- 1 -共析钢过冷奥氏体等温转变曲线“C”曲线的影响因素
C曲线的位置和形状与奥氏体的稳定性及分解特性有关，其影响因素主要有奥氏体的成分
和奥氏体形成条件。
(1)碳的质量分数 一般说来，随着奥氏体中碳质量分数的增加，奥氏体的稳定性增大，
C曲线的位置向右移。对于过共析钢，加热到Ac
1以上某一温度时，随钢中碳质量分数的增多，
奥氏体碳质量分数并不增高，而未溶渗碳体量增多，因为它们能作为结晶核心，促进奥氏体
分解，所以C曲线左移。过共析钢只有在加热到Ac
cm以上，渗碳体完全溶解时，碳质量分数
的增加才使C曲线右移，而在正常热处理条件下不会达到这样高的温度。因此，在一般热处
理条件下，随碳质量分数的增加，亚共析钢的C曲线右移，过共析钢的C曲线左移。
(2)合金元素 除钴外，所有合金元素的溶入均增大奥氏体的稳定性，使C曲线右移(见
图3-44)，不形成碳化物的元素如硅、镍、铜等，只使C曲线的位置右移，不改变其形状；
能形成碳化物的元素如铬、钼、钨、钒、钛等，因对珠光体转变和贝氏体转变推迟作用的影
响程度不同，不仅使C曲线右移，而且使其形状变化，产生两个“鼻子”，整个C曲线分裂成珠光体转变和贝氏体转变两部分，其间出现一个过冷奥氏体的稳定区。
- 2 -奥氏体在A
1点以下处于不稳定状态，必然要发生相变。但过冷到A
1以下的奥氏体并不是
立即发生转变，而是要经过一个孕育期后才开始转变。这种在孕育期内暂时存在的、处于不
稳定状态的奥氏体称为“过冷奥氏体”。过冷奥氏体在不同冷却速度下的连续冷却转变和在
不同温度下的等温转变均属非平衡相变，此时，用平衡条件下得到的Fe-Fe
3C相图来研究其
转变过程是不合适的，研究这种变化的最重要的工具是过冷奥氏体连续冷却转变图或等温转
变图。由于研究过冷奥氏体的等温转变过程相对容易些，我们首先介绍过冷奥氏体的等温转
变。
3.4.2.1过冷奥氏体等温转变图
奥氏体等温转变图是指过冷奥氏体在不同过冷温度下的等温过程中，转变温度、转变时
钢在加热时的转变
热处理—将固体金属或合金在一定介质中的加热、保温和冷却，以改变材料整体或表面组织，从而获得所需要的工艺性能。大多数热处理工艺都要将钢加热到临界温度以上，获得全部或部分奥氏体组织，即奥氏体化。
奥氏体的形成
奥氏体的形成是形核和长大的过程，也是Fe，C原子扩散和晶格改变的过程。
分为四步。共析钢中奥氏体的形成过程如图1所示：
第一步 奥氏体晶核形成：首先在a与Fe3C相界形核。
第二步 奥氏体晶核长大：g晶核通过碳原子的扩散向a和Fe3C方向长大。
第三步 残余Fe3C溶解:铁素体的成分、结构更接近于奥氏体，因而先消失。残余的Fe3C随保温时间延长继续溶解直至消失。
第四步 奥氏体成分均匀化：Fe3C溶解后，其所在部位碳含量仍很高，通过长时间保温使奥氏体成分趋于均匀。
图1 奥氏体的形成示意图
亚共析钢和过共析钢的奥氏体化过程与共析钢基本相同。但由于先共析a或二次Fe3C的存在，要获得全部奥氏体组织，必须相应加热到Ac3或Accm以上。
2. 影响奥氏体转变速度的因素
（1）加热温度和速度增加→转变快；
（2）钢中的碳质量分数增加或Fe3C片间距减小→界面多，形核多→转变快；
(3)合金元素→钴、镍增加奥氏体化速度，铬、钼等降低奥氏体化速度。
3.奥氏体晶粒度
（1）奥氏体晶粒度—奥氏体晶粒越细，退火后组织细，则钢的强度、塑性、韧性较好。淬火后得到的马氏体也细小，韧性得到改善。某一具体热处理或加工条件下的奥氏体的晶粒度叫实际晶粒度。奥氏体化刚结束时的晶粒度称起始晶粒度，此时晶粒细小均匀。通常将钢加热到930±10℃奥氏体化后，保温8小时，设法把奥氏体晶粒保留到室温测得的晶粒度为本质晶粒度。用来衡量钢加热时奥氏体晶粒的长大倾向。g晶粒度为1-4级的是本质粗晶粒钢,5-8级的是本质细晶粒钢。前者晶粒长大倾向大，后者晶粒长大倾向小。
铁碳相图 IWE-1/2.9-11 1/15 钢的冷却转变
钢在室温时的组织与性能，不仅与加热时获得奥氏体的均匀化程度和晶粒大小有关，而且更重要的是与
奥氏体在冷却时的组织转变有关。控制奥氏体在冷却时的转变过程是热处理的关键。
图1 奥氏体转变
1 过冷奥氏体等温转变（TTT曲线）
1.1过冷奥氏体等温转变过程
奥氏体在临界点A1以下是不稳定的，必定要发生转变，但并不是一冷到A1温度以下就立即发生转变，它
在转变前需要一定的时间，这段时间称为孕育期。在A1温度以下暂时存在的处于不稳定状态的奥氏体被称为
“过冷奥氏体”。
奥氏体的等温转变，是将加热到奥氏体化的钢件冷至A1以下的某个温度，进行等温，在等温期间奥氏体
所发生的相与组织的转变过程。
图2 共析钢过冷奥氏体等温转变图
哈尔滨焊接技术培训中心WTI Harbin 2006-IWE 基础课程 材料 版权归哈尔滨焊接技术培训中心所有 铁碳相图 IWE-1/2.9-11 2/15
由共析钢的C曲线孕育期的长短随过冷度而变
化。孕育期的长短反映出过冷奥氏体稳定性的大小。
在孕育期最短处，过冷奥氏体最不稳定，转变最快，
这里被称为C-曲线的“鼻子”。而在靠近A1点和Ms点的
温度，过冷奥氏体比较稳定，因而孕育期较长，转变
也很慢。
在“鼻子”以上温度，转变速度要决定于自由能差
∆F，而在“鼻子”以下温度，转变速度主要决定于扩
散系数D。共析成分奥氏体在A1点以下会发生三种不
同的转变：在C-曲线的“鼻子”以上部分，即A1～550℃
之间，过冷奥氏体发生珠光体转变，转变产物使珠光
体，这一温度区称为珠光体区。在C-曲线的“鼻子”
以下部分，大约550℃～Ms点之间，过冷奥氏体发生
贝氏体转变，转变产物是贝氏体，这一温度区称为贝
氏体区。在Ms线以下，过冷奥氏体发生马氏体转变，
转变产物为马氏体，这一温度区称为马氏体区。
图3 ∆F和D对过冷奥氏体转变速度的影响
TTT曲线
过冷奥氏体等温转变曲线——TTT曲线（Time，Temperature,Transformation)
过冷奥氏体等温转变曲线可综合反映过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程：转变开始和转变终了时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等.因其形状通常像英文字母“C"，故俗称其为C曲线，亦称为TTT图。C曲线中转变开始线与纵轴的距离为孕育期,标志着不同过冷度下过冷奥氏体的稳定性，其中以550℃左右共析钢的孕育期最短,过冷奥氏体稳定性最低,称为C曲线的“鼻尖”。
图中最上面一条水平虚线表示钢的临界点A1(723℃)，即奥氏体与珠光体的平衡温度.图中下方的一条水平线Ms(230℃）为马氏转变开始温度，Ms以下还有一条水平线Mf(-50℃）为马氏体转变终了温度。A1与Ms线之间有两条C曲线，左侧一条为过冷奥氏体转变开始线，右侧一条为过冷奥氏体转变终了线。A1线以上是奥氏体稳定区。Ms线至Mf线之间的区域为马氏体转变区,过冷奥氏体冷却至Ms线以下将发生马氏体转变.过冷奥氏体转变开始线与转变终了线之间的区域为过冷奥氏体转变区,在该区域过冷奥氏体向珠光体或贝氏体转变。在转变终了线右侧的区域为过冷奥氏体转变产物区。A1线以下,Ms线以上以及纵坐标与过冷奥氏体转变开始线之间的区域为过冷奥氏体区，过冷奥氏体在该区域内不发生转变,处于亚稳定状态。在A1温度以下某一确定温度,过冷奥氏体转变开始线与纵坐标之间的水平距离为过冷奥氏体在该温度下的孕育期,孕育期的长短表示过冷奥氏体稳定性的高低。在A1以下，随等温温度降低，孕育期缩短，过冷奥氏体转变速度增大，在550℃左右共析钢的孕育期最短，转变速度最快。此后,随等温温度下降，孕育期又不断增加，转变速度减慢。过冷奥氏体转变终了线与纵坐标之间的水平距离则表示在不同温度下转变完成所需要的总时间。转变所需的总时间随等温温度的变化规律也和孕育期的变化规律相似。因为过冷奥氏体的稳定性同时由两个因素控制:一个是旧相与新相之间的自由能差ΔG;另一个是原子的扩散系数D。等温温度越低,过冷度越大，自由能差ΔG也越大，则加快过冷奥氏体的转变速度；但原子扩散系数却随等温温度降低而减小，从而减慢过冷奥氏体的转变速度。高温时，自由能差ΔG起主导作用；低温时，原子扩散系数起主导作用。处于“鼻尖”温度时，两个因素综合作用的结果,使转变孕育期最短,转变速度最大。
