过冷奥氏体等温转变图类型分析

在550℃附近，碳素钢的共析分解和贝氏体相变相互重叠。加入不同的合金元素对奥氏体和铁素体的吉布斯自由能产生不同的影响，因而影响了临界点A₃、A₄、A₁、Ms等的位置，影响了元素的扩散速度，从而影响了共析分解和贝氏体相变动力学曲线的位置。根据两者的相互不同位置，总结归纳出下列几种类型的等温转变动力学图。

1.珠光体相变与贝氏体相变的曲线相互重叠

在碳素钢的奥氏体等温转变图中，珠光体和贝氏体的相变曲线相互重叠，即两种相变在550℃（鼻温）处交叉。Kennon等人测得Fe-C系合金的奥氏体等温转变图，如图2-5所示^[5]。从图2-5中可见，在鼻温附近等温，也即在550℃附近，共析分解和贝氏体相变重叠，先发生共析分解，而后生成贝氏体组织，在同一温度等温得到珠光体和上贝氏体两种产物，说明共析分解与上贝氏体转变不同，但有着密切的联系。从图2-5中还可以看出过渡性，如在400℃以上等温时，先形成珠光体，经过一段时间后再形成贝氏体。而在350～400℃等温时，则先形成贝氏体，而后形成珠光体。再降低温度，直到珠光体停止转变，则只有上贝氏体形成。这是一个明显的过渡过程，是一个过冷奥氏体随着温度的降低从平衡转变到非平衡转变的演化过程。

图2-6所示为T8钢（w_C＝0.76％，w_Mn＝0.29％）的奥氏体等温转变图^[6]。由图2-6中可见，在550℃鼻温处，共析分解和贝氏体相变的曲线相互重叠。孕育期不足0.5s。在图2-6中鼻温附近用虚线表示，是因为在实际测定中难以确定转变线位置的缘故。从图2-6中可见，T8钢的奥氏体在400℃以下只进行贝氏体相变。

对于碳素钢的上贝氏体组织来说，其相组成物为BF＋θ-Fe₃C，而鼻温附近得到的托氏体组织也是铁素体＋θ-Fe₃C两相的整合组织。这两种组织本质上是相同的，但是其形貌不同，组成相的形态及亚结构也不同。在贝氏体中存在较高的位错密度，有亚单元、亚片条等亚结构，这是由两种相变机制造成的。

图2-5 Fe-0.8％C-0.77％Mn合金的奥氏体等温转变图

图2-6 T8钢的奥氏体等温转变图

2.珠光体相变曲线与贝氏体相变曲线逐渐分离，形成海湾区

在合金钢中，由于合金元素对过冷奥氏体的稳定性产生不同的影响，影响临界点的位置，同时，替换原子在不同温度下的扩散速度不等，两种转变的动力学因素不同，因而造成两条曲线的逐渐分离，即共析分解的鼻温上移，而贝氏体转变的鼻温下移，最终形成海湾区。关于形成海湾区的原因，有的学者认为是由溶质原子类的拖曳作用造成的，此观点不够全面。

图2-7b所示为35Cr2Mo钢的奥氏体等温转变图，与图2-7a所示的35CrMo钢的奥氏体等温转变图相比较可见，由于Cr、Mo元素含量的增加，使珠光体转变开始线的鼻温稍有提高，但是却使得贝氏体转变的开始温度大幅度降低，Bs点从620℃左右降低到500℃左右，致使两条转变曲线从相互连接到完全分开，形成了一个宽广的海湾区。这说明当Cr、Mo两种元素综合加入时，对共析分解和贝氏体相变无论是相变温度还是转变速度均产生了显著的影响，使转变曲线向右移，减慢了贝氏体转变速度。随着这两种元素含量的增加，使得两条转变曲线完全分开，形成宽广的海湾区。

图2-7 35CrMo钢和35Cr2Mo钢的奥氏体等温转变图^[6]

a）35CrMo钢 b）35Cr2Mo钢

3.贝氏体转变曲线在珠光体转变曲线的左方

合金结构钢的贝氏体转变动力学曲线往往在珠光体转变曲线的左方，而高碳合金钢的贝氏体转变动力学曲线则在偏右方。从大量的（110多种）合金结构钢的奥氏体等温转变图中分析发现^[6]，对于同一种钢，共析分解的孕育期较长，而贝氏体相变的孕育期较短，只有当含碳量增加到高碳时，贝氏体的鼻子才显著右移。

图2-8所示为35CrNiW钢的奥氏体等温转变图。由图2-8中可见，贝氏体转变曲线在珠光体的左方，铁素体-珠光体反应向右移，650℃共析分解需要等温30min以上，而先共析铁素体的析出时间为5min以上。从图2-8中还可见，形成贝氏体铁素体的时间比先共析铁素体的要短，能够更快地形成。这是相变机制上的区别，先共析铁素体的析出是扩散型相变，在较高温度下，元素原子扩散较快，形成平衡态的先共析铁素体和珠光体组织；而在中温区，只有碳原子能够长程扩散，铁原子和替换原子的扩散极慢，已经不能满足贝氏体相变的要求，这时，依靠在相界面处的原子热激活跃迁，无扩散的界面控制机制能够较快地进行贝氏体相变，贝氏体铁素体相变往往在0.5s至数秒内形成。

图2-8 35CrNiW钢的奥氏体等温转变图（奥氏体化温度：900℃）(www.xing528.com)

4.高碳钢的贝氏体转变曲线右移

低碳合金钢的贝氏体转变曲线往往在珠光体的左方，渗碳后将向右移，如图2-9所示。从图2-9中可见，20Cr2Ni2Mo钢在渗碳前，贝氏体的等温转变曲线在珠光体的左方，说明在中温区，贝氏体铁素体的形成速度比共析分解开始分解的速度快。但渗碳并奥氏体化后进行等温淬火时，贝氏体转变的开始线显著右移。渗碳处理后含碳量提高了，共析分解的孕育期基本不变，但贝氏体相变的孕育期显著延长，从图2-9b中可见，在鼻温处从6s延长到约200s。这涉及珠光体和贝氏体的转变机制的区别，当过冷奥氏体分解为珠光体时，其晶核是铁素体＋碳化物两相，是共析共生的过程，同时形成两相并协同长大具有一定困难，构建晶核需要一定时间；另外，形成珠光体中的碳化物需要替换原子，尤其是碳化物形成元素（Cr、Mo等）的原子在奥氏体中的扩散系数比碳的扩散系数低约五个数量级，尽管是在较高温度区进行共析分解，替换原子尚能够扩散，但仍然需要经过一段时间的孕育，才能开始共析分解。而在中温区，贝氏体转变温度低，新旧相吉布斯自由能之差大，即驱动力增大。而且贝氏体相变的形核是单相，即贝氏体铁素体（BF）。Fe₃C或ε-Fe_2.4C并不跟BF共析共生，碳化物何时析出要视具体条件而定，也可能不析出，而转变为无碳化物贝氏体，这是与珠光体转变本质上的区别之一。

当温度低于500℃时，除了碳原子能够长程扩散外，铁原子和替换原子都不能进行显著的扩散。这时，过冷奥氏体形成贫碳区，贫碳区中铁原子和替换原子以热激活跃迁方式越过界面，构筑铁素体晶核，由于速度较快，因此BF的孕育期较短。

贝氏体相变受碳原子扩散控制。20Cr2Ni2Mo钢渗碳后，高碳的奥氏体不利于BF的形核及长大。BF的形核必须在贫碳的奥氏体区中进行，BF的长大必须以碳原子从α-γ相界面的奥氏体侧扩散离去为先决条件，碳的影响在低于400℃时更加明显。奥氏体中含碳量增加，其晶界和晶内缺陷处也将吸附大量的碳原子，这将阻碍并延缓贫碳区的形成，从而推迟BF在此处的形核，因而使孕育期变长。从图2-9b中可见，在400℃以下，贝氏体转变的最快温度（鼻温）显著地向右下方移动。

高碳钢的下贝氏体孕育期一般较长，贝氏体转变开始线和终了线均显著右移，在Ms稍上温度形成下贝氏体时需要很长时间，甚至需要等温24h才能转变完毕。

图2-9 20Cr2Ni2Mo钢渗碳前后的动力学图^[6]

a）渗碳前 b）渗碳后

5.只有珠光体转变曲线的奥氏体等温转变图

对于某些高合金钢，其奥氏体等温转变图中只有珠光体转变曲线，贝氏体的转变曲线被右移到10⁵s以上时间，在测定其奥氏体等温转变图时，未能观察到贝氏体相变。但不是这类钢中没有贝氏体相变，而是其贝氏体转变发生在等温1天以后，因而失去了工程价值。

图2-10所示为高铬钢的奥氏体等温转变图，12Cr13钢是铬不锈钢，铬的质量分数为13％。从图2-10中可见，在980℃加热状态下，得到奥氏体＋铁素体两相，存在5％F。在冷却过程中铁素体不变，奥氏体将分解为珠光体组织。这种钢在700～750℃之间将形成合金碳化物Cr₂₃C₆^[6]，显然，合金元素原子进行了长程扩散。从其珠光体转变曲线来看，铬使得珠光体转变曲线右移。

在中温区，这种特殊碳化物不能生成。铬元素与碳原子有较强的亲和力，增加了碳原子在奥氏体中的扩散激活能，阻碍碳原子的扩散。因此，铬推迟了贝氏体相变，当含铬量较高时将使贝氏体相变曲线严重右移至消失。

图2-10 12Cr13钢的奥氏体等温转变图（A₁：790℃，A_T：980℃）

6.只有贝氏体转变曲线的奥氏体等温转变图

对于某些含有较高Cr、Ni元素的合金钢，其奥氏体等温转变图中只有贝氏体转变曲线，珠光体的转变曲线被右移到10⁵s以上时间，在其奥氏体等温转变图中没有珠光体转变曲线。图2-11所示为高铬镍钢的奥氏体等温转变图^[6]。从图2_-11中可见，这种钢在870℃的加热状态下得到奥氏体单相组织，在A₁～500℃之间经过10⁵s，其珠光体转变尚未发生，但是在中温区（Ms～500℃）却易于发生贝氏体相变。例如在300℃，其贝氏体相变的孕育期不足100s，经1h可基本上转变完成。这说明共析分解与贝氏体相变机制不同。具有这种转变曲线的钢种有35CrNi4Mo、18Cr2Ni4Mo、18Cr2Ni4W等。

图2-11 35CrNi4Mo钢的奥氏体等温转变图