曲线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奥氏体形成条件。(1)碳的质量分数一般说来，随着奥氏体中碳质量分数的增加，奥氏体的稳定性增大，以上某一温度时，随钢中碳质量分数的增多，奥氏体碳质量分数并不增高，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C曲线左移。过共析钢只有在加热到Accm以上，渗碳体完全溶解时，碳质量分数的增加才使C曲线右移，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，随碳质量分数的增加，亚共析钢的C曲线右移，过共析钢的C曲线左移。(2)合金元素除钴外，所有合金元素的溶入均增大奥氏体的稳定性，使C曲线右移(见图3-44)，不形成碳化物的元素如硅、镍、铜等，只使C曲线的位置右移，不改变其形状；能形成碳化物的元素如铬、钼、钨、钒、钛等，因对珠光体转变和贝氏体转变推迟作用的影响程度不同，不仅使C曲线右移，而且使其形状变化，产生两个“鼻子”，整个C曲线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。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”。
过冷奥氏体在不同冷却速度下的连续冷却转变和在不同温度下的等温转变均属非平衡相变，此时，用平衡条件下得到的Fe-Fe相图来研究其转变过程是不合适的，研究这种变化的最重要的工具是过冷奥氏体连续冷却转变图或等温转变图。由于研究过冷奥氏体的等温转变过程相对容易些，我们首先介绍过冷奥氏体的等温转3.4.2.1过冷奥氏体等温转变图奥氏体等温转变图是指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(转变开始与结束)的关系曲线图，也称TTT(Time-Temperature-Transformation缩写)曲线，又因为其形状象英文字母“C”，所以又称C曲线。1)奥氏体等温转变图的建立奥氏体等温转变图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测定的。测定的方法有金相测定法、硬度测定法、膨胀测定法、磁性测定法，以及X射线结构分析测定等方法。现以共析钢为例，如图3-41所示，用金相硬度法简要说明其建立过程：(1)将共析钢制成一系列φ101.5mm的薄片试样并加热至Acl以上温度，得均匀奥氏体。(2)将试样分成许多组，每组包括若干个试样。将每组试样分别迅速放入A温度以下一系列不同温度(如650、600、550……等)的恒温浴槽中，使过冷奥氏体进行等温转变。
记录从试样投入浴槽时刻起的等温时间，然后每隔一定时间，在每组中都取出一个试样，迅速放人冷水中冷却，使试样在不同时刻的等温转变状态固定下来。(3)测定试样硬度并观察其显微组织。当发现某一试样刚有转变产物时(有1～3％的转变产物)，它的等温时间即为奥氏体开始转变的时间，而当发现某一试样没有奥氏体时(约有98％的转变产物)，它的等温时间即为奥氏体转变终了时间。显然从过冷奥氏开始转变到转变终了的这段时间即为过冷奥氏体和转变产物的共存时间。(4)将所有的转变开始点和终了点标注在时间—温度坐标系中，将所有的转变开始点和终了点分别用光滑曲线连接起来，获得等温转变开始曲线和终了曲线，并在不同的时间和温度区域内填入相应的组织，即得共析钢过冷奥氏体的等温转变曲线图，如图3-42所示。2)奥氏体等温转变图的分析以图3-42所示共析钢的过冷奥氏体等温转变图为例对C曲线分析如下：(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；由过冷奥氏体转变终了点连接起来的线称为转变终了线。上面的水平线为A(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。孕育期是指金属及合金在一定过冷度条件下等温转变时，等温停留开始至相转变开始的时间，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(等温温度约为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。和Ms处的孕育期较长，过冷奥氏体较稳定，转变速度也较曲线下部的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M水平线，称为钢的下马氏体点或马氏体转变终了点，一般在室温以下，Ms线之间为马氏体与过冷奥氏体共存区。所以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：曲线鼻尖至Ms区间的中温转变，其转变产物为贝氏体，所以又称贝氏体转变；在Ms线以下区间的低温转变，其转变产物为马氏体，所以又称马氏体转变。亚共析钢和过共析钢奥氏体等温转变图它们与共析钢的C曲线相似，但由于在奥氏体向珠光体转变前，有先共析铁素体或渗碳体(二次渗碳体)析出，所以与共析钢C曲线比较，在亚共析钢的C曲线的左上部多出一条先共析铁素体析出线(如图3-43a)；过共析钢多一条二次渗碳体的析出线(如3-43b)。
此外，随着等温温度的下降，先析出的铁素体或二次渗碳体越来越少，甚至最终组织全部为珠光体。这种非共析成分所获得的共析体称为伪共析体。曲线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奥氏体形成条件。(1)碳的质量分数一般说来，随着奥氏体中碳质量分数的增加，奥氏体的稳定性增大，以上某一温度时，随钢中碳质量分数的增多，奥氏体碳质量分数并不增高，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C曲线左移。过共析钢只有在加热到Accm以上，渗碳体完全溶解时，碳质量分数的增加才使C曲线右移，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，随碳质量分数的增加，亚共析钢的C曲线右移，过共析钢的C曲线左移。(2)合金元素除钴外，所有合金元素的溶入均增大奥氏体的稳定性，使C曲线右移(见图3-44)，不形成碳化物的元素如硅、镍、铜等，只使C曲线的位置右移，不改变其形状；能形成碳化物的元素如铬、钼、钨、钒、钛等，因对珠光体转变和贝氏体转变推迟作用的影响程度不同，不仅使C曲线右移，而且使其形状变化，产生两个“鼻子”，整个C曲线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。
需要注意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而降低过冷奥氏体的稳定性。(3)加热条件影响了奥氏体的状态(如晶格大小、成分与组织均匀性)，使奥氏体晶粒细小、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C曲线右移。因此，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C 曲线向右移。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C 线左移。3.4.2.2 过冷奥氏体转变产物的组织与性能 1)珠光体转变 过冷奥氏体在 C)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，由此而形成高碳的渗碳体和低碳的铁素体，故这是一个扩散型相变；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。 图3-45球状珠光体 (1)珠光体的形态与形成 按渗碳体形态的不同，珠光体分为片状珠光体和球状珠光体， 一般成分均匀的奥氏体的高温转变产物都为层状珠光体；只有在A 附近的温度范围内作足够长时间的保温才可能使层状渗碳体球化，得到如图3-45 所示的球状珠光体。
片状珠光体的形 成过程如图3-46 所示为：在奥氏体晶界上优先产生渗碳体小片状晶核；这种渗碳体小片状晶 核向纵、横向长大时吸收了两侧的碳原子，使其两侧奥氏体的碳质量分数显著减小，从而生 成铁素体片；新生成的铁素体片除了伴随渗碳体片沿纵向长大外也沿横向长大，铁素体横向 长大时，必然要向侧面的奥氏体中排出多余的碳，所以显著升高侧面奥氏体的碳质量分数， 这就促进了另一片渗碳体的形成而出现了新的渗碳体片。这样连续下去就形成了许多铁素体 与渗碳体层层相间的层片状组织，与此同时在晶界的其它部位有可能产生新的渗碳体小片晶 当奥氏体中已经形成层片相间的铁素体与渗碳体集团后，侧向长大即停止，只有继续纵向长大，在铁素体与渗碳体层片相间的珠光体不断纵向长大时另一晶核又成长为铁素体与渗 碳体层片相间的珠光体。 同时长大着的珠光体与奥氏体晶界上，如有可能产生新的具有另一长大方向的渗碳体晶 核，成为新的珠光体集团。一直长大至各个珠光体集团相碰，奥氏体全部转变为珠光体时， 珠光体转变即告结束。通常，每一奥氏体晶粒内可形成3~5 个珠光体团。 (2)珠光体的性能 层状珠光体的性能主要取决于层片间距，转变温度越低，即过冷度越 大，片层间距越小，所以： ～680形成的珠光体，因为过冷度小，片间距(450～150nm)较大，在400以上 的光学显微镜下，就能分辨其片层状形态，习惯上称为珠光体(P)。
在680～600形成片间距(150～80nm)较小的珠光体，这种奥氏体在连续冷却或等温冷 却转变时过冷到珠光体转变温度区间的中部形成的、在光学显微镜下放大五、六百倍才能分 辨出其为铁素体薄层和碳化物(渗碳体)薄层交替重叠的复相组织称为细珠光体或索氏体，用 字母S 表示，它是以英国冶金学家H•C•Sorby 的名字命名的。 在600～550形成片层间距(80～30nm)极小的珠光体，这种奥氏体在连续冷却或等温冷 却转变时过冷到珠光体转变温度区间的下部形成的、在光学显微镜下高倍放大也分辨不出其 内部构造，只能看到其总体是一团黑而实际上却是很薄的铁素体层和碳化物(渗碳体)层交替 重叠的复相组织称为极细珠光体或托氏体，用字母T 表示，它是以法国金相学家L•Troost 名字命名的。因为珠光体的片层间距越小，相界面越大，塑性变形抗力越大，所以强度、硬度越高； 同时片层间距越小，由于渗碳体片越薄，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 为5～20HRC，S为20～30HRC，T 为30～40HRC。 2)贝氏体转变 过冷奥氏体在C 曲线鼻尖到Ms 以上的温度范围内将发生贝氏体转变。
贝 氏体是过冷奥氏体在贝氏体转变温度区转变而成的由铁素体与碳化物所组成的非层状的亚稳 组织，它是以美国冶金学家ECBain的名字命名的。转变也要进行晶格改组和碳原子的扩 散(但扩散不充分)，但是因为温度较低，铁仅作很小位移、而不发生扩散，故这是一个半扩 散型相变，其转变过程也是在固态下的形核和长大过程。 a)光学显微像 b)电镜像 图3-47 上贝氏体的显微组织 (1)贝氏体的形态及其形成 贝氏体组织随着奥氏体成分及转变温度的不同有多种形态， 对共析钢有在550～ 350形成的上贝氏体及在350～230形成的下贝氏体。如图3-47 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。 如图3-48 所示，典型的下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针片状形态，在电镜下，可见含 过饱和碳的铁素体呈针片状，在其上分布着与长轴成55～60的碳化物颗粒或薄片。 上贝氏体开始转变前，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，碳有从铁素体中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，导致条间奥氏体中的碳不断富集，当其 碳质量分数足够高时，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，如图 3-49a。
下贝氏体是在较大的过冷度下形成的，碳的扩散能力降低，尽管初生的下贝氏体的铁素 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并进而沿与长轴成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，如图3-46b。 主要取决于铁素体条(片)的粗细及其中碳的过饱和度和渗碳体(或碳化物)的形状、大小和分布。形成温度愈低，铁素体条愈细，铁素体中碳的过饱和度越大，碳 化物颗粒愈细小、量越多、弥散度越大，所以下贝氏体不仅有高的强度、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获得下贝氏体，来提高零件的性能。而上贝 氏体的强韧性较差,生产上极少使用。 3)马氏体转变 以下时，就开始发生马氏体转变。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-Feα-Fe 的晶格改组，而 没有铁、碳原子的扩散。所以马氏体的碳质量分数就是转变前奥氏体的碳质量分数，由于α -Fe 中最大溶碳量为0.0218%，所以马氏体是碳在α-Fe 中的过饱和间隙固溶体。
马氏体是以 德国冶金学家A•Martens 的名字命名的。 (1)马氏体的晶体结构 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 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。马氏体中的碳质量 分数越高，正方度越大。 (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(如图3-51) 和片状马氏体(如图3-52)。淬火钢中究竟形成何种形态马氏体，主要与钢的碳质量分数有关， 板条马氏体是低碳钢、马氏体时效钢、不锈钢等铁系合金形成的一种典型的马氏体组织；片 状马氏体则常见于高、中碳钢。一般当w =0.30%～1.0%时为板条马氏体和片状马氏体的混合组织，随碳质量分数的升高，淬火钢中板条马氏体的量下降、片状马氏体的量上升。 (3)马氏体的性能 马氏体的性能取决于马氏体的碳质量分数与组织形态。 强度与硬度 主要取决马氏体的碳质量分数。随马氏体中碳质量分数的升高，强度与 硬度随之升高，特别是在碳质量分数较低时，这种作用较明显，但w >0.6%时，这种作用则不明显，曲线趋平缓如图3-53。
塑性与韧性 一般认为马氏体硬而脆，塑性与韧性很差，但这是片面的认识。马氏体 的塑性与韧性同样受碳质量分数的影响，可在相当大的范围内变动。随马氏体中碳质量分数 的提高，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、低的冷脆转变温度和过载敏感性。所以对低碳钢或低碳 合金钢采用强烈淬火获得板条马氏体的工艺在矿山、石油、汽车、机车车辆、起重机制造等 行业的应用日益广泛。此外，中碳(w =0.3％～0.6％)钢也可采用高温加热使奥氏体成分均匀，消除富碳微区，淬火时可以获得较多的板条马氏体组织，从而在屈服强度不变的情况下，大 幅度提高钢的韧性；对于高碳钢工件，采用较低温度快速、短时间加热淬火方法也可以获得 较多的板条马氏体，从而提高钢的韧性。 a)示意图 电镜像图3-51 板条状马氏体的形态 电镜像图3-52 片状马氏体的形态 比容 钢的组织中，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。马氏体中碳质量分数越高，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。
但也 可利用这一效应，使淬火零件表层产生残余压应力，提高疲劳性能。 (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： 转变的非扩散性 珠光体、贝氏体转变都是扩散型相变，马氏体转变是在极大的过冷 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。 转变的速度极快 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 马氏体片的不断长大、而是靠新的马氏体片的不断形成。 转变的非等温性 当过冷奥氏体以大于v 冷速过冷到Ms时，就开始奥氏体向马氏体的 转变，随着温度的下降，马氏体的量上升，当温度下降到M 时，奥氏体向马氏体的转变结束。如在Ms—M 之间继续降温时，马氏体才继续形成。 Ms 的影响如图3-54。转变的不彻底性 由于奥氏体中的w 已低于室温，所以淬火到此温度时，必然有一部分奥氏体残留下来，称为残留奥氏体(A 的下降，残留奥氏体的量上升，如图3-55。而且在保证马氏体转变的条件下，即使把奥氏体过冷到M 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彻底性。 一般中、低 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。
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。所以生产中，对某些高精度的 工件如精密量具、精密丝杆、精密轴承等，为保证它们在使用期间的精度，可将淬火工件冷 至室温后，又随即放到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”。 3.4.2.3 共析钢过冷奥氏体连续冷却转变图 过冷奥氏体连续转变是指钢经奥氏体化后在不同冷却速度的连续冷却过程中过冷奥氏体 所发生的相转变。实际生产中，过冷奥氏体大多是在连续冷却中转变的，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。 过冷奥氏体连续冷却转变图是指钢经奥氏体化后在不同冷却速度的连续冷却条件下，过 冷奥氏体转变为亚稳定产物时，转变开始及转变终了的时间与转变温度之间的关系曲线图， 又称CCT(Continuous-Cooling-Transformation 缩写)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曲线，如图3-56 所示为共析钢的CCT 曲线。
1)CCT 曲线分析 (1)Ps 线是珠光体转变开始线，P 线之间为过冷奥氏体与其转变产物珠光体共存的过渡区；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，才开始向马氏体组织转变。 (2)与过冷奥氏体连续转变曲线P 开始线相切的冷却速度，是保证过冷奥氏体在连续冷却过程中不发生分解而全部过冷到马氏体转变区的最小冷却速度，称为淬火临界冷却速度，用 ′，它们转变的产物分别是珠光体和索氏体。 线相遇之前，一部分过冷奥氏体转变为托氏体；当冷却曲线v 线相遇之后，剩余过冷奥氏体一直保留到Ms点，才开始向马氏体转变。最终的转变产物为：托氏体+马氏体+残留奥氏体。 (5)奥氏体连续冷却时的转变产物及性能取决于冷却速度。冷却速度越大，则转变时的过 冷度越大，转变温度越低，所形成的组织越细，组织的不平衡程度也越大，强度、硬度也越 2)CCT曲线和C 曲线的比较 比较CCT 曲线和C 曲线，可发现CCT 曲线有以下一些特点： (1)共析钢的CCT 曲线在其C 曲线右下方。这表明若过冷奥氏体连续冷却的转变产物与等 温冷却的转变产物基本相同，但连续转变开始和终了的温度要低些，孕育期也较长。
(2)CCT 曲线只有C 曲线的上半部分，而无下半部分，表明共析钢连续冷却时，只有珠光 体、马氏体转变而不发生贝氏体转变。 (3)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。 (4)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，使先转变的组织的晶粒粗，后转变的组织晶粒细，而且可 能先后经过几个转变温度区，先后产生几种不同的组织，而获得几种组织的混合产物。如图 3-56 中冷却速度v 亚共析碳钢与过共析碳钢的CCT曲线 过共析碳钢的CCT 曲线与共析碳钢相比，除了多一条先共析的渗碳体析出线外，其它基 本相似，即也没有贝氏体转变区。 亚共析碳钢的CCT 曲线与共析碳钢相比，不大相同，它除了多一条先共析的铁素体析出 线外，还出现了贝氏体转变区。 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CCT曲线至今 还未测出，所以目前生产上常用C 曲线代替CCT 曲线定性地、近似地分析过冷奥氏体的连续 冷却转变。如图3-56 所示： 是相当于随炉冷却的速度，根据它与C曲线相交的位置，可估计出奥氏体将转变为珠光 是相当于在空气中冷却的速度，根据它与C曲线相交的位置，可估计出奥氏体将转变为 索氏体； 是相当于油冷的速度，根据它与C曲线相交的位置，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； 是相当于水冷的速度，它不与C曲线相交，一直过冷到Ms 线以下开始转变为马氏体； 曲线来估计连续冷却过程是很粗略的、不精确的，随着实验技术的发展，将有更多的CCT 曲线被测得，用于连续冷却过程才是合理的。
