钢的热处理加热温度一般都高于状态图的PSK、gs、ES线。为了表达简便，以A1、A3、Acm分别代表PSK、gs、ES线。A1、A3、Acm是碳钢在极缓慢地加热或冷却时地转变温度，因此，A1、A3、Acm点都是平衡临界点。在实际生产中，加热和冷却并不是极缓慢的，因此不可能在平衡临界点进行组织转变。一般加热或冷却都是要发生一定的滞后现象，即要有一定的过热和过冷才能使相变充分进行，因此，加热时分别用Ac1、Ac3、Accm表示，冷却时分别用Ar1、Ar3、Arcm表示，如图3－21所示。

　　1．加热时的组织转变

　　从Fe-C状态图可知，任何成分的碳钢加热到临界点Ac1线以上都会发生P→A转变，而亚共析钢、过亚析钢加热到Ac3、Accm线以上时便全部转变为A。热处理进行Ac1、Ac3、Accm以上加热的目的，就是为了得到A，通常把这种加热转变过程称为“奥氏体化”。奥氏体化后的钢以不同的冷却方式，可得到不同的组织，获得不同的性能，所以奥氏体是钢的组织转变的基本条件。

　　（1）奥氏体的形成过程

　　现以共析钢为例，来分析A的形成过程，共析钢的室温组织是P。P是F和Fe3C两相机械混合物。当加热到Ac1时，P开始向A转变。

　　从上式可知，P→A转变，是由成分相差悬殊，晶格不同的两相转变成另一种晶格的均匀单相奥氏体。在转变过程中，必须进行晶格重组，和铁、碳原子的充分扩散，即相变，才能使P→A。P→A的转变过程是通过生核与长大过程来实现的。P→A转变过程可分为四个阶段，如图3－22所示。

　　1）奥氏体晶核的形成

　　当P加热到Ac1以上时，经过一段孕育期，P处于不稳定状态。首先在F与Fe3C的界面上形成A晶核，这是因为界面处的原子排列不规则，空位和位错密度较高，处于能量较高状态，A的碳质量分数介于F与Fe3C之间，则使一部分F转变为面心立方晶体的A(γ-Fe),侧面的渗碳体溶入A晶格中，使其具有共析奥氏体所需的碳质量分数，这样就形成了A晶核。

　　2）奥氏体晶核的长大

　　A晶核形成后，便开始长大。由于A与两侧F和Fe3C存在碳原子与铁原子的浓度差，促使F晶格不断的转变为面心立方的A，而渗碳体则连续溶入奥氏体中，并通过铁、碳原子的扩散，使A晶核长大，直至铁素体晶格转变完毕，所有A晶格相互接触为止。

　　3）未溶Fe3C的溶解

　　由于A晶格与F晶格比较接近，而与Fe3C的晶格差别较大，故F向A转变的速度要比Fe3C溶入A的速度快。而且，Fe3C溶解所提供的碳原子远多于F转变为A所需的碳原子，故F全部转变成A后，尚有少量Fe3C存在于A晶粒中，随着时间的延长未溶Fe3C不断溶入A中，直至全部消失。

　　4）奥氏体成分均匀化

　　未溶Fe3C溶解后，A晶粒中的碳浓度仍是不均匀的。在原Fe3C的位置附近，碳的浓度高于共析体含量，而在原F的位置附近，碳的浓度低于共析体的含量。只有继续延长保温时间，通过碳原子的充分扩散，才能使A晶粒的成分均匀化，并具有共析碳质量分数。此时，A化过程全部完成。亚共析钢和过共析钢的室温组织中除了P外，还有共析F和共析Fe3C，因此，亚共析钢和过共析钢的A化过程。首先是P转变为A，然后是共析F和共析Fe3C继续向A转变或溶解，最后得到单相A组织。

　　（2）影响奥氏体转变的因素

　　加热温度对A的形成速度有很大的影响。这是因为加热温度愈高，碳原子的扩散能力也愈大，铁的晶格重组和铁、碳原子的扩散愈快，因此，加速了A的形成，如图3－23所示。从图中可看出，若在740℃进行奥氏体化，10s后才开始转变，渗碳体完全溶解约需2h多；若在800℃左右进行奥氏体化，1～2s之间就开始转变，100s左右渗碳体就完全溶解。

　　加热速度愈快，过热度愈大，A的实际转变温度愈高，转变温度范围宽，则转变时间短，如图3-23所示。从图中可以看出，υ1加热速度较慢，在a点开始转变，b点转变结束；υ2加热速度较快，在c点开始转变，d点转变结束。从转变时间来看，υ1的转变时间要比υ2的转变时间长。因此，快速加热有利于奥氏体的形成。

　　（3）奥氏体的晶粒度

　　钢的奥氏体化目的是要求获得成分比较均匀、细小的奥氏体组织。一般当珠光体刚完成奥氏体的转变时，所得到的奥氏体晶粒度比较均匀细小。奥氏体的晶粒度是指奥氏体化后奥氏体晶粒的粗细。根据奥氏体形成过程和晶粒长大情况，奥氏体晶粒度可分为：起始晶粒度、实际晶粒度和本质晶粒度三种。

　　是指珠光体刚完成奥氏体转变时的奥氏体晶粒度，此时奥氏体晶粒是很细小、均匀的。

　　是指在实际生产中，为了奥氏体转变充分、成分均匀，实际加热温度都略高于临界温度，故奥氏体晶粒度要比起始晶粒度大。奥氏体实际晶粒度对热处理后的性能影响很大。若实际晶粒度细小，转变组织也细小，反之，转变的组织粗大。所以，生产中常控制有关参数以获得细小的晶粒，从而获得具有一定强度、硬度，又有良好塑性和韧性的力学性能，是一种强韧化的手段。奥氏体的实际晶粒度随加热温度的升高而粗大，当温度升高到某一数值时，晶粒度变得非常粗大。晶粒过于粗大的将明显降低力学性能。生产中为了评定晶粒度等级，国家制定了晶粒度等级标准，如图3-24所示。此标准按下列设计的：

　　式中：n—为放大100倍时平均每6.45cm2面积内所含的晶粒数；N—为晶粒等级。例如：2级晶粒度，在放大100倍的显微镜下，6.45cm2内有2颗晶粒；4级晶粒度，在放大100倍的显微镜下，6.45cm2内有8颗晶粒。评定时可将钢制成试样，经抛光腐蚀后再与晶粒度标准等级图对比即可。1～4级为粗晶粒度，5～8级为细晶粒度（GB6394——86标准中又增加了细晶粒9、10两级）。比1级粗的晶粒为过热组织，一般不能使用。比8级细的晶粒，一般为工具钢淬火后的实际晶粒。

　　不同成分的钢，奥氏体晶粒长大倾向是不同的。为了测定钢在加热时奥氏体长大的倾向，根据（GB6394——86）的规定测定的。本质晶粒度是指将钢加热到930℃±10℃，保温3～8h，冷却后在放大100的显微镜下测定的晶粒度。与晶粒度标准等级图比较，1－4级为本质粗晶粒度钢，5－8级为本质细晶粒度钢。所以本质晶粒度实际上是钢加热时奥氏体晶粒长大的倾向。本质粗晶粒度钢随加热温度升高则晶粒随之长大，不到930℃其晶粒就比4级粗大。而本质细晶粒度钢加热温度低于930℃时，晶粒度比4级小，只有加热温度高于950℃后，奥氏体晶粒才迅速长大，所以不能认为本质细晶粒度在任何条件下晶粒都不粗化，如图3－25所示。钢的本质晶粒度与钢的成分和冶炼时的脱氧方法有关，一般经Al脱氧或含Ti、Zr、V、Nb、Mo、W等元素的钢，大多是本质细晶粒度钢。因为这些元素能够形成难溶于奥氏体的细小碳化物质点，阻止奥氏体晶粒长大。用Si、Mn脱氧的钢一般都为本质粗晶粒度钢。而沸腾钢为本质粗晶粒度钢，镇静钢为本质细晶粒度钢。需经热处理的工件一般都采用本质细晶粒度钢，如渗碳、渗其他金属等工艺。必须在高温进行长时间加热保温来实现的，采用本质细晶粒度钢，就能防止工件的心部和表层组织过热，渗入元素后就可直接淬火。若采用本质粗晶粒度钢，则工件就会严重过热而降低力学性能。影响奥氏体晶粒长大的因素主要是加热温度和保温时间。另外还有加热速度和合金元素的作用。加热速度快，过热度大，奥氏体晶粒细小。钢中若有强碳化物形成元素，也能使奥氏体晶粒细小。

　　2．钢冷却时的组织转变

　　钢在高温时所形成的奥氏体，在冷却时要进行分解或转变，所以冷却过程是钢的热处理关键，它决定着钢在冷却后所得到的组织和性能。在实际生产中，钢在热处理时采用的冷却方式通常有两种：

　　是将奥氏体化后的钢，快速冷却到A1以下某一温度，进行保温，使其在该温度下发生组织转变，称为等温转变，如图3－26曲线1所示。

　　是以连续冷却的方式从奥氏体化温度以某种冷却速度连续冷却到室温，这一过程发生的组织转变，称为连续冷却转变，如图3－26曲线2所示。为了指导生产，可把钢自奥氏体冷却时组织转变的规律，总结成奥氏体等温冷却转变曲线和连续冷却转变曲线。在实际生产中可借助这些曲线图，帮助我们了解奥氏体在何种冷却条件下，将向什么样的组织转变以及转变物的性能，从而为正确地制定和合理地选择热处理工艺提供理论依据。现以共析钢为例，分析其冷却过程的组织变化。

　　（1）过冷奥氏体等温转变

　　奥氏体在临界点上为稳定相，能长期存在。一旦冷却到临界点以下时，并非立即发生转变，而是需要一定时间的孕育期。在A1温度以下转变以前存在的奥氏体称为过冷奥氏体。

　　1）过冷奥氏体等温转变过程

　　过冷奥氏体在不同温度等温时，孕育的长短不同，转变终止的时间也不同。将不同温度过冷奥氏体转变开始的时间与转变终止的时间标注在温度－时间（对数）坐标图上，并将相同的转变点连接成光滑曲线，便可得到过冷奥氏体等温转变曲线图，如图3－27所示。由于曲线的形状与“C”字或“鼻子”相似，故又称C曲线或鼻子曲线，英文称TTT曲线。从图中可知，在A1线以下，随着过冷温度降低，过冷奥氏体的孕育时间缩短，而转变速度提高。在550℃左右，孕育期最短，过冷奥氏体最不稳定，它的转变速度最快。这是由于过冷度降低，奥氏体与转变产物的自由能差增大，转变动力增大。在550℃以下，由于原子扩散能力随温度降低而降低，所以随着过冷温度的降低，孕育期增大，则转变速度减慢。当过冷温度低于Ms线（共析钢Ms线约230℃）时，由于温度低，原子不能扩散，立即发生晶格转变，随着温度的降低，转变量增加，至Mf温度转变结束。在A1线以下，转变终止线以右区域为转变产物。在转变开始线与转变终止线之间为过冷奥氏体和转变产物的共存区。

　　2）过冷奥氏体等温转变产物的组织与性能

　　A1～550℃之间的转变产物为珠光体。

　　珠光体转变是一种扩散型转变。即在A→P转变过程中，要发生晶体结构重构和Fe、C原子的扩散，P转变过程是通过生核与长大来完成的。当奥氏体过冷到A1以下温度时，首先在A晶界上生成渗碳体晶核，渗碳体晶核依靠其周围A不断地供应碳原子而长大，使得碳原子向渗碳体大量集中，与此同时，渗碳体周围的A的碳质量分数不断降低，最后转变为碳质量分数低的铁素体，由于铁素体的溶碳能力很小（0.0218%），又使周围的奥氏体碳质量分数增高，从而又产生新的渗碳体晶核，如此重复进行至奥氏体消失，全部转变为F+Fe3C层片状的组织珠光体。随着转变温度降低时，生核率和成长率都提高，使得珠光体层片间距变小。金相学将不同粗细的珠光体分为3个等级：粗的称为珠光体，用“P”表示，约在A1～650℃范围内形成，成片间距＞0.4μｍ,在500倍下就能分辨出片状形态；较细的称为索氏体，用“S”表示；约在650～600℃范围内形成，层片间距为0.4～0.2μｍ,在800～1000倍下才能分辨出来；最细的称为屈氏体，用“T”表示，约在600～550℃范围内形成，层片间距＜0.2μｍ，用电子显微镜才能分辨出来，一般呈黑色团状组织。P、S、T三者均属层片F和Fe3C的机械混合物，均属珠光体型组织。在这种组织中，层片间距愈细，相界面愈多，则塑性变形抗力愈大，因而强度、硬度愈高；由于渗碳体片变薄，使得塑性和韧性也有所提高，所以三种组织的力学性能屈氏体最好，索氏体次之。但它们并无结构区别，也没有严格的界限，只是形态上的不同，如图3－28所示。

　　550℃～Ms之间的转变产物为贝氏体，用“B”表示。由于过冷度较大，贝氏体转变时只发生碳原子扩散，铁原子基本上不扩散，故贝氏体转变是属半扩散型转变。贝氏体是含碳略过饱和的铁素体与碳化物（或Fe3C）的两相混合物。贝氏体转变过程也是由生核和长大来完成的。按转变温度和组织形态不同，贝氏体组织可分为上贝氏体和下贝氏体2种。

　　a. 上贝氏体（B上）在普通中、高碳钢中，上贝氏体是在550～350℃范围内形成的。它是由成束的饱和铁素体和片间断续分布的细条状渗碳体组成，如图3-29（a）所示。在下，铁素体条呈黑色，渗碳体呈亮白色，从整体上看呈羽毛状特征，如图3－30所示。

下贝氏体（B下）在普通中、高碳钢中，下贝氏体是在350～Ms范围内形成的。它是由过饱和的针状铁素体和铁素体针片内弥散分布的ε碳化物小片组成。如图3－29（b）所示。在下呈黑色针片状，如图3－31所示。B上与B下由于晶体结构不同，则力学性能相差很大。上贝氏体中，硬脆的渗碳体呈细短条状分布在铁素体晶束（条）的晶界上，使晶束（条）容易产生脆性断裂，。强度、韧性较低，因此，上贝氏体组织在生产上无实用价值。而下贝氏体组织中的针状铁素体细小且无方向性，铁素体的过饱和程度大，固溶强化明显，碳化物细小而弥散分布在针状铁素体内，因此，下贝氏体具有较高的强度、硬度、塑性和韧性相配合的优良力学性能。形成下贝氏体组织是钢强化的一种途径。

　　在Ms线与Mf线之间，为马氏体型转变。由于过冷度很大，铁原子与碳原子完全不扩散，过冷奥氏体只能发生非扩散性的晶核切变，由γ-Fe的面心立方晶格直接转变为α-Fe体心立方晶格，碳原子全部固溶在体心立方晶格中，形成过饱和的α固溶体，称为马氏体，用“M”表示。由此可见，马氏体中的碳质量分数与原奥氏体中的碳质量分数相同。由于碳质量分数的过饱和，使得α-Fe的体心立方晶格产生严重畸变，并使晶格中的C轴伸长，a轴缩短，形成正方晶格（a=b≠c），如图3－32所示。

　　C/a之比称为马氏体正方度，不同碳质量分数的奥氏体发生马氏体转变时，碳质量分数愈高，碳的过饱和程度愈高，则晶格畸变愈大（即正方度愈大），马氏体转变是强化钢的主要途径。不同碳质量分数的奥氏体转变，马氏体组织的形态也不同。主要形态有板条状和片状（或针状或竹叶状）2种。碳质量分数ωc＜0.25%，低碳马氏体呈板条状，称为板条状马氏体，如图3－33所示。在下呈现为平行成束分布的板条状组织，在每个板条内存在着高密度位错缠结，故也称位错马氏体。由于碳质量分数较低，故也称低碳马氏体。奥氏体的碳质量分数ωc＞1.0%的高碳马氏体是片状，称为片状马氏体，如图3－34所示。在下可观察到其断面是针状或竹叶状。马氏体针之间形成大角度位向差，先形成的针状马氏体较粗大，可横贯奥氏体晶粒，后形成的马氏体针则较小。针状马氏体内存在大量的孪晶亚结构，因此，针状马氏体也称孪晶马氏体。因其碳质量分数较高，故也称高碳马氏体。碳质量分数ωc=0.25%～1.0%之间的马氏体为板条状马氏体和针状马氏体的混合组织。随着碳质量分数的增加，板条状马氏体减少，而针状马氏体增多。马氏体的硬度主要取决于马氏体中的碳质量分数。随着碳质量分数的增加，c/a轴增加，马氏体硬度也随着增多，如图3－35所示。马氏体的塑性和韧性与碳质量分数有关，高碳马氏体的碳质量分数高。则正方畸变大，淬火内应力也较大，并存在有许多显微裂纹，而且存在大量孪晶结构，故硬度很高，塑性、韧性很差。低碳马氏体中碳的过饱和程度小，淬火内应力较小，且存在大量位错亚结构，所以，低碳马氏体板条有较高的强度和硬度，而且也有一定的塑性和韧性。马氏体转变特点：

　　①马氏体转变属非扩散型转变，且转变速度极快（10-7s）。在Ms线以下瞬时转变，并以铁原子移动距离很小的共格方式进行，一旦发生转变，立即达到某一尺寸。马氏体片一般不穿过奥氏体晶界，所以马氏体尺寸受到原奥氏体晶粒粗细的限制。在正常淬火条件下，高碳钢的奥氏体化温度低，奥氏体晶粒细，所形成的马氏体片非常细小，不易看清，则称之为“隐晶马氏体”。

　　②马氏体的比体积（比容）比奥氏体大。即发生马氏体转变的同时发生体积膨胀，使金属内部产生很大的内应力。

　　③马氏体转变的临界温度随奥氏体碳质量分数的增加而降低，如图3-36所示。碳质量分数为0.77%的共析钢的Ms约为230℃，Mf约-50℃。

　　④马氏体的转变是随温度的降低而增加。马氏体转变是在一个温度范围内形成的，从Ms点开始，随着温度的降低，马氏体的转变量不断增多，直至冷却到Mf点温度，转变停止。但在转变过程中不是100％地都转变结束，而是有一部分过冷奥氏体未能转变为马氏体，这种在马氏体转变时未能发生转变残留下来的奥氏体，称为残余奥氏体，用“Ar”或“A′”表示。随着碳质量分数的增大，Ms和Mf点降低，残余奥氏体增加，如图3－37所示。残余奥氏体的存在使钢的硬度降低。残余奥氏体是一种不稳定组织，有自发转变为体心立方结构而导致体积膨胀，使零件尺寸发生变化并产生内应力，故对重要而精密的零件应尽可能减少残余奥氏体的含量。对于亚共析钢、过共析钢和某些合金钢，其等温转变曲线有所不同，如图3－38所示。亚共析钢在珠光体转变区过冷奥氏体先析出铁素体，然后再发生珠光体转变，“鼻尖”处转变孕育期比共析钢短，Ms与Mf点比共析钢高。而过共析钢在珠光体转变区先共析出渗碳体，然后再发生珠光体转变，“鼻尖”处转变孕育期也比共析钢短，Ms与Mf点比共析钢低，可见共析钢的孕育期最稳定。合金钢中，大多数合金元素（除钴外），溶入奥氏体后，增加了过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。碳化物形成元素（如Cr、Mo、W、V等），除使C曲线向右移外。还会使C曲线呈现两个“鼻子”，形成上下两条C曲线。上部C曲线为珠光体转变，下部C曲线为贝氏体转变，两个转变区中间存在着过冷奥氏体的亚稳定区域。若合金元素未溶入奥氏体而形成合金碳化物，则降低过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向左移。

　　（2）过冷奥氏体连续转变

　　在生产中，奥氏体的转变大多是在连续冷却过程中转变的，称为连续冷却C曲线，

　　①共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变研究钢的过冷奥氏体的连续冷却转变过程具有实际意义。共析钢冷却C曲线，如图3-39所示。英文称CCT曲线。由图可知，连续冷却转变C曲线只有上半部分，而没有下半部分。即共析钢在连续冷却时，只发生珠光体转变，不发生贝氏体转变。图中珠光体转变区由三条曲线构成，Ps线为过冷A→P转变开始线，Pf线为过冷A→P转变终止线，KK'线为过冷A转变中止线，它表示当冷却曲线高于KK'线时，只有一部分过冷奥氏体转变为珠光体，而未转变的过冷奥氏体一直保留到Ms点以下才转变为马氏体，当冷却曲线不与Ps线相交时，则过冷奥氏体全部冷却至Ms点以下发生马氏体转变。过共析钢的连续冷却C曲线与共析钢相比，在珠光体转变前多出一条共析渗碳体，然后再发生珠光体转变，其他基本相似。而亚共析钢的连续冷却C曲线与共析钢却不相同，它除了在珠光体转变前多出一条共析铁素体，然后再发生珠光体转变外，还出现了贝氏体转变，因此亚共析钢在连续冷却后可以出现更多产物组成的混合组织。现将共析钢的连续冷却转变曲线与等温冷却转变C曲线比较，可发现它位于等温冷却转变C曲线的右下方，并且没有贝氏体转变，而过冷奥氏体稳定，转变的孕育期较长，在相同的时间内，在较低温度才能转变，如图3-40所示。由于连续冷却转变C测定比较困难，而测定等温冷却转变C曲线比较容易，资料也较多，因此在生产中常利用等温转变C曲线来分析连续冷却转变过程和产物。现用共析钢的等温冷却转变曲线来分析过冷奥氏体连续冷却时的转变过程和产物。如图3－40中，V1＜V2＜V4＜V5,它们分别代表不同冷却速度的冷却曲线。V1相当于随炉冷却的速度，冷却曲线交于珠光体转变区（700～650℃），转变产物为P粗片状组织，170～220HBS。V2相当空气中冷却，冷却曲线交于索氏体转变区（650～600℃），转变产物为S，呈细片状组织，25～35HRC。V4相当于油冷，冷却曲线交于屈氏体转变开始线（600～550℃），但未通过转变终止线，这表明有一部分过冷奥氏体转变为屈氏体，还有一部分过冷奥氏体冷却至Ms点以下才能变为马氏体＋残余奥氏体，转变产物为T+M+Ar，45～55HRC。V5相当于水冷，冷却曲线未与C曲线相交，而直接与Ms线以下开始转变马氏体＋残余奥氏体，转变产物为M+Ar，55～65HRC。VK为上临界速度。它与C曲线鼻尖相切，它是获得全部M的最小速度，凡大于VK的冷速，则可得到M，而不出现T。V′K为下临界冷却速度。它是不出现马氏体的最大冷却速度，凡小于V′K时，钢将全部转变为P 。上临界冷却速度VK愈小愈好，它可以用较小的冷却速度获得全部马氏体组织，可减少内应力，但下临界冷却速度不能太小，否则获得珠光体组织的热处理时间很长，使珠光体组织粗大，性能下降。

　　②亚共析钢和过共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变亚共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程和产物，如图3-41所示。亚共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程与共析钢不同，它除了在珠光体转变前多出一条先共析铁素体转变线，然后再发生珠光体转变化外，还出现了贝氏体转变，因此，亚共析钢在连续冷却后可以出现更多产物组成的混合组织。如45钢经油淬后，可以得到F+T+B上+B下+M+Ar的混合组织。过共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程和产物，如图3－42所示。过共析钢过冷奥氏体的连续冷却转变过程与共析钢相比，在珠光转变前多出一条先共析二次渗碳体，然后再发生珠光体转变，其他基本相似。与共析钢一样，在冷却过程中无贝氏体转变。综上所述，钢在冷却时，过冷奥氏体的转变产物根据其转变温度的高低，可分为高温转变产物珠光体、索氏体、屈氏体；中温转变产物上贝氏体，下贝氏体；低温转变产物马氏体和残余奥氏体等。随着转变温度的降低，其转变产物的硬度增高，而韧性的变化则较为复杂，如图3－43所示。

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