第一章 固态相变基础1.ppt

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1、固态相变固态相变任课教师：李永胜任课教师：李永胜Email:Email:Tel:13813890693Tel:13813890693南京理工大学南京理工大学材料科学与工程学院材料科学与工程学院课程结构课程结构第一章第一章 固态相变基础固态相变基础第二章第二章 钢中奥氏体的形成钢中奥氏体的形成第三章第三章 珠光体转变珠光体转变第四章第四章 马氏体相变马氏体相变第五章第五章 贝氏体相变贝氏体相变第六章第六章 钢的回火转变钢的回火转变第第七七章章 合金的脱溶沉淀与时效合金的脱溶沉淀与时效参考书：参考书：合金固态相变合金固态相变，编著：编著：赵乃勤赵乃勤,中南大学中南大学出版社出版社，20082008

2、合金相与相变合金相与相变，肖纪美，冶金工业出版社，肖纪美，冶金工业出版社，20042004考核方式：考核方式：平时成绩：平时成绩：3030，考勤，作业，课堂表现，考勤，作业，课堂表现考试成绩：考试成绩：7070，闭卷，闭卷第一章第一章 固态相变基础固态相变基础1.1 1.1 固态相变概论固态相变概论1.1.1 1.1.1 分类分类1.1.2 1.1.2 特点特点1.2 1.2 热力学热力学1.2.1 1.2.1 热力学条件热力学条件1.2.2 1.2.2 形核形核1.2.3 1.2.3 晶核长大晶核长大1.3 1.3 动力学动力学1.3.1 1.3.1 固态相变的速率固态相变的速率1.3.2

3、1.3.2 钢中过冷奥氏体转变动力学钢中过冷奥氏体转变动力学固态相变固态相变：固态物质内部的组织结构：固态物质内部的组织结构的变化。的变化。相相：成分相同、结构相同、有界面同：成分相同、结构相同、有界面同其他部分分隔的物质均匀组成部分其他部分分隔的物质均匀组成部分。相变是从已存的相中生成新的相。相变是从已存的相中生成新的相。1.1 1.1 概论概论新相新相，生成部分与原有部分存在着或，生成部分与原有部分存在着或成分成分不不同、或相同、或相结构结构不同、或不同、或有序度有序度不同、或兼而不同、或兼而有之，并且和原来部分有有之，并且和原来部分有界面分隔界面分隔。原来的部分称为原来的部分称为母相母相

4、或反应相或反应相，在转变过程，在转变过程中数量减少，生成部分称为中数量减少，生成部分称为新相或生成相新相或生成相，在转变过程中数量增加。在转变过程中数量增加。三种基本变化：三种基本变化：晶体结构的变化晶体结构的变化纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性纯金属的同素异构转变、固溶体的多形性转变、马氏体相变转变、马氏体相变 化学成分的变化化学成分的变化只有成分转变而无相结构的变化只有成分转变而无相结构的变化 有序程度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合金的有序化转变，以及与电子结构变化相关的转变相关的转变 相变表现为：相变表现为：1 1）从一种结构转变为另一种结构）从一种结构转

5、变为另一种结构2 2）化学成分的不连续变化）化学成分的不连续变化3 3）物质物理性能的突变）物质物理性能的突变1.1.1一、按平衡状态一、按平衡状态（1 1）平衡相变）平衡相变温度变化过程非常缓慢，使相变发生过温度变化过程非常缓慢，使相变发生过程中的原子结构和或成分变化得以充程中的原子结构和或成分变化得以充分进行，称为平衡相变过程分进行，称为平衡相变过程同素异构转变同素异构转变 在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析在缓慢冷却条件下，由过饱和固溶体中析出过剩相的过程出过剩相的过程平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀共析转变共析转变合金在冷却时由一个固相分解为两个不同固合金在冷却时由一个固相分解为两个不同固相

6、的转变称为共析转变（如珠光体转变）相的转变称为共析转变（如珠光体转变）高温单相固溶体分解为结高温单相固溶体分解为结构相同，成分不同的两相。构相同，成分不同的两相。上坡扩散。上坡扩散。调幅分解调幅分解相变过程的实质相变过程的实质u结构结构u成分成分u有序化程度有序化程度发生变化发生变化同一种材料在不同条件下可发生不同的同一种材料在不同条件下可发生不同的相变，从而获得不同的组织和性能。相变，从而获得不同的组织和性能。如：共析碳钢如：共析碳钢平衡转变：平衡转变：珠光体组织，硬度约为珠光体组织，硬度约为HRc23;快速转变：快速转变：马氏体组织，硬度马氏体组织，硬度HRc60以上。以上。Al-4%Cu

7、合金合金平衡组织：平衡组织：抗拉强度仅为抗拉强度仅为150MPa;不平衡脱溶沉淀：不平衡脱溶沉淀：抗拉强度可达抗拉强度可达350MPa。通过改变加热与冷却条件，材料发生转变可通过改变加热与冷却条件，材料发生转变可获得特定组织，很大程度上改变材料性能。获得特定组织，很大程度上改变材料性能。（2 2）非平衡相变）非平衡相变伪共析转变：伪共析转变：Fe-CFe-C相图中，相图中，转变转变产物产物和和FeFe3 3C C的比的比值不是定值，随值不是定值，随碳含量变化。碳含量变化。加热和冷却过程过快，相变达不到平衡的状态，加热和冷却过程过快，相变达不到平衡的状态，而得到非平衡的组织，称为非平衡相变而得到

8、非平衡的组织，称为非平衡相变马氏体转变马氏体转变低温下碳原子不能或不易扩散，无原子扩散和低温下碳原子不能或不易扩散，无原子扩散和成分改变，切变方式进行。成分改变，切变方式进行。(奥氏体奥氏体)(马氏体马氏体)T T0 0:自由能相等温度自由能相等温度M Ms s：马氏体转变温度：马氏体转变温度贝氏体相变贝氏体相变珠光体转变和马氏体转变之间温度范围，珠光体转变和马氏体转变之间温度范围，FeFe原子不能扩散，原子不能扩散，C C原子扩散，原子扩散，(中温转变中温转变)。产物：产物：和和FeFe3 3C C碳碳含含量量、形形态态，FeFe3 3C C形形态态和和分分布布与与珠珠光光体体不不同。同。非

9、平衡脱溶沉淀非平衡脱溶沉淀快冷，形成过饱和固溶快冷，形成过饱和固溶体，等温析出新相，其体，等温析出新相，其结构和成分与平衡脱溶结构和成分与平衡脱溶沉淀不同。沉淀不同。（时效）（时效）二、按热力学分类二、按热力学分类 （1）一）一级级相相变变 由由相相转变为转变为相相时时，i=i，但自由，但自由焓焓的一的一阶阶偏偏导导数不相等数不相等，有体，有体积积V和和熵熵S的突的突变变。凝固、熔化、升华以及同素异构转变等均属凝固、熔化、升华以及同素异构转变等均属于一级相变。几乎所有于一级相变。几乎所有伴随晶体结构变化伴随晶体结构变化的金属固态相变都是一级相变的金属固态相变都是一级相变。(2)二二级级相相变变

10、 由由相相转变为转变为相相时时，i=i，自由自由焓焓的一的一阶阶偏偏导导数相等数相等，但自由，但自由焓焓的二的二阶阶偏偏导导数不相等，数不相等，无体无体积积效效应应和和热热效效应应。有序化、磁性转变、超导体转变有序化、磁性转变、超导体转变三、按原子迁移情况分类三、按原子迁移情况分类（1 1）扩散型相变）扩散型相变 依靠原子（或离子）的依靠原子（或离子）的扩散的相变，例如脱溶沉淀、调幅分解、扩散的相变，例如脱溶沉淀、调幅分解、共析转变等；共析转变等；（2 2）非扩散型相变）非扩散型相变 原子（或离子）尽作原子（或离子）尽作有规律的迁移使点阵发生改组的相变。有规律的迁移使点阵发生改组的相变。四、按

11、相变方式分类四、按相变方式分类（1 1）有核相变有核相变：通过形核长大两个阶段：通过形核长大两个阶段进行的相变；进行的相变；（2 2）无核相变）无核相变：通过扩散偏聚方式进行的：通过扩散偏聚方式进行的相变。相变。1.1.21.1.2固态相变的主要特点固态相变的主要特点(1)(1)相界面和惯习面相界面和惯习面(2)(2)位相关系位相关系(3)(3)弹性应变能弹性应变能(4)(4)晶内缺陷的影响晶内缺陷的影响共格界面共格界面：当界面上的原子所占据的位置恰好是两相点阵的共有位置时，：当界面上的原子所占据的位置恰好是两相点阵的共有位置时，两相在界面上的原子可以一对一地相互匹配两相在界面上的原子可以一对

12、一地相互匹配。（a）完全共格 （b）伸缩型半共格（c）切变形半共格（d）非共格半共格界面半共格界面：如果一相的某一晶面上的原子排列和另一相的某晶面的如果一相的某一晶面上的原子排列和另一相的某晶面的原子排列不能达到完全相同，但相近，这样形成的界面在小区域内可以原子排列不能达到完全相同，但相近，这样形成的界面在小区域内可以利用少量得到弹性变形来维持共格关系，适当利用位错的半原子面来进利用少量得到弹性变形来维持共格关系，适当利用位错的半原子面来进行补偿，达到能量较低。行补偿，达到能量较低。非共格界面非共格界面：当两相在界面上的晶体当两相在界面上的晶体 结构或晶格参数差别很大时，结构或晶格参数差别很大

13、时，界面原子完全不匹配。界面原子完全不匹配。界面错配度界面错配度界面上弹性应变能的大小取决于两相界面上原子界面上弹性应变能的大小取决于两相界面上原子间距的相对差值，这种相对差值又称为错配度并间距的相对差值，这种相对差值又称为错配度并以以表示表示、分别是分别是、相沿平行于界面的晶向上的原子相沿平行于界面的晶向上的原子间距，间距，越大，弹性应变能越大。越大，弹性应变能越大。0.05 0.05 相界面为共格界面相界面为共格界面 0.050.050.25 0.25 为半共格界面为半共格界面 0.25 0.25 为非共格界面为非共格界面惯惯习习面面 固固态态相相变变时时，为为了了降降低低界界面面能能和和

14、维维持持共共格格关关系系，新新相相往往往往以以特特定定晶晶向向在在母母相相的的一一定定晶晶面面上上形形成成。与与生生成成新新相相的的主主平平面面或或主主轴轴平平行行的的母母相相晶晶面面称称为为惯惯习习面面。通通常常用用母相的晶面指数来表示。母相的晶面指数来表示。晶向则称为晶向则称为惯习方向惯习方向，这种现象叫做，这种现象叫做惯习现象惯习现象。惯习现象是形核的取向关系在成长过惯习现象是形核的取向关系在成长过程中的一种特殊反映。已经表明，固态相变时存程中的一种特殊反映。已经表明，固态相变时存在界面能与应变能，在界面能随接触界面或晶体在界面能与应变能，在界面能随接触界面或晶体取向的不同而变化的条件下

15、，应该使界面能最低取向的不同而变化的条件下，应该使界面能最低的相界面得到充分发展，因为这样有利于减小相的相界面得到充分发展，因为这样有利于减小相变阻力；在应变能随新相成长方向而发生变化的变阻力；在应变能随新相成长方向而发生变化的条件下，应该沿着应变能最小的方向成长。因此，条件下，应该沿着应变能最小的方向成长。因此，降低界面能和应变能以减小相变阻力是惯习现象降低界面能和应变能以减小相变阻力是惯习现象出现的基本原因。出现的基本原因。为什么会出现为什么会出现惯习现象惯习现象弹性应变能：弹性应变能：大大中中小小界面能：界面能：小小中中大大(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

16、非共格界面1.2 1.2 相相变变热热力力学学（thermodynamiesofphasetransition）系系统统发发生生转转变变的的热热力力学学条条件件是是G0，同同时时G的的数数值值给给出出相相变变驱驱动动力力的的大大小小。单单组组元元系系材材料料转转变变驱驱动动力力可可由由参参加加转转变的两相的自由焓温度曲线确定。变的两相的自由焓温度曲线确定。相变热力学分析为固态相变提供判据相变热力学分析为固态相变提供判据。对对所所有有的的相相变变，在在母母相相开开始始向向新新相相转转变变的的平平衡衡温温度度（相相平平衡衡），母母相相与与新新相相的的吉吉布布斯斯自自由由能能(G)相相等等，组组成成

17、元元素素在在两两相相中中的的化学位化学位()相等，即相等，即G1=G2，1=2。其中吉布斯其中吉布斯自自由由能能由由系系统统的的热热焓焓（H）和和熵熵(S)所所决决定定，第第i种种原原子子的的化化学学位位定定义义为为在在一一定定温温度度(T)和和压压强强(P)下下，每每摩摩尔尔原原子子数数量量(ni)变变化化所所引引起起的的吉吉布布斯斯自自由由能能的的变变化化。在在相相平平衡衡条条件件下下，两两相相自自由由能能对对温温度度和和压压强强的的一一阶阶偏偏导导数数可可以以不不相相等等，称称为为一一级级相相变变。即：即：显然，在相变温度两相的熵显然，在相变温度两相的熵(S)(S)和体积和体积(V)(V

18、)不相等，或者说熵不相等，或者说熵和体积的变化不为零和体积的变化不为零(V(V0 0，SS0)0)，表现出熵和体积的，表现出熵和体积的突变。突变。熵的突变就是相变潜热的吸收或者释放熵的突变就是相变潜热的吸收或者释放。一级相变具有热效。一级相变具有热效应和体积效应，因此可利用这两个效应通过应和体积效应，因此可利用这两个效应通过差热分析和热膨差热分析和热膨胀测试的方法确定一级相变的相变温度胀测试的方法确定一级相变的相变温度。除了部分有序化转。除了部分有序化转变之外，金属中的固态相变绝大多数为一级相变。变之外，金属中的固态相变绝大多数为一级相变。如升华、凝固、熔化、沉淀等均属于一级相变。如升华、凝固

19、、熔化、沉淀等均属于一级相变。二二级级相相变变：两两平平衡衡相相的的化化学学势势相相等等，及及一一阶阶偏偏导导数相等，但是二阶偏导数不相等。数相等，但是二阶偏导数不相等。CP等压热容等压热容B压缩系数压缩系数A膨胀系数膨胀系数1.2.1 1.2.1 相变驱动力相变驱动力新新相相与与母母相相的的体体积积自自由由能能的的差差GvGv，在在高高温温下下母母相相能能量量低低，新新相相能能量量高高，母母相相为为稳稳定定相相。随随温温度度的的降降低低，母母相相自自由由能能升升高高的的速速度度比比新新相相快快。达达到到某某一一个个临临界界温温度度TcTc，母母相相与与新新相相之之间间自自由由能能相相等等，称

20、称为为相相平平衡衡温温度度。低低于于TcTc温温度度，母母相相与与新新相相自自由由能能之之间间的的关关系系发发生生了了变变化化，母母相相能能量量高高，新新相相能量低，新相为稳定相，所以要发生母相到新相的转变。能量低，新相为稳定相，所以要发生母相到新相的转变。如如果果新新相相与与母母相相成成分分完完全全一一致致，例例如如同同素素异异构构转转变变、马马氏氏体体相相变变、块块状状转转变变等等，则则在在低低于于TcTc的的某某一一温温度度，相相变变驱驱动动力力直直接接可可以以表表示示为为同同成成分分(c(c0 0)的两相自由能差，如图所示的两相自由能差，如图所示。对对于于有有成成分分变变化化的的沉沉淀

21、淀析析出出型型固固态态相相变变。当当相相变变达达到到平平衡衡状状态态时时，母母相相成成分分为为c，新新相相成成分分为为c，相相变变驱驱动动力力为为GT，称称为为总总相相变变驱驱动动力力。相相变变刚刚刚刚开开始始时时，母母相相成成分分基基本本保保持持原原始始状状态态(c0)，新新相相成成分分为为c，其其相相变变驱驱动动力力为为GN，称称为为形形核核驱驱动动力力。形形核核驱驱动动力力远远远远大大于于总总相相变变驱驱动动力力，随随着着新新相相的的长长大大和和母母相相的的成成分分变变化化，相相变变的的驱驱动动力力逐逐渐渐减减小小，最后达到平衡态为零。最后达到平衡态为零。GT曲线形状分析曲线形状分析G

22、随T的增加而降低G T曲线凹面向下热力学定律1.2.2 1.2.2 相变阻力相变阻力新相与母相基体间形成界面所增加的新相与母相基体间形成界面所增加的界面能界面能新相与母相体积差所引起的新相与母相体积差所引起的弹性应变能弹性应变能新相中新相中亚结构亚结构的形成所需要的能量的形成所需要的能量自由能差自由能差自由能差自由能差界面能界面能界面能界面能应变能应变能应变能应变能相变时改组晶格所需克服的原子间力。相变时改组晶格所需克服的原子间力。1.2.3 1.2.3 相变势垒相变势垒获得方式：获得方式：原子热振动的不均原子热振动的不均匀性匀性机械应力，如，弹机械应力，如，弹性或塑性变形破坏原子性或塑性变形

23、破坏原子排列，产生内应力，使排列，产生内应力，使原子偏离平衡位置。原子偏离平衡位置。附加能量获得：（1）原子热振动，(2)机械应力势垒高低可以用激活能势垒高低可以用激活能Q Q来表示。来表示。激活能：激活能：使晶体原子离开平衡位置迁移到使晶体原子离开平衡位置迁移到另一个平衡位置或新位置所需的能量。另一个平衡位置或新位置所需的能量。u温度越高，激活能越小。温度越高，激活能越小。通常，激活能用自扩散系数表示：通常，激活能用自扩散系数表示：D D0 0 频率因子，频率因子，R R气体常数，气体常数，T T绝对温度，绝对温度，Q Q激活能激活能1.3 1.3 相变的形核和长大相变的形核和长大1.3.1

24、 1.3.1 均匀形核和非均匀形核均匀形核和非均匀形核对对于于在在母母相相完完整整晶晶格格位位置置上上的的均均匀匀形形核核，假假设设新新相相核核心心是是半半径径为为r r的的球球，而而且且界界面面能能和和应应变变能能是是各各向向同同性性的的，则则自自由由能能GG与半径与半径r r的关系可以写成：的关系可以写成：临界形核功：临界形核功：临界晶核半径：临界晶核半径：温度降低，过冷度增加，自由能差增大，临界半径温度降低，过冷度增加，自由能差增大，临界半径和形核功减小，形核率增大，相变容易。和形核功减小，形核率增大，相变容易。形核功来源：母相内能量起伏，变形等引起内应力形核功来源：母相内能量起伏，变形

25、等引起内应力非均匀形核非均匀形核u由于固体中大量的各种缺陷的存在，非均匀形由于固体中大量的各种缺陷的存在，非均匀形 核是普遍存在的，而均匀形核的可能性要小得核是普遍存在的，而均匀形核的可能性要小得多。多。u对于非均匀形核，临界晶核的半径不变，但形对于非均匀形核，临界晶核的半径不变，但形核的势垒将大为降低。核的势垒将大为降低。u由于晶体缺陷消失或减少所降低的能量由于晶体缺陷消失或减少所降低的能量晶界形核晶界形核（假设各向同性的界面能和应变能），获得最低界面能的晶（假设各向同性的界面能和应变能），获得最低界面能的晶核形状为两个相连接的球冠。核形状为两个相连接的球冠。晶晶界界形形核核可可以以进进一一

26、步步细细分分为为晶晶面面形形核核（两两个个晶晶粒粒的的交交面面）、晶晶边边形核形核（三个晶粒的交边）和（三个晶粒的交边）和晶隅形核晶隅形核（四个晶粒的交点）。（四个晶粒的交点）。界面平衡条件：界面平衡条件：无能量障碍形核条件无能量障碍形核条件:界面形核：界面形核：界隅形核：界隅形核：界棱形核：界棱形核：晶晶面面、晶晶边边和和晶晶隅隅形形核核与与均均匀匀形形核核势势垒垒之之间间的的比比值值与与cos之之间间的关系如图。的关系如图。在在同同样样的的润润湿湿角角时时，晶晶隅隅形形核核比比晶晶边边形形核核容容易易，晶晶边边形形核核比比晶面形核容易；润湿角越小，非均匀形核越容易。晶面形核容易；润湿角越小

27、，非均匀形核越容易。从理论上分析，固态相变过程从理论上分析，固态相变过程中的形核是按中的形核是按晶隅、晶边、晶晶隅、晶边、晶面和均匀形核的顺序面和均匀形核的顺序发生的发生的。对于其它类型的缺陷，形核势垒也会降低，但降低的程度对于其它类型的缺陷，形核势垒也会降低，但降低的程度各异，需要详细的分析。如果将各种可能的形核位置按照各异，需要详细的分析。如果将各种可能的形核位置按照形核从难到易的程度排序形核从难到易的程度排序，大体如下：，大体如下：均匀形核均匀形核空位形核空位形核位错形核（刃位错比螺位错容易）位错形核（刃位错比螺位错容易）堆垛层错堆垛层错晶界形核（晶面、晶边、晶隅由难到易）晶界形核（晶面

28、、晶边、晶隅由难到易）相界形核（与相界面能和相界成分关系很大）相界形核（与相界面能和相界成分关系很大）自由表面自由表面1.3.2固态相变的长大固态相变的长大一、长大机制一、长大机制（1）半共格界面的迁移）半共格界面的迁移半共格界面上存在位错列要随界面迁移，位错要攀半共格界面上存在位错列要随界面迁移，位错要攀移；台阶侧向移动，位错可滑移，移；台阶侧向移动，位错可滑移，台阶式长大台阶式长大。协同型长大机制协同型长大机制无无扩扩散散型型相相变变，原原子子通通过过切切变变方方式式协协同同运运动动，相相邻邻原子的相对位置不变。原子的相对位置不变。如如马马氏氏体体相相变变，会会发发生生外外形形变变化化，出

29、出现现表表面面浮浮凸凸，新相与母相之间有一定的位向关系。新相与母相之间有一定的位向关系。（2）非共格界面的迁移）非共格界面的迁移界面原子移动不是协同的。通常以两种方式进行：界面原子移动不是协同的。通常以两种方式进行：原子在界面扩散，原子扩散使台阶移动。原子在界面扩散，原子扩散使台阶移动。二、新相长大速度二、新相长大速度（1）无成分变化的新相长大）无成分变化的新相长大原子在母相原子在母相和新相和新相间往返的频率分别为间往返的频率分别为设单原子层厚度为设单原子层厚度为，则界面迁移速率为：，则界面迁移速率为：p过冷度很小时，过冷度很小时，新相长大速度随温度降低而增大。，新相长大速度随温度降低而增大。

30、（2 2）有成分变化的新相长大）有成分变化的新相长大成分发生改变的相变，受传质过程，也就是扩散速成分发生改变的相变，受传质过程，也就是扩散速度所控制。度所控制。温度不变时，新相长大速度随时间延长而降低。随晶核长大而降低。温度不变时，新相长大速度随时间延长而降低。随晶核长大而降低。1.4 1.4 相变动力学相变动力学u从动力学角度研究相变速度问题从动力学角度研究相变速度问题u转变量取决于转变量取决于形核率、长大速度和转变时间形核率、长大速度和转变时间u等温转变对相变研究的意义等温转变对相变研究的意义u相变动力学实质：相变温度相变动力学实质：相变温度-时间时间-转变量之间的转变量之间的关系关系恒温

31、条件下，相变量与时间的关系。恒温条件下，相变量与时间的关系。形核率，长大速率形核率，长大速率新相晶核半径新相晶核半径R与时间与时间t的关系的关系:新相新相晶核体积晶核体积：dt时间内形成新相时间内形成新相数量数量：dt时间新相体积：时间新相体积：问题问题：（V0-V）随时间变化，难以确定。）随时间变化，难以确定。1.4.1 1.4.1 相变速率相变速率近似：V0代替（代替（V0-V）公称体积：公称体积：体积分数：体积分数：公称晶核数目neJohnson-Mehl 方程G,I 为常数，为常数，小至忽略不计，积分下式：小至忽略不计，积分下式：新相体积分数：新相体积分数：TTT图动力学曲线“S”形，

32、初期和后期速率小，中间大。形核长大均有此特征。“TTT”-time-temperature-transformaton,“C”曲线，等温转变曲线。Percent of austenitetransformed to pearliteTemperature(C)Time(s)Temperature(C)Time(s)Temperature(F)不同等温温度下的动力学曲线不同等温温度下的动力学曲线特特 征：征：（1 1）转变存在一孕育期，即加热到转变温度时，经过一段）转变存在一孕育期，即加热到转变温度时，经过一段时间，转变才开始。时间，转变才开始。（2 2）等温形成动力学曲线呈）等温形成动力学曲线

33、呈S S型，即在转变初期，转变速度型，即在转变初期，转变速度随时间的延长而加快。当转变量达到随时间的延长而加快。当转变量达到50%50%时，转变速度达时，转变速度达到最大，之后，转变速度又随时间的延长而下降。到最大，之后，转变速度又随时间的延长而下降。（3 3）随着等温温度提高，等温动力学曲线向左移动，即孕）随着等温温度提高，等温动力学曲线向左移动，即孕育期缩短，转变速度加快。育期缩短，转变速度加快。等温相变动力学图等温相变动力学图反映了温度反映了温度-时间时间-转变量之间的关系，但不转变量之间的关系，但不能直观反映转变速度问题。能直观反映转变速度问题。86共析钢过冷奥氏体等温转变曲线共析钢过

34、冷奥氏体等温转变曲线 图图奥氏体珠光体贝氏体马氏体奥氏体稳定存奥氏体稳定存在区域在区域珠光体转变区珠光体转变区贝氏体转变区贝氏体转变区马氏体转变区马氏体转变区过冷奥氏体等温转变图过冷奥氏体等温转变图TTT曲线基本类型TTT曲线影响因素（1 1）合金元素的影响）合金元素的影响（2 2）奥氏体晶粒尺寸的影响）奥氏体晶粒尺寸的影响奥氏体晶粒细小，奥氏体晶粒细小，晶界总面积晶界总面积大，形核位置多，促进转大，形核位置多，促进转变，珠光体转变曲线左移；变，珠光体转变曲线左移；贝氏体转变形核位置晶界或晶内，对贝氏体转变影响较贝氏体转变形核位置晶界或晶内，对贝氏体转变影响较小。小。（3 3）原始组织、加热温

35、度和保温时间影响）原始组织、加热温度和保温时间影响原始组织越细，成分均匀，扩散慢，曲线右移，原始组织越细，成分均匀，扩散慢，曲线右移，MsMs点下点下降；原始组织相同，提高奥氏体化温度或延长奥氏体化降；原始组织相同，提高奥氏体化温度或延长奥氏体化时间，奥氏体成分均匀和晶粒长大，导致曲线右移。时间，奥氏体成分均匀和晶粒长大，导致曲线右移。（4 4）奥氏体塑性变形的影响）奥氏体塑性变形的影响形变量越大，珠光体孕育期越短。形变量越大，珠光体孕育期越短。A.A.相变前形变奥氏体处于完全再结晶状态，再结相变前形变奥氏体处于完全再结晶状态，再结晶晶细化细化晶粒；晶粒；B.B.相变前形变奥氏体处于加工硬化状态，形变促相变前形变奥氏体处于加工硬化状态，形变促进进晶界与晶内晶界与晶内（滑移带，孪晶）形核；（滑移带，孪晶）形核；C.C.相变前形变奥氏体中析出大量细小相变前形变奥氏体中析出大量细小形变诱发碳形变诱发碳化物化物，促进珠光体晶内形核。，促进珠光体晶内形核。过冷奥氏体连续冷却转变图过冷奥氏体连续冷却转变图与与TTTTTT图的区别图的区别第一章第一章完完