過冷奧氏體的等溫轉變

所謂“過冷奧氏體”是指在相變溫度A₁以下，未發(fā)生轉變而處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體（A’）。在不同的過冷度下，反映過冷奧氏體轉變產(chǎn)物與溫度及時間關系的曲線稱為過冷奧氏體等溫轉變的曲線。由于曲線形狀像字母C，故又稱為C曲線，如圖4-24。

圖4-24   共析鋼過冷奧氏體等溫轉變曲線

共析鋼過冷奧氏體在Ar₁線以下不同溫度會發(fā)生三種不同的轉變，即珠光體轉變、貝氏體轉變和馬氏體轉變。

a. 珠光體轉變  共析成分的奧氏體過冷到Ar₁～550℃高溫區(qū)某溫度等溫停留時，將發(fā)生共析轉變，轉變產(chǎn)物為珠光體型組織，是由鐵素體和滲碳體的層片組成的混合物。由于過冷奧氏體向珠光體轉變溫度不同，珠光體中鐵素體和滲碳體片厚度也不同。在Ar₁～650℃范圍內(nèi)，片間距較大，稱為珠光體（P）；在650～600℃范圍內(nèi)，片間距較小，稱為索氏體（S）；在600～550℃范圍內(nèi)，片間距很小，稱為屈氏體（T）。

珠光體組織中的片間距愈小，相界面愈多，強度和硬度愈高；同時由于滲碳體變薄，使得塑性和韌性也有所改善。

b. 貝氏體轉變  共析成分的奧氏體過冷到550℃～Ms的中溫區(qū)某溫度停留時，將發(fā)生過冷奧氏體向貝氏體的轉變，形成貝氏體（B）。由于過冷度較大，轉變溫度較低，貝氏體轉變時只發(fā)生碳原子的擴散而不發(fā)生鐵原子的擴散。因而，貝氏體是由于含過飽和碳的鐵素體和碳化物組成的兩相混合物。

按組織形態(tài)和轉變溫度，可將貝氏體組織分為上貝氏體（B_上）和下貝氏體（B_下）兩種。上貝氏體在550～350℃溫度范圍內(nèi)形成的。由于脆性較高，基本無實用價值，這里不予討論；下貝氏體是在350℃～Ms點溫度范圍內(nèi)形成的。它由含過飽和的細小針片狀鐵素體和鐵素體片內(nèi)彌散分布的碳化物組成，因而具有較高的強度和硬度、塑性和韌性。在實際生產(chǎn)中常采用等溫淬火來獲得下貝氏體。

c. 馬氏體轉變  當過冷奧氏體被快速冷卻到Ms點以下時，便發(fā)生馬氏體轉變，形成馬氏體（M）。奧氏體為面心立方晶體結構，當快速冷卻抑制珠光體轉變和貝氏體轉變發(fā)生，直接過冷至Ms以下時，其晶體結構將以切變方式轉變?yōu)轶w心立方晶體結構。由于轉變溫度較低，原奧氏體中溶解的過飽和碳原子沒有能力擴散，致使所有溶解在原奧氏體中的碳原子難以析出，使馬氏體體心立方晶格發(fā)生畸變，含碳量越高，畸變越大，內(nèi)應力也越大。馬氏體實質(zhì)上就是碳溶于α-Fe中過飽和間隙固溶體。馬氏體的強度和硬度主要取決于馬氏體的碳含量。

當Wc低于0.2%時，可獲得呈一束束尺寸大體相同的平行條狀馬氏體，稱為板條狀馬氏體，如圖4-5a所示。

當鋼的組織為板條狀馬氏體時，具有較高的硬度和強度、較好的塑性和韌性。當馬氏體中W_c大于0.6%時，得到針片狀馬氏體，如圖4-5b所示。片狀馬氏體具有很高的硬度，但塑性和韌性很差，脆性大。當W_c在0.2%～0.6%之間時，低溫轉變得到板條狀馬氏體與針狀馬氏體混合組織。隨著碳含量的增加，板條狀馬氏體量減少而針片狀馬氏體量增加。

實際生產(chǎn)中，馬氏體轉變不是等溫轉變，而是在一定溫度范圍內(nèi)（M_s～M_f）快速連續(xù)冷卻完成的轉變。隨溫度降低，馬氏體量不斷增加。而實際淬火操作時，冷卻只進行到室溫，這時奧氏體不能全部轉變?yōu)轳R氏體，還有部分奧氏體未發(fā)生轉變而保留下來，稱為殘余奧氏體。過多的殘余奧氏體會降低鋼的強度、硬度和耐磨性，而且因殘余奧氏體為不穩(wěn)定組織，在鋼件使用過程中易發(fā)生轉變而導致工件產(chǎn)生內(nèi)應力，引起變形、尺寸變化，從而降低工件精度。因此，生產(chǎn)中常對硬度要求高或精度要求高的工件，淬火后迅速將其置于低于M_f的溫度下，促使殘余奧氏體進一步轉變成馬氏體，這一工藝過程稱為“冷處理”。

亞共析鋼和過共析鋼過冷奧氏體的等溫轉變曲線與共析鋼的奧氏體等溫轉變曲線相比，除了C曲線分別多出一條先析鐵素體析出線或先析滲碳體析出線外，形態(tài)相似。通常，亞共析鋼的C曲線隨著含碳量的增加而向右移，過共析鋼的C曲線隨著含碳量的增加而向左移。故在碳鋼中，共析鋼的C曲線最靠右，其過冷奧氏體最穩(wěn)定。