2.1 过冷奥氏体等温转变图
在工业生产中，过冷奥氏体的等温转变和变温转变均有发生，这里首先讨论等温转变，然后再阐述连续冷却转变。
2.1.1 过冷奥氏体等温转变图的测定
过冷奥氏体的等温转变是将奥氏体迅速过冷到临界点以下某一温度，等温一定时间，使奥氏体发生不同的相变，其动力学图用奥氏体等温转变图表示。
奥氏体等温转变图反映了转变开始、转变终了、转变产物类型、转变量等与时间的关系，这种关系曲线一般呈“C”形，故也称为C曲线。
测定奥氏体等温转变图可采用膨胀法、磁性法、金相法等方法（可查有关手册）。现在通常应用全自动相变膨胀仪测定。
图2-1所示为绘制奥氏体等温转变图方法的示意图。在图2-1a中有六条不同温度下转变量与时间的关系曲线。由图2-1可见，过冷奥氏体只有经过一定时间后才开始转变，此时间称为孕育期；之后转变速度逐渐增加，当转变量为50％时，转变速度最大，而后又逐渐降低，到一定时间转变终了。
过冷奥氏体是不稳定的，这与其成分、状态有关，即使是同种奥氏体，在不同温度下其稳定程度也不同。如图2-1中鼻温（孕育期最短的温度）D、B点处的孕育期较短，甚至不足1s就开始转变；而在另一些温度下孕育期则很长，甚至几天才能转变完成。为了在同一个曲线图中示出各温度下的孕育期和转变终了时间，将横坐标以时间对数表示。在对数时间横坐标上，0.1s、1s、10s、100s…之间的间隔是相等的。横坐标的起点是0.1，不是0，这是由于对数的真数必须大于0；纵坐标为温度。将在不同温度等温时的转变量表示在图中，即可绘制出奥氏体等温转变图，如图2-1b所示的曲线。图2-1b中ABCD线是转变开始时间（一般将转变量2％～5％作为开始），EFGH线是转变量为50％的时间，JK线、LM线代表转变终了（常为98％～95％）的时间。
钢的马氏体转变存在马氏体点Ms，它被标注在转变图中，有时将马氏体转变终了点Mf和转变50％的温度也测定并表示在转变图中，这就是一个完整的奥氏体等温转变图，从中可以看到过冷奥氏体的转变贯序，即珠光体转变→贝氏体转变→马氏体相变。
图2-1 奥氏体等温转变图的绘制方法示意图
2.1.2 过冷奥氏体转变贯序
过冷奥氏体从高温区→中温区→低温区会发生一系列的相变，从扩散型相变→半扩散型相变→无扩散型相变，即从共析分解→贝氏体相变→马氏体相变，是一个逐级演化的过程。从高温区的共析分解到低温区的马氏体相变也是一个从量变到质变的过程，存在着相变产物和过程的过渡性、交叉性[1－3]。在共析碳素钢的奥氏体等温转变图中，珠光体转变和贝氏体相变有相互重叠和交叉现象，表现为一条转变曲线，当加入合金元素后可使两条转变曲线分开，甚至在两条曲线之间形成海湾区，如图2-2所示。
钢中的共析分解是过冷奥氏体在高温区的平衡或接近平衡的相变，其相变产物珠光体是平衡组织或准平衡组织。贝氏体相变是发生在Bs和马氏体相变温度之间的中温转变，是过冷奥氏体在中温转变区发生的非平衡相变，其相变产物贝氏体是非平衡组织。在某些合金钢中，珠光体和贝氏体相变之间还存在一个过冷奥氏体的亚稳区，即所谓海湾区，从而把珠光体相变和贝氏体相变完全分开。
铁原子和替换合金元素的原子在高温区的共析分解过程中是能够长程扩散的，而且是依靠扩散形成富含碳原子和合金元素的碳化物。但在中温区难以扩散，这是导致贝氏体相变不同于共析分解的重要原因。贝氏体相变既不是珠光体那样的扩散型相变，也不是马氏体那样的无扩散型相变，而是“半扩散型相变”，即只有碳原子能够长程扩散，铁原子及其他替换合金元素的原子难以扩散，但也不是切变位移，而是界面原子非协同热激活跃迁的过程[2，4]。
过冷奥氏体转变为珠光体、贝氏体、马氏体是一个组织形貌逐渐演化的过程。图2-3所示为随着相变温度的降低，组织形貌逐渐演化的总结图解。可见，从A1到Ms点以下，组织形貌从粗片状珠光体到细片状珠光体（索氏体）再到极细珠光体（托氏体）；魏氏组织介于共析分解和贝氏体相变之间，它包含条片状的铁素体和极细珠光体两种组织组成物，而其中的珠光体（确切地说是托氏体）是条片状铁素体形成后，其余的奥氏体分解为托氏体组织。魏氏组织反映了共析分解和贝氏体相变的交叉性。
图2-2 35Cr2Mo钢的奥氏体等温转变图
在中温区，上贝氏体是条片状形貌，下贝氏体是竹叶状或针状，显然具有过渡性特征。
在Ms以下，组织形貌与贝氏体有相似之处，如板条状马氏体与条片状低碳贝氏体相似，下贝氏体与片状马氏体相似。但是，马氏体形貌更加形形色色，如薄片状、薄板状、蝴蝶状、透镜片状、Z字形或闪电形分布等。
珠光体由铁素体和碳化物两相组成，是较为平衡的组织。铁素体中几乎是不含碳的，而且位错密度不高，也没有孪晶和残留奥氏体。马氏体、贝氏体组织中均有特殊的亚结构。贝氏体铁素体（α相）含有过饱和的碳，但是过饱和程度不大。马氏体是碳的过饱和固溶体。马氏体组织中存在极高密度的位错、层错或大量精细孪晶。在贝氏体组织中也同样存在亚结构，包括贝氏体铁素体的亚片条、亚单元、超细亚单元及较高密度的位错，近年来还发现精细孪晶等。
图2-3 过冷奥氏体转变产物的形貌逐渐演化的图解
图2-4 过冷奥氏体转变温度贯序图解
从共析分解到贝氏体相变再到马氏体相变是个逐渐演化的过程：珠光体组织由铁素体＋碳化物两相组成；马氏体是单相组织；中温区转变产物由贝氏体铁素体＋渗碳体组成，或贝氏体铁素体＋残留奥氏体组成，或贝氏体铁素体＋M/A岛组成，或贝氏体铁素体＋渗碳体＋奥氏体＋马氏体等多相组成，表明中温贝氏体转变是个复杂的过渡性相变。
综上所述，过冷奥氏体随着温度的降低，其转变贯序为：珠光体（粗珠光体、索氏体、托氏体）→上贝氏体（羽毛状贝氏体、粒状贝氏体、无碳贝氏体）→下贝氏体（片状、针状、竹叶状）→马氏体（板条状、片状、透镜片状、薄片状），如图2-4所示。
2.1.3 过冷奥氏体等温转变图的类型
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（wC＝0.76％，wMn＝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℃）
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-Fe2.4C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℃，AT：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
2.1.4 退火用过冷奥氏体等温转变图
在各种资料中列举的结构钢和工具钢的奥氏体等温转变图多数是为淬火、正火等工艺服务的。在测定奥氏体等温转变图时采用的奥氏体化温度较高，一般与该钢零件的淬火温度相匹配，可为淬火工艺的制订提供参数。但是，许多工模具钢在进行软化退火及球化退火时，选择的奥氏体化温度较低，往往在Ac1稍上的两相区加热，得到奥氏体＋碳化物两相状态，因此这些淬火用奥氏体等温转变图不能作为球化退火工艺的依据。为了使工具钢的退火工艺更加科学合理，达到有效软化、球化的目的，有必要测定各种钢的退火用奥氏体等温转变图和奥氏体连续冷却转变图[1]。
图2-12 H13钢退火用奥氏体等温转变图
图2-12所示为H13钢退火用奥氏体等温转变图。美国坩埚钢公司于1010℃（1850℉）奥氏体化测得H13钢的奥氏体等温转变图如图2-13所示[7]。从图2-12和图2-13中可见，它们的曲线形状大体相似，但转变线的位置不同。在880℃奥氏体化所测的奥氏体等温转变图中，珠光体转变的鼻子温度约为750℃，孕育期约为50s，转变终了时间约为4min。而在1010℃奥氏体化测得的奥氏体等温转变图中，珠光体转变曲线向右下方移动，鼻子温度降为715℃，珠光体转变的孕育期大大延长，约为20min，转变终了的时间更长，约为2.5h。贝氏体转变也被推迟了，而且看不见贝氏体转变终了线，其原因是提高奥氏体化温度后奥氏体中将溶解更多的碳，合金元素含量也增加，从而使奥氏体稳定性增加，贝氏体相变被延迟。若用此等温转变图来制订H13钢的等温退火工艺，无论加热温度和保温时间都不可取，那将使退火周期太长，硬度也不容易保证。
从退火用奥氏体等温转变图中可见，铁素体-珠光体的转变终了线向左方移动，转变完成的时间缩短，因此可使退火工艺周期短，生产率高，在工程应用上具有重要意义。
退火用奥氏体等温转变图可以使退火温度与转变曲线的奥氏体化温度相匹配，使轧、锻材的退火软化工艺更加科学合理。例如，H13钢的淬火用奥氏体等温转变图是在1010℃奥氏体化情况下测定的，它不能作为软化退火工艺的指导参数。退火用等温转变图的奥氏体化温度为880℃，而软化退火一般采用860～890℃，其工艺参数与奥氏体等温转变图相匹配。
依据退火用奥氏体等温转变图设计制订的锻轧材退火工艺可充分发挥节能降耗、减排的作用，具有重要的工程应用价值，它使锻轧材的共析分解时间缩短，使球化退火生产率提高，可降低能耗，已在我国许多冶金厂生产中推广应用，经济效益显著。
图2-13 H13钢淬火用奥氏体等温转变图
2.1.5 影响过冷奥氏体等温转变图的因素
奥氏体等温转变图受奥氏体的化学成分、奥氏体晶粒度及工艺因素等的影响，因而形成了各种各样的等温转变图，即使同种钢，由于奥氏体化温度不同，奥氏体等温转变图也有所差别。把握影响奥氏体等温转变图的因素，对于研究钢的性能、合理选用钢材、改进热处理工艺具有重要的工程应用价值。
溶入奥氏体中的合金元素除Co外，均提高过冷奥氏体的稳定性，推迟共析分解和贝氏体相变，降低其转变速度，因而使等温转变曲线右移，即延长孕育期和转变终了时间。若合金元素形成碳化物或夹杂物，并且与奥氏体共存，则它们会起到非自发形核的作用，反而加速奥氏体的转变，使转变曲线左移。合金元素对奥氏体等温转变图的影响如图2-14所示。
图2-14 合金元素对奥氏体等温转变图的影响示意图