钢的加热转变是为了获得均匀、细小的奥氏体晶粒，为随后的冷却转变做组织准备。因为大多数零件都在室温下工作，钢的性能最终取决于奥氏体冷却转变后的组织，钢从奥氏体状态的冷却过程是热处理的关键工序。钢奥氏体化后的冷却方式有两种：

（1）等温冷却。将奥氏体化后的钢迅速冷却到临界点以下的给定温度，进行保温，使其在该温度下恒温转变，如图5.5曲线1所示。

（2）连续冷却。将奥氏体化后的钢以某种速度连续冷却，使其在临界点以下变温连续转变，如图5.5曲线2所示。

图5.5　热处理的两种冷却方式

5.1.2.1　过冷奥氏体的冷却转变

处于 A1温度以下的奥氏体称为过冷奥氏体，过冷奥氏体不稳定，随着转变温度的降低，将发生以下转变：

1．珠光体转变

在A1～550 °C之间，转变产物为珠光体，也称为高温转变。

珠光体是铁素体与渗碳体的机械混合物，渗碳体是层状分布在铁素体基体上的。奥氏体在A1至550 °C温度范围内转变温度较高，铁原子和碳原子有较充分的扩散条件，因此，奥氏体向珠光体转变是一种扩散型的形核、长大过程，是通过碳原子、铁原子的扩散和晶体结构的重构来实现的。如图 5.6 所示，首先，在奥氏体晶界或缺陷密集处生成渗碳体晶核，并依靠周围奥氏体不断供给碳原子而长大；与此同时，渗碳体晶核周围的奥氏体中碳含量逐渐降低，为形成铁素体创造了有利的浓度条件，最终从结构上转变为铁素体。在铁素体转变过程中，因其溶碳能力较低，必将过剩碳排移到相邻的奥氏体中，使相邻奥氏体中碳含量升高，这又为生成新的渗碳体创造了有利条件。上述过程反复进行，奥氏体就逐渐转变成渗碳体和铁素体片层相间的珠光体组织。

图5.6　片状珠光体形成机制示意图

随着转变温度的降低，过冷度加大，所形成的珠光体片层变薄、变细、变密。按片层间距的大小，珠光体组织可分为珠光体（P）、索氏体（S）和屈氏体（T）。它们之间并无本质区别，只是珠光体片较粗，索氏体片较细，屈氏体片最细。随着片层间距减小，钢的塑性变形抗力增大，强度和硬度增大，同时塑性和韧性也有所改善。表5.1列出了过冷奥氏体高温转变组织的形成温度和性能。

表5.1　过冷奥氏体高温转变产物的形成温度和性能

2．贝氏体转变

在550 °C～Ms之间，转变产物为贝氏体（B），也称为中温转变。

贝氏体是渗碳体分布在碳过饱和的铁素体基体上的两相混合物。

奥氏体向贝氏体的转变温度较低，铁原子扩散困难，只有碳原子有一定的扩散能力，因而贝氏体转变为半扩散型。由于奥氏体分解时，碳原子扩散不能充分进行，致使铁素体呈过饱和状态，渗碳体也比较细小。贝氏体形态因转变温度不同而不同，通常将550～350 °C形成的羽毛状贝氏体称为上贝氏体，350 °C～Ms之间形成的黑针状贝氏体称为下贝氏体。

上贝氏体的形成过程如图 5.7 所示，首先在奥氏体晶界上碳含量较低的地方生成铁素体晶核，然后向奥氏体晶粒内沿一定方向成排长大，在铁素体长大时，因碳有一定的扩散能力，它扩散到周围的奥氏体中，使其富碳。当铁素体片间奥氏体中碳浓度增大到足够高时，便析出小条状或小片状渗碳体，断续地分布在铁素体片之间，形成羽毛状上贝氏体组织，如图5.8所示。由于下贝氏体在较低温度下形成，铁素体晶核只能沿奥氏体的一定晶向呈针状长大，而且碳原子不能长距离扩散，只能在针状铁素体内沿一定晶面以细粒状或短杆状碳化物沉淀析出，如图5.9所示。在光学显微镜下，下贝氏体为黑色针状或竹叶状组织，如图5.10所示。

图5.7　上贝氏体形成机制示意图

图5.8　上贝氏体形态

图5.9　下贝氏体形成机制示意图

图5.10　下贝氏体形态

显然，下贝氏体的铁素体针细小，无方向性，碳的过饱和度大，位错密度高，且碳化物分布均匀，弥散度大。所以，下贝氏体组织强度、硬度高，韧性好，具有优良的综合力学性能，应用价值高。而上贝氏体的铁素体较宽，塑性变形抗力较低，同时渗碳体分布在铁素体片之间，容易引起脆断。所以强度和韧性都差。

3．马氏体转变

在 Ms～Mf之间（Ms为奥氏体向马氏体转变的开始温度，Mf为奥氏体向马氏体转变的终了温度），转变产物为马氏体（M），也称低温转变。

马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。

马氏体转变也是一个形核与长大的过程，但由于转变发生在极大的过冷度之下，马氏体转变有着不同于其他转变的特点：

①无扩散性。马氏体转变是在很大的过冷度下进行的，转变温度低，转变时没有铁原子和碳原子的扩散，只发生γ-Fe→α-Fe 的晶格改组。所以，马氏体的含碳量就是转变前奥氏体中的含碳量。过饱和的碳使马氏体的晶格由体心立方变为体心正方（a b c=＜，α=β=γ=90°）。

②在不断降温的条件下形成。马氏体形成速度极快，瞬时形成，瞬间长大。马氏体数量的增加不能依靠在恒温下通过已有的马氏体的长大来进行，而是在Ms～Mf温度范围内连续冷却过程中，新马氏体随转变温度下降而不断形成来进行。如果冷却中断，则奥氏体向马氏体的转变也停止。新形成的马氏体要撞击原先形成的马氏体，易造成微裂纹，使马氏体变脆，对高碳马氏体影响更大。

③马氏体转变时体积膨胀。在钢中，奥氏体的比容最小，马氏体的比容最大。因此，奥氏体向马氏体转变时，必然发生体积膨胀，造成很大的内应力，这往往也是钢热处理时出现变形和裂纹的原因之一。马氏体转变时的体积膨胀，还将对尚未转变的奥氏体造成很大压力，阻碍其继续转变，因而马氏体转变通常不能进行彻底，总有一部分奥氏体被留下来。这部分奥氏体成为残余奥氏体。淬火钢中的马氏体有两种主要类型：一类是片状马氏体，另一类是板条状马氏体，如图 5.11 所示。片状马氏体在光学显微镜下呈现针叶状，用透射电子显微镜观察，片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。板条状马氏体是由平行的一束束长条状晶体组成，具有板条状特征，板条状马氏体内的亚结构主要是高密度的位错。含碳量大于 1.0%的奥氏体淬火时，几乎全部形成片状马氏体，而含碳量小于 0.3%的奥氏体几乎只形成条状马氏体，含碳量为 0.3%～1.0%的奥氏体则形成两种马氏体的混合组织。所以片状马氏体又称高碳马氏体，或孪晶马氏体。板条状马氏体又称低碳马氏体，或位错马氏体。

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图5.11　马氏体形态

马氏体的性能与其含碳量和组织形态密切相关。马氏体的硬度，取决于马氏体的含碳量，含碳量越高，晶格的正方度和晶格畸变越大，硬度越高。片状马氏体内有微细孪晶，加之存在大量因马氏体高速形成时互相撞击而产生的显微裂纹，以及较大的淬火应力，致使塑性、韧性下降，脆性上升，因而片状马氏体的性能特点是硬而脆。板条状马氏体内有高密度位错，几乎不存在显微裂纹，淬火应力也小，所以不仅强度高，而且有良好的塑性和韧性，具有较高的强韧性。

5.1.2.2　过冷奥氏体等温转变动力学图和连续冷却转变动力学图

1．共析钢过冷奥氏体等温转变动力学图

图5.12是共析钢的等温转变动力学图。它反映了奥氏体在冷却时的转变温度、时间与转变组织、转变量的关系，称为TTT曲线。根据曲线的形状，该曲线也称C曲线。

图5.12　共析钢等温转变动力学图（C曲线）

从图5.12中看出，在A1以上，奥氏体是稳定的，不发生转变；在A1以下，奥氏体处于过冷状态，称为过冷奥氏体。过冷奥氏体不稳定，要发生转变，不同等温条件下转变后的组织分别为珠光体、贝氏体和马氏体。图中左边一条曲线是珠光体和贝氏体等温转变开始线；右边一条曲线是珠光体和贝氏体等温转变终了线。在等温转变开始线左方是过冷奥氏体区，等温转变终了线右方是转变结束区，在两条曲线之间是转变区，Ms和Mf之间为马氏体转变区。

由图可知，在A1以下，过冷奥氏体并不立即转变，都有一个孕育期。过冷奥氏体的稳定性取决于孕育期的长短，而孕育期的长短随等温温度的改变而改变。在曲线的“鼻尖”处（约550 °C）孕育期最短，过冷奥氏体稳定性最小，转变速度最快，此处对应的温度称为鼻温。在鼻温以上，孕育期随等温温度下降而变短，过冷奥氏体的稳定性降低，转变速度变快；在鼻温以下，孕育期随等温温度下降而变长，过冷奥氏体稳定性增加，转变速度变慢。

过冷奥氏体转变速度随温度变化的规律，是由两个相互矛盾的因素造成的：随着温度降低，奥氏体与其转变产物的自由能差FΔ（即转变驱动力）增大，转变速度增大；另一方面转变所必要的原子扩散能力 D 降低，转变速度减小。这两个相互矛盾因素共同作用的结果，在某个温度（即“鼻尖”处）出现转变速度最大值（见图5.13）。

图5.13　共析钢等温转变温度和转变速度的关系

2．影响C曲线的因素

C曲线揭示了过冷奥氏体在等温冷却时组织转变的规律。各种因素对奥氏体等温转变的影响，都会反映在C曲线图上。C曲线越向右移，表明过冷奥氏体越稳定，奥氏体的转变速度越慢。由于多数钢的Mf温度在室温以下，故Ms和Mf点的降低，会使一般淬火只冷至室温的钢中残余奥氏体量增加。影响C曲线的因素很多，主要有：

（1）含碳量。随着奥氏体中含碳量的增加，奥氏体的稳定性增大，C曲线的位置向右移，这是一般规律。但在正常加热条件下，亚共析钢的C曲线随含碳量的增加而向右移；过共析钢的C曲线则随含碳量的增加而向左移。这是因为，过共析钢的含碳量增加，未溶渗碳体量增多，它们能作为结晶核心促使奥氏体分解，故在碳钢中，共析钢的过冷奥氏体最稳定。

亚共析钢、过共析钢与共析钢不同，在奥氏体转变为珠光体之前。有先共析铁素体或渗碳体析出，所以亚共析钢 C 曲线的左上部多一条先共析铁素体析出线，过共析钢多一条二次渗碳体析出线，如图5.14所示。

图5.14　碳含量对碳钢C曲线的影响

此外，奥氏体中含碳量越高，Ms点越低，例如，亚共析钢的Ms点温度一般在300 °C以上，而过共析钢的Ms点已降低到200 °C以下。

（2）合金元素。除 Co 以外的几乎所有合金元素溶入奥氏体后，都能增加奥氏体的稳定性，使C曲线不同程度地右移，某些合金元素当达到一定含量时，还改变C曲线的形状。绝大多数合金元素均使Ms温度降低。

（3）加热温度和保温时间。随着加热温度的提高和保温时间的延长，奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，奥氏体成分更加均匀，这些都不利于过冷奥氏体的转变，从而提高了奥氏体的稳定性，使C曲线右移。对于过共析钢与合金钢，影响其C曲线的主要因素是奥氏体的成分。

3．过冷奥氏体的连续冷却转变动力学图（CCT曲线）

生产中较多的情况是采用连续冷却方式，所以，研究钢的连续冷却转变动力学图更有实际意义。图5.15为共析钢的连续冷却转变动力学图。Ps线为过冷奥氏体转变为珠光体的开始线，Pf线为转变终了线，两线之间为转变区，KK′线为转变的终止线，当冷却到此线时，过冷奥氏体中止转变。

图5.15　共析钢的连续冷却转变动力学图（示意图）

由图5.15可知，共析钢以大于vk的速度冷却时，由于遇不到珠光体转变线，奥氏体将全部转变为马氏体。vk为获得全部马氏体的最小冷却速度，称为上临界冷却速度（一般也称为临界冷却速度）。C曲线位置越靠右，vk越小，钢越容易得到马氏体。冷却速度小于时，钢将全部转变为珠光体。称为下临界冷却速度。越小，获得珠光体所需的时间越长。冷却速度处于vk～之间时，在达到KK′线之前，奥氏体部分转变为珠光体，从KK′线到Ms点，剩余的奥氏体停止转变，直到Ms点以下，才开始转变为马氏体，经过Mf点后，马氏体转变结束。

4．连续冷却转变动力学图和等温转变动力学图的比较

在图5.16中，实线为共析钢的等温转变动力学图，虚线为共析钢的连续冷却转变动力学图，由图可知：

①连续冷却转变动力学图位于等温转变动力学图的右下方，表明连续冷却时，奥氏体完成珠光体转变的温度要低些，时间要长些，连续转变的临界冷却速度也要低些。

②连续冷却转变动力学图中没有奥氏体转变为贝氏体的部分，所以共析钢在连续冷却时得不到贝氏体组织，贝氏体组织只能在等温处理时得到。

图5.16　共析钢的等温转变动力学图和连续冷却转变动力学图的比较及转变组织

5．连续冷却转变动力学图和等温转变动力学图的应用

连续冷却转变动力学图（CCT曲线）与等温冷却转变动力学图（TTT曲线）的上半部差别不明显，其高温转变组织和性能也相近，加之等温冷却转变动力学图的测定比较容易，且现有曲线资料较齐全，所以生产上常以等温冷却转变动力学图定性地、近似地分析连续转变过程。其方法是将冷却曲线画在该种钢的TTT曲线上，根据它与TTT曲线相交的位置，就可大致估计在这一冷却速度下将获得什么组织。

图5.16中，v1、v2、v3、v4、v5为共析钢的五种连续冷却速度，v1相当于在炉内冷却时的情况，与C曲线相交在700～650 °C内，转变产物为珠光体。v2和v3相当于两种不同速度空冷时的情况，与C曲线相交于650～600 °C，转变产物为索氏体和屈氏体。v4相当于油冷时的情况，该冷却速度先与C曲线的转变开始线相交，但不和转变结束线相交，未转变的奥氏体通过Ms线到达室温，其最终转变产物为屈氏体、马氏体和残余奥氏体。v5相当于水冷时的情况，不与C曲线相交，直接通过Ms线冷却至室温，转变产物为马氏体和残余奥氏体。

上述根据C曲线分析的结果，与根据CCT曲线分析的结果基本上是一致的。