过冷奥氏体等温转变曲线

    7.3.1　过冷奥氏体等温转变曲线

    过冷奥氏体等温转变曲线图又称C曲线图，因为曲线的形状像“C”字；也称TTT图（Temperature-Time-Transformation），因为它综合了温度、时间、转变的变化。图7-5为共析碳钢的过冷奥氏体等温转变曲线及转变产物图。

    

    

    7-5　共析钢过冷奥氏体等温转变曲线图及转变产物图

    图中A₁是奥氏体与珠光体平衡共存的温度，在转变开始线左方是过冷奥氏体区，转变结束线右方是转变结束区（珠光体或贝氏体），在两条线之间是转变过渡区（奥氏体＋珠光体或奥氏体＋贝氏体），水平线M_s为马氏体转变或形成的开始温度，其下为马氏体转变区，而水平线M_f为马氏体转变或形成的终了温度。

    由图可见，过冷奥氏体在不同温度等温分解或转变时都有一个孕育期。孕育期随等温温度的改变而改变。在曲线的“鼻尖”上部温度范围，孕育期随温度升高而延长；在“鼻尖”下部温度范围，孕育期随温度下降而延长；在“鼻尖”处，孕育期最短，此时过冷奥氏体最不稳定。

    在此图中可以划分为珠光体相变、贝氏体相变和马氏体相变三个区域。

    下面对共析碳钢过冷奥氏体等温转变图进行分析。

    1.共析碳钢C曲线的建立

    

    图7-6　共析钢在不同过冷度下奥氏体等温转

    （a）变动力学曲线；（b）C曲线的建立

    图7-6（a）表示用磁性法测定的在不同过冷度下奥氏体等温转变动力学曲线。图中转变温度t₁＞t₂＞t₃＞t₄＞t₅＞t₆。　由图中曲线可以看出，开始时转变速度随着转变温度的降低而逐渐增大，但当转变温度低于t₄以后，转变速度又逐渐减小。若将曲线的转变开始时间（图中的各a点）和终了时间（图中的各b点）标记到一个转变温度—时间为坐标的图上。连接各转变开始点（a点）及终了点（b点），便可得到如图7-6（b）所示的曲线，即C曲线。

    2.过冷奥氏体转变产物

    （1）珠光体类型组织形态与性能

    珠光体的形成过程：在C曲线“鼻尖”上部区域珠光体相变区。珠光体的形成，伴随着两个过程同时进行：一是碳和铁原子的扩散，由此而生成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；二是晶格的重构，由面心立方的奥氏体转变为体心立方的铁素体和复杂晶格的渗碳体。

    

    

    图7-7　片状珠光体形成过程示意图

    图7-7是片状珠光体形成过程的示意图。由于能量、成分、结构的起伏，优先在奥氏体晶界上产生渗碳体小片状晶核（图（a））。这种小片状渗碳体晶核向纵、横向长大时，吸收了两侧的碳原子，而使其两侧的奥氏体含碳量显著降低，从而出现了铁素体片（图（b））。新生成的铁素体片，除了伴随渗碳体片沿纵向长大外，也沿横向长大。铁素体横向长大时，必然要向侧面的奥氏体中排出多余的碳，因而显著增高了侧面奥氏体中的碳浓度，这就促进了另一片渗碳体的形成，而出现了新的渗碳体片。这样连续进行下去，就形成了许多铁素体与渗碳体层层相间的层片状组织。这时在晶界的其他部分，有可能产生新的渗碳体小片晶核（图（c））。当奥氏体中已经形成了层片相间的铁素体与渗碳体的集团之后，侧向长大即告停止，只能继续纵向长大。在铁素体与渗碳体层片相间的珠光体不断纵向长大时，另一晶核又成长为铁素体与渗碳体层片相间的珠光体（图（d））。同时，在长大着的珠光体与奥氏体的相界上，也有可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶核，成长为新的珠光体集团（图（e））。一直长大到各个珠光体集团相碰，奥氏体全部转变为珠光体时，珠光体形成即告结束（图（f））。随着转变温度的降低即过冷度的增大，则过冷奥氏体的转变速度加快，这是由于珠光体的形核率和成长率的增加所致。“鼻尖”处（≈550℃）过冷奥氏体的转变速度最快，珠光体的形核率和成长率达到极大值。

    随着转变温度继续降低即过冷度继续增大，过冷奥氏体的转变速度反而减慢，这是由于碳原子的扩散速度减慢所致。

    过冷奥氏体在A₁～550℃温度范围内，将分解为珠光体类型组织如图7-8所示。大致是在A₁～650℃温度范围形成珠光体，650℃～600℃温度范围形成索氏体，600℃～550℃温度范围形成屈氏休。珠光体、索氏体、屈氏体三者均属层片状的铁素体与渗碳体机械混合物，其差别仅在于粗细不同。

    珠光体类型组织的力学性能与其粗细程度有很大关系。表7-l所示为共析碳钢在不同冷却速度下，所获得珠光体层片间距、组织形态与力学性能之间的关系。

    从表中可明显看出，因索氏体层片间距比珠光体小，即索氏体比珠光体细，故索氏体的强度和硬度比珠光体大。同理，屈氏体组织更细，即层片间距更小，它的强度和硬度就更大。如屈氏体硬度可达＞300～450HB，比珠光体的硬度大得多。

    

    

    图7-8　共析钢过冷奥氏体高温转变组织（（a）珠光体；（b）索氏体；（c）屈氏体；（d）球状珠光体）

    

    表7-1　共析碳钢在不同冷却速度下所获得的珠光体片层间距、组织形态与力学性能的关系

    

    对于相同成分的钢，粒状珠光体比片状珠光体常常具有效少的相界面，因而其硬度、强度较低，塑性、韧性较高。粒状珠光体常常是高碳钢（高碳工具钢）切削加工前要求获得的组织状态。

    近些年来，采用形变与等温处理相结合的新工艺，改变珠光体组织形态，使获得在含有大量亚晶的形变铁素体基体上分布着极为均匀的渗碳体微粒的珠光体组织。这种珠光体类型组织形态具有良好的强度和优异的韧性，特别是可以使脆性转变温度降低。珠光体等温形变处理新工艺比较适用于低碳和中碳合金钢线材、板材，及易于形变加工的结构零件。共析碳钢采用形变正火新工艺，即在860℃～950℃加热并形变后，以65℃～85℃的速度冷却，可以获得最细密的珠光体组织，除了能够提高强度和塑性以外，还可以改善抗磨损性能及疲劳性能。

    （2）贝氏体类型组织形态与性能

    过冷奥氏体在550℃～M_s（即马氏体开始形成温度）温度范围内，将转变为贝氏体类型组织。贝氏体类型组织主要有上贝氏体和下贝氏体两种。

    贝氏体的形成过程：C曲线下部的区域为贝氏体相变区。贝氏体形成温度的上限以B_s表示。对大多数碳钢而言，B_s一般为550℃，上贝氏体与下贝氏体的界限大约为350℃。

    上贝氏体组织形态：在共析碳钢和普通的中、高碳钢中，上贝氏体约在550℃～350℃温度范围内形成，在低碳钢中它的形成温度要高些。当转变量不多时，在光学显微镜下明显可见成束的自晶界向晶粒内生长的铁素体条，它的分布具有羽毛状的特征，如图7-9（a）所示。

    下贝氏体组织形态：典型的下贝氏体是片状铁素体和其内部沉淀碳化物的组织。对于一般共析碳钢和中、高碳钢来说，下贝氏体的形成温度约在350℃～M_s之间，这时其铁素体的含碳量较之上贝氏体铁素体具有更大的过饱和度，当形成温度在250℃以下时可达0.20%左右。在光学显微镜下，当转变量不多时，由于下贝氏体易受侵蚀，可清晰地观察到在浅色马氏体的背衬上多向分布的铁素体片，其外貌呈黑针状的特征，如图7-9（b）所示。

    

    

    图7-9　上贝氏体与下贝氏体的形貌

    贝氏体的力学性能：贝氏体的力学性能主要取决于贝氏体的组织形态。

    上贝氏体的形成温度较高，上贝氏体铁素体条状晶粒较宽，它的塑性变形抗力较低；上贝氏体渗碳体分布在铁素体条之间，易于引起脆断，因此，上贝氏体的强度和韧性均较差。

    下贝氏体的形成温度较低，在较低温度下形成的下贝氏体组织，具有较优良的综合力学性能。下贝氏体的强度、韧性和塑性均高于上贝氏体。它具有较高强度和较高塑性与韧性的配合。下贝氏体的亚结构高密度位错以及细小碳化物在下贝氏体铁素体内沉淀析出是保证下贝氏体具有优良综合力学性能的主要因素。

    通常利用等温淬火获得下贝氏体为主的组织，使钢件具有较高的强韧性，同时由于下贝氏体比容比马氏体小，故可减少变形和开裂。近年来，采用形变与贝氏体转变相结合的形变热处理方法，可显著提高钢的性能。例如将共析碳钢在950℃下轧制形变25%后，于300℃等温淬火40分钟，可以使钢的σ_b比普通热处理提高300MN/m²，σ_s提高440MN/m²。等温淬火时将高温奥氏体过冷至中温区域保温，使过冷奥氏体等温转变为贝氏体的一种操作。

    （3）马氏体类型组织形态与性能

    马氏体的形成过程：奥氏体向马氏体转变与珠光体和贝氏体相变有根本的区别。马氏体相变是非扩散性的，因为这种相变是以极大的冷却速度，在极大的过冷度下发生的，此时奥氏体中的碳原子已无扩散的可能，因此奥氏体将直接转变成一种含碳过饱和的α固溶体，即马氏体。

    马氏体中的含碳量与原来奥氏体中的含碳量相同，由于其中含碳量的过饱和，因而使α–Fe的体心立方晶格被歪曲成为体心正方晶格。其晶格的正方度（c/a）随马氏体中含碳量的增加而线性地增大。对于含碳量低于0.25%的钢，其马氏体晶格仍为体心立方，有立方马氏体之称，这主要是由于含碳量较低时，碳原子优先沿晶体缺陷如位错、空位处偏聚，使晶格不产生明显畸变所致。一般认为含碳量高于0.25%的钢其马氏体晶格都具有正方度（即c/a均﹥1），称为正方马氏体。

    奥氏体向马氏体的相变是在M_s点温度开始的，随着温度的降低，马氏体的数量不断增多，直至冷却至M_f点温度，将获得最多的马氏体量。之后再降低温度也不再有马氏体形成。马氏体的形成也是一个形核和长大的过程。

    马氏体转变的特点：

    a．过冷A转变为马氏体是一种非扩散型转变，因转变温度很低，铁和碳原子都不能进行扩散。铁原子沿奥氏体一定晶面，集体地（不改变相互位置关系）做一定距离的移动（不超过一个原子间距），使面心立方晶格改组为体心正方晶格（图7-10），碳原于原地不动，过饱和地留在新组成的晶胞中；增大了其正方度c/a（图7-11）。因此马氏体就是碳在α–Fe中的过饱和固溶体。过饱和碳使α–Fe的晶格发生很大畸变，产生很强的固溶强化。

    

    

    图7-10　马氏体晶胞与母相奥氏体的关系

    

    

    图7-11　马氏体晶格示意图

    b．马氏体的形成速度很快，奥氏体冷却到M_s点以下后，无孕育期，瞬时转变为马氏体。随着温度下降，过冷A不断转变为马氏体，马氏体转变是在一个温度范围内完成的。

    c．马氏体转变是不彻底的，总要残留少量奥氏体。残余奥氏体的质量分数与M_s、M_f的高低有关。奥氏体中的碳质量分数越高，M_s、M_f的就越低（图7-12），残余A的质量分数就越高（图7-13）。通常在碳质量分数高于0.6%时，在转变产物中应标上残余A，少于0.6%时，残余A可忽略。

    d．马氏体形成时体积膨胀，在钢中造成很大的内应力，严重时将使被处理零件开裂。

    马氏体类型组织形态与性能：当钢的高温奥氏体获得极大过冷时（共析碳钢过冷至230℃以下），将转变为马氏体类型组织。实际中，马氏体组织是非常细小的，不易看清，称为隐晶马氏体。为了能看清它的形态，采取过热淬火，以粗化马氏体组织，如图7-14所示。

    试验表明，钢中马氏体组织形态主要有两种基本类型，一类是板条状马氏体，另一类是片状马氏体。随着钢中高温奥氏体含碳量的增加，淬火后组织中板条状马氏体逐渐减少，而片状马氏体则逐渐增多。当奥氏体含碳量大于1.0%的钢淬火后，组织中马氏体形态几乎完全是片状的；当奥氏体含碳量小于0.2%时，淬火组织中马氏体形态几乎完全是板条状的。

    

    

    图7-12　马氏体形态与碳质量分数的关系

    

    

    7-13　奥氏体的碳质量分数对残余奥氏体的影响

    

    

    图7-14　马氏体的显微组织

    片状马氏体的立体形态呈双凸透镜状。显微组织仅是其截面的形态。如图7-14（a）所示为粗大的片状马氏体的显微组织。用透射电子显微镜观察表明，片状马氏体内的亚结构主要是孪晶，孪晶表现为许多密集而平行的条痕。板条状马氏体的立体形态呈细长的板条状。显微组织表现为一束束细条状的组织，每束内的条与条之间以小角度晶界分开，束与束之间具有较大的位向差。如图7-14（b）所示为板条状马氏体的显微组织。用透射电子显微镜观察表明，板条状马氏体内的亚结构主要是高密度的位错。

    马氏体的硬度很高，其硬度与其含碳量有密切关系。如图7-15所示，随着马氏体含碳量的增高，其硬度也随之增高，尤其在含碳量较低的情况下，硬度增高比较明显，但当含碳量超过0.6%以后硬度增加趋于平缓。通常合金元素的存在对钢中马氏体硬度的影响不大。含碳量对马氏体硬度的影响主要是由于过饱和碳原子与马氏体中的晶体缺陷的交互作用引起的固溶强化所造成的。板条状马氏体中的位错和片状马氏体中的孪晶，均能引起强化，尤其是孪晶对片状马氏体的硬度和强度作出的贡献更为明显。当含碳量超过0.6%以后硬度增加趋于平缓，这是由于钢中残余奥氏体逐渐增多所致。

    

    

    图7-15　马氏体的硬度与含碳量的关系

    由于淬火钢中有内应力和内部缺陷存在，加之很难得到100%纯粹的马氏体，故对马氏体强度的测定数据很不完整。一般可根据硬度大致地估计。试验表明，细化奥氏体晶粒对提高马氏体强度作用不大，只有一些特殊热处理如高温形变热处理或超细化处理，才能明显提高马氏体的强度。高温形变热处理是将钢在高温奥氏体状态（>A_c3）进行形变，随后进行淬火回火使马氏体细化的一种操作。超细化处理是通过多次循环加热和冷却，使钢的奥氏体实际晶粒细化到10级以上的一种操作。

    高碳片状马氏体的韧性和塑性均很差，其原因是：①碳在马氏体中过饱和程度大，其正方度c/a>>1，晶格畸变严重，残余应力大；②片状马氏体内的亚结构主要是孪晶。

    低碳板条状马氏体的韧性和塑性相当好，其原因是：①碳在马氏体中过饱和程度小，其正方度c/a>≈1，晶格畸变轻微，残余应力小；②板条状马氏体内的亚结构主要是位错。此外，应该指出，高碳片状马氏体易于产生显微裂纹，也是造成其脆性的附加原因。

    马氏体的比容比奥氏体大，当奥氏体转变为马氏体时，体积会膨胀。马氏体是一种铁磁相，在磁场中呈现磁性，而奥氏体是一种顺磁相，在磁场中无磁性。马氏体的晶格有很大的畸变，因此它的电阻率高。

    利用中温形变热处理可细化马氏体组织，增加马氏体中位错密度，促使碳化物沿位错沉淀析出，降低奥氏体含碳量，减少孪晶马氏体相对量，从而提高了淬火钢的强韧性。中温形变热处理是将钢在过冷奥氏体状态进行形变，随后进行淬火回火的一种操作。

    3．影响C曲线的因素

    C曲线的形状和位置不仅对奥氏体等温转变速度及转变产物的性质具有十分重要的意义，同时对钢的热处理工艺及淬透性等问题的考虑也有指导性的作用。一般C曲线的形状变化会影响到转变的产物，而位置的变化会影响到过冷奥氏体的稳定性等。

    影响C曲线形状和位置的因素很多，主要有：钢中的含碳量、合金元素含量及加热温度和保温时间等。

    （1）含碳量的影响

    如图7-16所示，亚共析、过共析碳钢C曲线图的“鼻尖”上部区域比共析碳钢多一条曲线，这条曲线表示在过冷奥氏体发生共析分解，转变为珠光体类型组织之前，已经开始析出新相。对于亚共析碳钢，在C曲线图的左上方，有一条先共析铁素体转变线，如图7-16（a）所示，这条曲线，随着钢中含碳量的增高而逐渐向右下方移动。与此相似，对于过共析碳钢，在C曲线图的左上方，有一条先共析渗碳体析出线，如图7-16（c）所示，这条曲线，随着钢中含碳量的增高，将逐渐向左上方移动。M_s和M_f线随含碳量的增加而降低。

    在正常热处理的条件下，亚共析钢C曲线随含碳量的增加而右移；过共析钢C曲线随含碳量的增加而左移。因此，碳钢中以共析钢C曲线的“鼻尖”离纵坐标轴最远，过冷奥氏体最稳定。

    （2）合金元素的影响

    所有溶入奥氏体的合金元素（除Co）外，如Ni、Mn、Si、W和Mo等都能增加过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移，使钢的淬透性提高。非碳化物形成元素（Ni、Si、Cu等）不改变C曲线的形状；而碳化物形成元素（Cr、W、V、Mo、Ti等）使C曲线的形状也发生改变，可能出现两组曲线。

    （3）加热温度和保温时间的影响

    随着加热温度的提高和保温时间的延长，奥氏体的成分更加均匀，未溶质点（碳化物、氮化物等）也显著减少，作为奥氏体转变的晶核数量减少，同时奥氏体晶粒长大，晶界面积减少，这些都不利于过冷奥氏体的转变，提高了过冷奥氏体的稳定性，使C曲线右移。

    

    

    

    图7-16　碳钢的C曲线

    

    

    图7-17　共析钢连续冷却转变曲线