實際生產中，奧氏體冷卻速度較快，必須過冷到A1溫度以下才開始轉變。在相變溫度A1以下還沒有發(fā)生轉變而處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體稱過冷奧氏體。
過冷奧氏體有兩種冷卻轉變方式：等溫轉變是指工件奧氏體化后，冷卻到臨界點（Ar1或Ar3）以下等溫時過冷奧氏體發(fā)生的轉變，波浪線表示相轉變；連續(xù)冷卻轉變是指工件奧氏體化后，以不同冷卻速度連續(xù)冷卻時過冷奧氏體發(fā)生的轉變。
1、過冷奧氏體的等溫轉變
等溫轉變是指加熱到奧氏體化的鋼，冷卻到臨界點以下保持溫度不變時，過冷奧氏體所發(fā)生的轉變。現(xiàn)以共析鋼為例，介紹等溫轉變曲線及轉變產物。
1）過冷奧氏體等溫轉變曲線（C曲線）
過冷奧氏體等溫轉變曲線是通過實驗的方法求得的，用來描述過冷奧氏體在A1以下各溫度等溫時的等溫轉變情況，因曲線形狀與英文字母“C”相似，故又常稱為“C曲線”。圖中左邊曲線為過冷奧氏體轉變開始線，右邊曲線為過冷奧氏體等溫轉變終了線。A1線以上是奧氏體穩(wěn)定區(qū)；A1線以下，轉變開始線的左邊為過冷奧氏體區(qū)，轉變終了線的右邊是轉變產物區(qū)，轉變開始線和終了線之間為過冷奧氏體和轉變產物共存區(qū)。過冷奧氏體在各個溫度等溫時，都要停留一段時間才開始轉變，通常把這一停留時間（即轉變開始線與縱坐標軸之間的距離），稱為孕育期。在Ｃ曲線拐彎的“鼻尖”處（約550℃），孕育期最短，過冷奧氏體最不穩(wěn)定，最容易分解。水平線MS為馬氏體轉變開始線（約230℃），水平線Mf為馬氏體轉變終了線（約－50℃）。圖中A′表示剩余奧氏體，即淬火冷卻到室溫后殘留的奧氏體。
2、過冷奧氏體等溫轉變產物的組織與性能
過冷奧氏體等溫轉變可分為珠光體型轉變、貝氏體型轉變。
（1）珠光體型轉變（A1～550℃），也稱高溫轉變
共析鋼過冷奧氏體在A1～550℃范圍內等溫轉變，由于在該范圍內轉變溫度比較高，奧氏體能全部分解，最后得到鐵素體和滲碳體所組成的機械混合物。在此溫度范圍內，由于過冷度不同，鐵素體和滲碳體的片層間距也不相同。轉變溫度越低，過冷度越大，片層間距越小，其強度和硬度就越高，塑性、韌性也有所改善。根據(jù)片層間距的大小，將珠光體型轉變產物通常又分為珠光體、索氏體和托氏體三種（見下表）。
（2）貝氏體轉變（550℃～MS），也稱中溫轉變
共析鋼過冷奧氏體在550℃～MS范圍內（即從C曲線“鼻尖”處到MS線）等溫轉變成貝氏體，用符號“B”表示。由于在該范圍內轉變溫度比較低，過冷度比較大，因而形成過飽和碳的鐵素體與碳化物組成的兩相機械混合物，即貝氏體。根據(jù)等溫轉變溫度和產物的組織形態(tài)不同，貝氏體又分為上貝氏體和下貝氏體兩種，分別用“B上”和“B下”表示。上貝氏體的等溫轉變溫度為550℃～350℃，其組織呈羽毛狀，強度、塑性、韌性較差，基本無實用價值。下貝氏體的等溫轉變溫度為350℃～MS，其組織呈黑色針片狀，具有較高的硬度、強度和耐磨性，同時塑性、韌性也良好，生產上常采用等溫淬火獲得高韌性的下貝氏體組織。貝氏體轉變產物的組織、性能見下表。
（3）亞共析鋼和過共析鋼的等溫轉變
因亞共析鋼和過共析鋼的碳含量低于或高于共析成分，故亞共析鋼等溫轉變曲線，多一條先共析鐵素體析出線；過共析鋼等溫轉變曲線，多一條二次滲碳體析出線。所以亞共析鋼在珠光體型轉變區(qū)等溫時，先析出鐵素體然后發(fā)生珠光體轉變，得到鐵素體和珠光體組織；過共析鋼先析出滲碳體，然后發(fā)生珠光體轉變，得到滲碳體和珠光體組織。
3、過冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉變
由于連續(xù)冷卻轉變曲線的測定較困難，且與C曲線相近似，故一般用C曲線來近似地分析同一種鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變過程，見右圖。
1）等溫轉變曲線在連續(xù)冷卻轉變中的應用
冷卻速度V1（10℃/min）：冷卻速度極緩慢，相當于爐冷（退火），與C曲線相交于700～670℃，估計轉變產物為珠光體組織，硬度為170～220HBS。
冷卻速度V2（10℃/s）：冷卻速度稍大于冷卻速度v1，相當于空冷（正火），與C曲線相交于650～600℃，估計轉變產物為索氏體組織，硬度為25～35HRC。
冷卻速度V3（150℃/s）：冷卻速度較快，相當于油冷（油淬），只與C曲線轉變開始線相交于550℃左右處，不與轉變終了線相交，隨后又與MS線相交，估計轉變產物為托氏體和馬氏體的混合組織，硬度為45～55HRC。
冷卻速度V4（600℃/s）：冷卻速度很快，相當于水冷（淬火），不與C曲線相交，只與MS相交并繼續(xù)冷卻，估計轉變產物為馬氏體和少量殘余奧氏體組織，硬度為55～65HRC。
冷卻速度Vk：與冷卻曲線相切，稱臨界冷卻速度，是獲得全部馬氏體轉變的最小冷卻速度。
2）馬氏體轉變（MS～Mf）
冷卻速度大于Vk時，奧氏體會很快冷卻到MS溫度以下，在MS至Mf之間發(fā)生馬氏體轉變。由于轉變溫度低，碳均不能擴散，只能依靠鐵原子作短距離移動來完成γ-Fe向α-Fe的晶格改組，原來固溶在奧氏體的碳仍全部保留在α-Fe晶格，從而形成碳在α-Fe中的過飽和固溶體，稱為馬氏體，用“M”表示。
馬氏體的組織形態(tài)有板條狀和片狀兩種類型（見下圖）。
當奧氏體中碳含量WC＜0.2％時，馬氏體的形態(tài)為板條狀，故板條狀馬氏體又稱為低碳馬氏體，有較好的強韌性；當WC＞1.0%時，馬氏體的形態(tài)為片狀，故片狀馬氏體又稱為高碳馬氏體，其性能硬而脆；
當WC介于二者之間時，形成片狀和板條狀馬氏體的混合組織。馬氏體的強度、硬度隨碳含量增加而增大，當碳含量超過0.6％，強度和硬度增加不明顯（見右圖），這主要是由于奧氏體中碳含量增加，導致淬火后的殘余奧氏體增多的緣故。
馬氏體轉變是在MS～Mf溫度范圍內連續(xù)冷卻時進行的，并且馬氏體的數(shù)量隨轉變溫度的下降而不斷增多，如果冷卻停止，則轉變也停止。此外，馬氏體轉變不能進行到底，即使過冷到Mf以下溫度，仍有一定量的殘余奧氏體存在。奧氏體的碳含量越高，鋼淬火后殘余奧氏體的量就越多。由于殘余奧氏體的存在，會降低淬火鋼的硬度和耐磨性，并且在工件長期使用過程中殘余奧氏體會逐步轉變?yōu)轳R氏體，使工件變形而引起尺寸的不穩(wěn)定。所以，對高精度的工件淬火后要進行冷處理，即把淬火后的工件繼續(xù)冷卻到室溫以下－80～－50℃，以盡可能減少殘余奧氏體的含量。
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