过冷奥氏体的等温转变

一、过冷奥氏体的等温转变

钢在等温冷却的过程中，温度和时间这两个因素都是可以控制的，因此分别研究温度和时间对组织转变的影响，将有助于弄清奥氏体在冷却时的转变过程及不同转变产物的组织和性能。下面以共析钢为例，分析其奥氏体在等温冷却时的组织转变。

通过Fe-Fe₃C相图，可以分析铁碳合金在极缓慢冷却(平衡冷却)时的组织转变，这种条件下的组织转变称为平衡转变，得到的组织为平衡组织。但相图不能反映冷却条件，特别是冷却速度对相变的影响。在实际热处理生产中，钢的冷却速度较快，这种快速冷却称为非平衡冷却。在非平衡冷却条件下，奥氏体的转变过程和转变产物也与平衡冷却时完全不同。目前研究非平衡冷却时组织转变的方法，通常是分别测绘出钢的过冷奥氏体的等温转变曲线和连续冷却转变曲线，这两种曲线都可以说明奥氏体在非平衡冷却时，冷却条件和组织转变之间的关系。

奥氏体在临界点温度以上是稳定的，不会发生转变。但当共析钢冷却至临界点(A₁)温度以下时奥氏体就处于不稳定的状态，具备了转变的过冷度条件;但刚刚冷却到A_r1温度以下的奥氏体，在转变前往往都需要一段时间为新相晶核的形成做好结构上的准备，出现转变滞后的现象，这段滞后的时间称为相变“孕育期”。在不同的温度等温，所需要孕育期的时间也不同。这种在临界转变温度以下，仍处于孕育期内的奥氏体称为“过冷奥氏体。过冷奥氏体是一种处于不稳定状态的组织。

(一)过冷奥氏体等温转变曲线

1．过冷奥氏体转变曲线的建立

由于过冷奥氏体在转变过程中会发生体积膨胀、磁性转变以及组织和性能的变化，所以钢的过冷奥氏体等温转变曲线可用膨胀法、磁性法和金相法等多种方法来测定。现以金相法测定共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线为例，说明其建立过程。

(1)首先将共析钢制成一批小薄片试样(Φ10mm×1．5mm)，并将其分为若干组，每组若干个，并按组别和每组试样顺序编号，如1-1表示第一组的第一个试样，其余以此类推。

(2)将各组试样全部在同样的条件下加热和保温，得到均匀的奥氏体组织。

(3)将加热后试样按组别迅速放入A₁以下不同温度(如700℃、650℃、600℃、550℃等)的恒温浴槽中等温。同时从试样投入时刻起记录等温时间;每隔一定时间，在每一组中按顺序号取出一个试样迅速放入水中，使试样在不同时刻的等温转变状态固定下来。

(4)待试样冷却至室温后在金相显微镜下进行分析。凡在上述等温时间内未转变的奥氏体，将在水冷过程中转变为马氏体和仍保留部分残余奥氏体，它们的组织呈白亮色;而在等温时间内已转变的产物在随后的水冷过程中就不再发生变化而被原样保留下来，这些组织呈暗黑色。奥氏体等温转变产物是随着等温时间延长而逐渐增多的。通常以等温转变产物的量为1%的时刻作为过冷奥氏体等温转变的开始点，转变产物量达99%的时刻作为转变终了点。依此法找出过冷奥氏体在各个不同温度等温时的转变开始的时间和转变终了的时间，并将其标记在温度－时间坐标系中，然后将所有的转变开始点和终了点分别用光滑曲线连接起来，即得共析钢过冷奥氏体的等温转变曲线，如图6-5所示。由于曲线的形状恰似英文字母“C”，故过冷奥氏体的等温转变曲线又称C曲线。

图6-5　共析钢过冷奥氏体等温转变曲线

2．过冷奥氏体等温转变曲线的分析

(1)特性线与特性区

A₁线与M_s线之间为过冷奥氏体的等温转变区间。其中，由不同温度下的过冷奥氏体开始转变点组成的连线称为转变开始线;转变终了点的连线称为转变终了线。等温转变开始线的左边的区域为过冷奥氏体区，转变开始线与转变终了线之间的区域是过冷奥氏体和转变产物的共存区，过冷奥氏体转变终了线的右边的区域为转变产物区。

图6-5中C曲线终止于230℃并在该温度存在一水平线，这是因为共析钢过冷奥氏体冷却至230℃以下时，由于固态金属内部原子活动能力大幅降低，扩散型相变已不能进行的缘故。实验证明，共析钢过冷奥氏体在230℃以下的冷却过程中，将通过非扩散型相变而转变为马氏体(M)。M_s表示马氏体转变开始温度，称为上马氏体点;M_f表示马氏体转变的终了温度，称为下马氏体点。

(2)孕育期

在图6-5中，过冷奥氏体在不同温度下等温转变时，都要经过一段孕育期(转变开始线与纵坐标之间的水平距离)。孕育期愈长，说明过冷奥氏体在此温度下稳定性愈好，反之稳定性愈差。由图可以看出，过冷奥氏体在不同温度下的稳定性是不同的。从A₁开始，随着等温温度的下降，过冷度增加，孕育期逐渐缩短;当过冷度达到某一特定值(约550℃)后，孕育期又逐渐变长，故使曲线呈“C”形。

在C曲线上孕育期最短的地方过冷奥氏体最不稳定，其转变速度最快，通常将该处称为C曲线的“鼻尖”。而在靠近A₁和M_s处的孕育期最长，过冷奥氏体比较稳定，转变速度也较慢。

(3)三个转变区

共析钢过冷奥氏体在三个不同的温度区间，可发生三种性质不同的转变。A₁～550℃为高温转变区，其转变产物为珠光体类型的组织，此温度区间称为珠光体转变区;550℃～M_s线为中温转变区，转变产物为贝氏体，称为贝氏体转变区;M_s～M_f为低温转变区，转变产物为马氏体，称为马氏体转变区。

3．亚共析钢和过共析钢的过冷奥氏体等温转变

亚共析钢和过共析钢的过冷奥氏体等温转变曲线与共析钢相似，如图6-6(a)和图6-6(c)所示。由图可知，它们都具有过冷奥氏体转变开始线与转变终了线及M_s和M_f线，与共析钢等温转变曲线的区别只是在转变图上分别多一条先共析铁素体或先共析渗碳体(二次渗碳体)的析出线。这是由于亚共析钢过冷奥氏体向珠光体转变之前，有一个先共析铁素体的形成和析出过程;而过共析钢则有一个先共析二次渗碳体的析出过程。

图6-6　亚共析钢、共析钢和过共析钢过冷奥氏体等温转变曲线比较

(二)过冷奥氏体等温转变的组织与性能

1．珠光体转变(高温转变)

(1)珠光体转变的本质

过冷奥氏体在C曲线A₁～550℃温度区间等温将转变为铁素体和渗碳体两相组成的层片状混合物组织，称为珠光体。珠光体转变也是一个形核和长大的过程，它是由具有面心立方晶格、w_C=0．77%的奥氏体，转变为体心立方晶格、w_C＜0．0218%的铁素体和具有复杂晶格、w_C=6．69%的渗碳体的两相混合物，因此，这种转变必然要发生碳的重新分布和铁原子晶格的改组，而这些都需要通过原子的扩散来完成，所以珠光体相变是一个典型的扩散型相变。由于这一转变发生在C曲线的较高温度区域，故珠光体转变又称为高温转变。

(2)珠光体型组织的形态和力学性能

珠光体中相邻两片铁素体(或渗碳体)之间的距离(s₀)称为珠光体的片间距。珠光体片间距的大小与奥氏体晶粒度关系不大，主要取决于珠光体的形成温度。等温转变温度越低，过冷度越大，珠光体的片层间距越小。

根据片间距的大小，可将珠光体分为三类:

①在A₁～680℃温度范围内形成的珠光体比较粗大，其片间距为0．6～1．0μm，在放大400倍以上的光学显微镜下就可分辨出铁素体和渗碳体的层片，通常将这种组织仍称为珠光体，如图6-7所示。

图6-7　共析钢珠光体的光学显微组织

②在680℃～600℃温度范围内形成的珠光体，其片间距较细，为0．25～0．3μm，这种珠光体只有在大于1000倍的高倍光学显微镜下才能分辨出其片层状的形态，称为细珠光体或索氏体，用符号S表示。图6-8为在电子显微镜下放大8000倍的索氏体组织。

图6-8　索氏体电子显微组织(8000×)

③在600℃～550℃温度范围内等温则形成片层间距极小的珠光体，称为极细珠光体或托氏体，用符号T表示。它的层片结构在光学显微镜下已无法分辨，只有在放大几千倍以上的电子显微镜下，才能分辨出其层片状形态，如图6-9所示。

图6-9　托氏体电子相显微组织(8000×)

珠光体、索氏体和托氏体都属于珠光体类型组织，都是铁素体和渗碳体组成的层片相间分布的机械混合物，它们在结构上无本质差别，仅仅是片间距粗细不同而已。但是，与珠光体不同，索氏体和托氏体属于奥氏体在较快的冷却速度下得到的非平衡组织。

珠光体的性能主要取决于其片间距。珠光体型转变产物硬度和断裂强度均随片间距的减小而升高，这是因为珠光体在受外力拉伸时，塑性变形基本上只在铁素体片内进行，渗碳体片层则有阻碍位错滑移的作用，故一般滑移的最大距离就是一个片间距。片间距愈小，单位体积钢中铁素体和渗碳体的相界面愈多，对位错运动的阻力愈大，即塑性变形的抗力愈大，因而硬度和强度都增高。同时，在塑性变形时，珠光体片间距越小，渗碳体片越薄，渗碳体片越倾向于随铁素体片一起变形而不至于发生脆断，所以塑性和韧性也有所改善。例如，生产中钢丝冷拔加工时就要求钢的原始组织为索氏体，这样才能保证在较大变形的情况下不致因拉拔而断裂。

珠光体、索氏体、托氏体的抗拉强度依次为800MPa、1100MPa、1300MPa，断面收缩率依次为30%、45%、43%。珠光体型转变产物的特性比较如表6-2所列。

表6-2　共析钢珠光体类型转变产物的特性比较

2．贝氏体转变(中温转变)

钢在C曲线鼻尖至M_s线温度范围内等温，过冷奥氏体将转变为贝氏体。贝氏体转变又称为中温转变。贝氏体是过饱和的铁素体与弥散分布的渗碳体组成的非层片状机械混合物，用符号B表示。因此，贝氏体相变也应包括晶格改组和碳原子扩散这两个基本过程，但由于转变温度较低，原子扩散能力下降，奥氏体向铁素体的晶格改组已不能通过Fe原子的扩散来进行，而是铁原子在切变应力作用下产生一个很小的位移，即切变方式来实现的。这种以切变方式形成的铁素体和母相奥氏体保持一定的共格关系，故这种转变称为共格切变。由于贝氏体是两相组织，故转变中必然还有碳原子的扩散而且要析出碳化物。但此时温度已明显降低，原子扩散较困难，因此在大多数情况下，碳化物很难充分析出，最终使铁素体处于一定的过饱和状态，故贝氏体的转变属于半扩散型相变。

图6-10　上贝氏体的显微组织

(1)贝氏体的形态

由于奥氏体中的碳含量、合金元素含量以及实际转变温度不同，钢中贝氏体的组织形态往往差异很大。常见的形态有两种，即在中温转变区较高温度区间形成上贝氏体(B上);较低温度区间形成下贝氏体(B下)。共析钢形成上、下贝氏体的分界线约为350℃。中、高碳钢的上贝氏体组织在光学显微镜下的典型特征呈羽毛状(见图6-10(a))。在电子显微镜下，上贝氏体是由许多从奥氏体晶界向晶内平行生长的铁素体板条和在板条间断续分布、且呈短杆状的渗碳体所组成的(见图6-10(b))。其中铁素体含有过饱和的碳，内部存在密度为108～109cm－2的位错。随着形成温度下降，上贝氏体中铁素体板条宽度变细，渗碳体细化且弥散度增大。

下贝氏体组织也是由铁素体和碳化物组成。在光学显微镜下，下贝氏体呈彼此交叉，分布无规则黑色针状(见图6-11(a))。它可以在奥氏体晶界上形成，但更多的是在奥氏体晶粒内沿某些晶面单独或成堆地长成针叶状。在电子显微镜下，下贝氏体由含碳过饱和的针片状铁素体及其内部析出的微细ε-碳化物组成(见图6-11(b))。其中铁素体内的碳含量和位错密度均高于上贝氏体中的铁素体;ε-碳化物具有六方点阵，成分不稳定，以Fe_xC表示。ε-碳化物之间平行排列且与针片状铁素体长轴呈55°～65°方向规则分布。

图6-11　下贝氏体显微组织

(2)贝氏体的力学性能

贝氏体的力学性能主要取决于它的组织形态。

上贝氏体的形成温度较高，其中铁素体晶粒和渗碳体颗粒较粗大，渗碳体呈短杆状平行分布在铁素体板条之间，这种组织状态使铁素体板条间很容易产生裂纹而引发脆断。因此，上贝氏体的强度和塑性都较差，冲击韧度也显著降低。所以钢的热处理生产中，应尽量避免形成上贝氏体组织。

表6-3　共析钢上贝氏体和下贝氏体的特性比较

下贝氏体组织中铁素体片细小，无方向性，碳的过饱和度大，位错密度高。碳化物在铁素体内部分布均匀，弥散度大。所以下贝氏体硬度高、韧性好，具有良好的综合力学性能，是生产中希望获得的优良组织。生产中广泛采用的等温淬火工艺就是为了得到这种强、韧结合的下贝氏体组织。上贝氏体和下贝氏体的特性比较如表6-3所列。