有（）只有P转变区而无转变区而无B转变区（转变区（4Cr13)或只有或只有B转变转变区而无区而无P转变区转变区(18CrNiV)。（）只有一条碳化物析出线，无（）只有一条碳化物析出线，无P和和B转变区（奥氏转变区（奥氏体钢都具有这类曲线）。体钢都具有这类曲线）。第类第类第类第类（四）影响奥氏体等温转变图的因素（四）影响奥氏体等温转变图的因素1 1、化学成分、化学成分（1 1）碳含量的影响）碳含量的影响对珠光体部分：亚共析钢，随碳含量的增加对珠光体部分：亚共析钢，随碳含量的增加C曲线右移。曲线右移。

34、过共析钢，随碳含量的增加过共析钢，随碳含量的增加C曲线左移。曲线左移。对贝氏体部分：随碳含量的增加对贝氏体部分：随碳含量的增加C曲线总是右移的。曲线总是右移的。l（2）合金元素的影响）合金元素的影响l 一般规律：除一般规律：除Co以外，常用的合金元素的以外，常用的合金元素的溶入溶入(前前提）提）均增加过冷奥氏体的稳定性，推迟转变和降低转均增加过冷奥氏体的稳定性，推迟转变和降低转变速度，使变速度，使TTT曲线右移，并且可能对曲线右移，并且可能对P和和B转变有分转变有分离作用。（合金元素的影响见下图）离作用。（合金元素的影响见下图）2 2、奥氏体晶粒尺寸的影响、奥氏体晶粒尺寸的影响 A晶粒愈细小，

35、等温转变的孕育期愈短，加速过冷晶粒愈细小，等温转变的孕育期愈短，加速过冷A向向P的的转变；对转变；对B转变有相同的作用，但不如对转变有相同的作用，但不如对P的作用大；的作用大； Ms降低。降低。l3、加热温度和保温时间的影响、加热温度和保温时间的影响l 当原始组织相同时，提高当原始组织相同时，提高A化温度，延长保温时化温度，延长保温时间，将促进碳化物溶解，也会使间，将促进碳化物溶解，也会使C曲线右移。曲线右移。a)843.5 奥氏体化，晶粒度奥氏体化，晶粒度No9b)1065.6 奥氏体化，晶粒度奥氏体化，晶粒度No3l4、塑性变形的影响、塑性变形的影响l 无论高温和低温塑性变形，均加速过冷无

36、论高温和低温塑性变形，均加速过冷A的转变，的转变，M上升。上升。l 原因：原因：A、塑性变形增加位错密度，点阵畸变加剧，有、塑性变形增加位错密度，点阵畸变加剧，有 利于利于 l C、F的扩散和点阵重构的扩散和点阵重构l B、析出碳化物，奥氏体中、析出碳化物，奥氏体中C以及合金含量降低以及合金含量降低l C、诱发马氏体相变，是、诱发马氏体相变，是M上升。上升。四、四、TTTTTT图的应用举例图的应用举例1 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 2、等温淬火：获得下贝氏体。、等温淬火：获得下贝氏体。3 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 4、形变热处理、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。 利用利用TTT图，通过经验公式估算钢的临界冷却速度图，通过经验公式估算钢的临界冷却速度VRRZTAVV5 . 15 . 11