第三章 奥氏体在冷却时的转变

第六节钢在冷却时的转变
一、共析钢的过冷奥氏体转变
由铁碳相图可知，共析钢从奥氏体状态冷却到临界点A1点以下时将要发生珠光体转变。

实际上，迅速冷却到A1点以下温度时，转变并不是立即开始的，在A1点以下未转变的奥氏体称为过冷奥氏体。

1．过冷奥氏体转变曲线
(1)过冷奥氏体等温转变曲线图10—38是通过实验测定的共析钢过冷奥氏体等温转变
动力学曲线，又称过冷奥氏体等温转变
等温图(又称TTT图或C曲线)。

图中
左边的曲线是转变开始线，右边的曲线
是转变完了线。

它的上部向A1线无限
趋近，它的下部与Ms线相交。

Ms点是
奥氏体开始向马氏体转变的温度。

由图
可以看出，过冷奥氏体开始转变需要经
过一段孕育期，在550～500℃等温时孕
育期最短，转变最快，称为C曲线的
“鼻子”。

在鼻温以上的高温阶段，随过冷
度的增加，转变的孕育期缩短，转变加
快；在鼻温以下的中温阶段，随过冷度的
增加，转变的孕育期变长，转变变慢。

这
是因为共析转变是扩散型相变，转变速
率是由相变驱动力和扩散系数D两个
因素综合决定的(参看第三节)。

过冷奥氏体在不同的温度区间会发
生三种不同的转变。

在A1～500~C区间
发生珠光体转变，转变的产物是珠光体(P)，其硬度值较低，在11～40HRC之间；550~C～
Ms点区间发生贝氏体转变，产物是贝氏体(B)，硬度值较高在40～55HRC之间；在Ms点
以下将发生马氏体转变，得到马氏体(M)，马氏体的硬度很高，可达到60HRC以上。

碳素
钢的贝氏体转变温度区间与珠光体、马氏体转变的温度区间没有严格的界限，相互之间有重叠。

一般认为过冷奥氏体有了1％的转变即为转变的开始，转变已完成99％即为转变完了。

在转变开始线和转变完了线之间，还可以划出转变量为10％、50％、90％等等几条大体平行的曲线(图中以虚线表示)。

转变开始线、终止线与A。

线、Ms线之间将等温转变图划分成几个区域，各个区域表示组织状态及转变量与温度和时间之间的关系。

从等温转变图右侧的纵坐标，还可以看出各温度下转变产物的硬度值。

例如，过冷奥氏体在600~C进行等温转变，若等温时间只有1s，钢仍然处在过冷奥氏体状态；如果等温了3s，这时已有50％的奥氏体转变成珠光体，组织状态是奥氏体加珠光体各占50％；若在600~C等温7s以上，过冷奥氏体早已全部转变成珠光体，珠光体的硬度值是38HRC。

如果在600~C等温3s后立即淬火，将得到50％马氏体加珠光体的组织。

(2)过冷奥氏体连续冷却转变曲线在绝大多数情况下奥氏体转变是在连续冷却的条件下进行的。

如铸造、锻轧、焊接之后，一般都是采用在空气中冷却，或在坑中堆放冷却等连续冷却方式。

从奥氏体状态经炉内冷却退火。

或空气中冷却正火，或水中急冷淬火等热处理工艺也都是连续冷却过程。

因此，研究过冷奥氏体连续冷却转变图(CCT图)，有更大的实际意义。

实验测定的不同冷却条件下共析碳钢的CCT图如图10—39所示。

由图可以看出，不同冷却速度下，过冷奥氏体开始转变的时间和温度不同，冷却速度越快，开始转变所需的时间越短，转变温度越低。

图中还划出该钢的c曲线。

与c曲线相比较，CCT图中同样性质的曲线(转变开始线，转变终了线)均位于C曲线的下方。

在连续冷却条件下，共析碳钢不发生贝氏体转变。

若冷却速度小于33．4~C．s叫(图中的曲线3)时，奥氏体将全部转变成珠光
一、
总之，在奥氏体等温转变图上可以划分为珠光体相变、贝氏体相变和马氏体相变等三个区域。

上述共析钢曲线形状比较简单，但随着钢中碳量和合金元素的不同，会有各种类型的C 曲线。

在碳钢中，亚共析钢和过共析钢的C曲线形状与共析钢基本相似，但位置向左移，
同时在过冷奥氏体分解的温度范围内，还有先共析铁素体或先共析渗碳体的析出。

如过共析钢的奥氏体化温度在A 3-A cm 之间，由于存在较多的未溶渗碳体，因而在其C 曲线上一般没有先共析渗碳体析出线。

在合金钢中，合金元素对C 曲线的影响主要有两个方面，一是改变前后位置，即促进或延迟过冷奥氏体的分解，二是改变形状，使珠光体转变区与贝氏体转变区分开。

各种合金元素对珠光体转变和贝氏体转变的影响是不同的，强碳化物形成元素如钛、钒、钼、钨、铬在含量较多时，大都使珠光体与贝氏体转变区分开并对奥氏体到珠光体转变有更为明显的推迟作用。

根据C 曲线的形状以及珠光体转变区、贝氏体转变区相互位置的不同，在Ms 温度以上时的C 曲线大致可归纳为以下几种类型 ：
1)珠光体转变与贝氏体转变曲线重迭
图中在A 1～Ms 的温度范围内只有一个“鼻子”,在“鼻子”上部区进行珠光体转变；“鼻子”下部区进行贝氏体转变；碳钢及非碳化物形成元素或非稳定碳化物形成元素的低合金钢，如Co 钢、Ni 钢、Mn 钢(锰含量较低时)等的奥氏体等
温转变曲线属于这种类型。

2)珠光体转变曲线与贝氏体转变曲线分开，奥氏体最大转变速度在贝氏体转变区
图中出现了两组曲线，上面一组表示珠光体转变，下面一组为贝氏体转变，两个转变区域之间出现一个奥氏体稳定区域，在Cr、W、Mo、V等形成稳定碳化物元素的钢中经常具有这种类型的曲线。

应当指出，在合金元素含量较低时，两个“鼻子”间的奥氏体稳定区不很明显，含量较高时，两组曲线往往截然分开。

通常，在合金奥氏体中含碳量少时，奥氏体
最大转变速度在贝氏体转变区，如38CrMoAl。

3)只有贝氏体转变区
曲线图Ms点温度以上只有贝氏体转变区域，由于合金元素的作用，珠光体转变的孕育期很长，以致一般不在图中出现，含较多Ni的低碳和中碳CrNiMo钢或CrNiW钢具
有这种类型的C曲线，如18Cr2Ni4WA。

4)珠光体转变曲线与贝氏体转变曲线分开，奥氏体最大转变速度在珠光体内 在合金奥氏体中含碳量较多时，奥氏体最大转变速度在珠光体内，如Cr12。

5)只有珠光体转变
这种类型表示形成稳定碳化物元素含量与碳含量的比值较高的钢的C 曲线。

如3Cr l3,4Cr l3的C 曲线，在合金元素影响下，贝氏体转变速度大大降低，它的转变曲线剧烈右移或同时剧烈下移，甚至移到不能在一般的奥氏体等温转变曲线图上出现，因此在A 1-Ms 温度范围内只发生珠光体转变。

6)只析出碳化物，无任何相变
这种类型较特殊，即在较高的碳和合金元素含量影响下，珠光体转变和贝氏体转变都没有被发现，同时Ms,点降到室温以下，于是从A 1到室温的整个温度范围内，除了析出碳化物外，不发生任何相变，这类钢的奥氏体通常极其稳定，属于奥氏体钢。

四、各种因素对奥氏体等温转变曲线的影响
影响a曲线形状位置的因素很多，主要有：
1．碳的影响
在正常加热条件下，亚共析钢的C曲线随着含碳量增加向右移动，过共析钢的C 曲线随含碳量的增加向左移动。

故在碳钢中以共析碳钢过冷奥氏体最稳定。

2．合金元素的影响
除了Co以外，所有的合金元素溶入奥氏体后，都增大其稳定性，使一曲线右移。

碳化物形成元素含量较多耐，使C曲线的形状发生变化，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，作为奥氏体分解的晶核数量减少，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分解，提高了奥氏体的稳定性，使C曲线右移。

图2—7表示奥氏体化温度对Garl5钢a曲线的影响。

C线的应用很广，例如可以利用C线大致估计出这种钢制的工件在某种冷却介质中冷却得到的组织；可以利用C线制订等温退火、等温淬火和分级淬火的工艺；可以用来估计钢的接受淬火的能力，并据此选择适当的冷却介质等等。

若冷却速度在3、2曲线之间，则奥氏体冷却到500~C
时，已有相当一部分奥氏体转变为珠光体，而尚未转变
的奥氏体将停止转变，直到冷却到Ms点以下发生马氏
体转变。

若冷却速度大于140~C．s_。

(图中曲线2)，过冷
奥氏体将不会发生分解转变，将一直冷却到Ms点以下
发生马氏体转变。

连续冷却过程中，奥氏体不发生分解
转变的最低速度，称为临界冷却速度。

奥氏体的晶粒度与奥氏体化温度和时间对过冷奥
氏体的稳定性和转变速率以及临界冷却速度有很大的
影响。

奥氏体晶粒细小，单位体积内晶界面积增大，促
进珠光体形成，加快奥氏体转变，使C曲线相对左移，即
临界冷却速度大。

奥氏体化温度高或保温时间长，促进
渗碳体溶解和奥氏体均匀化，同时也会使奥氏体晶粒粗
大，因而推迟了珠光体的形成，使过冷奥氏体转变的速
率变慢，使C曲线相对右移，即临界冷却速度变慢。

另
外，奥氏体成分的微量变化，对C曲线的位置也有影响，
因此，在利用手册中钢的C曲线资料时，应注意钢的成
分、奥氏体化温度和晶粒度等条件。

奥氏体实际转变温度与A1的温差称为过冷
度。

过冷度越大，二相间化学自由能差越大，相变驱动力越大。

奥氏体等温转变图反映了奥氏体在A点以下不同温度保温时，恒温时间和转变量的关
系。

最基本的和直观的测定方法是金相法。

它是将一组奥氏体化的薄片试样迅速冷却到各个不同的等温温度(一般用导热性好的熔融金属或盐浴作为等温浴炉)。

在每个温度保温不同的时间，然后迅速冷却(即进行淬火)，此时未分解的奥氏体就变成了马氏体，将试样放在体。