钢的热处理原理 2Word下载.docx

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实际上，

钢进行热处理时其组织转变并

不按铁碳相图上所示的平衡温

、Ac、Ac；

而把冷却时的实际临界温度标以字13cm度进行，通常都有不同程度的滞后现象。

即实际转变温度要偏离平衡的临界温度。

加热或冷

母“r”，如Ar、Ar、Ar等。

却速度越快，则滞后现象越严重。

图9-3表示钢加热和冷却速度对碳钢临界温度的影响。

通13cm

虽然铁碳相图对研究钢的相变和制定热处理工艺有重要参考价值，但是对钢进行热处理常把加热的实际临界温度标以“c”，如Ac时不仅要考虑温度因素，还必须考虑时间和速度的重要影响。

因为所有的固态转变过程都是

通过原子的迁移进行的，而原子的迁移需要时间，没有足够的时间，转变就不能充分进行，

其结果将得不到稳定的平衡组织，而只能得到不稳定的过渡型组织。

9-2钢在加热时的转变

热处理通常是由加热、保温和冷却三个阶段组成的。

大多数热处理过程，首先必须把钢

加热到奥氏体状态，然后以适当的方式冷却以获得所期望的组织和性能。

通常把钢加热获得

奥氏体的转变过程为“奥氏体”化。

加热时形成奥氏体的化学成分、均匀化程度及晶粒大小

直接影响钢在冷却后的组织和性能。

因此，研究钢在加热时的组织转变规律，控制和改进加

热规范以改变钢在高温下的组织状态，对于充分挖掘钢材性能潜力、保证热处理产品质量有

重要意义。

一、共析钢奥氏体的形成过程

以共析钢为例讨论奥氏体的形成过程。

若共析钢的原始组织为片状珠光体，当加热至

Ac以上温度时，珠光体转变为奥氏体。

这种转变可用下式表示：

1

，Ac1,+FeC,,,,,3

％％％,,0.0218,,6.69,,0.77ccc

体心立方正交晶格面心立方这一过程是由碳的质量分数很高、具有正交晶格的渗碳体和碳的质量分数很低、具有体心立

方晶格的铁素体转变为碳的质量分数介于二者之间、具有面心立方晶格的奥氏体。

因此，奥

氏体的形成过程就是铁晶格的改组和铁、碳原子的扩散过程。

通常将这一过程以及奥氏体在

冷却时的转变过程称做“相变重结晶”。

共析钢中奥氏体的形成由下列四个基本过程组成：

奥氏体形核、奥氏体长大、剩余渗碳体溶解和奥氏体成分均匀化，如图9-4所示。

（一）奥氏体的形核

将钢加热到Ac

以上某一温度保温时，珠光体处于不稳定状态，通常首先在铁素体和渗1

碳体相界面上形成奥氏体晶核，这是由于铁素体和渗碳体相界面上碳浓度分布不均匀，原子

排列不规则，易于产生浓度和结构起伏区，为奥氏体形核创造了有利条件。

珠光体群边界也

可成为奥氏体的形核部位。

在快速加热时，由于过热度大，也可以在铁素体亚边界上形核。

某些研究者认为，当过热度很大或在超快速加热条件下，α?

γ的晶格改组是在存有共格界面条件下的切变机构。

碳原子从渗碳体扩散进入按切变机构形成的片状γ相区域中，使这些区域成为能长大的奥氏体晶核。

（二）奥氏体的长大1

奥氏体晶核形成以后即开始长大。

奥氏体晶粒长大是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和以上某一温度t形成一奥氏体晶核，其与铁素体和渗碳体相接触的两个相界面是平直的（见1

铁素体中的扩散和铁素体继续向奥氏体转变而进行的，其长大机制示于图9-5。

假定在Ac图9-5a），那么相界面处各相的碳浓度可由Fe-FeC相图（图9-5b）确定。

图中C表示与γα3-

铁素体相邻界面上奥氏体的碳浓度，C表示与渗碳体相邻界面上奥氏体的碳浓度。

由于Cγ-c

＞C，在奥氏体内就造成一个碳浓度梯度，故奥氏体内的碳原子将从奥氏体-渗碳体相γγα-c-

界面向奥氏体-铁素体相界面扩散。

扩散的结果破坏了在t温度下相界面的平衡浓度，使与1渗碳体相界处奥氏体的碳浓度低于C，而使与铁素体交界处奥氏体碳浓度大于C。

为γγα-c-

了维持相界面上各相的平衡浓度，高碳的渗碳体必溶入奥氏体，以使与渗碳体相界面上奥氏

体碳浓度恢复到C；

低碳的铁素体将转变为奥氏体，使与铁素体交界面上奥氏体碳浓度恢γ-c

复为C。

这样，奥氏体的两个相界面自然地向铁素体和渗碳体两个方向推移，奥氏体便γα-

不断长大。

碳在奥氏体中扩散的同时，碳在铁素体中也进行着扩散（见图9-5a），这是由于分别与渗碳体和奥氏体相接触的铁素体两个相界面之间也存在着碳浓度差C

-C，扩散的结果γγα-c-也使与奥氏体相接触的铁素体碳浓度升高，促使铁素体向奥氏体转变，从而也能促进奥氏体

长大。

实验表明，由于铁素体与奥氏体相界面上的浓度差（C-C）远小于渗碳体与奥氏体γγα-c-相界面上的浓度差（C-C），使铁素体向奥氏体的转变速度比渗碳体溶解的速度快得多。

γFe3C-c

因此，珠光体中的铁素体总是首先消失。

当铁素体一旦全部转变为奥氏体时，可以认为珠光

体向奥氏体的转变基本完成，但是仍有部分剩余渗碳体尚未溶解，说明奥氏体化过程仍在继

续。

（三）剩余渗碳体的溶解

铁素体消失后，在t温度下继续保温或继续加热时，随着碳在奥氏体中继续扩散，剩余1

渗碳体不断向奥氏体中溶解。

（四）奥氏体成分均匀化

当渗碳体刚刚全部溶入奥氏体后，奥氏体内碳浓度仍是不均匀的，原先是渗碳体的地方3体积的珠光体中铁素体和渗碳体的碳浓度较高，而原来是铁素体的地方碳浓度较低，只有经过长时间的保温或继续加热，让碳2相界面就有2000～10000mm，所以奥氏体形核部位很多，当奥氏体化温度不高，但保温时原子进行充分地扩散才能获得成分均匀的奥氏体。

间足够长时，可以获得极细小而又均匀的奥氏体晶粒。

由于珠光体中铁素体和渗碳体的相界面很多，1mm

二、影响奥氏体形成速度的因素

奥氏体的形成是通过形核与长大过程进行的，整个过程受原子扩散所控制。

因此，凡是

影响扩散、影响形核与长大的一切因素，都会影响奥氏体的形核速度。

（一）加热温度和保温时间

为了描述珠光体向奥氏体的转变过程，通常将研究钢的试样迅速加热到Ac以上各个不1

同的温度保温，记录各个温度下珠光体向奥氏体转变开始、铁素体消失、渗碳体全部溶解和

奥氏体成分均匀化所需要的时间，绘制在转变温度和时间坐标图上，便得到钢的奥氏体等温

形成图（见图9-6）。

由图9-6可见，在Ac以上某一温度保温时，奥氏体并不立即出现，而是保温一段时间1

后才开始形成。

这段时间称为孕育期。

这是由于形成奥氏体晶核需要原子的扩散，而扩散需

要一定的时间。

随着温度的升高，原子扩散速度率急剧加快，相变驱动力?

G迅速增加，总

同时奥氏体中碳的浓度梯度显著增大。

因此奥氏体的形核率和长大速度大大增高，故转变的

孕育期和转变完成所需时间也显著缩短。

加热温度越

高，转变的孕育期和完成转变的时间越短，即奥氏体

的形成速度越快。

在影响奥氏体形成速度的诸多因素

中，温度的作用最为显著。

因此，控制奥氏体形成温

度至关重要。

但是，从图9-6也可以看到，在较低温

度下长时间加热和较高温度下短时间加热都可以得到

相同的奥氏体状态。

因此，在制定加热工艺时，应当

全面考虑加热温度和保温时间的影响。

在实际生产采用的连续加热过程中，奥氏体等温

转变的基本规律仍是不变的。

图9-6所画出的不同速度的加热曲线（如ｖ、ｖ），可以定性地说明钢在连12

续加热条件下奥氏体形成的基本规律。

加热速度越快

（如ｖ），孕育期越短，奥氏体开始转变的温度和转变终了的温度越高，转变终了所需要的2

时间越短。

加热速度较低（如ｖ），转变将在较低温度下进行。

当加热速度非常缓慢时，珠1

光体向奥氏体的转变在接近于A点温度下进行，这便符和Fe-FeC相图所示平衡转变的情13

况。

但是，与等温转变不同，钢在连续加热时的转变是在一个温度范围内进行的。

（二）原始组织的影响

钢的原始组织为片状珠光体时，铁素体和渗碳体组织越细，它们的相界面越多，则形成

奥氏体的晶核越多，晶核长大速度越快，因此可加速奥氏体的形成过程。

若预先经球化处理，

使原始组织中渗碳体为球状，因铁素体和渗碳体的相界面减少，则将减慢奥氏体的形成速度。

如共析钢的原始组织为淬火马氏体、正火索氏体等非平衡组织时，则等温奥氏体化曲线如图

9-7所示。

每组曲线的左边一条是转变开始线，右边一条是转变终了线，由图可见，奥氏体

化最快的是原为淬火状态的钢，其次是正火状态的钢，最慢的是球化退火状态的钢。

这是因

为淬火状态的钢在A点以上升温过程中已经分解为微细粒状珠光体，组织最弥散，相界面1

最多，有利于奥氏体的形核与长大，所以转变最

快。

正火态的细片状珠光体，其相界面也很多，

所以转变也很快。

球化退火态的粒状珠光体，其

相界面最少，因此奥氏体化最慢。

近年来研究低、中碳合金钢非平衡组织加热

相变的结果表明，采用淬火马氏体、回火马氏体、

贝氏体等原始组织，不但加速奥氏体化过程，而

且改变形成奥氏体的相形态。

采用淬火马氏体等

组织状态加热时，可以形成针状奥氏体及颗粒状

当加热温度较低、过热度不大时，以形

成针状奥氏体为主，在原奥氏体晶界处还会产生

细小的颗粒状奥氏体。

若将淬火态组织以较快速

度加热到较高温度转变时，可以全部形成颗粒状

奥氏体，而且形核率很高，可以得到较平衡态组

织加热时更细小的奥氏体晶粒。

如果反复进行这种处理，可以得到超细化的奥氏体晶粒，从

而显著改善钢的机械性能。

（三）化学成分的影响

1.碳

钢中的含碳量越高，奥氏体形成速度越快。

这是因为钢中的含碳量越高，原始组织中渗

碳体数量越多，从而增加了铁素体和渗碳体的相界面，使奥氏体的形核率增大。

此外，碳的

质量分数增加又使碳在奥氏体中的扩散速度增大，从而增大了奥氏体长大速度。

2.合金元素

合金元素主要从以下几个方面影响奥氏体的形成速度。

首先是合金元素影响碳在奥氏体

中的扩散速度。

Co和Ni能提高碳在奥氏体中的扩散速度，故加快了奥氏体的形成速度。

Si、

Al、Mn等元素对碳在奥氏体中的扩散能力影响不大。

而Cr、Mo、W、V等碳化物形成元

素显著降低碳在奥氏体中的扩散速度，故大大减慢奥氏体的形成速度。

其次是合金元素改变

了钢的临界点和碳在奥氏体中的溶解度，于是就改变了钢的过热度和碳在奥氏体中的扩散速

度，从而影响奥氏体的形成过程。

此外，钢中合金元素在铁素体和碳化物中的分布是不均匀

的，在平衡组织中，碳化物形成元素集中在碳化物中，而非碳化物形成元素集中在铁素体中。

因此，奥氏体形成后碳和合金元素在奥氏体中的分布都是极不均匀的。

所以在合金钢中除了

碳的均匀化之外，还有一个合金元素的均匀化过程。

在相同条件下，合金元素在奥氏体均匀

化时间要比碳钢长得多。

在制定合金钢的加热工艺时，和碳钢相比，加热温度越高，保温时

间要长，原因就在这里。

三、奥氏体晶粒大小及其影响因素

钢在加热后形成的奥氏体组织，特别是奥氏体晶粒大小对冷却转变后钢的组织和性能有

着重要的影响。

一般来说，奥氏体晶粒越细小，钢热处理后的强度越高，塑性越好，冲击韧

性越高。

但是奥氏体化温度过高或在高温下保持时间过长，将使钢的奥氏体晶粒长大，显著

降低钢的冲击韧性、减少裂纹扩展功和提高脆性转折温度。

此外，晶粒粗大的钢件，淬火变

形和开裂倾向增大。

尤其当晶粒大小不均时，还显著降低钢的结构强度，引起应力集中，易

于产生脆性断裂。

因此，在热处理过程中应当十分注意防止奥氏体晶粒粗化。

为了获得所期

望的合适的奥氏体晶粒尺寸。

必须弄清奥氏体晶粒度的概念，了解影响奥氏体晶粒大小的各

种因素以及控制奥氏体奥氏体晶粒大小的方法。

（一）奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒度是衡量晶粒大小的尺度。

奥氏体晶粒大小通常以单位面积内晶粒的数目或

以每个晶粒的平均面积与平均直径来描述。

这样可以建立实际晶粒大小的清晰概念，但是要

测定这样的数据是很麻烦的。

实际生产中奥氏体晶粒尺寸通常用与八级晶粒度标准金相图片

（见图9-8）相比较的方法来度量，从而确定晶粒度级别N。

晶粒度级别号数N越大，单位面积内晶粒数越多，则晶粒尺寸越小。

通常1～4号为粗晶粒，5～8号为细晶粒。

八级以外

N-1。

式中的ｎ2的晶粒谓之超粗或超细晶粒。

晶粒度级别N与晶粒大小有如下定义式：

ｎ=2表示放大100倍时每平方英寸（6.45cm）视野中观察到的平均晶粒数。

实际每平方毫米面

nN+3积平均晶粒数ｎ==2。

如果实际金相观察放大M倍时晶粒的平均直径026.45，100/1002N+3为ｄ（单位为ｍｍ），那么它与晶粒度级别在数值上有如下近似关系：

（ｄ/M）=1/2。

这

样就建立了实际晶粒度大小的清晰概念。

为了研究钢在热处理时奥氏体晶粒度的变化，必须弄清三种不同晶粒度的概念。

1.起始晶粒度

钢在临界温度以上奥氏体形成刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小称为奥氏

体的起始晶粒度。

因珠光体中ａ和FeC间相界很多，所以奥氏体形核极多。

显然奥氏体的3

起始晶粒总是十分细小而均匀的。

奥氏体的起始晶粒大小与形核率N和长大速度G有如下

1/2N,,-2关系：

n=1.01，式中的n表示单位面积内的晶粒数，单位为ｍｍ。

可见，N/G值,,00G,,

越大，则n越大，晶粒越细小。

在增大形核率的同时，降低长大速度，可使奥氏体晶粒细0

化。

如果加热速度快，则转变温度升高，那么奥氏体的起始晶粒就更加细化。

但是如果进一

步提高加热温度或在高温下长时间保温，那么奥氏体晶粒就会粗化。

由于晶粒粗化减少晶界

可使界面能减少，因此奥氏体晶粒长大在热力学上是自发趋势。

然而在一定温度下，奥氏体

晶粒长大到一定程度后就不继续长大，这一点通常用机械阻碍理论解释。

如果晶界上存在难

熔化合物质点，便能阻碍奥氏体晶粒长大，只有当进一步升高温度，使第二相质点溶入奥氏

体后，奥氏体晶粒才能继续长大。

因此，不同钢种由于冶炼方法和化学成分不同，奥氏体晶

粒长大倾向是不同的。

这就引入了所谓“本质晶粒度”的概念。

2.本质晶粒度

本质晶粒度表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。

为了表征奥氏体晶粒长大倾

向，通常采用标准试验方法（YB27-64），即将钢加热到930?

10?

，保温3～8ｈ后测定其

奥氏体晶粒大小。

如晶粒度在1～4级，称为本质粗晶粒钢，如晶粒度在5～8级，则称为本

质细晶粒钢。

一般钢的热处理加热温度都低于930?

，如果钢在930?

以前奥氏体晶粒没有明显长大，那

么在一般热处理条件下也不会出现粗大的奥氏

体晶粒，所以该钢的奥氏体晶粒长大倾向小，反

之亦然。

因此，本质晶粒度只反映钢加热至

930?

以前奥氏体晶粒长大的倾向性。

如图9-9所示，若钢在930?

以下，随温度升高，晶粒不

断迅速长大，则称为本质粗晶粒钢；

如在930?

以下，随温度升高，晶粒长大速度很缓慢，则称

为本质细晶粒钢。

超过930?

，本质细晶粒钢也

可能得到很粗的奥氏体晶粒，甚至比本质粗晶粒

钢还粗。

本质晶粒度是钢的工艺性能之一，对于确定

钢的加热工艺有重要参考价值。

本质细晶粒钢淬

火加热温度范围较宽，这种钢在930?

高温下渗碳后直接淬火，不致引起奥氏体晶粒粗化。

而本质粗晶粒钢必须严格控制加热温度，以免引起奥氏体晶粒粗化。

钢的本质晶粒度与钢的化学成分和冶炼条件有关。

一般用铝脱氧的钢为本质细晶粒钢。

这是由于形成了弥散的AlN质点，可以阻止奥氏体晶粒长大。

钢中含有碳化物形成元素时

（如Ti、V、Zr、W和Mo等），可以阻止奥氏体晶粒长大，因为这些元素能形成难于溶入

奥氏体的碳化物质点，其中影响最强烈的碳化物形成元素是钛和钒。

3.实际晶粒度

所谓实际晶粒度是指钢在某一具体热处理加热条件下所获得的奥氏体晶粒大小。

显然，

奥氏体的实际晶粒尺寸要比起始晶粒大。

而本质粗晶粒钢与本质细晶粒钢也不意味着该钢总

是具有粗大晶粒或细小晶粒。

实际晶粒度与钢件具体的热处理条件有关，即奥氏体晶粒大小

完全由其所达到的最高加热温度和在该温度下的保温时间所决定。

一般来说，在一定加热速

度下，加热温度越高，保温时间越长，得到的实际奥氏体晶粒越粗大。

在相同的实际加热条

件下，奥氏体的实际晶粒度则取决于钢材的本质晶粒度。

钢在加热后的冷却条件并不改变奥

氏体晶粒大小，但奥氏体的实际晶粒度却决定钢件冷却后的组织和机械性能。

细小的奥氏体

晶粒可使钢在冷却后获得细小的室温组织，从而具有优良的综合机械性能。

（二）影响奥氏体晶粒大小的因素

由于奥氏体晶粒大小对钢件热处理后的组织和性能影响极大，因此必须了解影响奥氏体

晶粒长大的因素，以寻求控制奥氏体晶粒大小的方法。

奥氏体起始晶粒形成以后，其实际晶

粒大小主要取决于升温或保温过程中奥氏体晶粒的长大倾向。

奥氏体晶粒长大过程可视为晶

界的迁移过程，其实质就是原子在晶界附近的扩散过程。

因此，凡是影响晶界原子扩散迁移

的因素都会影响奥氏体晶粒长大。

1.加热温度和保温时间的影响

由于奥氏体晶粒长大与原子扩散有密切关系，所

以加热温度越高，保温时间越长，则奥氏体晶粒越粗

大。

图9-10表示加热温度和保温时间对奥氏体晶粒长

大过程的影响。

由图可见，加热温度越高，晶粒长大

速度越快，最终晶粒尺寸越大。

而在每一加热温度下，

都有一个加速长大期，当奥氏体晶粒长大到一定尺寸

后，再延长时间，晶粒将不再长大而趋于一个稳定尺

寸。

为了获得一定大小的奥氏体晶粒，可以同时控制

加热温度和保温时间。

加热温度低时保温时间影响较

小；

加热温度高时保温时间的影响开始较大，随后减

弱。

因此，加热温度高时，保温时间应当缩短，才能

保证得到细小的奥氏体晶粒。

比较而言，加热温度对奥氏体晶粒长大起主要作用，因此生产

上必须严加控制，防止加热温度过高，以避免奥氏体晶粒粗化。

通常要根据钢的临界点、工

件尺寸及装炉量确定合理的加热规程。

2.加热速度的影响

加热速度越快，过热度越大，奥氏体的实际形成温度越高，形核率和长大速度越大，则

奥氏体的起始晶粒越细小（见图9-11）。

但是，奥氏体起始晶粒越细小而加热温度较高反使奥氏体晶粒易于长大。

因此，快速加热时，保温时间不能过长，否则晶粒反而更加粗大。

生

产上采用短时快速加热工艺是获得超细化晶粒的重要手段之一。

3.钢的化学成分的影响

在一定的含碳量范围内，随着奥氏体中碳的含量的增加，由于碳在奥氏体中扩散速度及

铁的自扩散速度增大，晶粒长大倾向增加。

但当含碳量超过一定量后，碳能以未溶碳化物的

形式存在，奥氏体晶粒长大受到第二相的阻碍作用，反使奥氏体晶粒长大倾向减小。

例如过

～Ac之间加热时，由于细粒状渗碳体的存在，可以得到细小的晶粒，而共析1m共析钢在Ac

钢在相同温度下加热则具有较大的奥氏体晶粒长大倾向。

前以述及，用铝脱氧或在钢中加入适量的Ti、V、Zr、Nb等强碳化物形成元素时，可以

得到本质细晶粒钢，减小奥氏体晶粒长大倾向。

钢中的铝能形成难溶的AlN质点在晶界上弥散析出，阻碍加热时奥氏体晶界的迁移，从

而可以细化晶粒。

若进一步升高温度（＞900?

），AlN质点溶入奥氏体中，将使奥氏体晶粒急剧长大。

从细化晶粒角度，脱氧后钢中铝的质量分数以0.02～0.04％最佳。

Ti、V、Zr、Nb等元素在钢中能形成高熔点的弥散碳化物和氮化物，也起阻止晶粒长大

的作用。

这些元素对晶粒长大的影响可用晶粒粗化温度表示（见图9-12）。

由图可见，晶粒

粗化温度越高，表明晶粒长大倾向越小。

其中Ti、V、Zr、Nb的作用显著，Al的作用最弱。

Mn、P、C、N等元素溶入奥氏体后削弱铁原子结合力，加速铁原子的扩散，因而促进奥氏

体晶粒的长大。

4.钢的原始组织的影响

一般来说，钢的原始组织越细，碳化物弥散度越大，则奥氏体的起始晶粒越细小。

细珠

光体和粗珠光体相比，总是易于获得细小而均匀的奥氏体起始晶粒度。

在相同的加热条件下，

和球状珠光体相比，片状珠光体在加热时奥氏体晶粒易于粗化，因为片状碳化物表面积大，～Ac之间高温区域，或者1m溶解快，奥氏体形成速度也快，奥氏体形成后较早地进入晶粒长大阶段。

稍高于Ac时将得到更细小的奥氏体起始晶粒，如果采用快速加热、短时保温的工艺方法，3对于原始组织为非平衡组织的钢，采用较快速度加热到Ac或者多次快速加热-冷却的方法，便可获得非常细小的实际晶粒尺寸。

9-3钢在冷却时的转变

一、概述

钢的加热转变，或者说钢的热处理加热是为了获得均匀、细小的奥氏体晶粒。

然而得到

高温奥氏体组织不是最终目的。

因为大多数零构件都在室温下工作，所以高温奥氏体状态最

终总是要冷却下来。

钢从奥氏体状态的冷却过程是热处理的关键工序，因为钢的性能最终取

决于奥氏体冷却转变后的组织。

因此，研究不同冷却条件下钢中奥氏体组织的转变规律，对

于正确制定钢的热处理冷却工艺、获得预期的性能具有重要的实际意义。

钢在铸造、锻造、焊接以后，也要经历由高温到室温的冷却过程。

虽然不作为一个热处

理工序，但实质上也是一个冷却转变过程，正确控制这些过程，有助于减少或防止热加工缺

陷。

在热处理生产中，钢在奥氏体化后通常有两种冷却方式：

一种是连续冷却方式，钢从高

温一种是等温奥氏体状态一直连续冷却到室温。

一种是等温冷却方式，将奥氏体状态的钢迅

速冷却到临界点以下某一温度，让其发生恒温转变过程，然后再冷却下来。

奥氏体在临界转变温度以上是稳定的，不会发生转变。

奥氏体冷却至临界温度以下，在

热力学上处于不稳定状态，冷却时要发生分解转变。

这种在临界点以下存在且不稳定的、将

要发生转变的奥氏体，叫做过冷奥氏体。

如在本章第一节所分析的，过冷奥氏体以缓慢速度

冷却时，发生分解的过冷度很小，在高温下有足够时间进行扩散分解，可以得到近乎平衡的

珠光体类型的组织。

这种冷却速度相当于炉冷或空冷的冷却方式，热处理生产上叫做退火或

正火。

这种转变叫做珠光体类型转变。

过冷奥氏体分解也是一个点阵重构和碳的扩散过程。

当冷却速度较快时，可以把奥氏体

过冷至较低温度，此时碳原子尚可进行扩散，但铁原子不能进行扩散，奥氏体只能转变为贝

氏体组织。

采用等温冷却即能得到贝氏体组织。

如果采用更快的冷却速度，