奥氏体在冷却时的转变
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第三节奥氏体在冷却时的转变奥氏体在冷却时发生的组织转变，既可在恒温下进行，也可在连续冷却过程中进行，随着冷却条件的不同，奥氏体可在A1 以下不同的温度发生转变，获得不同的组织。
所以，冷却是热处理的关键工序，它决定着钢在热处理后的组织和性能。
在临界转变温度A1 以上存在的奥氏体是稳定的，不会发生转变。
但一旦冷却到A1 以下，则变得不稳定，冷却时要发生组织转变。
这种在临界温度以下存在且不稳定的、将要发生转变的奥氏体称为过冷奥氏体。
研究过冷奥氏体的冷却转变行为，通常采用两种方法，一种是利用奥氏体等温转变曲线研究奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程，另一种是利用奥氏体连续冷却转变曲线研究奥氏体在不同冷速下的连续冷却中的转变过程。
一、共析钢过冷奥氏体等温转变曲线这里以金相－硬度法为例，来说明共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线的测定过程。
将共析钢制成圆形薄片试样（①10X 1.5 mm。
试样被加热到临界点Ac1 以上某一温度并保温一段时间，得到均匀的奥氏体组织，然后将试样分别迅速投入到不同温度的盐浴炉中，从放入盐浴中开始计时，每隔一段时间从盐浴中取出一块试样迅速放入水中。
对各试样做金相组织观察和硬度测定就可以得出各等温温度下不同等温时间内奥氏体的转变量,就可以得到一系列的奥氏体等温转变开始点和转变终了点。
若以等温转变温度为纵坐标，转变时间（以对数表示）为横 坐标，将所有的转变开始点连接成一条曲线（称为 等温转变 开始线）；同样，将所有的转变终了点也连成一条曲线（称 为等温转变终了线），就可以得到如所示的共析钢过图3-1共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线图冷奥氏体等温转变曲线。
由于该曲线具有英文字母“C' 的形状，故称 C 曲线，也称TTT （ Time TemperatureTransformation ）曲线。
C 曲线上部的水平线A 是奥氏体和珠光体的平衡温度 下部的两条水平线分别表示奥氏体向马氏体转变的开始温 度 M s 和终了温度 M f 。
10J ^7 2D QMf_俩匚匚二iz ___________________ 一0.510 1Q 1 101 10* 何、 时阖 lf l用SOW15A-M上述的两条曲线和三条水平线将整个图形划分成六个区域。
在A1 点以上为稳定奥氏体区；在等温转变开始线与纵坐标轴之间，A i线以下，M以上区间为过冷奥氏体区；在等温转变终了线以右为过冷奥氏体的转变产物区；在两条曲线之间为过冷奥氏体加转变产物的共存区；在M线〜M线之间为马氏体与过冷奥氏体共存区；M f 线以下为马氏体区。
共析钢的C 曲线由上至下可分为三个转变区：在A1〜550C 之间的珠光体转变区（高温转变）；在550C〜M之间的贝氏体转变区（中温转变）；在M〜M之间的马氏体转变区（低温转变）。
从纵坐标至过冷奥氏体转变开始线之间的水平距离称为孕育期。
随着等温温度的不同，孕育期的长短也不同。
在曲线的“鼻尖”处（约550C）孕育期最短，过冷奥氏体的稳定性最小。
二、影响过冷奥氏体等温转变的因素（一）奥氏体成分的影响1.含碳量的影响亚共析钢、共析钢和过共析钢过冷奥氏体等温转变曲线a ）亚共析钢b ）共析钢c ）过共析钢上图分别为亚共析钢、共析钢和过共析钢的 C 曲线。
可 以看出，与共析钢相比，在亚、过共析钢的 C 曲线的上部各 多出一条先共析相析出线。
对于亚共析钢，随含碳量的增加， C 曲线逐渐向右移，过冷奥氏体的转变速度减慢。
而对于过 共析钢，随着含碳量的增加，C 曲线反而向左移，则过冷奥 氏体转变速度加快。
因此共析钢的 C 曲线最靠右，2. 合金元素的影响一般来说，除Co 和AI （A1 %> 2. 5%）以外的所有合金 元素，当其溶入奥氏体中都增大过冷奥氏体的稳定性，使C曲线向右移。
® 5 4 3 7 2? o en12 2 3 左 4 4 5 5 0出二期粘 7^5 .67150 25 244 44 55& & 65 二一一一=>0Cr、Mo W V、Ti等碳化物形成元素，当其溶入奥氏体中后，除了使C曲线向右移动外，还能改变其形状。
下错误! 未找到引用源。
为Cr对w c = 0.5 %的钢C曲线的影响。
10I沪I沪I ⑷ iu z io1io4i ic ID3而茜fl-JM/sCr对C曲线形状的影响(二)奥氏体化条件的影响主要指加热温度和保温时间的影响。
加热温度越高，保温时间越长，过冷奥氏体越稳定，转变速度越慢，C曲线向右移。
三、过冷奥氏体连续冷却转变曲线简介过冷奥氏体连续冷却转变曲线，又称CCT(Continuous Cooling Transformation )曲线，它反映了在连续冷却条件下过冷奥氏体的转变规律，是分析连续冷却转变产物的组织与性能的依据，也是制订热处理工艺的重要参考资料，在实际生产中具有重要的应用价值。
下图为共析碳钢的CCT曲线。
只有珠光体转变区和马氏体转变区，没有贝氏体转变区，这说明共析钢在连续冷却过程中不会发生贝氏体转变。
珠光体转变区由三条曲线组成：左边一条线为过冷奥氏体转变开始线，右边一条线为过冷奥氏体转变终了线，两条曲线下面的连线为过冷奥氏体转变中 止线。
共析钢的连续冷却转变曲线V c 与V c 是两个临界冷却速度。
V c 表示过冷奥氏体在连续 冷却过程中不发生分解，全部冷至M 点以下发生马氏体转变 的最小冷却速度，称为 上临界冷却速度或临界淬火速度；V c 表示过冷奥氏体全部得到珠光体的最大冷却速度，称为下临界冷却速度。
四、等温冷却转变曲线的应用1. 利用TTT 图近似地估计连续冷却条件下过冷奥氏体的 转变过程和转变产物其方法是把已知的冷却曲线叠绘在 TTT 曲线上，根据冷 却曲线与TTT 曲线的交点便可粗略地估计钢在某一冷却条件下的转变温度范围及其产物，如所示 图中V i 相当于炉冷（退火）的情况，它与C 曲线相交的 温度8070605040302001010 101hfulr/s J范围在700〜650C温度范围内，在该范围内等温将发生珠光体转变，据此估计以Vi速度连续冷却时转变产物为珠光体组织。
V2相当于空冷（正火）的情况，转变产物应为索氏体组织。
V3相当于油冷（淬火）的情况，转变产物为屈氏体、马氏体的混合组织。
M相当于水冷（淬火）的情况，转变产物为马氏体和残余奥氏体。
与鼻尖相切的冷却速度V c，，为临界淬火速度，如图3-1 所示。
它是过冷奥氏体不发生分解直接得到全部马氏体（含残余奥氏体）的最小冷却速度。
可通过下式计算：式中A —钢的临界点（°C）;t m 鼻尖处温度（C）；m 鼻尖处的时间（S）。
图3-1利用共析碳钢TTT 曲线估计连续冷却得到的组织由于连续冷却时，CCT 曲线总是位于TTT 曲线右下方，即 其孕育期较长，故必须对上式进行修正，引入修正系数1.5， 因此实际的临界淬火速度为：A 1」m2. 利用TTT 曲线可以确定等温退火、等温淬火及分级淬 火等的热处理工艺参数。
3. 确定冷处理工艺的温度。
五、过冷奥氏体转变产物的组织与性能（一） 珠光体转变1珠光体的转变过程珠光体转变是单相奥氏体分解为 a 和渗碳体两个新相 的机械混合物的相变过程。
片状珠光体的形成也是通过形核和长大两个基本过程进行的。
珠光体形成时，领先相大多在奥氏体晶界上形核。
因为晶界处容易满足形核所需要的成分起伏、能量起伏和结n o i i is if* ID '构起伏条件片状珠光体形成过程示意图若渗碳体为领先相，在奥氏体晶界上形成稳定的晶核后，就会依靠附近的奥氏体不断供应碳原子逐渐向纵深和横向长大，形成一小片渗碳体。
这样，就在其周围出现贫碳区, 于是就为铁素体的形核创造有利条件，铁素体形成后随渗碳体一起向前长大，同时也向两侧长大。
铁素体长大的同时又使其外侧出现奥氏体的富碳区，促使新的渗碳体晶核形成。
如此不断进行，铁素体和渗碳体相互促进交替形核，并同时平行地向奥氏体晶粒纵深方向长大，形成一组铁素体和渗碳体片层相间、大致平行的珠光体团。
在一个珠光体团形成的过程中有可能在奥氏体晶界的其它部位形成其它不同取向的珠光体团。
当各个珠光体团相遇时，奥氏体全部分解完，珠光体转变即告结束，得到片状珠光体组织。
2珠光体的组织和性能根据珠光体片间距的大小，可将珠光体分为三类。
一般所谓的片状珠光体是指在A〜650 C温度范围内形成的，在光学显微镜下能明显分辨出铁素体和渗碳体层片状组织形态的珠光体，其片间距大约为150〜450nm 在650〜600C 温度范围内形成的珠光体，其片间距较小，约为80〜150n m 只有在高倍的光学显微镜下（放大800〜1500倍时）才能分辨出铁素体和渗碳体的片层形态，这种片状珠光体称为索氏体。
在600〜550C温度范围内形成的珠光体，其片间距极细，约为30〜80nm在光学显微镜下根本无法分辨其层片状特征，只有在电子显微镜下才能区分，这种极细的珠光体称为屈氏体。
片状珠光体的力学性能主要取决于片间距。
随片间距减小，钢的强度越高，塑性韧性越好。
（二）马氏体转变钢从奥氏体化状态快速冷却，在较低温度下（低于M点）发生的转变称为马氏体转变。
此时，铁原子和碳原子都不能进行扩散，其转变过程仅仅是Fe的晶格发生改组，因此，马氏体转变是典型的无扩散型相变。
1马氏体的组织结构和性能O Feffi T:c原子可徒盘置fl Fe谕子娠J动范圈马氏体的晶体结构马氏体是碳在a —Fe中的过饱和固溶体。
碳分布在—Fe体心立方晶格的c轴上，弓I起c轴伸长，a轴缩短，使得a —Fe体心立方晶格发生正方畸变。
因此，马氏体具有体心正方的结构，如上错误！未找到引用源。
所示。
c/a之比值称为马氏体的正方度。
马氏体中含碳量越高，c 轴拉的越长，a 轴缩短越多，c/a 之比值越大，即马氏体的正方度越大。
马氏体的正方度取决于马氏体的含碳量。
钢中马氏体的组织形态随钢的含碳量、合金元素含量以及马氏体的形成温度等的变化而不同，目前已观察到的钢中马氏体的形态有：板条状马氏体、蝴蝶状马氏体、透镜片状马氏体、薄板状马氏体及薄片状马氏体，其中以板条状马氏体及透镜片状马氏体最为常见。
板条状马氏体是由许多成群的、相互平行排列的板条所组成，故称为板条马氏体。
马氏体板条的空间形态是扁条状的。
相邻的马氏体条大致平行，位向差较小。
这些大致平行的马氏体条组成一个马氏体领域（板条束），一个奥氏体晶粒内可以转变为几个领域（板条束）。
板条马氏体的亚结构主要为高密度的位错，有时在板条内部也可看到孪晶，但数量极少。
故通常又称板条马氏体为位错型马氏体。
片状马氏体的空间形态为中间厚、边缘薄的片状，像一片透镜，故也称为透镜状马氏体。
由于与试样磨面相截呈针状或竹叶状，所以又称为针状马氏体或竹叶状马氏体。
