奥氏体在冷却时的转变.docx
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奥氏体在冷却时的转变
第三节奥氏体在冷却时的转变
奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线
这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（①10X1.5mm。
试样被加热到临界点Ac1以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定
就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量,
就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为等温转变开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过
图3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图
冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C'
的形状，故称C曲线，也称TTT（TimeTemperature
Transformation）曲线。
C曲线上部的水平线A是奥氏体和珠光体的平衡温度下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温度Ms和终了温度Mf。
上述的两条曲线和三条水平线将整个图形划分成六个区域。
在A1点以上为稳定奥氏体区；在等温转变开始线与纵坐标轴之间，Ai线以下，M以上区间为过冷奥氏体区；在等温转变终了线以右为过冷奥氏体的转变产物区；在两条曲线之间为过冷奥氏体加转变产物的共存区；在M线〜M线之间为马氏体与过冷奥氏体共存区；Mf线以下为马氏体区。
共析钢的C曲线由上至下可分为三个转变区：
在A1〜550C之间的珠光体转变区（高温转变）；在550C〜M之间的贝氏体转变区（中温转变）；在M〜M之间的马氏体转变区（低温转变）。
从纵坐标至过冷奥氏体转变开始线之间的水平距离称为孕育期。
随着等温温度的不同，孕育期的长短也不同。
在曲线的“鼻尖”处（约550C）孕育期最短，过冷奥氏体的稳定性最小。
二、影响过冷奥氏体等温转变的因素
（一）奥氏体成分的影响
1.含碳量的影响
亚共析钢、共析钢和过共析钢过冷奥氏体等温转变曲线
a）亚共析钢b）共析钢c）过共析钢
上图分别为亚共析钢、共析钢和过共析钢的C曲线。
可以看出，与共析钢相比，在亚、过共析钢的C曲线的上部各多出一条先共析相析出线。
对于亚共析钢，随含碳量的增加，C曲线逐渐向右移，过冷奥氏体的转变速度减慢。
而对于过共析钢，随着含碳量的增加，C曲线反而向左移，则过冷奥氏体转变速度加快。
因此共析钢的C曲线最靠右，
2.合金元素的影响
一般来说，除Co和AI（A1%>2.5%）以外的所有合金元素，当其溶入奥氏体中都增大过冷奥氏体的稳定性，使C
曲线向右移。
Cr、MoWV、Ti等碳化物形成元素，当其溶入奥氏体中后，除了使C曲线向右移动外，还能改变其形状。
下错误!
未找到引用源。
为Cr对wc=0.5%的钢C曲线的影响。
10I沪I沪I⑷iuzio1io4iicid3而茜
fl-JM/s
Cr对C曲线形状的影响
（二）奥氏体化条件的影响
主要指加热温度和保温时间的影响。
加热温度越高，保
温时间越长，过冷奥氏体越稳定，转变速度越慢，C曲线向
右移。
三、过冷奥氏体连续冷却转变曲线简介
过冷奥氏体连续冷却转变曲线，又称CCT（Continuous
CoolingTransformation）曲线，它反映了在连续冷却条件下过冷奥氏体的转变规律，是分析连续冷却转变产物的组织与性能的依据，也是制订热处理工艺的重要参考资料，在实际生产中具有重要的应用价值。
下图为共析碳钢的CCT曲线。
只有珠光体转变区和马氏体转变区，没有贝氏体转变区，这说明共析钢在连续冷却过程中不会发生贝氏体转变。
珠光体转变区由三条曲线组成：
左边一条线为过冷奥氏体转变开始线，右边一条线为过冷奥
氏体转变终了线，两条曲线下面的连线为过冷奥氏体转变中止线。
共析钢的连续冷却转变曲线
Vc与Vc是两个临界冷却速度。
Vc表示过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解，全部冷至M点以下发生马氏体转变的最小冷却速度，称为上临界冷却速度或临界淬火速度；Vc表示过冷奥氏体全部得到珠光体的最大冷却速度，称为下临
界冷却速度。
四、等温冷却转变曲线的应用
1.利用TTT图近似地估计连续冷却条件下过冷奥氏体的转变过程和转变产物
其方法是把已知的冷却曲线叠绘在TTT曲线上，根据冷却曲线与TTT曲线的交点便可粗略地估计钢在某一冷却条件
下的转变温度范围及其产物，如所示
图中Vi相当于炉冷（退火）的情况，它与C曲线相交的温度范围在700〜650C温度范围内，在该范围内等温将发生珠光体转变，据此估计以Vi速度连续冷却时转变产物为珠光体组织。
V2相当于空冷（正火）的情况，转变产物应为索氏体组织。
V3相当于油冷（淬火）的情况，转变产物为屈氏体、马氏体的混合组织。
M相当于水冷（淬火）的情况，转变产物为马氏体和残余奥氏体。
与鼻尖相切的冷却速度Vc，，为临界淬火速度，如图3-1所示。
它是过冷奥氏体不发生分解直接得到全部马氏体（含残余奥氏体）的最小冷却速度。
可通过下式计算：
式中A—钢的临界点（°C）;
tm鼻尖处温度（C）；
m鼻尖处的时间（S）。
图3-1利用共析碳钢TTT曲线估计连续冷却得到的组织
由于连续冷却时，CCT曲线总是位于TTT曲线右下方，即其孕育期较长，故必须对上式进行修正，引入修正系数1.5，因此实际的临界淬火速度为：
A1」m
2.利用TTT曲线可以确定等温退火、等温淬火及分级淬火等的热处理工艺参数。
3.确定冷处理工艺的温度。
五、过冷奥氏体转变产物的组织与性能
（一）珠光体转变
1珠光体的转变过程
珠光体转变是单相奥氏体分解为a和渗碳体两个新相的机械混合物的相变过程。
片状珠光体的形成也是通过形核和长大两个基本过程
进行的。
珠光体形成时，领先相大多在奥氏体晶界上形核。
因为晶界处容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结
构起伏条件
片状珠光体形成过程示意图
若渗碳体为领先相，在奥氏体晶界上形成稳定的晶核后，就会依靠附近的奥氏体不断供应碳原子逐渐向纵深和横向长大，形成一小片渗碳体。
这样，就在其周围出现贫碳区,于是就为铁素体的形核创造有利条件，铁素体形成后随渗碳体一起向前长大，同时也向两侧长大。
铁素体长大的同时又使其外侧出现奥氏体的富碳区，促使新的渗碳体晶核形成。
如此不断进行，铁素体和渗碳体相互促进交替形核，并同时平行地向奥氏体晶粒纵深方向长大，形成一组铁素体和渗碳体片层相间、大致平行的珠光体团。
在一个珠光体团形成的过程中有可能在奥氏体晶界的其它部位形成其它不同取向的珠光体团。
当各个珠光体团相遇时，奥氏体全部分解完，珠光体转变即告结束，得到片状珠光体组织。
2珠光体的组织和性能
根据珠光体片间距的大小，可将珠光体分为三类。
一般所谓的片状珠光体是指在A〜650C温度范围内形成的，在光学显微镜下能明显分辨出铁素体和渗碳体层片状组织形
态的珠光体，其片间距大约为150〜450nm在650〜600C温度范围内形成的珠光体，其片间距较小，约为80〜150nm只有在高倍的光学显微镜下（放大800〜1500倍时）才能分辨出铁素体和渗碳体的片层形态，这种片状珠光体称为索氏体。
在600〜550C温度范围内形成的珠光体，其片间距极细，约为30〜80nm在光学显微镜下根本无法分辨其层片状特征，只有在电子显微镜下才能区分，这种极细的珠光体称为屈氏体。
片状珠光体的力学性能主要取决于片间距。
随片间距减
小，钢的强度越高，塑性韧性越好。
（二）马氏体转变
钢从奥氏体化状态快速冷却，在较低温度下（低于M点）发生的转变称为马氏体转变。
此时，铁原子和碳原子都不能进行扩散，其转变过程仅仅是Fe的晶格发生改组，因此，马氏体转变是典型的无扩散型相变。
1马氏体的组织结构和性能
马氏体的晶体结构马氏体是碳在a—Fe中的过饱和固溶体。
碳分布在—Fe体心立方晶格的c轴上，弓I起c轴伸长，a轴缩短，使得a—Fe体心立方晶格发生正方畸变。
因此，马氏体具有体心正方的结构，如上错误！
未找到引用源。
所示。
c/a之比值称为马氏体的正方度。
马氏体中含碳量越高，c轴拉的越长，a轴缩短越多，c/a之比值越大，即马氏体的正方度越大。
马氏体的正方度取决于马氏体的含碳量。
钢中马氏体的组织形态随钢的含碳量、合金元素含量以及马氏体的形成温度等的变化而不同，目前已观察到的钢中马氏体的形态有：
板条状马氏体、蝴蝶状马氏体、透镜片状马氏体、薄板状马氏体及薄片状马氏体，其中以板条状马氏体及透镜片状马氏体最为常见。
板条状马氏体是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条马氏体。
马氏体板条的空间形态是扁条状的。
相邻的马氏体条大致平行，位向差较小。
这些大致平行的马氏体条组成一个马氏体领域（板条束），一个奥氏体晶粒内可以转变为几个领域（板条束）。
板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，有时在板条内部也可看到孪晶，但数量极少。
故通常又称板条马氏体为位错型马氏体。
片状马氏体的空间形态为中间厚、边缘薄的片状，像一片透镜，故也称为透镜状马氏体。
由于与试样磨面相截呈针状或竹叶状，所以又称为针状马氏体或竹叶状马氏体。
马氏体片之间互不平行，而呈一定角度分布。
在一个奥氏体晶粒内首先形成的马氏体片往往横贯整个奥氏体晶粒，但一般不穿过晶界，而将奥氏体晶粒分为两半。
以后形成的马氏体片将受到已形成的马氏体片的限制，因此后形成的马氏体片越来越小，得到大小不一的马氏体片，如下错误！
未找到引用源。
所示。
马氏体片的周围往往存在着残余奥氏体。
片状马氏体组织示意图
片状马氏体内的亚结构主要是细的孪晶。
因此片状马氏体又称为孪晶马氏体。
在电子显微镜下还可以观察到片状马氏体中存在大量的显微裂纹。
这是由于片状马氏体高速形成时相互撞击，而其又不能作相应的形变来消除应力，当应力足够大时就形成显微裂纹。
马氏体片越大，显微裂纹就越多，显微裂纹的存在增加了高碳钢的脆性。
高碳钢马氏体内的显微裂纹是淬火钢开裂的重要原因之一。
母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及亚结构的主要因素，其中以含碳量的影响最为重要。
随着含碳量的增
加，马氏体的亚结构孪晶化倾向越来越大，板条状马氏体越来越少，片状马氏体越来越多。
当含碳量低于0.2％时，全
部为板条马氏体，基本上是位错亚结构。
含碳量在0.2〜
0.6％之间，约80％（体积）以上为板条状马氏体，其余为片状马氏体。
含碳量在0.6〜1.0％之间，片状马氏体占多数，其余为板条马氏体。
含碳量大于1.0％时，几乎全部形成片状马氏体。
马氏体的主要特性是具有高的硬度和强度。
马氏体的硬度主要决定于其含碳量，合金元素的影响甚小。
马氏体高硬度、高强度的原因主要是固溶强化、相变强化以及时效强化。
马氏体中以间隙式溶入的过饱和碳原子将强烈地引起点阵畸变，阻碍位错的运动，故使马氏体显著强化，这就是固溶强化。
马氏体转变在晶体内产生大量晶体缺陷，如位错、孪晶以及层错等，使得马氏体强化，其本质类似于形变强化，通常称为相变强化。
当钢的Ms点较高时，还能使马氏体产生时效强化。
在淬火过程中、淬火后在室温停留期间，或在外力作用下，马氏体往往都会发生时效（自回火），即碳原子通过扩散产生偏聚或碳化物弥散析出，钉扎位错，阻碍位错运动，从而造成马氏体时效强化。
马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。
片状马氏体具有高强度、高硬度，但韧性很差，其特点是硬而脆。
在具有相同屈服强度的条件下，板条马氏体比片状马氏体的韧性好得多，即在具有较高强度、硬度的同时，还具有相当高的塑性和韧性。
2马氏体的转变特点
（1）无扩散性珠光体、贝氏体转变都是扩散型相变，马氏体转变是在极大的过冷度下进行的，转变时，只发生晶格改组，铁、碳原子都不能进行扩散，所以是无扩散型相变。
（2）高速度马氏体形成时一般不需要孕育期，马氏体量的增加不是靠已形成的马氏体片的不断长大，而是靠新的马氏体片的不断形成。
瞬间形核，瞬间长大。
（3）非恒温性
当过冷奥氏体以大于临界淬火速度过冷到Ms时，立即开始向马氏体的转变。
随着温度的下降，马氏体的量增多，当温度下降到M时，奥氏体向马氏体的转变结束。
若在M~Mf之间等温，马氏体的量并不明显增加，只有继续降温，马氏体才继续形成。
M与M的位置主要取决于奥氏体的成分。
奥氏体的碳的质量分数越高，M与M越低，奥氏体中含碳量对M、M及残余奥氏体的影响如下错误！
未找到引用源。
所示。
奥氏体的含碳量对马氏体转变温度a）及残余奥氏体量b）的
影响
（4）转变的不完全性
由于奥氏体中的含碳量大于0.5%时，M己低于室温，所以淬火到室温时，必然有一部分奥氏体残留下来，称为残余奥氏体（A，）。
随奥氏体中碳的含量上升，Ms和M点下降,残余奥氏体的量上升。
但即使把奥氏体过冷到M以下，仍不
能得到100%的马氏体，总有少量的残余奥氏体存在，这就是马氏体转变的不完全性。
残余奥氏体不仅降低了淬火钢的硬度和耐磨性，而且在工件的长期使用过程中残余奥氏体还会发生转变，使工件形状尺寸变化，降低工件尺寸精度。
所以生产中，对某些高精度的工件如精密量具、精密丝杆、精密轴承等，为保证它们在使用期间的精度，可将淬火工件冷至室温后，立即放到0C以下温度的介质中冷却，以最大限度地消除残余奥氏体，达到提高硬度、耐磨性与尺寸稳定性的目的，这种处理称为
冷处理”三、贝氏体转变
在珠光体转变与马氏体转变温度范围之间，过冷奥氏体将按另一种转变机制转变。
由于这一转变在中间温度范围内发生，故被称为中温转变。
在此温度范围内，铁原子已难以扩散，而碳原子还能进行扩散，这就决定了这一转变既不同于铁原子也能扩散的扩散型珠光体转变，也不同于碳原子也基本上不能扩散的无扩散型马氏体转变，而是“半扩散相变”。
（一）贝氏体的组织和性能
1.贝氏体的组织
常见的贝氏体组织主要是上贝氏体和下贝氏体。
在贝氏体转变区的较高温度范围内形成的贝氏体被称
为上贝氏体。
对于中、高碳钢，上贝氏体大约在350~550C之间形成。
典型的上贝氏体在光镜下观察时呈羽毛状，因此上贝氏体也被称为羽毛状贝氏体。
在电镜下观察时可以看到上贝氏体为成束分布、平行排列的铁素体条和夹于其间的断续的条状碳化物的混合物。
上贝氏体中铁素体条内的亚结构是位错，其密度约为108〜109cm2，比板条马氏体低2〜3个数量级。
随着形成温度降低，位错密度增大。
下贝氏体形成于贝氏体转变区的较低温度范围，中、高碳钢约为350C〜M之间。
含碳量低时，下贝氏体形成温度有可能高于350C。
下贝氏体也是由a和渗碳体两相组成，但铁素体的形态与碳化物的分布均不同于上贝氏体。
下贝氏体铁素体的形态与马氏体很相似，也与奥氏体含碳量有关。
含碳量低时呈板条状；含碳量高时呈透镜片状，与试样磨面相交呈片状或针状；含碳量中等时两种形态兼有。
下贝氏体中的碳化物均匀分布在铁素体内。
由于碳化物极细，在光镜下无法分辨，故看到的是与回火马氏体极相似的黑色针状组织，但在电镜下可清晰看到碳化物呈短杆状，排列成行，沿着与铁素体长轴成55°〜60°角的方向整齐地排列着。
下贝氏体中铁素体的亚结构为位错，其位错密度比上贝氏体铁素体的高，不存在孪晶。
下贝氏体的铁素体内含有过饱和的碳，其固溶量比上贝氏体高，并随形成温度降低而增大。
2.贝氏体的性能
贝氏体的力学性能主要决定于其组织形态。
一般来说，下贝氏体的强度较高，韧性也较好，而上贝氏体的强度低，韧性很差。
影响贝氏体力学性能的因素主要有铁素体条或片的粗细以及碳化物的大小、数量及分布。
生产上广泛采用等温淬火工艺来获得强韧配合较好的下贝氏体组织。
（二）贝氏体的转变过程
上贝氏体（a）和下贝氏体（b）形成过程示意图
贝贝氏体的转变包括铁素体的形成与碳化物的析出两个基本过程，它们决定了贝氏体中两个基本组成相的形态、尺寸和分布。
对于共析碳钢，在350~550C温度范围内，在奥氏体晶界上或晶界附近的贫碳区形成铁素体晶核，并成排地向奥氏体晶粒内长大。
与此同时碳原子不断向两侧扩散，将通过界面扩散进入两侧的奥氏体中。
故界面附近的奥氏体，尤其是两铁素体条之间的奥氏体中的含碳量将随贝氏体铁素体的长大而显著升高，当超过奥氏体溶解度极限时，将自奥氏体中析出碳化物而形成羽毛状的上贝氏体（图a）。
在350C以下转变时，由于温度低，碳原子已难以在奥氏体中扩散，就是在铁素体中也难以作较长距离的扩散，无法逾越铁素体与奥氏体的相界面，因此，铁素体中过饱和的碳就只能以碳化物的形式在铁素体内部细小弥散状析出从而得到典型的下贝氏体组织（图b）。
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