第五章過冷奧氏體轉變

1、第五章第五章 過冷奧氏體轉變動力學過冷奧氏體轉變動力學聊城大學材料學院聊城大學材料學院5.1四種冷卻類型冷卻條件冷卻條件平衡冷卻平衡冷卻非平衡冷卻非平衡冷卻等溫冷卻等溫冷卻恒速冷卻恒速冷卻變速冷卻變速冷卻 鋼在冷卻時，主要的冷卻方式有兩種鋼在冷卻時，主要的冷卻方式有兩種: : 一種是一種是等溫冷卻等溫冷卻，另一種是，另一種是連續(xù)冷卻連續(xù)冷卻，如圖所示。，如圖所示。 不同冷卻方式示意圖不同冷卻方式示意圖 5.25.2過冷奧氏體等溫轉變動力過冷奧氏體等溫轉變動力學圖學圖一、過冷奧氏體等溫轉變圖一、過冷奧氏體等溫轉變圖 用來描述轉變開始和轉變終了時間、轉變產用來描述轉變開始和轉變終了時間、轉變產物和

2、轉變量與溫度、時間之間的關系曲線，物和轉變量與溫度、時間之間的關系曲線，稱為過冷稱為過冷奧氏體等溫轉變曲圖奧氏體等溫轉變曲圖。（。（C C曲線、曲線、TTTTTT圖）圖）（一）過冷奧氏體等溫轉變圖的建立（一）過冷奧氏體等溫轉變圖的建立 將奧氏體的試樣迅速冷至臨界溫度以下的一將奧氏體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變。測量轉變的方法很多，如金相法、硬度法、等溫轉變。測量轉變的方法很多，如金相法、硬度法、膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法等。通常用金相膨脹法、磁性法、電阻法、熱分析法等。通常用金相硬度法和

3、膨脹法配合使用，利用過冷奧氏體轉變產物硬度法和膨脹法配合使用，利用過冷奧氏體轉變產物的形態(tài)或物理性能的變化進行測定。的形態(tài)或物理性能的變化進行測定。共析碳鋼共析碳鋼 TTT 曲線的分析曲線的分析穩(wěn)定的奧氏體區(qū)穩(wěn)定的奧氏體區(qū)過冷奧氏體區(qū)過冷奧氏體區(qū)A向產向產物轉變開始線物轉變開始線A向產物向產物轉變終止線轉變終止線 A +產產 物物 區(qū)區(qū)產物區(qū)產物區(qū)A1550;高溫轉變區(qū)高溫轉變區(qū);擴散型轉變擴散型轉變; P 轉變區(qū)。轉變區(qū)。550230;中溫轉變中溫轉變區(qū)區(qū); 半擴散型轉變半擴散型轉變; 貝氏體貝氏體( B ) 轉變區(qū)轉變區(qū);230 - 50; 低溫轉低溫轉變區(qū)變區(qū); 非擴散型轉變非擴散型轉變

4、;馬氏體馬氏體 ( M ) 轉變區(qū)。轉變區(qū)。時間(s)3001021031041010800-100100200500600700溫度()0400A1MsMf線、區(qū)的意義線、區(qū)的意義 線：縱坐標為溫度，橫坐標為時間，以對數(shù)分線：縱坐標為溫度，橫坐標為時間，以對數(shù)分度。度。 圖上部一條虛線表示臨界點圖上部一條虛線表示臨界點A1線，下部一條實線，下部一條實線表示馬氏體轉變開始點線表示馬氏體轉變開始點MS，MS線下面為線下面為Mf線。線。 兩橫線之間有三條兩橫線之間有三條C形曲線：左邊一條為轉變開形曲線：左邊一條為轉變開始線，右為轉變終了線，中間一條為轉變量為始線，右為轉變終了線，中間一條為轉變量為

5、50%的線。的線。 縱坐標和轉變開始線之間的區(qū)域為孕育區(qū)。這縱坐標和轉變開始線之間的區(qū)域為孕育區(qū)。這個區(qū)域橫坐標的長度稱為孕育期。孕育期最短的部個區(qū)域橫坐標的長度稱為孕育期。孕育期最短的部位，即轉變開始線的突出部分，稱為鼻子。位，即轉變開始線的突出部分，稱為鼻子。 區(qū)：穩(wěn)定區(qū)：穩(wěn)定A區(qū)、過冷區(qū)、過冷A區(qū)（過冷區(qū)（過冷A等溫轉變的孕等溫轉變的孕育期）、過冷育期）、過冷A等溫轉變區(qū)、等溫轉變產物區(qū)、等溫轉變區(qū)、等溫轉變產物區(qū)、M形形成區(qū)、成區(qū)、M轉變產物區(qū)。轉變產物區(qū)。三個溫度區(qū)（過冷度增加，過冷三個溫度區(qū)（過冷度增加，過冷A發(fā)生的三種轉變）：發(fā)生的三種轉變）： (1)、珠光體型轉變：高溫區(qū)（在臨

6、界點、珠光體型轉變：高溫區(qū)（在臨界點A1以下）、過以下）、過冷度小，珠光體型組織轉變區(qū)，冷度小，珠光體型組織轉變區(qū)，AP；擴散型相變；擴散型相變 (2)、馬氏體型轉變：低溫區(qū)（在、馬氏體型轉變：低溫區(qū)（在MS以下）、過冷度大，以下）、過冷度大，發(fā)生馬氏體轉變的區(qū)域，發(fā)生馬氏體轉變的區(qū)域，AM；非擴散型相變；非擴散型相變 (3)、貝氏體型轉變：中溫區(qū)（在、貝氏體型轉變：中溫區(qū)（在A1以下、以下、MS以上），以上），發(fā)生貝氏體轉變的區(qū)域，發(fā)生貝氏體轉變的區(qū)域，AB。半擴散型相變。半擴散型相變 在轉變終了線右邊，對在轉變終了線右邊，對AP而言，而言，A全部轉變?yōu)槿哭D變?yōu)镻；在轉變終了線右邊，對在轉

7、變終了線右邊，對AB而言，而言，A不能全部轉變?yōu)椴荒苋哭D變?yōu)锽，會保留有未轉變的會保留有未轉變的AR；在轉變開始線和終了線之間為二相組織。在轉變開始線和終了線之間為二相組織。 由于形狀的緣故，上述由于形狀的緣故，上述C形曲線也稱為形曲線也稱為C曲線，或曲線，或TTT曲線。曲線。（二）奧氏體等溫轉變圖的特點（二）奧氏體等溫轉變圖的特點 開始線以左部分為過冷奧氏體區(qū)，轉變終了線以開始線以左部分為過冷奧氏體區(qū)，轉變終了線以右區(qū)域為右區(qū)域為P或或B區(qū)，兩條線之間為轉變過渡區(qū)（區(qū)，兩條線之間為轉變過渡區(qū)（A+P或或A+B），水平線），水平線MS為馬氏體轉變開始溫度，為馬氏體轉變開始溫度，MS以下為以下

8、為馬氏體區(qū)。馬氏體區(qū)。1、過冷奧氏體在不同溫度等溫分解都有一個孕育期。、過冷奧氏體在不同溫度等溫分解都有一個孕育期。 孕育期的長短隨等溫溫度而變，鼻子點處的孕育孕育期的長短隨等溫溫度而變，鼻子點處的孕育最短，即，在此溫度奧氏體最不穩(wěn)定、最易分解。鼻最短，即，在此溫度奧氏體最不穩(wěn)定、最易分解。鼻子點的出現(xiàn)是因為轉變的形核及長大均受子點的出現(xiàn)是因為轉變的形核及長大均受C原子及原子及Fe原子擴散的控制。原子擴散的控制。2、在不同溫度下等溫具有不同的轉變產物、在不同溫度下等溫具有不同的轉變產物（1）珠光體轉變區(qū)）珠光體轉變區(qū)（2）貝氏體轉變區(qū)）貝氏體轉變區(qū)（3）馬氏體轉變區(qū)）馬氏體轉變區(qū)（4）珠光體與

9、貝氏體、貝氏體與馬氏體可能重疊）珠光體與貝氏體、貝氏體與馬氏體可能重疊珠光體轉變珠光體轉變過冷奧氏體在過冷奧氏體在A1到到550間將轉變?yōu)殚g將轉變?yōu)橹楣怏w類型組織，它是鐵素體與滲珠光體類型組織，它是鐵素體與滲碳體片層相間的機械混合物，根據(jù)碳體片層相間的機械混合物，根據(jù)片層厚薄不同，片層厚薄不同，又可細分為：又可細分為：珠光體珠光體: 形成溫度為形成溫度為A1-650，片，片層較厚，層較厚，500倍光鏡下可辨，用符號倍光鏡下可辨，用符號P表示。如圖所示。表示。如圖所示。索氏體索氏體 : 形成溫度為形成溫度為650-600，片層較，片層較薄，薄，800-1000倍光鏡倍光鏡下可辨，用符號下可辨，用

10、符號S表表示。如圖所示。示。如圖所示。 托氏體托氏體 : 形成溫度形成溫度為為600-550，片層，片層極薄，電鏡下可辨，極薄，電鏡下可辨，用符號用符號T表示。如圖表示。如圖所示。所示。 貝氏體轉變貝氏體轉變過冷奧氏體在過冷奧氏體在550 - Ms（對于共析鋼，（對于共析鋼，Ms 為為230）間將轉變?yōu)樨愂象w類型組織，間將轉變?yōu)樨愂象w類型組織，貝氏體用符號貝氏體用符號B表示。根據(jù)表示。根據(jù)其組織形態(tài)不同，又分為上其組織形態(tài)不同，又分為上貝氏體（貝氏體（B上）和下貝氏體上）和下貝氏體（B下）下）上貝氏體上貝氏體: 形成溫度為形成溫度為550-350，在光鏡下呈羽毛狀，在光鏡下呈羽毛狀，在電鏡下為

11、不連續(xù)棒狀的滲在電鏡下為不連續(xù)棒狀的滲碳體分布于自奧氏體晶界向碳體分布于自奧氏體晶界向晶內平行生長的鐵素體條之晶內平行生長的鐵素體條之間，如圖所示。間，如圖所示。下貝氏體下貝氏體 :形成溫度為形成溫度為350- Ms（230），在），在光鏡下呈竹葉狀，在電鏡光鏡下呈竹葉狀，在電鏡下為細片狀碳化物分布于下為細片狀碳化物分布于鐵素體針上，并與鐵素體鐵素體針上，并與鐵素體針長軸方向呈針長軸方向呈55-60角，角，如圖所示。如圖所示。馬氏體轉變馬氏體轉變當奧氏體過冷到當奧氏體過冷到Ms以下時將轉變?yōu)轳R氏體類型組以下時將轉變?yōu)轳R氏體類型組織。馬氏體轉變是強化鋼的重要途徑之一?？?。馬氏體轉變是強化鋼的重要

12、途徑之一。碳在碳在- Fe中的過飽和固溶體稱為馬氏體，用符號中的過飽和固溶體稱為馬氏體，用符號M表示。馬氏體轉變時，奧氏體中的碳全部保留到表示。馬氏體轉變時，奧氏體中的碳全部保留到馬氏體中。馬氏體具有體心正方晶格（馬氏體中。馬氏體具有體心正方晶格（a=bc），），軸比軸比c/a稱馬氏體的正方度，如圖所示。馬氏體含稱馬氏體的正方度，如圖所示。馬氏體含碳量越高，其正方度越大，正方畸變也越嚴重。當碳量越高，其正方度越大，正方畸變也越嚴重。當含碳量小于含碳量小于0.25%時，時，c/a=1，此時馬氏體為體心立，此時馬氏體為體心立方晶格。方晶格。 馬氏體的形態(tài)馬氏體的形態(tài)鋼中馬氏體的組織形態(tài)可分為板條狀

13、和針狀兩大類。鋼中馬氏體的組織形態(tài)可分為板條狀和針狀兩大類。 板條馬氏體：呈板條狀；具有較高的強度和良好板條馬氏體：呈板條狀；具有較高的強度和良好的韌性，即良好的綜合力學性能。的韌性，即良好的綜合力學性能。Ms溫度較高、含溫度較高、含碳量較低的鋼淬火時易得到板條馬氏體。碳量較低的鋼淬火時易得到板條馬氏體。板條馬氏體是低、中碳鋼和低、中碳合金鋼淬火組板條馬氏體是低、中碳鋼和低、中碳合金鋼淬火組織中的一種典型組織形態(tài)?？椫械囊环N典型組織形態(tài)。 針狀馬氏體：呈針片狀或竹葉狀；具有高的強度針狀馬氏體：呈針片狀或竹葉狀；具有高的強度和硬度，但塑性韌性差，即硬而脆。和硬度，但塑性韌性差，即硬而脆。Mf較低

14、、含碳較低、含碳量較高的鋼淬火時易得到。量較高的鋼淬火時易得到。針狀馬氏體主要出現(xiàn)在中高碳鋼、中高碳合金鋼和針狀馬氏體主要出現(xiàn)在中高碳鋼、中高碳合金鋼和高鎳的鐵鎳合金的淬火組織中。必須經過回火處理高鎳的鐵鎳合金的淬火組織中。必須經過回火處理后才能使用。后才能使用。馬氏體的形態(tài)主要取決于其含碳量。當含碳量小于馬氏體的形態(tài)主要取決于其含碳量。當含碳量小于0.2%時，轉變后的組織幾乎全部是板條馬氏體，而當含碳量時，轉變后的組織幾乎全部是板條馬氏體，而當含碳量大于大于1.0%時，則幾乎全部是針狀馬氏體。含碳量在時，則幾乎全部是針狀馬氏體。含碳量在0.21.0%之間為板條狀與針狀的混合組織。之間為板條狀

15、與針狀的混合組織。 馬氏體的性能馬氏體的性能高硬度是馬氏體性能的主要高硬度是馬氏體性能的主要特點。馬氏體的硬度主要取特點。馬氏體的硬度主要取決于其含碳量，含碳量增加，決于其含碳量，含碳量增加，其硬度也隨之提高，當含碳其硬度也隨之提高，當含碳量大于量大于0.6%時，其硬度趨于時，其硬度趨于平緩，如圖所示。合金元素平緩，如圖所示。合金元素對馬氏體的硬度影響不大。對馬氏體的硬度影響不大。馬氏體的塑性和韌性主要取馬氏體的塑性和韌性主要取決于其亞結構的形式。針狀決于其亞結構的形式。針狀馬氏體脆性大，而板條馬氏馬氏體脆性大，而板條馬氏體具有較好的塑性和韌性。體具有較好的塑性和韌性。（三）奧氏體等溫轉變圖的

16、常見類型（三）奧氏體等溫轉變圖的常見類型1、碳鋼的基本類型、碳鋼的基本類型 只有一個鼻子點，即珠光體轉變與貝氏體轉變重疊，只有一個鼻子點，即珠光體轉變與貝氏體轉變重疊，亞（過）共析鋼比共析鋼多出一個亞（過）共析鋼比共析鋼多出一個F析出線和析出線和Cem析出線。析出線。2、合金鋼、合金鋼C曲線的常見類型曲線的常見類型 歸納起來大體上可以分為歸納起來大體上可以分為六種類型。六種類型。（1）具有單一的）具有單一的C字形曲線，字形曲線，即即P與與B轉變重疊（與碳素鋼轉變重疊（與碳素鋼相似）。除碳鋼以外，含有相似）。除碳鋼以外，含有Si、Ni、Cu、Co等合金元素（非等合金元素（非碳化物形成元素）的鋼均

17、屬此碳化物形成元素）的鋼均屬此類。類。（2）具有雙）具有雙C字形曲線，兩字形曲線，兩個鼻子在時間軸上相近，在溫個鼻子在時間軸上相近，在溫度軸上不同，度軸上不同，P與與B部分重疊，部分重疊，如如37CrSi具有這樣的具有這樣的C曲線。曲線。（3）、具有雙）、具有雙C字形曲線，兩個鼻子在時間和溫度軸上字形曲線，兩個鼻子在時間和溫度軸上都不相同，都不相同，P與與B部分重疊。部分重疊。1）P轉變曲線右移比較顯著，轉變曲線右移比較顯著，20 Cr、40Cr、35CrMn2、40CrMn等。等。2）B轉變曲線右移較為顯著，轉變曲線右移較為顯著，GCr15、9Cr2、CrMn、CrWMn等。等。（4）P與與

18、B轉變曲線完全分開轉變曲線完全分開1）B轉變曲線右移，轉變曲線右移，Cr12、Cr12、VW18Cr4V等。等。2）P轉變曲線右移，轉變曲線右移，5CrNiMo、3Cr2W8、35CrNi3Mo等。等。（5）只有）只有P轉變區(qū)而無轉變區(qū)而無B轉變區(qū)（轉變區(qū)（4Cr13)或只有或只有B轉變轉變區(qū)而無區(qū)而無P轉變區(qū)轉變區(qū)(18CrNiV)。（6）只有一條碳化物析出線，無）只有一條碳化物析出線，無P和和B轉變區(qū)（奧氏體轉變區(qū)（奧氏體鋼都具有這類曲線）。鋼都具有這類曲線）。TTT圖的基本形式圖的基本形式（四）影響奧氏體等溫轉變圖的因素（四）影響奧氏體等溫轉變圖的因素1、化學成分、化學成分（1）碳含量的

19、影響）碳含量的影響亞共析鋼，隨碳含量的增加亞共析鋼，隨碳含量的增加C曲線右移。曲線右移。過共析鋼，隨碳含量的增加過共析鋼，隨碳含量的增加C曲線左移。曲線左移。（2）合金元素的影響）合金元素的影響 一般規(guī)律：除一般規(guī)律：除Co以外，常用的合金元素均增加過冷以外，常用的合金元素均增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，推遲轉變和降低轉變速度，使等溫轉奧氏體的穩(wěn)定性，推遲轉變和降低轉變速度，使等溫轉變曲線右移，延長過冷奧氏體轉變開始和終了時間，對變曲線右移，延長過冷奧氏體轉變開始和終了時間，對P和和B轉變有分離作用。轉變有分離作用。Al的作用，對的作用，對B轉變與轉變與Co相同。相同。注意：注意：合金元素只有溶入奧

20、氏體中才有上述作用。合金元素只有溶入奧氏體中才有上述作用。 根據(jù)合金元素對過冷奧氏體影響的性質不同，可以根據(jù)合金元素對過冷奧氏體影響的性質不同，可以把合金元素分兩類：把合金元素分兩類： 第一類：非（弱）碳化物形成元素第一類：非（弱）碳化物形成元素Mn、Ni、Cu、Si對過冷奧氏體的影響在性質上與對過冷奧氏體的影響在性質上與C的作用相似，即減慢的作用相似，即減慢P和和B的形成，降低的形成，降低Ms點。點。 第二類：碳化物形成元素，其中大多數(shù)減慢第二類：碳化物形成元素，其中大多數(shù)減慢F、P形形成的作用大于減慢成的作用大于減慢B形成的作用，同時也降低形成的作用，同時也降低Ms點。點。A、Cr的影響的

21、影響 增加轉變的孕育期，使增加轉變的孕育期，使P轉變部分和轉變部分和B轉變部分分離，轉變部分分離，即即P部分移向高溫區(qū)，而部分移向高溫區(qū)，而B部分移向低溫區(qū)，另外，對部分移向低溫區(qū)，另外，對B轉變的推遲作用大于對轉變的推遲作用大于對P轉變的推遲作用。轉變的推遲作用。B、Ni和和Mn的影響的影響 Ni對對C曲線的形狀無影響，使整個曲線略向右下方移曲線的形狀無影響，使整個曲線略向右下方移動，降低動，降低Ms點。點。 Mn對高碳鋼的對高碳鋼的C曲線的影響基本上與曲線的影響基本上與Ni相似，但推相似，但推遲轉變的作用大于遲轉變的作用大于Ni。Mn對轉變終了線的推遲作用更顯對轉變終了線的推遲作用更顯著，

22、即降低了奧氏體向珠光體的轉變速度。著，即降低了奧氏體向珠光體的轉變速度。C、Mo和和W的影響的影響 Mo對對P轉變有顯著的推遲作用，對轉變有顯著的推遲作用，對B轉變的影響較小，轉變的影響較小，隨隨Mo%的增加，的增加，P部分與部分與B部分會分離，部分會分離，Mo降低降低Ms點。點。 W的作用與的作用與Mo基本上是相似的，只是推遲基本上是相似的，只是推遲B轉變的轉變的作用比作用比Mo要小，若要達到與要小，若要達到與Mo相同的程度，相同的程度，W的含量應的含量應高于高于Mo的一倍。的一倍。D、B（硼）的影響（硼）的影響 B對對C曲線有特殊的影響，含微量的曲線有特殊的影響，含微量的B(0.0020.

23、005%)就足以使就足以使F的析出和的析出和P轉變顯著推遲。轉變顯著推遲。 B原子吸附在原子吸附在A晶界上，降低了晶界的界面能，從而晶界上，降低了晶界的界面能，從而降低了先共析降低了先共析F和和P的成核率。如果的成核率。如果B原子向原子向A晶內擴散，晶內擴散，使晶界上吸附的數(shù)量減少，將使使晶界上吸附的數(shù)量減少，將使B的作用明顯下降。的作用明顯下降。E、Co的影響的影響 對對C曲線的形狀無影響，隨曲線的形狀無影響，隨Co%增加增加C曲線左移，曲線左移，Ms升高。升高。2、奧氏體晶粒尺寸的影響、奧氏體晶粒尺寸的影響 A晶粒愈細小，等溫轉變的孕育期愈短，加速過冷晶粒愈細小，等溫轉變的孕育期愈短，加速

24、過冷A向向P的轉變，對的轉變，對B轉變有相同的作用，但不如對轉變有相同的作用，但不如對P的作用大，的作用大，相反相反A晶粒粗大將晶粒粗大將C曲線右移。曲線右移。3、原始組織、加熱溫度和保溫時間的影響、原始組織、加熱溫度和保溫時間的影響 在相同的加熱條件下，原始組織越細，越容易得到均在相同的加熱條件下，原始組織越細，越容易得到均勻的勻的A，奧氏體成分越均勻，新相形核和長大過程所需的，奧氏體成分越均勻，新相形核和長大過程所需的擴散時間就越長，使等溫轉變曲線右移，擴散時間就越長，使等溫轉變曲線右移，Ms降低。降低。 當原始組織相同時，提高當原始組織相同時，提高A化溫度，延長保溫時間，化溫度，延長保溫

25、時間，將促進碳化物溶解，也會使將促進碳化物溶解，也會使C曲線右移。曲線右移。4，塑性變形的影響，塑性變形的影響 無論高溫和低溫塑性變形，均加速過冷無論高溫和低溫塑性變形，均加速過冷A的轉變。的轉變。 原因：原因：未經變形的未經變形的A向向P轉變時僅在晶界形核，而變轉變時僅在晶界形核，而變形后，過冷形后，過冷A在等溫轉變時，可出現(xiàn)晶內形核。在等溫轉變時，可出現(xiàn)晶內形核。TTT圖反映的是過冷圖反映的是過冷A等溫轉變的規(guī)律，可以用來指等溫轉變的規(guī)律，可以用來指導熱處理工藝的制定。但是在實際熱處理中，很多熱導熱處理工藝的制定。但是在實際熱處理中，很多熱處理工藝都是在連續(xù)冷卻條件下進行的，如淬火、正處理

26、工藝都是在連續(xù)冷卻條件下進行的，如淬火、正火、退火等。雖然可以利用火、退火等。雖然可以利用TTT圖來分析連續(xù)冷卻時圖來分析連續(xù)冷卻時過冷過冷A的轉變過程，但這種分析只能是粗略的估計，的轉變過程，但這種分析只能是粗略的估計，有時甚至可以得出錯誤的結果。實際上在連續(xù)冷卻時，有時甚至可以得出錯誤的結果。實際上在連續(xù)冷卻時，過冷過冷A是在一個溫度范圍內發(fā)生轉變的，所以人們很是在一個溫度范圍內發(fā)生轉變的，所以人們很早就開始對過冷早就開始對過冷A在連續(xù)冷卻條件下的轉變形為，并在連續(xù)冷卻條件下的轉變形為，并試圖用圖形的方式來描述這一過程。試圖用圖形的方式來描述這一過程。 連續(xù)冷卻轉變圖通常稱為連續(xù)冷卻轉變圖

27、通常稱為CCT圖（圖（Continuous Cooling Transformation)5.3過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變圖CCTCCT圖的建立圖的建立 測定測定CCT圖一般說來是比較復雜的，最常用的方法圖一般說來是比較復雜的，最常用的方法是綜合熱分析、金相、硬度和膨脹法等多種方法一同測是綜合熱分析、金相、硬度和膨脹法等多種方法一同測定某種鋼的連續(xù)冷卻轉變圖。定某種鋼的連續(xù)冷卻轉變圖。 過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學圖的基本形式過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學圖的基本形式 過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學圖的基本形式見圖，過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學圖的基本形式見圖，該圖的縱坐標為溫度，該圖的縱坐標

28、為溫度， 橫坐標為時間，采用橫坐標為時間，采用對數(shù)坐標。對數(shù)坐標。 65 圖內有各種產物存在的區(qū)域和各種速度的冷卻曲圖內有各種產物存在的區(qū)域和各種速度的冷卻曲線。冷卻曲線終端的小圓圈內數(shù)字為轉變產物的硬線。冷卻曲線終端的小圓圈內數(shù)字為轉變產物的硬度值，可為洛氏硬度或維氏硬度。冷卻曲線與轉變度值，可為洛氏硬度或維氏硬度。冷卻曲線與轉變終了線交點處的數(shù)字為該產物所占的百分數(shù)。終了線交點處的數(shù)字為該產物所占的百分數(shù)。 馬氏體轉變開始線與等溫轉變動力學圖不同，馬氏體轉變開始線與等溫轉變動力學圖不同，MS不再為水平線，而是向右下側傾斜，這是由于不再為水平線，而是向右下側傾斜，這是由于P與與B的轉化，使的

29、轉化，使A得到富化而使得到富化而使MS降低的緣故。降低的緣故。 根據(jù)各冷卻曲線通過的區(qū)域及其與轉變終了線交根據(jù)各冷卻曲線通過的區(qū)域及其與轉變終了線交點處的數(shù)字，就可斷定在該冷速下冷卻可得到的轉點處的數(shù)字，就可斷定在該冷速下冷卻可得到的轉變產物及其所占的百分數(shù)。變產物及其所占的百分數(shù)。 連續(xù)轉變動力學圖與奧氏體化條件連續(xù)轉變動力學圖與奧氏體化條件(溫度、時間溫度、時間)有有關，與奧氏體晶粒度有關，原因同等溫轉變相似。關，與奧氏體晶粒度有關，原因同等溫轉變相似。 不同的冷卻速度可得到不同產物，此圖也叫不同的冷卻速度可得到不同產物，此圖也叫CCT圖圖 (即即Continuous Cooling Tr

30、ansformation)。二、連續(xù)冷卻轉變圖的特點及其與等溫轉變圖的關系二、連續(xù)冷卻轉變圖的特點及其與等溫轉變圖的關系 1、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續(xù)冷卻轉變圖，只、共析碳鋼和過共析碳鋼的連續(xù)冷卻轉變圖，只有高溫區(qū)的有高溫區(qū)的P轉變和低溫區(qū)的轉變和低溫區(qū)的M轉變，而無中溫區(qū)的轉變，而無中溫區(qū)的B轉轉變，亞共析碳鋼可以有變，亞共析碳鋼可以有B轉變。亞共析鋼和過共析鋼有轉變。亞共析鋼和過共析鋼有先共析相先共析相F和和Cem析出線，由于先共析相的析出，可以析出線，由于先共析相的析出，可以改變改變A的的C含量，從而使隨后在低溫區(qū)發(fā)生含量，從而使隨后在低溫區(qū)發(fā)生M轉變的轉變的Ms發(fā)生相應的變化。發(fā)生相

31、應的變化。 2、合金鋼的、合金鋼的CCT圖，可以有圖，可以有P轉變無轉變無B轉變或只有轉變或只有B轉變無轉變無P轉變等多種不同的情況，具體的情況由加入轉變等多種不同的情況，具體的情況由加入的合金元素種類和數(shù)量而定。的合金元素種類和數(shù)量而定。 3、在等溫條件下合金元素推遲過冷、在等溫條件下合金元素推遲過冷A的等溫轉變，的等溫轉變，在連續(xù)冷卻條件下，合金元素也降低過冷在連續(xù)冷卻條件下，合金元素也降低過冷A的轉變速度，的轉變速度，使使CCT曲線右移。曲線右移。 4、A晶粒度對晶粒度對CCT圖的影響規(guī)律是，圖的影響規(guī)律是，A晶粒粗大晶粒粗大CCT圖移向右下方。圖移向右下方。 5、連續(xù)冷卻轉變曲線位于等

32、溫轉變曲線的右下方。、連續(xù)冷卻轉變曲線位于等溫轉變曲線的右下方。這說明連續(xù)冷卻轉變的溫度低，孕育期長。這說明連續(xù)冷卻轉變的溫度低，孕育期長。 6、不論、不論P轉變，還是轉變，還是B轉變的連續(xù)冷卻轉變曲線，轉變的連續(xù)冷卻轉變曲線，都只有相當于都只有相當于C曲線的上半部分。曲線的上半部分。 7、連續(xù)冷卻時，在一定的冷卻條件下，、連續(xù)冷卻時，在一定的冷卻條件下，A在高溫區(qū)在高溫區(qū)的轉變不能完成，余下的的轉變不能完成，余下的A則在中溫區(qū)及低溫的則在中溫區(qū)及低溫的M轉變轉變區(qū)繼續(xù)轉變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區(qū)區(qū)繼續(xù)轉變，最終得到混合組織。由于在高溫和中溫區(qū)的轉變，會改變余下的轉變，會改變余下

33、A的的C含量，從而使含量，從而使Ms發(fā)生相應的發(fā)生相應的變化。變化。共析碳鋼的等溫和連續(xù)冷卻轉變圖的比較共析碳鋼的等溫和連續(xù)冷卻轉變圖的比較測定方法有：測定方法有： 金相硬度法；金相硬度法； 膨脹法；膨脹法； 端淬法及磁性法等。端淬法及磁性法等。過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學圖的應用過冷奧氏體連續(xù)轉變動力學圖的應用(1) 已知直徑和冷卻介質，可算出表面和心部冷速已知直徑和冷卻介質，可算出表面和心部冷速. 根根據(jù)這些冷速，據(jù)這些冷速， 再利用再利用CCT圖中的冷速與轉變產物的關圖中的冷速與轉變產物的關系，可得出冷卻后的組織。系，可得出冷卻后的組織。(2) 利用利用CCT圖可直接測出臨界冷速。圖可直接測

34、出臨界冷速。(3) 根據(jù)設計要求根據(jù)設計要求(組織、硬度等組織、硬度等)，由，由CCT圖選出冷卻圖選出冷卻速度的上下限。再由不同直徑棒料在水、油、空氣中速度的上下限。再由不同直徑棒料在水、油、空氣中的冷卻曲線圖，依照所需的試樣直徑，選出奧氏體化的冷卻曲線圖，依照所需的試樣直徑，選出奧氏體化溫度和冷卻介質，使冷速在所要求的范圍內，為制定溫度和冷卻介質，使冷速在所要求的范圍內，為制定工藝條件提供依據(jù)。工藝條件提供依據(jù)。 5.4相變動力學形式理論相變過程從動力學機制方面可分為形核、核長相變過程從動力學機制方面可分為形核、核長大、晶粒長大三個階段。大、晶粒長大三個階段。長大規(guī)律圖圖 液液-固界面上的原子遷移固界面上的原子遷移 v一旦核心形成后，晶核就繼續(xù)長大而形成晶粒。一旦核心形成后，晶核就繼續(xù)長大而形成晶粒。v系統(tǒng)總自由能隨晶體體積的增加而下降是晶體長大的系統(tǒng)總自由能隨晶體體積的增加而下降是晶體長大的驅動力。晶體的長大過程可以看作是液相中原子向晶核驅動力。晶體的長大過程可以看作是液相中原子向晶核表面遷移、液表面遷移、液-固界面向