金属学与热处理教案.docx
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金属学与热处理教案
绪论
一、本课程的任务及在工业生产中的地位
任务：
研究固态向变的规律性，研究金属或合金热处理组织与性能之间的关系
以及热处理理论在工业生产中和应用。
地位：
（1）工业生产领域：
工业生产中不可缺少的技术，是提高产品质量和寿
命的关键工序，是发挥材料潜力、达到机械零部件轻量化的主要手段。
（2）材
料研究领域：
研制和开发新材料。
列举工业生产切削刀具实例，提出“服役条件”使用性能组织结
构化学成分（材料）
二、金属热处理的发展概况
中国：
古代高水平。
春秋战国~明清以前：
从出土文物可见。
近代落后。
明清~新中国以前：
统治者闭关锁国。
现代奋起直追。
新中国以前~至今：
总体上和发达国家比仍有一定差距。
具体表现在
（1）科研：
个别研究处于世界领先水平，总体研究水平相对落后；
（2）
生产：
工业生产自动化程度不高，能耗较大，特别是技术设备和装备相对落后。
世界范围：
十九世纪以前：
民间技艺阶段
十九世纪后期：
实验技术和科学阶段
现代：
理论科学阶段：
X-ray、SEM、TEM等检测手段的提高和应
用，极大地促进了材料科学研究和应用的进一步发展。
固态相变以马氏体相变为核心，围绕马氏体相变展开研究工作，材料工作
者经历了一个多世纪的研究，取得了丰硕的研究成果，并用这些成果指导实践，
取得了巨大的经济效益。
值得指出的是，马氏体相变的研究工作也存在一些未
知问题需要继续深入探索。
马氏体相变的研究经历以下几个阶段：
（1）1878年德国Martens首次采用光学显微镜观察到淬火钢的针状组织；
（2）1895年法国Osmond将钢淬火后的相命名为马氏体；
（3）1926~1927年X-ray衍射确定钢中马氏体为体心正方结构
（4）近代马氏体相变的研究领域扩大，由金属或合金扩展到无机非金属和
高分子材料，马氏体定义（命名）也存在诸多争论。
三、本课程的学习内容
学习内容共分六章。
按照教学大纲接续上部分（金属学部分）内容排序为：
第一章：
金属在加热过程中的相变——奥氏体相变；
第二章：
金属在冷却过程中的转变图；
第三章：
珠光体相变；
第四章：
马氏体相变；
第五章：
贝氏体相变；
第六章：
钢在回火过程中的转变。
第一章：
金属加热过程中的相变—奥氏体相变
概述：
热处理工艺一般由加热、保温和冷却三个阶段组成，其目的是为了改变
金属或合金的内部组织结构，使材料满足使用性能要求。
除回火、少数去应力退火，热处理一般均需要加热到临界点以上温度使钢
部分或全部形成奥氏体，经过适当的冷却使奥氏体转变为所需要的组织，从而
获得所需要的性能。
奥氏体晶粒大小、形状、空间取向以及亚结构，奥氏体化学成分以及均匀
性将直接影响转变、转变产物以及材料性能。
奥氏体晶粒的长大直接影响材料的力学性能特别是冲击韧性。
综上所述，研究奥氏体相变具有十分重要的意义。
本章重点：
奥氏体的结构、奥氏体的形成机制以及影响奥氏体等温形成的动力
学因素。
本章难点：
奥氏体形成机制，特别是奥氏体形成瞬间内部成分不均匀的几个
C%点，即C1、C2、C3和C4。
§1-1奥氏体的组织结构和性能
一、奥氏体的结构：
定义：
C溶于γ–Fe形成的间隙式固溶体。
1.C原子位于γ–Fe点阵的中心和棱边的中点（八
面体间隙处）；
2.C原子进入γ–Fe点阵间隙位置引起；γ–Fe点阵
等称膨胀；C%增加，奥氏体点阵常数增大，但
奥氏体的最大溶C量（溶解度）为2.11%
3.C原子在奥氏体中分布是不均匀的，存在浓度起伏；
图1-1
Gr
Gp
G
A1T1T
ΔG
ΔT
图1-2
G
E
PS
C4C3C2C1
T1
图1-3
4.合金元素原子（Mn、Si、Cr、Ni等）溶入奥氏体中取代Fe原子的位置，形成
置换式固溶体，称合金奥氏体。
二、奥氏体的组织：
（1）原始组织有关
奥氏体组织通常为等轴状多边形晶粒，这与
（2）加热速度有关
（3）转变程度有关
不平衡加热奥氏体晶粒呈针状或球状（只作为了解内容）。
三、奥氏体的性能
1.机械性能：
（1）屈服强度、硬度低
（2）塑性、韧性高；
2.物理性能：
（1）比容最小；
（2）导热性差；（3）线膨胀系数大；（4）顺磁性。
3.应用：
（1）变形加工成型；
（2）奥氏体不锈钢耐蚀性；（3）膨胀仪表灵敏元件。
§1-2奥氏体的形成
一、热力学条件
ΔG=Gγ－Gp＜0
（1）Ac1和Ar1
引出临界点概念：
（2）Ac3和Ar3
（3）ACcm和Arcm
二、奥氏体的形核
以共析钢为例，讨论钢中奥氏体形成。
奥氏体晶核主要在F和Fe3C的相界面
形核，其次在珠光体团界、F亚结构（嵌镶块）
界面形核。
这样能满足：
（1）能量起伏；
（2）结
构起伏；（3）成分起伏三个条件。
三、奥氏体的长大
α+Fe3Cγ
晶体结构：
体心立方复杂斜方面心立方
含碳量：
0.0218%6.67%0.77%
易于变形加工成型；（3）热强性高。
奥氏体长大过程是依靠原子扩散完成的，
原子扩散包括
（1）Fe原子自扩散完成晶格改组；
（2）C原子扩散使奥氏体晶核向α相和Fe3C相
两侧推移并长大。
1.C原子扩散：
一旦奥氏体晶核出现，则在
奥氏体内部的C%分布就不均匀，由从图1-3
可见：
C1—与Fe3C相接的奥氏体的C%；
C2—与F相接的奥氏体的C%；
C3—与Fe3C相接的F的C%；
C4—与奥氏体相接的F的C%；
从图1-3可以看出，在T1温度下由于C1、
C2、C3、C4不同导致奥氏体晶核形成时，C
原子扩散，如图1-4，扩散的结果破坏了T1
温度下C%的浓度平衡，迫使与奥氏体相接
的F和Fe3C溶解恢复T1温度下C%的浓度平
衡，如此历经“破坏平衡”——“建立平衡”的反复，奥氏体晶核长大。
2.奥氏体晶格改组：
（1）一般认为，平衡加热过热度很小时，通过Fe原子自扩
散完成晶格改组。
（2）也有人认为，当过热度很大时，晶格改组通过Fe原子切
变完成。
3.奥氏体晶核的长大速度：
奥氏体晶核向F和Fe3C两侧的推移速度是不同的。
根据公式：
BB
cC
K
dxC
GKDdc
D
=
D
=-×
1/g
式中，K—常数；g
CD—C在奥氏体中的扩散系数；
dx
dc—相界面处奥氏体中C
的浓度梯度；BDC—相界面浓度差；“-”表示下坡（高浓度向低浓度处）扩散。
向F一侧的推移速度与向Fe3C一侧的推移速度之比：
BF
BFeCBFeC
FeCBF
F
C
C
K
C
C
K
G
G
D
D
=
D
×
D
=33
3
/
/
C2
C%
A
FFe3C
C1
C4
C3
珠光体片间距
图1-4
780℃时，14.8
0.410.02
6.670.893
3
.
-
-
=
D
D
=
BF
BFeC
FeC
F
C
C
G
G。
表明相界面向F一侧的推
移速度比向Fe3C一侧的推移速度快14.8倍，但是通常片状珠光体的F片厚度
比Fe3C片厚度大7倍，所以奥氏体等温形成时，总是F先消失，Fe3C剩余。
四、残余Fe3C和奥氏体均匀化
α→γ结束后，还有相当数量的Fe3C尚未溶解，这些Fe3C被称为残余Fe3C。
另外在原来Fe3C的部位，C%较高，而原来F部位C%较低，必须经过适当的
保温后，奥氏体中的C%才能趋于均匀。
综上，奥氏体形成分四个阶段：
奥氏体形核；核长大；残余Fe3C溶解；
奥氏体均匀化，其示意图见图1-5。
五、非共析钢的奥氏体化过程
和共析钢的奥氏体化对比，非共析钢的奥氏体化过程分两步进行，首先完
成P→A，这与共析钢相同；然后是先析相的奥氏体化过程。
这些都是靠原子
扩散实现的。
值得指出的是，非共析钢的奥氏体化碳化物溶解以及奥氏体均匀
化的时间更长。
§1-3奥氏体等温形成动力学
奥氏体等温动力学是研究奥氏体等温形成速度问题。
本课程只讨论共析钢
奥氏体等温动力学，对于过共析钢先共析相Fe3C溶解与第三阶段差别不大，
故不在讨论；亚共析钢因为
（1）组织中有非共析成分；
（2）奥氏体转变有两个区
间，即两相区和单相区。
因此，这里只定性讨论共析钢奥氏体等温动力学。
奥氏体的形成速度取决于形核率I和线长大速度G，在等温条件下，形核
奥氏体形核核长大残余Fe3C溶解奥氏体均匀化
图1-5
率I和线长大速度G均为常数。
一、形核率I
均匀形核条件下，形核率I与温度的关系为：
kT
G
kT
Q
ICee
D
--=/×
式中，C/—常数；T—绝对温度；Q—扩散激活能；DG—临界形核功；k—玻
耳兹曼常数。
可见，奥氏体等温形成时，等温温度T提高，
（1）DT增大，相变
驱动力增大，DG降低，形核率I增大；
（2）C原子的扩散系数g
CD增大，C的扩
散速度增大，有利于点阵重构，形核率I增大；（3）由相图（图1-3）可见，
C2-C4=DC减小，奥氏体形核所需的C的浓度梯度减小，形核率I增大。
二、长大速度G
奥氏体的线生长速度为相界面的推移速度，
BB
cC
K
dxC
GKDdc
D
=
D
=-×
1/g
式中，“-”表示向减小浓度梯度的下坡扩散；k—常数；g
cD—C在奥氏体中的
扩散系数；
dx
dc—相界面处奥氏体中C的浓度梯度；BDC—相界面浓度差。
等温转变时：
g
cD、
dx
dc（由相图决定
0
12
P
CC
dx
dc
D
-
=）均为常数，0DP为珠光体
片间距，平衡冷却时，平均片间距与每一片间距相同。
则：
BC
GK
D
=-
/
。
（1）由于忽略碳在铁素体的扩散，此计算值与实际速度偏
小；
（2）对粒状珠光体亦适用。
讨论：
（1）温度T升高，g
cD呈指数增加，长大速度G增加，
（2）温度T升高，
C1-C2增加，
dx
dc增加，速度G增加；（3）温度T升高，BDC=C2-C4下降，长大
速度G增加。
综上：
温度T升高，
形核率I
长大速度G
均增大
三、等温形成动力学曲线
转变量与转变时间的关系曲线—等温动力学曲线，信息少。
转变温度与转变时间的关系曲线—等温动力学图，信息多。
1、曲线的建立
四、影响奥氏体等温形成速度的因素
一切影响形核率I和长大速度G的因素均影响珠光体→奥氏体的因素。
1.加热温度的影响
（1）加热温度T升高，过热度ΔT增大，相变驱动力ΔG增大，原子扩散速
度增加，形核率I和长大速度G均增加；
（2）从等温转变图可知，加热温度T
升高，奥氏体等温形成的孕育期变小，相变完成时间变短；（3）加热温度T升
高，由相图（图1-3）可知C1-C2增大，dc/dx增加，奥氏体界面浓度差ΔCB减小，
长大速度G均增加；（4）加热温度T升高，奥氏体向F一侧推移速度比向Fe3C
一侧推移速度快，F消失瞬间残余Fe3C量增加，奥氏体中C%降低，相变不
平衡程度增加；（5）加热温度T升高，形核率I增加的速度比长大速度G增加
的速度快，奥氏体晶粒细化（提高强韧性）。
2.原始组织的影响
（1）原始组织越细，碳化物越分散，珠光体的层片间距S0越小，相界面越
多，形核率I越大，同时碳的浓度梯度dc/dx增加，长大速度G均增加；
（2）
和粒状珠光体比，片状珠光体相界面大而薄，易于溶解，因此，原始组织为片
状珠光体形成速度比粒状珠光体快。
3.合金元素的影响
C%：
（1）随着含碳量的增加，碳化物量增加。
珠光体中渗碳体量相对相界面增
加形核率I增加。
碳原子扩散距离减小，扩散速度提高，但渗碳体溶解及奥氏
体均匀化时间增加。
合金元素：
（1）不影响珠光体转变奥氏体机制。
（2）影响碳化物稳定性。
（3）影响
体中的扩散系数g
cD减小。
（i）强碳化物形成元素Cr、Mn、W、V等降低g
cD减小从而使从而影响残余碳化
金相法
膨胀法
热分析法
物溶解及奥氏体均匀化速度。
非强碳化物形成元素Co、Ni等使g
cD提高，扩
散速度提高。
（ii）Ni、Mn、Cu可降低A1点使过热度ΔT增加、相变驱动力ΔG增大，形核
率I增大、G增大，Cr、Mo、Ti、W可降低A1提高，ΔT降低，ΔG降低，形
核率I降低，G降低金元素在钢中分布不均匀，
§1-4钢在连续加热时P→A
钢在连续加热转变时P→A也经历形核、长大、残余Fe3C溶解以及奥氏体
均匀化四个阶段，与等温转变比较，尚有下列
特点：
一、相变是在一个温度范围内进行的
奥氏体形成的各个阶段分别在一个温度范
围内进行的，而且加热速度增大，各个阶段温
度范围向高温推移、扩大。
（1）当缓慢加热时，转变开始P→A速度小，相
变吸收的热量（相变潜热）q亦很小，若加热供给
的热量Q=q则转变在等温下进行ac阶段。
（2）若加热速度较快Q＞q，除用于转变外有剩余，则温度升高，但由于受q的
影响使升温减漫aa1而不是直线段ab段，当A转变量增大q＞Q；温度下降a1C
段，随后转变速度逐步下降，转变量也下降，q减少，Q＞q；温度复又上升，
如cd段。
见图1-6。
（3）快速加热，aa1向高温延伸，台阶a1c移向高温，加热速度越高，台阶越陡，
难以用Fe-Fe3C相图判断钢的组织。
二、转变速度随加热速度的增大而增大
（1）加热速度增大，转变开始和终了温度升高，转变所需时间缩短，奥氏体形
成速度提高；
（2）奥氏体形成不是在恒温下进行的，在一个相当大的温度范围，
加热速度提高，转变温度范围增大。
三、奥氏体成分不均匀性随加热速度的增大而增大
（1）加热速度增加，碳化物来不及充分溶解，C及合金元素不能充分扩散，导
致奥氏体中C和合金元素的浓度很不均匀，奥氏体中含碳量降低；
（2）对于亚共析钢，加热速度提高，淬火后得到低于平均成分的马氏体及未经
转变完全的F和碳化物，应该避免；对于过共析钢，加热速度提高，淬火后
A1
ac
d
a1
℃b
τ
图1-6
得到低于共析成分的低、中碳马氏体及剩余碳化物，有助于马氏体韧化，有利
于实际生产。
四、奥氏体起始晶粒度大小随加热速度的增大而细化
加热速度提高，过热度显著增大，形核率显著增大，加热时间短，奥氏体
晶粒来不及长大，可获得超细化晶粒。
今年来的快速加热淬火超快速加热及脉
冲加热淬火都是依据此原理。
§1-5奥氏体晶粒长大及控制
一、奥氏体晶粒度
奥氏体晶粒大小用晶粒度表示，通常分8级评定，1级最粗，8级最细。
若晶粒度在10以上则称“超细晶粒”。
晶粒度级别与晶粒大小的关系为：
n=2N-1
式中，n—放大100倍视野中单位面积内晶粒个数（个/平方英寸，1平方英寸
=6.45平方厘米）；N—晶粒度级别，
奥氏体晶粒度有三种，即起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度。
1.实际晶粒度：
经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。
2.起始晶粒度：
奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。
3.本质晶粒度：
根据标准试验方法（YB27—64），经930℃±10℃，保温3~8小
时后测得奥氏体晶粒大小。
原冶金部标准YB27—64规定：
晶粒度大小在5~8级为本质细晶粒钢，1~4
级为本质粗晶粒钢。
本质晶粒度表明了奥氏体晶粒长大倾向，是实际晶粒度的
特殊情况。
二、本质晶粒度的测定
1.渗碳法：
将试样加热到930℃±10℃，渗碳8小时获得不低于1mm的渗层，
缓冷后在渗层的过共析钢部分形成网状Fe3C，借助于网状Fe3C进行晶粒度评
定。
（由于渗层C%增加，不能准确反映原试样的晶粒度，有误差。
）
2.氧化法：
将样品抛光，在无氧化条件下加热930℃±10℃，使晶粒充分长大，
然后在氧化气氛下短时间氧化，由于晶界比晶内容易氧化，冷却后试样抛光和
腐蚀，即可把氧化的晶界网清晰地显示出来进行晶粒度评定。
三、奥氏体晶粒长大原理
晶界的能量高，在一定温度下奥氏体晶粒会发生相互吞并的现象，大晶粒
吞并小晶粒，使总的晶界面积减小，界面能降低，因此奥氏体晶粒长大在一定
条件下是一个自发过程。
晶粒长大动力和阻力相互作用使晶界推移，实现奥氏
体晶粒长大。
1.晶粒长大动力：
奥氏体晶粒长大的动力为其晶粒大小的不均匀性，长大驱动
力G′与晶粒大小和界面能大小可用下式表示：
r
G2s/=
式中，σ—单位奥氏体晶界的界面能（比界面能）；r—晶界曲率半径。
可见界
面能越大，晶粒尺寸越小，则奥氏体晶粒长大驱动力G′越大，即晶粒的长大
倾向越大，晶界易于迁移。
2.晶界阻力：
在实际金属材料中，晶界或晶内存在很多细小难熔的沉淀析出粒
子，晶界推移过程中遇到沉淀析出粒子时将发生弯曲，导致晶界面积增大，晶
界能量升高，阻碍晶界推移，起钉扎晶界作用，所以，沉淀析出粒子的存在是
晶界移动的阻力。
当沉淀析出粒子的体积百分数一定时，则粒子越细小，分散
度越高，对晶界移动的阻力就越大。
四、影响奥氏体晶粒长大的因素
影响奥氏体晶粒长大的因素很多，主要有以下几点因素：
1.加热温度和保温时间：
加热温度越高、保温时间越长，形核率I越大，长大
速度G越大，奥氏体晶界迁移速度越大，其晶粒越粗大。
（温度升高，形核率
增加，σ增加，r降低，σ/r增加，G′增大）
2.加热速度：
加热速度快，奥氏体实际形成温度高，形核率增高，由于时间短
奥氏体晶粒来不及长大，可获得细小的起始晶粒度
3.合金元素：
⑴C%的影响。
C%高，C在奥氏体中的扩散速度以及Fe的自扩
散速度均增加，奥氏体晶粒长大倾向增加，但C%超过一定量时，由于形成
Fe3CⅡ，阻碍奥氏体晶粒长大。
⑵合金元素影响。
强碳化物形成元素Ti、Zr、
V、W、Nb等熔点较高，它们弥散分布在奥氏体中阻碍奥氏体晶粒长大；非
碳化物形成元素Si、Ni等对奥氏体晶粒长大影响很小。
五、过热现象
1.过热：
由于加热工艺不当（加热温度过高、保温时间过长等）而引起实际奥氏
体晶粒粗大，在随后的淬火或正火得到十分粗大的组织，从而使钢的机械性能
严重恶化，此现象称为过热。
通过正火、退火的重结晶可以消除过热组织（非平衡组织则难以消除）。
2.过烧：
由于加热工艺不当（加热温度过高、保温时间过长等）而引起奥氏体晶
界熔化的现象称为过烧。
通过正火、退火的重结晶不能消除过烧组织。
第二章：
钢的过冷奥氏体转变图
本章重点：
“TTT”图和“CCT”图分析，“TTT”图的类型以及影响“TTT”
图的因素。
本章难点：
影响“TTT”图的因素。
§2-1过冷奥氏体等温转变冷却图
过冷奥氏体等温转变图TTT图或C曲线是获得等温转变组织的主要依据，
是等温淬火获得马氏体组织或贝氏体组织的主要依
据。
一、过冷奥氏体等温转变图的建立
膨胀法、磁性法、电阻法、热分析法、金相法。
二、奥氏体等温转变图的基本类型
奥氏体等温转变图的形状象英文字母C，因此
称“C”曲线或“TTT”图。
其形状见右图。
“C”曲线有
三个转变区（即珠光体、贝氏体和马氏体转变区）；
五条线（即A1、第一条“C”曲线、第二条“C”曲线、
Ms和Mf）。
A1线以上奥氏体稳定存在；以下奥氏体变成亚稳定存在的过冷奥
氏体。
第一条“C”曲线为奥氏体转变（P、B）开始线，第二条“C”曲线为奥氏体转
变（P、B）终了线；Ms为马氏体转变开始线，Mf为马氏体转变终了线。
“C”曲线
类型线共六种，它们分别为：
1.单一的“C”形曲线（B、P区重合）：
碳钢（亚共析钢、共析钢及过共析钢）、
含Si、Ni、Cu、Co钢等。
2.双“C”形曲线：
加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合
金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。
随着合金元素的增加，珠
光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。
并且使珠光体转变速度减慢，对贝氏体
转变速度影响较小，见图1。
3.双“C”形曲线：
加入使珠光体转变温度范围上升的Cr、Mo、W、V等合
金元素，或加入使贝氏体转变温度下降的合金元素。
随着合金元素的增加，珠
共析钢“C”曲线
A→M
A→P
A→B
Ms
A1
Mf
光体和贝氏体转变“C”曲线逐渐分离。
并且使贝氏体转变速度减慢，对珠光体
转变速度影响较小，见图2。
合金元素的加入，使B、P转变的“C”曲线分离，分别使B、P转变的最小
孕育期变长。
4.只有贝氏体转变的“C”曲线：
合金元素Mn、Cr、Ni、W、Mo的加入，使扩
散型的珠光体相变受到极大阻碍。
（贝氏体钢18Cr2Ni4WA、18Cr2Ni4MoA）
5.只有珠光体转变的“C”曲线：
在中碳高Cr钢3Cr13、3Cr13Si以及4Cr13等
钢中出现。
6.在马氏体转变的Ms点以上整个温度区间不出现“C”曲线：
这类钢通常为奥
氏体钢，高温下稳定的奥氏体组织能全部过冷至室温。
也可能有过剩碳化物的
高温析出。
三、影响因素
1.化学成分：
（1）C%影响
随着奥氏体C%增加，过冷奥氏体稳定性提高，“C”曲线右移；当C%增
加到共析成分，过冷奥氏体稳定性最高。
随着C%进一步增加，奥氏体稳定降
低，“C”曲线反而左移。
同时C%越高，Ms点越低。
非共析钢由于有先析相析出，使奥氏体转变为珠光体的形核部位增加，过
冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变的孕育期减小，“C”曲线左移。
亚共析钢完全奥氏体化后随着C%增加，先析铁素体形核率下降导致先析
铁素体含量降低，过冷奥氏体转变为珠光体的形核部位降低，过冷奥氏体稳定
性提高，珠光体转变孕育期增加，“C”曲线右移。
过共析钢完全奥氏体化后
随着C%增加，先析渗碳体形核率升高导致先析渗碳体含量增加，过冷奥氏体
转变为珠光体的形核部位增加，过冷奥氏体稳定性降低，珠光体转变孕育期减
P
B
M
时间
温度
P
B
M
时间
温度
图1图2
少，“C”曲线左移。
（2）合金元素影响
合金元素只有溶入到奥氏体中，才能对过冷奥氏体转变产生重要影响。
总
体上讲，除Co、Al外，所有合金元素都增大过冷奥氏体稳定性，使“C”曲
线右移。
非碳化物形成元素如Ni、Si、Cu等和弱碳化物形成元素如Mn只改变“C”
曲线位置；碳化物形成元素如Cr、Mo、V、W、Ti等既使“C”曲线右移，
又使其形状分成上下两部分。
2.奥氏体晶粒尺寸：
奥氏体晶粒与奥氏体化条件有关，加热温度高保温时间长，
奥氏体晶粒粗大，成分均匀性提高，奥氏体稳定性增加，“C”曲线右移。
反
之“C”曲线左移。
3.原始组织：
钢的原始组织越细小，单位体积内晶界越多，过冷奥氏体转变的
形核率越高，同时原始组织越细小有利于C原子扩散，奥氏体形成时达到均
匀化时间短，相对长大时间长，相同条件下易使奥氏体长大并且均匀性提高，
“C”曲线右移。
4.变形：
奥氏体比容最小，马氏体比容最大，奥氏体转变时体积膨胀，施加拉
应力加速其转变，使“C”曲线左移，施加压应力不利其转变，使“C”曲线
右移。
对奥氏体施以适当的塑性变形，使缺陷密度增加（加速原子扩散）或析出碳
化物（奥氏体中C%降低），降低过冷奥氏体稳定性，使“C”曲线左移。
§2-2过冷奥氏体连续转变冷却图
一、过冷奥氏体连续转变图的建立
综合应用热分
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