在8.4.13节，我们着重介绍了Fe-Fe3C相图及其平衡组织。在实际生产中，平衡条件往往达不到。比如，为了使钢在热处理后获得一定的性能，大多数工艺［淬火（quenching）、正火（normalizing）、退火（annealing）］都要将钢中的组织全部或部分转变为均匀的奥氏体组织，即奥氏体化。然后再将这些奥氏体组织在一定的过冷度下重新析出所需组织。由此可见，非平衡是常态，而且多数情况下还是必需的。因此，实际Fe-Fe3C相图会像图9.10所示一样偏离平衡态。图9.29为偏离平衡态的Fe-Fe3C相图示意图，其中有几个重要的转变温度。

1.几个临界温度

（1）平衡态时的温度。Ae1或A1：奥氏体、铁素体和渗碳体在平衡共存时的温度；Ae3或A3：亚共析钢在平衡态下，奥氏体、铁素体共存的最高温度；Aecm或Acm：过共析钢在平衡状态下，奥氏体、渗碳体共存的最高温度。

（2）碳钢在受热时的温度。Ac1：共析钢在加热时，开始形成奥氏体的温度；Ac3：亚共析钢在加热时，所有铁素体均变为奥氏体的温度；Accm：过共析钢在加热时，所有渗碳体、碳化物完全溶入奥氏体的温度。

（3）碳钢在降温时的温度。Ar1：共析钢的高温奥氏体冷却时，全部转变为铁素体和渗碳体的温度；Ar3：亚共析钢的高温奥氏体在冷却时，开始析出铁素体的温度；Arcm：过共析钢高温奥氏体冷却时，开始析出渗碳体的温度。

与平衡态相比，非平衡态加热或降温时的转变温度不是一个定值，而是有一定的范围变化。变化的幅度随着加热和冷却速率的增大而增大。

2.钢在加热时的组织转变

奥氏体化的目的是将钢加热而获得均匀和一定晶粒大小的奥氏体组织，故大多数热处理工艺需要将钢加热到奥氏体区域。加热转变主要包括奥氏体的形核和晶核长大两个过程。钢在加热到Ac1以上时，珠光体开始转变为奥氏体。温度升到高于Ac3或Accm时，铁素体、珠光体P和渗碳体全部转变为奥氏体。以共析钢为例，这些转变可分为以下四个主要阶段。

（1）奥氏体晶核的形成。当钢的温度升到Ac1以上时，珠光体开始变得不稳定。由于铁素体F和渗碳体的界面缺陷多、原子排列不规则，且碳原子的浓度梯度大，因此奥氏体晶核首先在F/Fe3C界面处形成。

（2）奥氏体晶核的长大。奥氏体晶核形成后，新界面γ/α、γ/Fe3C也随之形成。在碳浓度梯度的驱动下，这两个界面分别向α相和Fe3C相移动。界面的移动使奥氏体晶粒长大、Fe3C不断溶入奥氏体，以及α相逐渐转变为γ相。

（3）残余渗碳体Fe3C的溶解。根据相图，与Fe3C平衡的奥氏体，其碳的质量分数大于与铁素体平衡的奥氏体中碳的质量分数，也即γ/Fe3C界面处的碳浓度梯度大于γ/α界面处的碳浓度梯度。这样，Fe3C溶解于奥氏体后提供的碳原子量多于同体积铁素体转变为奥氏体所需的碳原子量（奥氏体中可溶解较多的碳原子，最大可达2.11%质量分数）。因此，铁素体消失后，还有部分Fe3C残留。随着保温时间的延长，残余Fe3C逐渐溶入奥氏体中。

（4）奥氏体成分的均匀化。在铁素体全部转变为奥氏体、残余Fe3C全部溶入奥氏体后，碳在奥氏体中的分布仍不均匀。原来Fe3C的地方，碳的浓度高。在保温或加热的条件下，碳原子不断扩散，而使碳的分布在奥氏体中趋于均匀。碳原子充分扩散的结果是得到单一、均匀的奥氏体组织。

亚共析钢和过共析钢的奥氏体化与以上共析钢相似。不过，亚共析钢在加热到Ac1以上时还有铁素体存在。因而，需要将其加热到Ac3以上并保温才能得以奥氏体化。同理，过共析钢只有加热到Accm以上才可使其组织奥氏体化。

以上过程实际是奥氏体的重结晶过程，如图9.30所示。那哪些因素对奥氏体的形成有较大影响呢？

3.影响奥氏体形成的主要因素

（1）加热温度。温度高，碳原子的扩散速率大，而且碳原子的浓度梯度也增大，因此奥氏体化的速率也增大。加热温度升高，形核速率Iv和生长速率u均增大，但Iv的速率增大程度大于u。因此提高加热温度，则获得的奥氏体起始晶粒细小，但温度升高会使残余Fe3C增多。这两个因素有利于改善淬火钢尤其是淬火高碳工具钢的韧性（起始晶粒度是指在临界温度以上，奥氏体的形成刚刚完成，其晶界刚刚相互接触时的晶粒大小）。

图9.30　奥氏体的形成过程（F为铁素体，A为奥氏体）（引自罗大金，2007）

（2）加热速率。加热速率大，过热度大，发生转变的温度高、范围宽，完成转变所需时间短。

（3）碳的质量分数。碳质量分数的提高使Fe3C的量增多。这样，铁素体和Fe3C的界面面积增大，故奥氏体的形核核心增多，形核速率Iv也增大。但对于过共析钢而言，碳化物会过多，结果碳化物的溶解和奥氏体化的时间会延长。

（4）原始组织。在钢的成分相同的情况下，原始组织中，片层珠光体中的界面比球状珠光体多，故奥氏体化的速率大。原始组织越细，界面也多，这有利于奥氏体化的进行。

（5）合金元素。合金元素的引入不改变奥氏体形成的基本过程，但显著影响奥氏体的形成速率。增大碳在奥氏体中扩散速率的合金元素如Co、Ni可加快奥氏体的形成，而Cr、Mo、W与碳之间较大的亲和力会显著降低碳的扩散能力，故奥氏体化的速率下降。也有对奥氏体化影响不大的元素，如Si和Al。此外，由于合金元素在原始组织中分布不均匀，且其扩散比碳慢，因此合金钢的热处理温度较高、保温时间较长。

在奥氏体化的过程中，人们除了关心奥氏体组织的形成速率外，还要考虑奥氏体组织的晶粒大小。在多数情况下，人们希望获得较细的奥氏体晶粒。这是由于奥氏体晶粒较细，则后续冷却转变产物的组织也较细，冷却后钢的力学性能也相对较好，如冲击韧性显著提高。而随着加热温度的升高、保温时间的延长，奥氏体晶粒会变得粗大。

4.影响奥氏体晶粒长大的因素

（1）加热温度和保温时间。通常加热温度升高，Iv的速率增大程度大于u，因此提高加热温度，则获得的奥氏体起始晶粒细小。但过高的加热温度，导致原子的扩散加快，而且晶粒越细，界面能越高，晶界移动越快。加上保温时间的延长，晶粒生长也越快，晶粒越粗。

（2）加热速率。加热速率大，过热度大。与过冷度相似，过热度大，奥氏体的起始晶粒细小。这些细小的起始晶粒在高温的作用下，晶界容易移动导致粗大奥氏体晶粒的产生。

综合以上两方面的因素，在保证奥氏体成分均匀、起始晶粒较细的情况小，应尽可能快速加热至合适的高温，并短时保温以获得较细的奥氏体晶粒。

（3）原始组织的影响。原始组织主要影响奥氏体起始晶粒。原始组织越细，碳化物较分散，则奥氏体起始晶粒细小。

（4）钢的成分。钢中碳原子的量不足以形成过剩碳化物时，奥氏体中碳质量分数大，则晶粒长大的倾向大。这是由于碳质量分数增大，其化学势梯度也增大，故晶粒生长的驱动力大。

然而，若碳以未溶碳化物的形式存在，则其阻碍晶粒长大，比如引入合金元素Ti、Zr、V、Ta等会形成稳定且熔点高的碳化物或氮化物。这些碳化物、氮化物分布在晶界而阻碍晶界移动，从而保持细小的奥氏体晶粒。生产上一般采用标准晶粒度等级来比较、测定奥氏体晶粒的大小。请参见GB/T 6394—2002《金属平均晶粒度测定方法》。

有了均匀和一定晶粒大小的奥氏体后，接下来对其进行冷却以获得具有一定性能的组织。

5.钢在冷却时的组织转变

1）钢的基本冷却方式有以下两种。

图9.31　钢的两种冷却温度制度

（a）等温冷却；（b）连续冷却

（1）等温冷却如图9.31（a）所示。将奥氏体化的钢迅速冷却至A1以下的某一温度并保温，此时钢中奥氏体成为过冷奥氏体。待过冷奥氏体发生组织转变后再降至室温，如等温退火和等温淬火。

（2）连续冷却如图9.31（b）所示。将奥氏体化的钢连续冷却至室温。组织变化发生在降温过程中，如水冷、油冷、空冷和炉冷。

2）共析钢的等温冷却

人们常用TTT曲线表示过冷奥氏体的等温转变，如图9.32所示。TTT曲线为过冷奥氏体的等温转变线（也叫C形曲线），它有一条转变开始线和转变终了线，中间过程在这两条曲线之间。图9.32中，开始点用下角标“s”表示，终了点用下角标“f”表示。

在C形曲线的转变开始线之“鼻尖”处（对应温度约550℃），孕育期最短，过冷奥氏体的稳定性最小。“鼻尖”将曲线分为两个部分：“鼻尖”以上，温度下降（过冷度增大），孕育期短，转变速率大；“鼻尖”以下，温度下降，孕育期长，转变速率小。共析钢的等温转变还可分为以下三个转变区。

（1）高温转变550℃～A1。过冷奥氏体在此温度区间保温后，发生共析转变而得到由铁素体F和渗碳体Fe3C组成的片层机械混合物——珠光体。因此，这个温度区也叫珠光体转变区。根据过冷度ΔT、组织形貌，可有以下三种组织。

①保温温度在650℃～A1间。这时的ΔT小、片层间距大（＞0.4μm），常称其为珠光体。它的强度及硬度较低，塑性和韧性较高。

②保温温度在600～650℃间。这时的ΔT增大、片层间距小（0.2～0.4μm），常称这种珠光体为索氏体（sorbite）。这是为纪念冶金学家Henry Sorby而命名的。索氏体较细，其强度、硬度较高，塑性和韧性也较高。

③保温温度在550～600℃间。这时的ΔT较前两种情形大、片层间距更小（＜0.2μm），常称这种珠光体为屈氏体（troostite）。这是为纪念法国科学家L.J.Troost（1825—1911年）而命名的。屈氏体更细，其强度、硬度比珠光体和索氏体高，但塑性有所降低。

以上是人们根据过冷度、形貌和片层间距做的分类。其实这三种组织无本质区别，也无严格界限，它们都是珠光体，其形貌见相平衡一章。总的说来，珠光体片层间距越小，相界面越多，则强度和硬度越高，塑性变形抵抗力增大。同时，由于渗碳体变薄，塑性和韧性也有所改善。

图9.32　共析钢（图中A、B分别是奥氏体和贝氏体，M是马氏体）（引自王昆林，2003）

（a）不同温度下的等温动力学转变线；（b）等温转变C曲线。

（2）中温转变Ms～550℃（Ms为马氏体开始转变的温度，230℃）。温度快速降至该区间并保温后，过冷奥氏体转变为贝氏体（bainite）。这是为纪念美国冶金学家Edgar Collins Bain（1891—1971年）而命名的。贝氏体是渗碳体分布在碳过饱和的铁素体基体上形成的两相非层状混合物。由于过冷度较大、转变温度低，因而只有C原子的扩散，而无Fe原子的扩散，故奥氏体转变为贝氏体属于半扩散型转变。

①保温温度在350～550℃间。此时奥氏体形成上贝氏体（upper bainite，用BU表示）。

首先，铁素体晶核在奥氏体晶界附近的贫碳区形成，而且成排地向奥氏体晶粒内生长。铁素体含碳少，故其晶核产生并生长时，多余的碳通过扩散向铁素体晶界移动。当碳的质量分数升至一定程度时，渗碳体在条状铁素体之间析出而成为上贝氏体。由于温度较低，碳原子的扩散较难，故条状铁素体之间得不到奥氏体中碳原子的补充。这导致条状铁素体之间的渗碳体呈不连续状。图9.33示意了上贝氏体的形成，图9.34为放大600倍的羽毛状上贝氏体形貌。

图9.33　上贝氏体形成示意图（γ表示F周围的奥氏体相）（引自徐洲，2004）

图9.34　上贝氏体形貌（放大600倍）（羽毛状，深色，引自Askeland，2005）(www.daowen.com)

由于粗大碳化物颗粒或断续的条状碳化物存在于贝氏体中，故上贝氏体容易产生大于临近尺寸的裂纹，而裂纹尖端又有应力集中现象。这使得裂纹一旦扩展便很难受到阻止。因此，含有上贝氏体的碳合金钢冲击韧性低、脆性大，实用价值不高。

②保温温度在Ms（230℃）～350℃间。过冷奥氏体形成下贝氏体（lower bainite，用BL表示）。

与上贝氏体相似，铁素体晶核要在奥氏体晶界附近的贫碳区形成。由于温度更低，碳原子在奥氏体中已不能扩散，而铁素体晶核还在奥氏体晶体内形成。但碳原子在铁素体晶体内还有一定的扩散能力做短程扩散。这样铁素体晶体长大时，碳原子在铁素体晶体内沿一定的晶面或亚晶界偏聚，从而形成细片状碳化物。图9.35比较了珠光体和下贝氏体的形成。下贝氏体中的铁素体往往还要按照共格切变方式呈片状或透镜状。在电镜下，下贝氏体中针状铁素体内分布着微细且具有六方点阵的ε-FexC片状物，图9.36示意了透镜状的下贝氏体。

图9.35　珠光体和下贝氏体的形成比较（引自Henkel，2008）

图9.36　下贝氏体示意图

因此，下贝氏体由细小针片状铁素体和弥散分布的碳化物组成。在光学显微镜下，下贝氏体呈黑色针状，且各针状物间有一定的夹角，如图9.37所示。图9.38所示为中碳低合金钢（CrMoNiV）中的下贝氏体和马氏体。

图9.37　下贝氏体形貌（针状，深色，引自Askeland，2005）

图9.38　下贝氏体（深色）和马氏体（白色）（480 HV和740 HV分别是它们的显微硬度）（引自Abbaszadeh，2012）

下贝氏体中的碳化物颗粒较细而不易形成裂纹，即使有裂纹也较难达到临界尺寸，而且扩展的裂纹也会受到大量弥散碳化物颗粒和位错的阻止，故下贝氏体有较高的强度、硬度和冲击韧性。在实际生产中，人们常用等温淬火来获得下贝氏体组织，以提高材料的强韧性。

（3）低温转变，温度低于Ms（共析钢为230℃）。奥氏体化的共析钢迅速降到Ms以下时发生马氏体转变。与珠光体和贝氏体不同，马氏体转变不是在恒温下发生的，而是在Ms～Mf的温度区间连续冷却时完成的（Mf为马氏体转变终了温度）。马氏体转变有以下几个主要特征。

①无扩散性。由于温度很低，铁、碳原子都不能进行扩散，故马氏体转变属于非扩散型相变。奥氏体在转变时，仅从面心立方点阵通过切变形成体心立方（或体心正方）点阵。在此过程中，无成分变化。因此，马氏体组织与奥氏体组织的成分相同。从固溶体角度来说，马氏体是碳溶于α-Fe中而形成的过饱和间隙固溶体。

②切变共格和表面浮凸。马氏体相变是典型的切变共格型相变，即晶体点阵的重组是通过基体原子整体有规律地作近程迁移来达到转变的。我们在图9.2中示意了这种切变，图9.2（b）中的AB、CD为共格界面。界面上的原子既属于奥氏体，又属于马氏体。发生转变后，图9.2（b）ABCD两侧，一边凸起，另一边凹陷。在显微镜光线照射下，浮凸两边呈现出明显的山阴、山阳现象。

③具有特定的位向和惯习面。马氏体与母相奥氏体存在严格的位向关系。比如钢中的（111）γ∥（110）α、［110］γ∥［111］α。但惯习面会随着含碳量和形成温度的不同而不同。比如，碳质量分数小于0.6%时，惯习面为（111）；碳质量分数在0.6%～1.4%时，惯习面为（225）；碳质量分数大于1.4%时，惯习面为（259）。因此，钢中马氏体常见的三种惯习面为（111）γ、（225）γ、（259）γ面。在温度方面，随着马氏体形成温度的降低，惯习面有向高指数变化的趋势。故同一成分的钢会出现两种惯习面的马氏体，如先形成的马氏体，其惯习面为（225），而后形成的马氏体，其惯习面为（259）。

④可逆性。奥氏体降温时形成马氏体。把马氏体升温，又可转变为奥氏体。正因如此，大部分形状记忆合金采用了热弹性马氏体相变的原理。

⑤转变速率大。马氏体转变仍属形核长大型相变。但形核长大的速率很大，瞬时形核、瞬时长大。比如Fe-Ni合金中的马氏体相变，其速率最高可达8×102m/s，低的也有10-3～10-1m/s。

马氏体组织的形态与材料的种类、成分和热处理条件有关。钢中的马氏体有两种基本形态：板条状（lath）和片状（plate），如图9.39所示。板条状马氏体是低碳钢、中碳钢和不锈钢等钢铁合金中的一种典型马氏体组织。在透射电镜下，可观察到板条状马氏体是由宽度为零点几微米的平行板条组成，如图9.39（a）（b）所示。板条内的位错密度很高，故也叫位错型马氏体。

片状马氏体常见于高碳钢、高镍的Fe-Ni合金及一些有色金属的淬火组织中，其三维空间形态呈透镜状（lens-shaped）。但在制样时，由于存在切割和磨面，故在光学显微镜下呈针状或竹叶状，如图9.39（c）（d）所示。片状马氏体更精细的结构为孪晶，故也叫孪晶马氏体。

钢中马氏体最重要的特性就是高硬度、高强度，但塑性、韧性接近零。这是由多方面的原因引起的。首先，马氏体相变时的切变造成其组织的晶格严重畸形、产生大量微观缺陷（位错、孪晶、层错）。这使马氏体得到强化，这种强化方式称为相变强化。其次，马氏体中过饱和碳原子极易从马氏体晶体中析出。析出的碳原子进入马氏体中的扁八面体而产生不对称畸变，并形成应力场。该应力场与位错产生作用，使马氏体强度升高。这是马氏体中的固溶强化。马氏体相变后，停留一段时间，析出和偏析的碳原子对位错有钉扎作用，从而引起时效强化（时效——使过饱和固溶体析出细小弥散沉淀相的过程）。此外，在屈服强度相同的情况下，位错型马氏体的断裂韧性比孪晶马氏体的好。低碳位错型马氏体有高的强度和良好的韧性，而高碳孪晶型马氏体有高的强度，但韧性差。

图9.39　马氏体形貌示意图和光学显微形貌（引自郑子樵，2005）

（a）板条马氏体示意图；（b）0.03C-2Mn钢中的板条马氏体；（c）片状马氏体示意图；（d）Fe-32Ni合金中的片状马氏体

钢铁中的马氏体通常采用淬火方式来得到，即将奥氏体化的工件迅速降温到Ms温度以下。最常用的冷却介质是水。比如家用菜刀，刀刃需要较高的硬度，而刃口至刀背的硬度应逐渐降低。因此，在制作时，刀刃附近有约2 cm的淬火宽度。在此宽度内，刀刃的组织主要是马氏体组织。但由于马氏体组织较硬、塑性较差，故用菜刀的刃口去砍骨头时，容易脆断。

马氏体最先在淬火钢中被发现，并以德国冶金学家Adolf Martens（1850—1914年）的姓来命名。其实，马氏体相变在陶瓷材料中也有。比如ZrO2的四方相通过无扩散切变转变成单斜相；PbTiO3等钙钛矿型材料的顺电立方相转变为铁电正方相都属于马氏体相变。现在凡是转变的基本特征属于切变共格型的相变都称为马氏体型相变，相变产物都为马氏体。

以上我们主要介绍了共析钢的等温转变，但其中也涉及了一些非共析钢的转变。非共析钢的转变与共析钢有很多相似之处。

3）亚（过）共析钢等温冷却时的转变

与共析钢的TTT曲线相比，亚共析钢冷却时的等温转变TTT线多了一条过冷奥氏体变为铁素体的转变开始线。随着碳质量分数的减少，亚共析钢的TTT线往左移动，而Ms、Mf往上移动，如图9.40所示。过共析钢的TTT线多了一条过冷奥氏体析出渗碳体的转变开始线。TTT线的上部为过冷奥氏体开始析出二次渗碳体Fe3CⅡ的转变线。随着碳质量分数的增加，过共析钢的TTT线往左移动，而Ms、Mf往下移动，如图9.41所示。因此在碳钢中，共析钢的TTT线最靠右，其过冷奥氏体最稳定。

图9.40　45钢过冷奥氏体等温转变曲线（引自王昆林，2003）

图9.41　T10钢过冷奥氏体等温转变曲线（引自王昆林，2003）

至此，我们了解了过冷奥氏体的等温转变。等温转变可用于指导等温热处理工艺。然而，实际生产中的热处理常常是在连续冷却的条件下进行的，如淬火。马氏体转变实际为连续冷却时发生的。我们把它放到等温转变中介绍，主要是想把钢中的几种基本组织放在一起讨论。

4）共析钢连续冷却时的转变

图9.42　共析钢连续冷却曲线示意图

连续冷却（Continuous Cooling Transformation，CCT）是指将奥氏体化的钢以一定的速率连续冷却到室温。在连续冷却过程中，动力学条件在发生转变的温度范围内不断改变，这使得产物也比较复杂。获得连续冷却转变曲线（CCT曲线）的方法大致如下：用不同的速率冷却奥氏体化后的钢；对每种冷却速率，测出奥氏体转变的开始和终了温度及时间，并标在温度-时间坐标系中；将所有转变开始点连接起来形成转变开始线。同理可得到转变终了线。图9.42为共析钢的CCT曲线示意图。

图9.42中，Ps和Pf分别是过冷奥氏体转变为珠光体的开始和终了线。在这两条线之间的区域为过冷奥氏体转变为珠光体的区域。下方KK′为过冷奥氏体转变为珠光体的中止线。共析钢的CCT曲线只有珠光体和马氏体转变区，而无贝氏体转变。这表明共析钢连续冷却时，过冷奥氏体不会转变为贝氏体。图9.42中的几条虚线为降温速率不同的冷却曲线，速率大小为v1＜v2＜＜v3＜vc＜v4。

当共析钢的冷却速率v＜v′c时，过冷奥氏体全部转变为珠光体。其中，以较低的冷却速率（如v1）进行冷却时，因转变温度高，珠光体较粗。以稍大些的冷却速率v2进行冷却，过冷奥氏体转变为较细的珠光体，即索氏体。

当共析钢的冷却速率在和vc之间（如v3）时，冷却曲线先与珠光体转变开始线Ps相交，再与珠光体转变中止线KK′相交，而与Pf线无相交。冷却曲线曲线与KK′线相交说明奥氏体转变为珠光体过程的中止。因此，以v3速率冷却的整个过程中，只有部分过冷奥氏体转变为更细的珠光体——屈氏体。随着温度下降到Ms及以下时，剩下的过冷奥氏体转变为马氏体。故室温组织为屈氏体+马氏体+残余奥氏体。

当冷却速率v＞vc时，冷却曲线与Ps、Pf皆无相交。这表明过冷奥氏体不会转变为珠光体，而直接转变为马氏体，故室温组织为马氏体和残余奥氏体。因此，vc称为上临界冷却速率为下临界冷却速率。

5）过共析钢的连续冷却

与共析钢的CCT曲线类似，过共析钢的CCT图也无贝氏体转变区，如图9.43所示。只是在高温区，冷却速率较小时，过冷奥氏体先析出二次渗碳体Fe3CⅡ，而后再转变为其他组织，如珠光体。

图9.43　过共析钢连续冷却曲线示意图

图9.44　亚共析钢连续冷却曲线的CCT示意图

6）亚共析钢的连续冷却

亚共析钢的CCT图与共析钢、过共析钢的CCT图差异较大，如图9.44所示。这种差异主要表现为亚共析钢的CCT图有贝氏体转变区，且Ms的右端有降低。当亚共析钢的冷却速率v＜时，过冷奥氏体要转变为铁素体和珠光体；v＞vc时，过冷奥氏体只发生马氏体转变；而冷却速率处于临界速率和vc之间时，冷却曲线要通过贝氏体转变区，故这时的室温组织含有贝氏体。

碳钢中基本的固态相变，我们就介绍至此。最后用一个例子来结束本节。

例9.1 图9.45为亚共析钢的TTT示意图。按图中所示的不同冷却方式处理后，请分析其形成的组织。

与图9.32（b）所示的共析钢TTT图相比，亚共析钢的TTT图比共析钢多了一条过冷奥氏体转变为铁素体的转变开始线。方式Ⅰ、Ⅱ的冷却曲线与TTT曲线的“鼻尖”上方相交，所以组织主要为珠光体。按方式Ⅰ进行冷却，有铁素体，故其组织为珠光体和先形成的铁素体。按照方式Ⅱ进行冷却获得细珠光体——索氏体或屈氏体。按照方式Ⅳ进行冷却，组织除了有细珠光体外还有马氏体。此处的马氏体是由没有转变完的奥氏体急冷形成的。按照方式Ⅲ进行冷却获得上贝氏体和马氏体。按照方式Ⅴ进行冷却获得马氏体。

图9.45　亚共析钢的TTT示意图