钢的冷却及组织转变的介绍

钢经加热获得均匀的奥氏体组织，只是为随后的冷却转变作准备，热处理后钢的组织与性能是由冷却过程来决定的，所以控制奥氏体在冷却时的转变过程是热处理的关键。

常用的冷却方式有连续冷却和等温冷却两种。连续冷却是把加热到奥氏体状态的钢，以某一速度连续冷却到室温，使奥氏体在连续冷却过程中发生转变。等温冷却是把加热到奥氏体状态的钢，快速冷却到Ar1以下某一温度下等温停留一段时间，使奥氏体发生转变，然后再冷却到室温。

1）过冷奥氏体的等温转变（TTT曲线）

奥氏体在A1点以下处于不稳定状态，必然要发生相变。但过冷到A1以下的奥氏体并不是立即发生转变，而是要经过一个孕育期后才开始转变。这种在孕育期内暂时存在的、处于不稳定状态的奥氏体称为“过冷奥氏体”。

研究过冷奥氏体在不同温度下进行等温转变的重要工具是——过冷奥氏体等温转变图或称等温转变曲线，也称TTT曲线，又因为其形状像英文字母“C”，所以又称C曲线。它表明了过冷奥氏体在不同过冷温度下的等温过程中，转变温度、转变时间与转变产物量之间的关系。它的建立是利用过冷奥氏体转变产物的组织形态和性能的变化来确定的。

下面以共析钢的过冷奥氏体等温转变图（见图4－8）为例进行分析。

（1）由过冷奥氏体开始转变点连接起来的线称为转变开始线；由过冷奥氏体转变结束点连接起来的线称为转变结束线。

最上面的水平线为A1线，即Fe－Fe3C相图中的A1线，表示奥氏体与珠光体的平衡温度。因此，图中在A1线以上是奥氏体的稳定区；A1线以下，转变开始线以左是过冷奥氏体区，A1线以下，转变结束线以右是转变产物区；转变开始线和结束线之间是过冷奥氏体和转变产物共存区。

图4－8　共析钢过冷奥氏体等温转变图

（2）过冷奥氏体在各个温度下等温转变时，都要经过一段孕育期。金属及合金在一定过冷条件下等温转变时，等温开始至相转变开始的时间称为孕育期，以转变开始线与纵坐标之间的水平距离表示。孕育期越长，过冷奥氏体越稳定，反之则越不稳定。所以过冷奥氏体在不同温度下的稳定性是不同的。开始时，随过冷度（ΔT）的增大，孕育期与转变终了时间逐渐缩短，但当过冷度达到某一值（等温温度≈550℃）后，孕育期与转变结束时间却都随过冷度的增大而逐渐加长，所以曲线呈“C”状。

在奥氏体等温转变图上孕育期最短的地方，表示过冷奥氏体最不稳定，它的转变速度最快，该处称为奥氏体等温转变图“鼻尖”。而在靠近A1和Ms处的孕育期较长，过冷奥氏体较稳定，转变速度也较慢。

（3）在奥氏体等温转变图下部的Ms水平线，表示钢经奥氏体化后以大于或等于马氏体临界冷却速度淬火冷却时奥氏体开始向马氏体转变的温度（对共析钢约为230℃），称为钢的上马氏体点或马氏体转变开始点；其下面还有一条表示过冷奥氏体停止向马氏体转变的温度的Mf水平线，称为钢的下马氏体点或马氏体转变终止点，一般在室温以下，Ms与Mf线之间为马氏体与过冷奥氏体共存区。

因此，在三个不同的温度区，共析钢的过冷奥氏体可发生三种不同的转变：①A1至奥氏体等温转变图鼻尖区间的高温转变，其转变产物为珠光体，故又称珠光体转变；②奥氏体等温转变图鼻尖至Ms区间的中温转变，其转变产物为贝氏体，故又称贝氏体转变；③在Ms线以下区间的低温转变，其转变产物为马氏体，故又称马氏体转变。

2）过冷奥氏体等温转变的产物与转变温度的关系

过冷奥氏体转变时，首先是晶格的改组，然后是铁素体中过饱和的碳向外扩散与铁原子结合形成渗碳体微粒析出。在原子活动能力较强时，渗碳体和铁素体聚集长大形成片层结构。转变温度越低，则原子的扩散能力越差，形成的片层结构就越细小。

在A1～550℃之间，转变温度较高，原子有足够的扩散能力，所以形成的是片层结构的珠光体类组织。温度越低，片层越细，分别称为珠光体、索氏体和托氏体。

在550℃～Ms温度之间，奥氏体的过冷度较大，转变温度较低，晶格改组后，铁原子已经不能扩散，碳原子的扩散能力也有限，所以碳只能部分形成渗碳体，部分形成碳化物，最终形成的组织是过饱和的铁素体和渗碳体或碳化物组成的两相混合物，即贝氏体。

在Ms～Mf温度之间，奥氏体的过冷度极大，转变温度很低，转变时只有晶格的改组，铁原子与碳原子均不能扩散，碳原子全部被迫过量地固溶在α－Fe的晶格中形成马氏体。但马氏体是一种不稳定组织，只要原子恢复了扩散能力，就会发生转变。

3）过冷奥氏体转变产物的组织与性能

（1）珠光体转变——高温转变（A1～550℃）

过冷奥氏体在此范围内发生A→P（F＋Fe3C）转变，它的形成伴随着两个过程同时进行：一是铁、碳原子的扩散，由此形成高碳的渗碳体和低碳的铁素体；二是晶格的重构，由面心立方晶格的奥氏体转变为体心立方晶格的铁素体和复杂立方晶格的渗碳体，它的转变过程是一个在固态下形核和长大的结晶过程。

①珠光体的形成

成分均匀的奥氏体，其高温转变产物一般都为层片状珠光体。片状珠光体的形成过程如图4－9所示。一般认为，形成珠光体的领先相是渗碳体，首先，新相的晶核在奥氏体晶界上优先生成，由于渗碳体中碳的质量分数比奥氏体高得多，因此，它需要从周围的奥氏体中吸收碳原子才能长大，这样就会造成附近的奥氏体贫碳，为形成铁素体创造了条件。于是，在渗碳体两侧通过晶格改组形成铁素体。而铁素体在长大过程中，不断向侧面的奥氏体中排出多余的碳，必然使周围奥氏体的碳含量增加，这又促进了另一片渗碳体的形成。这样不断交替的形核长大，直到各个珠光体区相互接触，奥氏体全部消失为止。

图4－9　片状珠光体的形成过程示意图

②珠光体的性能

层状珠光体的性能主要取决于层片间距。由于转变温度不同，原子扩散能力及驱动能力也不同，珠光体层片间距差别很大，一般转变温度越低，层片间距越小。

根据层片间距的大小，珠光体又可分为粗珠光体（习惯上称为珠光体P）、细珠光体（即索氏体S）、极细珠光体（即托氏体T）三种。珠光体的片间距越小，则珠光体的硬度越高，强度高，塑性好。表4－1列出了共析钢的珠光体转变产物的形成温度、层片间距和硬度值。由于珠光体层片间距越小，相界面越多，塑性变形抗力越大，故强度、硬度越高；同时，渗碳体片越薄，越容易随同铁素体一起变形而不脆断，所以塑性和韧性也变好了，这也就是冷拔钢丝要求具有索氏体组织才容易变形而不致因拉拔而断裂的原因。

表4－1　珠光体转变组织特征与性能

（2）贝氏体转变——中温转变（550℃～Ms）

贝氏体（用符号B表示）是过冷奥氏体在贝氏体转变温度区转变而成，由铁素体与碳化物所组成的非层状的亚稳组织。贝氏体转变既有珠光体转变，又有马氏体转变的某些特征，这给贝氏体带来复杂的相变性质和多样的组织形态。影响贝氏体组织形态的外在因素除相变温度这个主要条件以外，还有相变持续时间和外加压力；内在因素则有诸如钢的化学成分和母相组织结构等。由于转变温度较低，过冷度大，只有碳原子有一定的扩散能力，铁仅作很小位移，而不发生扩散。因此，贝氏体转变属于半扩散转变。

①贝氏体的形成

根据转变温度及产物组织形态的不同，贝氏体分550～350℃形成的上贝氏体和350～230℃形成的下贝氏体。如图4－10所示，典型的上贝氏体在光学显微镜下呈羽毛状的特征，组织中的渗碳体不易辨认，在电镜下可见碳过饱和度不大的铁素体成条束并排地由奥氏体晶界伸向晶内，铁素体条间分布着粒状或短杆状的渗碳体。典型的下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针片状形态。

图4－10　贝氏体的显微组织

上贝氏体的形成过程如图4－11（a）所示。开始转变前，在过冷奥氏体的贫碳区先孕育出铁素体晶核，它处于碳过饱和状态，碳有从铁素体向奥氏体扩散的倾向，随着密排的铁素体条的伸长、变宽，生长着的铁素体中的碳不断地通过界面排到其周围的奥氏体中，导致条间奥氏体的碳不断富集。当其碳含量足够高时，便在条间沿条的长轴方向析出碳化物，形成典型的上贝氏体。

典型的上贝氏体包含以下特点：a．由铁素体板条和在板条间沿其长轴取向分布着不连续的碳化物组成。碳化物几乎全部是渗碳体。b．上贝氏铁素体具有位错亚结构。c．铁素体板条集结而构成上贝氏体束，在束内近乎平行排列，其尺寸随等温温度降低而变细变短，相互靠拢；束尺寸对钢材的强韧性显示“晶粒”的效应。d．上贝氏铁素体束直接自晶界长出。e．上贝氏体碳化物来源于富碳奥氏体，属第二个相变阶段的产物，它的形态及数量与钢的碳浓度和等温形成温度有关。f．显示Smith－Mehl所称的羽毛状上贝氏体。g．上贝氏体束具有亚结构单元为同类变体束。上贝氏体常常因合金元素和处理工艺条件的变化而发生变态，形成非典型上贝氏体，无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、反常贝氏体可为上贝氏体的变态。

下贝氏体的形成过程如图4－11（b）所示。它是在较大的过冷度下形成的，碳的扩散能力降低，尽管初生下贝氏体的铁素体周围溶有较多的碳，具有较大的析出碳化物的倾向，但碳的迁移却未能超出铁素体片的范围，只在片内沿一定的晶面偏聚起来，进而沿与长轴成55°～60°夹角的方向上沉淀出碳化物粒子，转变温度越低，碳化物粒子越细，分布越弥散，而且此时仍有部分碳过饱和地固溶在铁素体中形成典型的下贝氏体。

典型的下贝氏体具有以下特征：a．由下贝氏铁素体片及其内部单向分布的碳化物所组成。它的三维空间形态呈双透镜状。b．下贝氏铁素体具有位错亚结构，位错密度随形成温度降低而增高。偶尔在上、下贝氏体中见到孪晶。c．尽管下贝氏铁素体优先在奥氏体晶界上形成，但大量的下贝氏体还是形成于晶内，并在局部区域内密集堆积。d．下贝氏铁素体片实际由条状亚单元和基元块组成，基元块中有碳化物。e．存在中脊。f．显示爆发型形态。下贝氏体常常因合金元素和处理工艺条件的变化而发生变态，形成非典型下贝氏体，柱状贝氏体可为下贝氏体的变态。

图4－11　贝氏体形成过程示意图

②贝氏体的性能

由于上贝氏体中的铁素体条比较宽，抗塑性变形的能力比较低，渗碳体分布在铁素体条之间容易引起脆断。因此，上贝氏体的强韧性较差，生产上极少使用。

下贝氏体中的针状铁素体细小且无方向性，碳的过饱和度大，碳化物分布均匀、弥散度大，所以它不仅有高的强度、硬度与耐磨性，同时具有良好的塑性和韧性，生产中常用等温淬火来获得综合性能较好的下贝氏体。

（3）马氏体转变——低温转变

过冷奥氏体在Ms以下将发生马氏体转变。马氏体是以德国冶金学家A·Martens的名字命名的，用符号M表示。

马氏体转变不属于等温转变，而是在Ms～Mf之间的一个温度范围内连续冷却完成，由于马氏体转变温度极低，过冷度很大，而且形成的速度极快，使奥氏体向马氏体的转变只发生γ－Fe→α→Fe的晶格改组，而没有铁碳原子的扩散。所以马氏体的碳含量就是转变前奥氏体的碳含量。

①马氏体的结构和形成

马氏体是碳在α－Fe中的过饱和间隙固溶体。马氏体中，由于过饱和的碳强制地分布在晶胞的某一晶轴（如z轴）的间隙处，使z轴方向的晶格常数c上升，x、y轴方向的晶格常数a下降，α－Fe的体心立方晶格变为体心正方晶格，晶格常数c／a的比值称为马氏体的正方度。马氏体中的碳含量越高，正方度越大。

马氏体的形成也是一个形核和长大的过程。马氏体晶核一般在奥氏体晶界、孪晶界、滑移面或晶内晶格畸变较大的地方形成，因为转变温度低，铁、碳原子不能扩散，而转变的驱动力极大，所以马氏体是以一种特殊的方式——共格切变的方式形成，并瞬时长大到最终尺寸。

②马氏体的组织形态

马氏体的组织形态主要有两种类型，即板条状马氏体和片状马氏体。淬火钢中究竟形成何种形态马氏体，主要与钢的碳含量有关，一般当wC小于0．30%时，钢中马氏体形态几乎全为板条状马氏体；wC大于1．0%时则几乎全为片状马氏体；wC在0．30%～1．0%时为板条状马氏体和片状马氏体的混合组织，随碳含量的升高，淬火钢中板条马氏体的量下降，片状马氏体的量上升。(www.xing528.com)

板条马氏体在光学显微镜下是一束大致相同，且几乎平行排列的细板条组织。马氏体之间的角度较大，如图4－12所示。高倍透射电镜观察表明，在板条马氏体内有大量位错缠结的亚结构，所以板条马氏体也称为位错马氏体。

图4－12　板条状马氏体的形态

片状马氏体在光学显微镜下呈针状或双凸透镜状。相邻的马氏体片一般互不平行，而是呈一定角度排列，如图4－13所示。高倍透射电镜观察表明，马氏体片内有大量细小的孪晶亚结构，所以，片状马氏体也称为孪晶马氏体。

图4－13　片状马氏体的形态

③马氏体的性能

马氏体的性能取决于马氏体的碳含量与组织形态。

a．强度与硬度。主要取决于马氏体的碳含量。随马氏体中碳含量的升高，强度与硬度随之升高，特别是在碳含量较低时，这种作用较明显，但wC大于0．6%时，这种作用则不明显，曲线趋于平缓，如图4－14所示。

图4－14　碳含量对马氏体强度与硬度的影响

b．塑性与韧性。一般认为马氏体硬而脆，塑性与韧性很差，其实这是片面的认识。马氏体的塑性与韧性同样受碳含量的影响，随马氏体中碳含量的升高，塑性与韧性急剧下降，而低碳板条马氏体具有良好的塑性与韧性，是一种强韧性很好的组织，而且有较高的断裂韧度和低的冷脆转变温度，所以其应用日益广泛。

c．比容。钢中不同组织的比容是不同的，其中马氏体比容最大，奥氏体最小，珠光体居中，所以奥氏体转变为马氏体时，必然伴随体积膨胀而产生内应力。马氏体中碳含量越高，正方度越大，晶格畸变程度加剧，比容也越大，故产生的内应力也越大，这就是高碳钢淬火易裂的原因。但生产中也有利用这一效应，使淬火零件表面产生残留压应力，以提高其疲劳强度。

④马氏体转变的特点

马氏体转变也是形核、长大的过程，但有下列特点：

a．无扩散性。珠光体、贝氏体转变都是扩散型相变，马氏体转变则是在极大的过冷度下进行的，转变时，只发生γ－Fe→α－Fe的晶格改组，而奥氏体中的铁、碳原子都不能进行扩散，所以是无扩散型相变。

b．转变速度极快（＜10－7s）。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长大，而是靠新的马氏体片的不断形成。

c．转变的不完全性。马氏体点（Ms与Mf）的位置主要取决于奥氏体的成分。奥氏体中碳含量对Ms、Mf的影响如图4－15所示。奥氏体的碳含量越高，Ms与Mf越低，当奥氏体中的wC大于0．5%时，Mf已低于室温，这时，奥氏体即使冷到室温也不能完全转变为马氏体，这部分被残留下来的奥氏体称为残留奥氏体。

图4－15　奥氏体的碳含量对M和M的影响

图4－16　碳含量对残留奥氏体量的影响

残留奥氏体的量随奥氏体中碳含量的上升而上升，如图4－16所示。一般中、低碳钢淬火到室温后，仍有1%～2%的残留奥氏体；而高碳钢淬火到室温后，仍有10%～15%的残留奥氏体。即使把奥氏体过冷到Mf以下，仍不能得到100%的马氏体，总有少量的残留奥氏体，这就是马氏体转变的不完全性。

残留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，残留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，对某些高精度的工件，如精密量具、精密丝杠、精密轴承等，为保证它们在使用期间的精度，生产中可将淬火工件冷至室温后，再随即放到0℃以下温度的介质中冷却，以最大限度地消除残留奥氏体，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”。

（4）影响奥氏体等温转变图的因素

奥氏体等温转变图的位置和形状与奥氏体的稳定性及分解特性有关，其影响因素主要有奥氏体的成分和加热条件。

①奥氏体成分

a．碳含量。随着奥氏体中碳含量的增加，奥氏体的稳定性增大，奥氏体等温转变图的位置向右移。对于过共析钢，加热到Ac1以上某一温度时，随钢中碳含量的增多，奥氏体碳含量并不增高，而未溶渗碳体量增多，因为它们能作为结晶核心，促进奥氏体分解，所以奥氏体等温转变图左移。过共析钢只有加热到Accm以上，渗碳体完全溶解时，碳含量的增加才使奥氏体等温转变图右移，而在正常热处理条件下不会达到这样高的温度。因此，在一般热处理条件下，随碳含量的增加，亚共析钢的奥氏体等温转变图右移，过共析钢的奥氏体等温转变图左移。

由于亚共析钢和过共析钢在奥氏体向珠光体转变前，先有共析铁素体或渗碳体析出，所以与共析钢奥氏体等温转变图比较，在亚共析钢的奥氏体等温转变图的左上部多出一条先共析铁素体析出线（见图4－17（a））；过共析钢多一条二次渗碳体的析出线（见图4－17（b））。

图4－17　碳含量对奥氏体等温转变图的影响

b．合金元素。除Co外，所有合金元素的溶入均增大奥氏体的稳定性，使奥氏体等温转变图右移，不形成碳化物的元素，如Si、Ni、Cu等，只使奥氏体等温转变图的位置右移，不改变形状（见图4－18（a））；Cr、Mo、W、V、Ti等碳化物形成元素则不仅使奥氏体等温转变图右移，而且使形状发生变化，产生两个“鼻子”，整个奥氏体等温转变图分裂成珠光体转变和贝氏体转变两部分，其间出现一个过冷奥氏体的稳定区（见图4－18（b））。

图4－18　合金元素对奥氏体等温转变图的影响

需要说明的是，合金元素只有溶入奥氏体中才会增大过冷奥氏体的稳定性，而未溶的合金碳化物因有利于过冷奥氏体的分解反而降低过冷奥氏体的稳定性。

②加热条件

加热条件影响奥氏体的状态（如晶格大小、成分与组织均匀性），奥氏体晶粒细小，晶界总面积增加，有利于新相的形成和原子扩散，因此有利于先共析转变和珠光体转变，使珠光体转变线左移。但晶粒度对贝氏体和马氏体转变的影响不大。奥氏体的均匀程度对奥氏体等温转变图的位置也有影响，奥氏体成分越均匀，则奥氏体越稳定，新相形核和长大所需的时间越长，奥氏体等温转变图右移。

奥氏体化温度越高，保温时间越长，则形成的奥氏体晶粒越粗大，奥氏体的成分也越均匀，从而增加奥氏体的稳定性，使奥氏体等温转变图向右移。反之，奥氏体化温度越低，保温时间越短，则奥氏体晶粒越细，其成分越不均匀，未溶第二相越多，奥氏体越不稳定，使奥氏体等温转变图左移。

（5）过冷奥氏体的连续转变

实际生产中，钢奥氏体化后大多采用连续冷却，因此研究过冷奥氏体连续冷却时的转变规律具有重要的意义。

①共析钢过冷奥氏体连续冷却转变图

过冷奥氏体连续冷却转变图是将钢经奥氏体化后，在不同冷却速度的连续冷却条件下实验测得的，又称CCT曲线。将一组试样奥氏体化后，以不同的冷却速度连续冷却，测出奥氏体转变开始点与结束点的温度和时间，并标在温度－时间坐标图上，分别连接所有转变开始点和结束点，便得到过冷奥氏体连续冷却转变图，图4－19所示为共析钢的奥氏体连续冷却转变图。

图4－19　共析钢过冷奥氏体连续冷却转变图

比较奥氏体连续冷却转变图和奥氏体等温转变图，可发现奥氏体连续冷却转变图有以下一些特点：

a．奥氏体连续冷却转变图只有奥氏体等温转变图的上半部分，而无下半部分，即共析钢连续冷却时，只有珠光体、马氏体转变而无贝氏体转变。

b．Ps线是珠光体转变开始线，Pf线是珠光体转变结束线，KK′线（K线）是珠光体转变中止线，冷却曲线碰到该线时，过冷奥氏体就不再发生珠光体转变，而一直保留到Ms线以下，转变为马氏体。

c．与奥氏体连续冷却转变图鼻尖相切的冷却速度，是保证奥氏体在连续冷却过程中不发生转变，而全部过冷到马氏体区的最小冷却速度，用vk表示，称为马氏体临界冷却速度，它对热处理工艺具有十分重要的意义。

d．在连续冷却过程中，过冷奥氏体的转变是在一个温度区间内进行的，随着冷却速度的增大，转变温度区间逐渐移向低温，而转变时间则缩短。

e．因为过冷奥氏体的连续冷却转变是在一个温度区间内进行的，在同一冷却速度下，因转变开始温度高于转变终了温度，使先后获得的组织粗细不均匀，有时在某种速度下还可获得混合组织，如图4－19中冷却速度v，它与转变开始线相交后又与K线相交，所以珠光体转变终止，剩余的过冷奥氏体在随后的冷却过程中与Ms线相交而开始转变为马氏体，最后的转变产物是托氏体＋马氏体混合物。

②奥氏体等温转变图在连续冷却中的应用

图4－20　应用C曲线分析过冷奥氏体的连续冷却转变

因为过冷奥氏体的连续冷却转变曲线测定困难，且有些使用广泛的钢种的奥氏体连续冷却转变图至今还未测出，所以目前生产上常用奥氏体等温转变图代替奥氏体连续冷却转变图定性地、近似地分析过冷奥氏体的连续冷却转变。如图4－20所示，v1是相当于随炉冷却的速度，根据它与奥氏体等温转变图相交的位置，可估计出奥氏体将转变为珠光体；v2是相当于在空气中冷却的速度，根据它与奥氏体等温转变图相交的位置，可估计出奥氏体将转变为索氏体；v3是相当于油冷的速度，根据它与奥氏体等温转变图相交的位置，可估计出有一部分奥氏体将转变为托氏体，剩余的奥氏体冷却到Ms线以下开始转变为马氏体，最终得到托氏体＋马氏体；v4是相当于水冷的速度，它不与奥氏体等温转变图相交，一直过冷到Ms线以下开始转变为马氏体；vk与奥氏体等温转变图鼻尖相切，即马氏体临界冷却速度。