钢的转变温度与相

实际转变温度的含义

钢的转变温度并不是标注在某个牌号旁边的通用数值。它是一个边界或观测到的事件，取决于成分、热历史、试样尺寸、加热或冷却速率，以及一种组织转变为另一种组织所遵循的机制。所引用的温度可能描述平衡状态、加热过程中反应的开始、冷却过程中反应的开始，或某一特定测量方法检测到变化的温度。这些数值彼此相关，但不能互换使用。

相是具有明确晶体排列和成分范围的物理上可区分的结构。在钢中，奥氏体（γ）为面心立方结构，铁素体（α）为体心立方结构，渗碳体为正交晶系 Fe₃C；剑桥大学在 Interpretation of the Microstructure of Steels（2008）中对此进行了说明。组织组元是可能包含一个以上相的显微组织集合。例如，珠光体就是由铁素体和渗碳体组成的组织组元。转变产物是由母相形成的结构：珠光体、贝氏体、马氏体、先共析铁素体和先共析渗碳体，是 ASM 对奥氏体转变的论述中所列出的主要产物。

温度 (°C)

这种区分十分重要，因为某一温度可能标志着某个相的消失，却并不说明最终形成了哪种组织组元。在碳含量约为 0.8 wt%、温度为 723 °C 时，根据剑桥大学 2002 年的 Fe–C 资料，奥氏体发生共析反应 γ → α + Fe₃C。该方程式说明的是平衡产物，即铁素体和渗碳体。它并不意味着所有含约 0.8 wt% 碳的钢，在实际炉内热循环中都会恰好在 723 °C 形成相同的组织。

平衡边界与实际临界温度

平衡符号描述的是：当系统有足够时间接近平衡时，哪些状态在热力学上稳定。Ae1 是平衡共析温度：在规定成分和压力下，奥氏体与铁素体加渗碳体的混合物能够共存的边界。Ae3 是亚共析钢中奥氏体的上部平衡边界，将奥氏体区与奥氏体加铁素体区分开。Aecm 是过共析钢中相应的上部边界，将奥氏体区与奥氏体加渗碳体区分开。下标“e”表示平衡状态。

对于缓慢冷却，加热临界温度可能比冷却值高约 33 °C。 Strong evidence

实际操作中的温度通常采用不同的符号表示。Ac1 和 Ac3 指加热过程中观测到的转变温度；Ar1 和 Ar3 指冷却过程中观测到的转变温度。“c”和“r”表示加热和冷却条件，并不表示出现了新的平衡相。加热时，由于形核和扩散需要时间，奥氏体可能要到材料温度超过 Ae1 后才开始形成。冷却时，由于反应需要过冷，铁素体、珠光体或渗碳体可能要到钢的温度低于平衡边界后才出现。ASM International 报道称，对于缓慢冷却，加热临界温度可能比冷却温度高约 33 °C（2024）。这种差异是热滞后现象，而不是相图中的错误。

成分也会使这些边界发生移动。碳会改变奥氏体的稳定性，以及铁素体、珠光体、渗碳体和马氏体能够形成的温度。合金元素会移动这些边界并改变反应速率；例如，硅会提高转变温度范围，降低奥氏体中的碳溶解度，并倾向于使铁碳化物发生分解。即使是纯铁，其参考状态也具有温度依赖性：剑桥大学将面心立方奥氏体的温度范围置于约 910–1400 °C，并将熔化温度列为约 1539 °C（2005）。因此，钢牌号不可能从纯铁那里继承一个固定的“奥氏体化温度”。

加热、冷却、等温保温与连续冷却

加热、冷却和保温所涉及的问题各不相同。加热时，关键在于铁素体和渗碳体何时充分溶解，从而形成奥氏体。热滞后意味着厚大部件的炉温、表面温度和心部温度可能存在显著差异。即使中心部位尚未达到 Ac1，测温仪读数也可能已经越过 Ac1。这样，即使名义上的炉温制度相同，截面尺寸也会改变实际的传热路径。

冷却时，反应路径决定转变产物。缓慢冷却会产生受扩散控制的重构型产物，例如先共析铁素体和珠光体，使碳原子和铁原子得以重新分布。较快冷却会抑制这些反应，并可能形成贝氏体或马氏体。剑桥大学指出，就铁晶格而言，贝氏体的长大属于无扩散过程；当温度低于 T₀ 温度时，从热力学上看，具有相同成分的贝氏体自由能低于奥氏体，因此贝氏体可以形成。马氏体是位移型、实质上无扩散的转变：其形成不需要碳原子进行长距离迁移，但碳含量会显著影响其起始温度。

等温转变是指将奥氏体快速冷却至某一选定温度后，在该温度下保持。TTT 图——时间-温度-转变图——显示在这种保温条件下，各种产物何时开始形成以及何时形成完毕。其中的 C 形曲线表示珠光体和贝氏体等具有时间依赖性的反应，而马氏体起始温度 Ms 表示一种无热激活转变，其主要取决于达到的温度，而不是孕育时间。Mf 是马氏体终了温度，不过冷却可能在高于 Mf 的温度停止，从而留下残余奥氏体。剑桥大学报告称，碳会影响 Ms、Mf 以及残余奥氏体的比例（2012）。

CCT 图则记录连续冷却过程中的转变。冷却速率决定会穿过哪些转变起始曲线，以及钢在各个反应温度范围内停留多长时间。NIST 的 Continuous-Cooling Transformation Characteristics of SAE 1141 Steel（1990）表明，CCT 图可以用于估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、可加工性和疲劳性能。这就是 CCT 数值不能替代 Ae 数值的原因。平衡边界描述允许存在的相稳定性；TTT 图和 CCT 图则描述真实转变产物沿特定热路径出现的时刻。

铁–碳框架：相、晶体结构与相区

铁–碳相图是平衡状态图，而不是温度查询表。图中的各个相区表示在特定成分和温度下，从热力学角度稳定存在的相，前提是假定有足够的时间进行扩散。实际钢材往往遵循不同的路径：加热和冷却速率会使转变温度发生偏移，合金元素会改变相的稳定性，而快速冷却则可能抑制受扩散控制的产物。因此，同一名义牌号的钢材，根据其热历史的不同，可能含有铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体，或这些组织的混合物。

相图还区分了相、显微组织组成物和转变产物。铁素体、奥氏体和渗碳体是相。珠光体是两相组成物。贝氏体和马氏体是转变产物，其结构和成分取决于奥氏体如何分解。

铁素体、奥氏体和渗碳体

铁素体在此语境下通常写作 α，是一种富铁固溶体，具有体心立方（BCC）晶体结构。由于可用的间隙位置较小，且不利于容纳碳，碳在 BCC 铁素体中的溶解度非常低。在通常温度下，低碳钢通常含有铁素体，并以其作为连续相或基体相。与马氏体相比，铁素体的碳含量相对较低，且具有 BCC 晶格，这有助于解释其硬度较低的原因。

奥氏体写作 γ，具有面心立方（FCC）晶体结构。FCC 晶格提供了更大且更有利的间隙位置，因此能够溶解的碳显著多于铁素体。这种储碳能力是钢热处理的核心：奥氏体化试图在冷却过程决定其形成珠光体、贝氏体、马氏体或其他混合组织之前，将碳置于 γ 相中。

对于纯铁，剑桥大学 2005 年的 Stainless Steels: Phase Equilibria 资料将 FCC 奥氏体的温度范围列为约 910–1400 °C。该温度区间仅适用于纯铁，并不是钢材的普适范围。纯铁的熔点约为 1539 °C，而碳和合金元素的加入会使相界和转变温度发生移动。

渗碳体 Fe₃C 是一种具有正交晶体结构的碳化铁。它是一种化合物相，含碳量约为 6.67 wt%，远高于普通结构钢的总体含碳量。渗碳体硬而脆，其含量、形状、间距和连续性会显著影响材料的力学行为。剑桥大学 Interpretation of the Microstructure of Steels（2008）资料直接指出了这三种结构：奥氏体为 FCC，铁素体为 BCC，渗碳体为正交结构的 Fe₃C。

这些名称描述的是晶体结构，而不只是显微镜下的外观。铁素体晶粒即使含有缺陷或少量溶质，仍然是一个相。铁素体中的渗碳体颗粒由于成分和晶体结构不同，仍属于独立的相。

共析成分与共析反应[1][1] Materials Science & Metallurgy. University of Cambridge. University of Cambridge phase-trans materials, 2002.

共析点是一个很有用的组织分析示例。剑桥大学 2002 年的 Materials Science & Metallurgy 资料给出了该反应的大致数值：碳含量约为 0.8 wt%，温度约为 723 °C：

$$\gamma \to \alpha +{\mathrm{Fe}}_3\mathrm{C}.$$

这两个数值均为近似值，并且具有资料来源的特定性。由于参考状态、实验数据、合金假设，或定义临界温度时所采用的约定不同，已发表的相图可能会显示略有差异的数值。相比于将 0.8 wt% 和 723 °C 视为精确常数，反应式本身的表示更为重要。

在共析成分下，温度降至平衡共析温度以下时，奥氏体转变为铁素体和渗碳体。在适当的冷却条件下，这些相会排列成相互交替的片层或层片，称为珠光体。珠光体不是第三种晶体结构，也不是单一相。每一层铁素体片层均为 BCC 结构；每一层渗碳体片层均为正交结构的 Fe₃C。这种珠光体团层级的形貌，是由两相协同生长形成的转变产物或显微组织组成物。

冷却速率会改变片层间距，有时也会改变产物本身。缓慢冷却使碳能够在更长距离上扩散，通常会形成相对粗大的珠光体。较快冷却可能形成更细的珠光体、贝氏体，或者在扩散基本受到阻碍时形成马氏体。ASM International 将珠光体、贝氏体、马氏体、先共析铁素体和先共析渗碳体列为由奥氏体形成的主要产物。[2][2] Continuous-Cooling Transformation Characteristics of SAE 1141 Steel. National Institute of Standards and Technology. NIST Interagency Report, 1990.

因此，“钢的转变温度”这一表述是不完整的。平衡相图给出 Ae₁ 等数值，其中 Ae₁ 表示平衡共析温度；而加热和冷却过程会产生可能彼此不同的 Ac 和 Ar 温度。ASM 2024 年的 Critical Temperature Ranges 指出，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C。等温转变图描述的是在选定温度下保持一定时间的过程；连续冷却转变（CCT）图则描述不间断冷却过程。NIST 1990 年关于 Continuous-Cooling Transformation Characteristics of SAE 1141 Steel 的研究表明，CCT 图可用于估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、切削加工性和疲劳性能。

硅还进一步说明了为什么不能固定采用某些数值。ASM 报道称，硅会提高转变温度范围，降低奥氏体中的碳溶解度，并倾向于促使碳化铁分解。在炉内热循环开始之前，成分就已经改变了相区。

先共析铁素体和先共析渗碳体

含碳量低于共析成分的钢称为亚共析钢。从奥氏体冷却时，铁素体首先形成，此时剩余奥氏体尚未达到共析成分。这种早期形成的铁素体称为先共析铁素体。在共析温度下，残余奥氏体随后转变为珠光体。因此，最终的亚共析组织通常含有先共析铁素体和珠光体，尽管冷却速率和合金化也可能引入贝氏体或马氏体。

含碳量高于共析成分的钢称为过共析钢。渗碳体首先从奥氏体中形成，通常沿原奥氏体晶界或其他有利位置析出。这就是先共析渗碳体。剩余奥氏体的成分达到共析成分，并在继续冷却时转变为珠光体。所得组织通常含有先共析渗碳体和珠光体。

“先共析”一词的含义是“在共析反应之前形成”，而不是“在奥氏体存在之前形成”。这两种产物都是在冷却过程中由奥氏体形成的。它们的含量取决于成分以及穿过各相区的路径，而其形貌则取决于形核、扩散、晶粒尺寸和冷却速率。如果冷却足够迅速，共析分解可能被绕过。剑桥大学 2008 年关于钢显微组织的资料区分了这些重构型、受扩散控制的反应与位移型转变；马氏体的形成不需要生成珠光体所需的长程化学扩散。剑桥大学 2012 年的 Time-Temperature-Transformation Diagram for Steel 还记载，碳会影响马氏体开始转变温度、马氏体终了转变温度以及残余奥氏体的含量。

加热过程中的奥氏体形成

奥氏体并不会在一个统一的温度下出现。其形成取决于碳含量、合金化元素的添加量、加热速率、保温时间，以及加热前存在的铁素体–珠光体组织或回火组织。正如剑桥大学《钢的显微组织解读》（Interpretation of the Microstructure of Steels，2008）所述，奥氏体本身是面心立方的 γ-铁；铁素体是体心立方的 α-铁，而渗碳体则是正交晶系的 Fe₃C。加热会同时改变晶体结构以及碳在这些相之间的分布。

Ac1、Ac3 和 Accm 这些符号表示在加热过程中测量或观察到的实际临界温度。“c”表示加热，而“1”表示奥氏体形成的开始。因此，Ac1 是铁素体和珠光体开始形成奥氏体的温度；对于过共析钢，则是珠光体和渗碳体开始形成奥氏体的温度。对于亚共析钢，Ac3 是最后的先共析铁素体消失的温度。Accm 是过共析钢相应的上限边界：超过该温度后，渗碳体已经进入固溶体，组织完全奥氏体化，但未溶解的合金碳化物除外。

这些温度不同于 Ae1、Ae3 和 Aecm。Ae 标 notation 指的是平衡条件，即在给定成分和温度下，各相比例可通过扩散进行调整。Ac 值描述的是实际加热路径，因此会随加热速率、试样尺寸、初始状态和测量方法而变化。ASM International 指出，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C（Critical Temperature Ranges，2024）。因此，任何已发表的 Ac1 或 Ac3 数值都必须与具体钢种成分和试验条件相联系。

跨越 Ac1、Ac3 和 Accm

在亚共析钢中，例如典型的低碳结构钢，初始组织通常由铁素体和珠光体组成。接近共析成分时，珠光体群在 Ac1 开始转变。根据剑桥大学《材料科学与冶金学》（Materials Science & Metallurgy，2002）资料，在碳质量分数约为 0.8%、温度为 723 °C 时，平衡共析反应为 γ → α + Fe₃C。加热会使该反应逆向进行：珠光体中的铁素体和渗碳体被消耗并形成奥氏体。

这种转变并不会以完全锐利的界面进行。奥氏体会在铁素体–渗碳体界面、珠光体群边界以及其他高能位置形核，随后向周围铁素体中长大。由于碳在奥氏体中的扩散速度远高于置换型合金元素，在转变早期，碳浓度会变得不均匀。只有当温度升高至接近 Ac3 时，剩余铁素体才会完全溶解。在 Ac3 以下，组织由奥氏体和先共析铁素体组成；在 Ac3 以上，基体为奥氏体。

过共析钢的转变路径不同。珠光体在 Ac1 之后发生转变，但先共析渗碳体仍会保留在原奥氏体晶界周围或组织内部。只有当温度超过 Accm 且渗碳体充分溶解后，奥氏体才会完全形成。因此，仅将温度加热到略高于 Ac1，可能会留下含有相当大比例渗碳体的奥氏体。将这种状态称为“完全奥氏体化”是不正确的。

对于纯铁，剑桥大学的相平衡数据表明，面心立方奥氏体的温度范围约为 910–1400 °C，熔化温度约为 1539 °C。钢并不遵循纯铁的这些温度界限：碳和合金元素会移动相界边界，而工业加热通常远离平衡状态。实际问题并不只是炉子是否达到了某个印刷标注的温度，而是所需的各相是否有足够时间在整个截面内完成转变。

碳的溶解与碳化物再分配

碳必须从渗碳体中逸出，并通过正在长大的奥氏体进行扩散。细珠光体组织通常比粗珠光体转变得更快，因为前者具有更大的铁素体–渗碳体界面面积和更短的扩散距离。先前的冷加工、晶粒尺寸、偏析以及先前进行过的回火处理，也会改变形核位置和溶解速率。

Ac1 之后，新形成的奥氏体所含碳量可能低于该温度下的平衡值，而正在溶解的渗碳体附近区域的碳含量则可能更高。保温可以促进碳的再分配。时间不足可能导致渗碳体未完全溶解、形成贫碳奥氏体，或产生局部成分梯度。即使溶解已经完成，过高的温度或过长的保温仍可能使原奥氏体晶粒长大。

合金碳化物会使这一过程变慢。含铬、钼、钒、铌和钛的碳化物，在远高于普通 Fe₃C 所需溶解温度的条件下仍可能保持稳定。它们的保留可能是有意设计的，但这意味着名义上的“奥氏体化温度”并不能保证所有含碳颗粒都已进入固溶体。碳和置换型原子还会在铸造及先前加工过程中发生偏析，因此同一部件内部不同位置的局部转变温度可能有所不同。

硅和合金化元素添加的影响

硅清楚地说明了为什么讨论任何转变温度时都必须同时给出成分。ASM International 报道称，硅会提高转变温度范围、降低碳在奥氏体中的溶解度，并倾向于使铁碳化物发生解离。因此，在硅合金化钢中，渗碳体的稳定性和碳的分配不同于普通碳钢。其结果可能是更高的实际加热边界、碳化物溶解行为发生改变，以及在热循环过程中碳更倾向于继续分布在奥氏体与其他组织组分之间。

锰通常会降低临界转变温度并提高淬透性；镍能够稳定奥氏体；而铬、钼、钒、铌和钛则可能形成稳定的碳化物或氮化物。综合影响不能根据单一元素孤立地推断。加热速率同样重要：快速加热可能导致观测到的 Ac 值更高，因为扩散和形核滞后于炉温的升高。

所形成的奥氏体会控制后续转变。在冷却过程中，根据成分和冷却路径的不同，奥氏体可能形成珠光体、贝氏体、先共析铁素体、先共析渗碳体或马氏体。NIST《SAE 1141 钢的连续冷却转变特性》报告（Continuous-Cooling Transformation Characteristics of SAE 1141 Steel，1990）说明了为什么要使用 CCT 图来估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、可加工性和疲劳性能。奥氏体形成是后续转变的起始条件，并不能保证最终一定得到某一种特定组织。

冷却产物：珠光体、贝氏体、马氏体和先共析相

奥氏体并不存在一种必然的冷却产物。最终结果取决于碳含量和合金元素含量、原始奥氏体晶粒尺寸、加热状态、冷却速率，以及在各温度下停留的时间。ASM International 将珠光体、贝氏体、马氏体、先共析铁素体和先共析渗碳体确定为奥氏体转变的主要产物。这些名称并不都描述同一种事物：铁素体和渗碳体是相，珠光体和贝氏体是含有一个以上相的转变产物，而马氏体则是通过不同机制形成的过饱和相。

熟悉的共析反应说明了这一差别。剑桥大学 Materials Science & Metallurgy（2002）将该反应置于约 0.8 wt% 碳和 723 °C：

$$\gamma \to \alpha +{\mathrm{Fe}}_3\mathrm{C}$$

正如剑桥大学 Interpretation of the Microstructure of Steels（2008）所述，这里的 γ 是面心立方奥氏体，α 是体心立方铁素体，Fe₃C 是正交晶系渗碳体。该温度是平衡参考值，而不是普遍适用的切换点。实际转变可能在低于或高于该温度时开始，具体取决于热路径和成分。

珠光体：一种重构型扩散控制产物

奥氏体协同分解为交替分布的铁素体和渗碳体时，会形成珠光体。碳必须重新分配：铁素体只能溶解少量碳，而渗碳体能够容纳更多碳。铁晶格也会从奥氏体的面心立方排列重构为铁素体的体心立方结构。因此，这是一种重构型扩散控制转变，而不是现有晶格发生的简单形变。

这种协同性十分重要。铁素体形成时会将碳排斥到邻近奥氏体中，提高局部碳浓度，并促进渗碳体在其旁边形成。反过来，渗碳体的形成会提供有利条件，使相邻铁素体得以长大。由此形成的珠光体团由片层组成，其间距在很大程度上取决于转变温度。较高的转变温度通常会形成较粗的珠光体；较低的温度则会形成较细的珠光体，因为可供扩散的距离更短。冷却速率不仅会改变转变开始温度，还会改变产物的片层间距、相分数和形貌。

对于亚共析钢，在剩余奥氏体达到共析成分之前，会先形成先共析铁素体。它优先沿原始奥氏体晶界生长，并从未转变的奥氏体中移除碳，使该奥氏体逐渐富碳。对于过共析钢，则会形成先共析渗碳体，通常沿奥氏体晶界形成；随后剩余奥氏体相对于原始合金的碳含量降低，并转变为珠光体。因此，最终组织可能包含铁素体加珠光体，或渗碳体加珠光体，而不只是珠光体。

Ae1、Ae3 和 Aecm 这些术语表示平衡边界：Ae1 是共析边界；在适当成分范围内，Ae3 将奥氏体区与奥氏体加先共析铁素体区分开；Aecm 则标示相应的渗碳体边界。加热和冷却临界温度不一定相同。ASM International 的 Critical Temperature Ranges（2024）指出，对于缓慢冷却，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C。动力学效应和热滞后并不是相图中的错误；它们本身就是转变的一部分。

贝氏体与 T₀ 条件

贝氏体处于常被简化相图掩盖的中间状态。就铁晶格而言，贝氏体的生长是无扩散的：铁原子以协调的位移方式运动，而不是通过长距离的个体扩散运动。然而，这并不意味着碳不再重要。初始晶格变化过程中形成的过饱和铁素体必须重新分配碳；根据钢的成分和转变条件，碳通常会进入奥氏体或形成碳化物。因此，贝氏体既不是片层间距更细的珠光体，也不是在更高温度下形成的马氏体。

T₀ 温度T₀ 温度 奥氏体与成分相同的贝氏体铁素体具有相等自由能的温度；低于该温度时，所指定的贝氏体转变在热力学上是允许的。

剑桥大学 The Bainite Reaction（2024）将贝氏体生长描述为就铁晶格而言的无扩散过程，并指出该过程在 T₀ 温度以下具有热力学可能性。T₀ 是这样一个温度：化学成分相同的奥氏体与贝氏体铁素体具有相等的自由能。在 T₀ 以下，成分不变的贝氏体铁素体自由能低于奥氏体，因此位移步骤在热力学上是允许的。在 T₀ 以上，同成分转变不具备这种驱动力。

这一条件并不意味着每种合金一旦跨过 T₀ 就会立即转变为贝氏体。形核势垒、碳的分配、碳化物析出、合金元素添加、缺陷以及可用时间都会影响该反应。最终的贝氏体组织可以包含铁素体和碳化物，其形貌取决于碳化物是在铁素体片之间形成，还是因成分和工艺条件而受到抑制。例如，硅会提高转变温度范围，降低碳在奥氏体中的溶解度，并倾向于使碳化铁发生分解；这些作用会改变转变路径和产物，而不只是使某个固定温度发生平移。

等温转变图通过 C 曲线显示这些动力学限制。连续冷却转变图则会给出不同结果，因为试样在转变进行的同时不断经历温度变化。NIST 的 Continuous-Cooling Transformation Characteristics of SAE 1141 Steel（1990）指出，CCT 图可以估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、切削加工性和疲劳性能。正因为具有这种预测用途，冷却速率不能被一个单一的“贝氏体温度”所替代。

马氏体：一种位移型无热转变

马氏体通过奥氏体晶格的协调剪切和原子移位形成。它属于位移型转变：铁原子只移动很短的距离，不需要珠光体形成所需的长程化学扩散。碳被困在转变后的晶格中，从而产生过饱和和晶格畸变。在碳钢中，所形成的马氏体通常被描述为体心四方结构，但其四方度会随碳含量和回火状态而变化。

当冷却路径提供足够的形核驱动力时，马氏体会在马氏体开始温度 Ms 处开始形成。该转变被称为无热转变，因为形成量主要取决于达到的温度，而不是在恒定温度下的保温时间。因此，Ms 是一个转变温度，并不能保证所有奥氏体都已转变。继续冷却通常会生成更多马氏体，但在室温下仍可能残留部分奥氏体。[3][3] Time-Temperature-Transformation Diagram for Steel. University of Cambridge. University of Cambridge phase-trans materials, 2012.

Mf，即马氏体终了温度，也存在同样的限制。它表示在规定条件下马氏体反应的外推或实测完成范围，并不绝对保证不存在残余奥氏体。剑桥大学 Time-Temperature-Transformation Diagram for Steel（2012）特别显示，碳会影响 Ms、Mf 以及残余奥氏体的相分数。合金元素和先前发生的转变也会使结果发生偏移。

快速冷却能够抑制重构型产物并促使马氏体形成，但“快速”取决于钢种。某一钢种的 CCT 图可能显示，在一种冷却速率下，Ms 之前会形成珠光体或贝氏体，而在另一种冷却速率下则会形成马氏体。因此，相的选择取决于完整的热历史：平衡温度用于确定可能的状态，TTT 图描述等温动力学，CCT 图描述实际的连续冷却过程。单凭温度永远无法完整说明显微组织的形成过程。

TTT 图：等温转变数据能显示什么、不能显示什么

时间—温度—转变（TTT）图记录的是：将奥氏体加热至选定温度并在该温度保持时所发生的变化。它不是一张通用的固定转变温度表。这些曲线只适用于特定的钢材成分、奥氏体化处理、原始晶粒尺寸，以及对转变开始和结束所采用的实验判定标准。

为绘制该图，首先将试样加热至奥氏体区内足够高的温度，以形成所需的 γ 结构。随后将试样快速淬冷至选定的保持温度。淬冷过程必须避免试样在降温期间发生转变。在保持温度下，试样进行等温保持，同时通过膨胀测量、金相分析、磁响应或其他测量方法检测其结构变化。能够检测到转变的时刻被标为转变开始点；当判定选定比例的转变已经完成时，将该时刻标为转变结束点。在多个温度下重复这一过程，即可得到常见的曲线。

该图将转变产物、相和温度区分开来。奥氏体是一种相，是含有碳和合金元素的面心立方 γ 铁。珠光体和贝氏体是转变产物，通常由以不同方式排列的铁素体和碳化物组成。马氏体同样是转变产物，由奥氏体通过晶格的位移型变化形成。在共析反应中，当碳含量接近 0.8 wt%，温度接近 723 °C 时，奥氏体按照 γ → α + Fe₃C 发生变化，正如剑桥大学（2002 年）所述。剑桥大学将铁素体定义为体心立方结构，将渗碳体定义为正交晶系 Fe₃C。

解读 C 曲线

纵轴为温度，横轴通常为对数时间。钢材先进行奥氏体化，然后快速冷却至图上的某一点，再沿水平方向保持。如果这条水平线首先在 650 °C 处与转变开始曲线相交，那么从开始保持到该交点所经过的时间，就是可检测转变发生前的孕育期。继续保持会使结构逐渐趋向相应的转变结束曲线。两条曲线之间的区域表示未转变奥氏体与转变产物的混合物，而不是一种具有精确定义温度的单一相。

这些曲线通常会在某个中间温度附近向短时间方向弯曲，形成一个“鼻部”。在鼻部附近，转变最快，因为此时驱动力较大，同时原子运动仍然足够迅速。在较高温度下，较小的驱动力会减慢形核；在较低温度下，扩散减弱会减慢长大过程。因此，鼻部表示一种时间—温度条件，而不是单一的临界温度。

在相关温度范围以上进行水平保持，可能形成粗大的珠光体；在较低温度下保持，则可能形成更细的珠光体或贝氏体，具体取决于钢材成分和图谱。确切的边界会随碳、锰、铬、钼、硅含量，原始奥氏体晶粒尺寸以及奥氏体化工艺而变化。例如，硅会提高转变温度范围，降低碳在奥氏体中的溶解度，并倾向于使铁碳化物发生分解。加热和冷却时的临界温度也不一定相同：ASM International（2024 年）报告称，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C。

TTT 曲线不能直接用于连续冷却的构件。炉内试样、油浴中的试样、焊件或厚截面构件所经历的是倾斜的温度—时间路径，而不是水平保持。在这一过程中，材料可能会经过转变开始的温度，但可用时间在持续变化。对于这一问题，应采用连续冷却转变（CCT）图。NIST（1990 年）对 SAE 1141 钢的研究使用 CCT 数据来估算淬透性，并预测室温下的显微组织、强度、硬度、切削加工性和疲劳性能。TTT 图仍可提供指导，但将其应用于连续冷却时必须进行限定和验证，通常需要借助计算得到的冷却曲线或实验测定的 CCT 数据。

重构型与位移型转变区域

许多钢材图谱中相互分开的 C 曲线，反映的是不同的转变机制，而不仅仅是同一事件的不同名称。重构型转变要求原子穿过界面，并通过涉及扩散的过程重新排列。珠光体是典型例子：在铁晶格由奥氏体区域转变为铁素体区域的同时，碳发生分配，形成铁素体和渗碳体。当前共析反应发生之前形成先共析铁素体或先共析渗碳体时，它们也属于这一扩散控制的转变类型。

贝氏体处于不同的区域。剑桥大学的《贝氏体反应》（2024 年）指出，就铁晶格而言，贝氏体的长大过程是无扩散的；当温度低于 T₀ 温度时，该转变在热力学上是可能的，因为相同成分的贝氏体具有低于奥氏体的自由能。因此，该转变将铁晶格的位移型变化与碳的再分配或析出过程结合起来，而后者决定最终的贝氏体结构。贝氏体不应被简单地视为“细珠光体”。

当奥氏体被足够快速地冷却、从而抑制重构型转变时，就会形成马氏体。在形成过程中，晶格通过协同位移发生变化，基本不存在长程扩散。因此，马氏体区域通常用温度表示，而不是用普通的、随时间变化的 C 曲线表示。

Ms、Mf 和残余奥氏体

Ms 是马氏体开始温度，指冷却奥氏体时开始形成马氏体的温度。在相关温度范围内，该转变属于非等温转变：形成的马氏体量主要取决于达到的温度，而不是在固定温度下的保持时间。Mf 是马氏体结束温度，指按规定判定的马氏体转变完成时的名义温度。

Mf 可能低于室温。在这种情况下，冷却至室温后仍会有部分奥氏体未发生转变。这就是残余奥氏体；它不是通过简单查找温度而选出的另一种平衡相。残余奥氏体是成分和冷却路径共同作用的结果，其含量还可能在后续回火、服役或变形过程中发生变化。

碳会显著影响这三个量。剑桥大学关于 TTT 的资料（2012 年）表明，碳会影响 Ms、Mf 以及残余奥氏体比例：随着碳含量增加，Ms 和 Mf 通常会降低，并且在给定冷却处理后残留的奥氏体比例会增加。合金元素和先前的加工过程也会改变结果。因此，一张图上标注为 Ms 的曲线属于该钢材及其试验条件；不能未经审慎分析就将其照搬到另一钢种或构件上。

CCT图及工业冷却路径的实际情况

转变区间内的连续冷却

时间—温度—转变（TTT）图描述的是奥氏体保持在选定温度时所发生的变化。这一条件适用于研究等温反应，但并不是钢制构件通常经历的热历史。锻件离开模具后会持续散热。轧制产品则在不断变化的温度场中冷却。正火钢和退火钢在炉冷或空冷过程中会经过转变区间，而淬火零件通常会在达到马氏体开始温度 Ms 之前快速穿过这些区间。

因此，连续冷却转变（CCT）图通常是更具实际意义的图谱。图中将转变开始和转变结束边界绘制在持续下降的温度坐标上。在图上叠加一条冷却曲线，可以显示奥氏体何时进入、以及在特定产物能够形成的温度范围内停留多长时间。冷却曲线可能进入铁素体开始区，随后继续进入珠光体形成区，经过贝氏体区，最终越过 Ms，使剩余奥氏体转变为马氏体。因此，最终组织可能是混合组织，而不是某一种单独命名的相或转变产物。

这种区别很重要，因为铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体并不是通过相同机制形成的。在亚共析钢或过共析钢中，先共析铁素体或渗碳体可以在共析反应之前形成。接近共析成分时，即碳含量约为 0.8 wt%、温度约为 723 °C 时，根据剑桥大学《材料科学与冶金学》资料（2002），奥氏体会发生 γ → α + Fe₃C 转变。其中，α 为铁素体，Fe₃C 为渗碳体。剑桥大学《钢的显微组织解析》（2008）指出，奥氏体为面心立方结构，铁素体为体心立方结构，而渗碳体为正交晶系 Fe₃C。

在较低温度下，贝氏体可能通过一种相对于铁晶格而言无扩散的转变形成，不过碳的重新分布对于该反应及其产物仍然十分重要。剑桥大学《贝氏体反应》（2024）指出，在 T₀ 温度以下，贝氏体在热力学上可以形成；在该温度以下，成分相同的贝氏体自由能低于奥氏体。如果冷却足够快，就可以绕过扩散控制的产物。此时，奥氏体晶格以位移型方式转变为马氏体，并从 Ms 开始；马氏体的形成属于非热激活转变，因此形成量主要取决于温度降至 Ms 以下的程度，而不是在某一温度下的保温时间。

CCT曲线也不是“钢”这一材料类别的普适性质。奥氏体化温度、保温时间、先前的铁素体—珠光体组织或贝氏体组织、晶粒尺寸、合金含量以及冷却介质都会影响结果。例如，硅会提高转变温度范围，降低碳在奥氏体中的溶解度，并倾向于使碳化铁发生离解。即使是在加热和冷却过程中测得的临界温度，也不一定相同：ASM International 的《临界温度范围》（2024）报告称，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C。

SAE 1141实例

美国国家标准与技术研究院（NIST）报告《SAE 1141钢的连续冷却转变特性》（1990）提供了一个有用的应用实例。SAE 1141 是一种易切削中碳钢，通常采用 SAE/AISI 1141 牌号表示。添加硫可以改善其切削加工性能，但该牌号仍会受到碳含量、奥氏体状态、冷却速率和截面几何形状之间综合作用的影响。

在 NIST 的研究中，CCT 数据用于将奥氏体冷却路径与室温组织联系起来，而不是为该牌号指定一个单一的转变温度。相对缓慢的冷却路径可能在达到较低温度之前先与铁素体区和珠光体区相交。较快的冷却路径则可能抑制其中部分或全部反应，进入贝氏体区，或者在越过 Ms 并形成马氏体之前避开扩散型转变。如果冷却曲线与多个转变开始区相交，所得钢材可能含有先共析铁素体加珠光体、珠光体加贝氏体、贝氏体加马氏体，或同时含有多种产物。冷却停止时尚未转变的奥氏体可能以残余奥氏体的形式保留下来。

最后这一部分并非无关紧要的细节。剑桥大学《钢的时间—温度—转变图》（2012）特别指出，碳会影响 Ms、马氏体终了温度 Mf 以及残余奥氏体含量。如果钢材仅冷却到高于 Mf 的温度，部分奥氏体可能会残留。随后，它可能在服役、机加工或后续热处理过程中发生转变，从而改变尺寸和应力状态。

NIST 对 SAE 1141 的研究直接说明了这一实际问题：钢的 CCT 图可用于估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、切削加工性和疲劳性能。这些预测属于估算，不能替代对实际热循环和截面的检查。表面冷却曲线可能远远位于转变边界的左侧，而中心冷却较慢并形成铁素体和珠光体。因此，同一个零件可能具有坚硬的马氏体表层和较软的混合组织芯部。

淬透性、截面尺寸与性能预测

淬透性经常与硬度混淆，但二者是不同的测量指标。硬度描述材料在特定状态下抵抗压入或变形的能力。淬透性则描述钢在规定的奥氏体化处理和冷却条件下形成马氏体的能力，以及能够形成马氏体的深度。淬透性高的钢并不具有一个普适的硬度值。其硬度仍取决于碳含量、马氏体含量、回火状态以及局部冷却速率。

截面尺寸会改变冷却速率。薄型棒材的整个截面可能冷却得足够快，从而避开铁素体和珠光体转变。在厚大锻件中，中心储存的热量会减缓冷却曲线，使其进入表面所避开的转变开始区。这样，中心可能含有贝氏体或珠光体，而表面则含有马氏体。这种热梯度还会造成体积变化和转变应力方面的差异，从而可能导致变形、淬火裂纹和残余应力。

因此，CCT 的解读必须从实际工艺开始：奥氏体化温度和时间、炉壁或模具接触、转移延迟、冷却介质、搅拌方式、零件方位以及局部截面厚度。随后，根据预测得到的组织产物推断材料性能。与未经回火的马氏体相比，铁素体和粗大珠光体通常会降低强度和硬度，但会改善切削加工性；贝氏体处于中间位置，而且其性能高度依赖具体状态；马氏体能够提高硬度和强度，但如果未经回火，可能会降低韧性。混合组织和性能梯度也会影响疲劳性能，因为局部硬度、残余应力、夹杂物和残余奥氏体都会改变裂纹的萌生与扩展。仅查阅温度数据无法涵盖这些影响，而冷却路径可以。

为什么不同钢种和工艺的相变温度会发生偏移

相变温度并不是“钢”的通用查表数值。它表示的是：对于特定成分和热路径，某一特定相变变得可能发生或能够被检测到的条件。结果还取决于图表描述的是平衡状态、等温保温过程，还是连续冷却过程。珠光体、贝氏体、马氏体、先共析铁素体和先共析渗碳体是不同的相变产物，并不是同一个温度的可互换名称。

碳含量与合金化学成分

碳既会改变平衡相界，也会改变冷却过程中形成的产物。在铁–碳体系中，共析反应发生在约 0.8 wt% 碳和 723 °C 条件下：

$$\gamma \to \alpha +{\mathrm{Fe}}_3\mathrm{C}$$

剑桥大学《材料科学与冶金学》（2002）给出了这一奥氏体转变为铁素体和渗碳体的反应。正如剑桥大学《钢的显微组织解析》（2008）所述，奥氏体为面心立方结构，铁素体为体心立方结构，而渗碳体是正交晶系的 Fe₃C。改变碳含量会使共析成分和共析温度发生变化，也会改变共析反应之前出现的相。亚共析钢可能形成先共析铁素体；过共析钢可能形成先共析渗碳体。

碳还会改变马氏体开始形成的温度 Ms，以及马氏体转变基本完成的温度 Mf。剑桥大学《钢的时间–温度–转变图》（2012）明确指出，碳会影响 Ms、Mf 以及残余奥氏体的含量。碳含量增加通常会使 Ms 和 Mf 降低。如果 Mf 低于室温，部分奥氏体可能保持未转变状态。这种残余奥氏体并不说明钢材未达到某一个固定的“淬火温度”；它反映的是材料成分和冷却终点的影响。

转变机制十分重要。珠光体和先共析产物需要碳的重新分配，属于扩散控制过程。马氏体则通过快速的切变型变化形成，使铁晶格能够发生转变，而不需要形成渗碳体所必需的长程碳扩散。贝氏体处于两者之间：剑桥大学《贝氏体反应》（2024）指出，就铁晶格而言，贝氏体的长大过程不依赖扩散；当温度低于 T₀ 温度时，该转变在热力学上是可能的，因为相同成分的贝氏体自由能低于奥氏体。

合金元素可以使这些关系发生偏移，但不能将它们的作用一概而论。硅就是一个有文献依据的例子。ASM International 指出，硅会提高相变温度范围，降低碳在奥氏体中的溶解度，并倾向于使铁碳化物发生分解。因此，含硅钢不能直接依据未经修正的普通碳钢铁–碳相图进行解读。但这并不意味着可以为每一种合金元素指定同一个修正值：每种元素都会改变相稳定性、扩散过程、碳化物化学性质，或同时改变其中多个方面。

加热与冷却滞后

加热过程中记录的温度不必等于冷却过程中记录的温度。加热时，铁素体和渗碳体必须溶解，同时奥氏体必须形核并长大；这一过程需要热激活和一定时间。冷却时，奥氏体则通过不同的形核和长大过程发生分解。因此，即使炉温变化缓慢，相变仍会表现出滞后现象。

ASM International《临界温度范围》（2024）指出，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C。这是文献所给出的定量结论，并不是适用于每个炉次或每种合金的普遍修正值。较快的加热可能会增大表观过冲，因为扩散和形核会滞后于测得的温度。快速淬火可以在足够长的时间内抑制珠光体和贝氏体的形成，从而使马氏体得以形成；而等温保温则可以在某一温度下产生相变，而该温度未必对应连续冷却图上的转变开始点。

这一差异区分了 Ae1、Ae3 和 Aecm 等平衡温度，以及在加热和冷却过程中测得的实际 Ac 和 Ar 温度。TTT 图描述奥氏体化后等温保温期间的相变；CCT 图则描述温度连续变化时的相变过程。美国国家标准与技术研究院（NIST）《SAE 1141 钢的连续冷却转变特性》（1990）利用 CCT 数据估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、切削加工性和疲劳性能。因此，CCT 曲线是工艺图谱，而不是相平衡数据的替代品。

原奥氏体晶粒尺寸、时间与热梯度

奥氏体化时间所改变的内容比温度计读数所显示的更多。保温时间足够长时，可以使碳化物溶解、碳成分均匀化，并使奥氏体晶粒长大。时间不足可能导致未溶碳化物残留，或形成富碳区和贫碳区，使同一部件的不同部位在开始冷却时具有不同的相变倾向。时间过长通常会形成较粗大的原奥氏体晶粒，减少可供形核的晶界总面积，并常常延迟扩散型相变。

因此，原奥氏体晶粒尺寸改变的是相变动力学，而不是产生新的平衡成分。细晶粒提供更多形核位置，能够促进冷却过程中铁素体或珠光体更早形成。粗晶粒则可能通过延迟这些在晶界形核的产物来提高淬透性，使更大比例的奥氏体达到贝氏体或马氏体转变条件。具体偏移程度取决于碳含量、合金化学成分、晶界状态和冷却速度。

实际部件很少能够均匀地遵循炉内设定的热处理制度。厚大截面从表面散热，而芯部仍保持较高温度，从而在整个截面上产生不同的冷却速度。炉温均匀性、装料方式、与夹具的接触以及表面氧化也会进一步影响实际热历史。表面可能先经过珠光体或贝氏体区域，而芯部仍处于该区域之上；随后，芯部可能以低于表面的冷却速度发生转变。因此，一次名义上相同的热处理，可能在不同位置形成铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体。温度固然重要，但穿过不同温度区间的路径决定了最终出现哪一种相变产物。

读图标准、牌号标识与转变术语

SAE 1141 及牌号特定图的适用范围

转变图是针对某一成分和规定热路径的记录，而不是通用的温度表。标注为 SAE 1141 的 CCT 图适用于绘制该图时所采用的化学成分、奥氏体化处理、试样尺寸和试验方法。不应将其重新标注为“碳钢转变图”，更不能不加限定地将其用于低合金钢、不锈钢或工具钢。

这种区别很重要，因为合金元素会改变相的稳定性、扩散速率、碳化物形成以及转变动力学。碳会改变奥氏体向马氏体转变的温度范围以及残余奥氏体的分数；剑桥大学 2012 年的《钢的时间—温度—转变图》明确指出了其对 Ms、Mf 以及残余奥氏体分数的影响。根据 ASM International 2024 年的《临界温度范围》，硅会提高转变温度范围、降低碳在奥氏体中的溶解度，并倾向于使铁碳化物发生离解。镍、铬、钼和锰能够使转变曲线发生偏移，并延迟扩散型产物的形成。不锈钢牌号还可能含有普通碳钢图中不存在的铁素体、奥氏体或金属间化合物相区，而工具钢可能形成合金碳化物，从而改变平衡状态和实际观察到的转变产物。

即使是常用的纯铁参考数据，也具有成分特定性。剑桥大学 2005 年的《不锈钢：相平衡》指出，纯铁中的面心立方奥氏体温度范围约为 910–1400 °C，并给出约 1539 °C 的熔化温度。这些数值并不能界定 SAE 1141 的临界温度。NIST 1990 年的《SAE 1141 钢的连续冷却转变特性》展示了牌号特定 CCT 图的正确用途：在规定的冷却条件下，估算淬透性并预测室温显微组织、强度、硬度、切削加工性和疲劳性能。

因此，引用某一温度时，必须同时附上其证据来源。应报告钢的牌号和标准、成分依据——名义成分、炉次分析成分或实测成分——以及原始显微组织、奥氏体化温度和保温时间、加热或冷却速率、试样几何形状、图的类型和测量方法。膨胀法、差热分析、电阻测量以及金相中断法，可能得到不同的表观转变开始温度和结束温度。

Ae、Ac、Ar、Ms、Mf 和 Aecm 标记

Ae 前缀表示平衡转变温度。因此，Ae1 是平衡条件下的共析边界，Ae3 是与亚共析钢中奥氏体形成铁素体相关的上边界。Aecm 表示富碳侧的平衡奥氏体—渗碳体边界。下标“cm”指渗碳体，即 Fe₃C。

近似共析成分为 0.8 wt% 碳。在约 723 °C 时，剑桥大学 2002 年的《材料科学与冶金学》资料给出了反应 γ → α + Fe₃C。其中，γ 为奥氏体，α 为铁素体。该方程描述的是平衡状态下的相；它并不表示所有钢在冷却通过 723 °C 时都会形成珠光体。

Ac 前缀表示加热过程中测得的临界温度，而 Ar 表示冷却过程中测得的临界温度。Ac1 和 Ar1 可能不同，这是因为形核、溶解、扩散以及热滞后取决于速率和原始组织。ASM International 报告称，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却时的数值高约 33 °C。Ms 是冷却过程中的马氏体开始温度，Mf 是马氏体结束温度。马氏体是一种位移型且基本无扩散的产物；如果冷却未充分降至 Mf 以下，就可能留下残余奥氏体。TTT 图通常标出 Ms，而 CCT 图则显示连续冷却路径如何与珠光体、贝氏体和马氏体区域相交。

相、组织组成物与显微组织报告

相是材料中具有确定结构和成分范围、在物理和化学上均与其他部分相区别的部分。剑桥大学 2008 年的《钢的显微组织解读》指出，奥氏体具有面心立方结构，铁素体具有体心立方结构，而渗碳体为正交晶系 Fe₃C。平衡图上的相区可预测某一成分和温度下稳定存在的相。它不是照片，也不规定颗粒尺寸、间距、形貌或转变速率。

组织组成物是实际观察到的显微组织产物或聚集体。珠光体通常是铁素体—渗碳体聚集体；贝氏体含有铁素体区域以及通过独特转变机制形成的碳化物排列；马氏体则是具有特定形貌和碳状态的过饱和转变铁素体。ASM International 将珠光体、贝氏体、马氏体、先共析铁素体和先共析渗碳体视为奥氏体转变的主要产物，适用于等温和连续冷却条件。剑桥大学 2024 年的《贝氏体反应》指出，就铁晶格而言，贝氏体的长大过程是无扩散的；当温度低于 T₀ 时，在热力学上可以形成贝氏体，因为此时贝氏体的自由能低于成分相同的奥氏体。

因此，报告应将计算得到的相区与实测的组织组成物分开说明。应注明资料来源是平衡 Fe–C 或 Fe–Fe₃C 图、TTT 图还是 CCT 图，然后说明采用何种方法检测转变，以及如何检验最终组织。抛光并腐蚀后的图像、X 射线衍射结果、膨胀曲线和硬度分布所回答的是不同问题。脱离这些背景单独给出温度，其标识是不完整的。

从相图到微观组织：一种严谨的解读流程

转变图不是温度查询表，而是针对特定成分、试样状态、加热或冷却制度以及实验方法绘制的图谱。因此，严谨的问题不是“700 °C 时会形成什么相？”，而是“当前存在的材料是什么，它经历了怎样的路径，以及哪些转变机制有足够时间发生？”

从成分和预期热路径入手

首先记录钢的牌号及其化学成分。“碳钢”这一称谓范围过宽，无法据此作出可靠预测。普通碳共析钢的行为不同于 SAE 1141，而这两者又都不同于含铬、钼、镍、锰或硅的合金钢牌号。应记录碳和合金元素的含量、原始状态、已知情况下的晶粒尺寸、截面厚度、奥氏体化温度、保温时间，以及加热和冷却速率。

在判断结果会影响决策时，应将牌号与实际炉次化学分析进行核对。成分的细微变化即可使转变温度发生偏移，并改变转变产物的比例。例如，硅会提高转变温度范围，降低碳在奥氏体中的溶解度，并趋于促使碳化铁解离。即使热循环的方向也很重要：ASM International 报告称，在缓慢冷却条件下，加热临界温度可能比冷却临界温度高约 33 °C。

接下来对热处理过程进行分类。平衡计算假定变化极其缓慢，并且有足够时间使各相趋近其平衡成分。等温处理是将钢快速加热或冷却至选定温度并在该温度保持；TTT 图表示的就是这种条件。连续冷却处理则经历不断变化的温度，其过程由 CCT 图表示。炉冷、空冷、油淬和水淬均属于连续路径，而不是等温保温，即使它们的最终温度相近。

常用的 Fe–C 相图可提供有用的边界，但不能预测每一种工业微观组织。根据剑桥大学《不锈钢：相平衡》（2005），在纯铁中，体心立方奥氏体在约 910～1400 °C 范围内稳定，纯铁的熔点约为 1539 °C。这些数值不能原样适用于合金钢。在约 0.8 wt% 碳和 723 °C 条件下，共析反应为 γ → α + Fe₃C；但在实际钢中，共析组织形成之前，可能已经存在先共析铁素体或渗碳体。

沿 TTT 或 CCT 数据追踪路径

选择与工艺相匹配的图。对于 TTT 图，先确定奥氏体化状态，快速移动至保温温度，然后读取保温期间转变的开始和结束。对于 CCT 图，应绘制或选取实际冷却曲线，并确定其穿过的各个区域。不要将 TTT 图中的转变开始时间直接套用于 CCT 处理；在转变进行的同时，钢正不断经过一系列温度。

应明确写出转变顺序。亚共析钢可能首先从奥氏体中形成先共析铁素体，随后形成珠光体。过共析钢则可能在珠光体形成之前先形成先共析渗碳体。避开珠光体区域的冷却曲线可能进入贝氏体区，随后穿过 Ms，即马氏体开始温度。因此，最终组织可能以不同比例含有铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体。

这些名称所描述的对象类型也各不相同。铁素体、奥氏体和渗碳体是相：剑桥大学《钢的微观组织解读》（2008）分别将它们确定为体心立方铁素体、面心立方奥氏体和正交晶系 Fe₃C。珠光体和贝氏体是具有特征相排列的转变产物，而马氏体则是位移型转变产物。转变温度表示某个边界或事件，并不意味着某一最终组织组分必然形成。

机制至关重要。重构型转变需要原子扩散；当热路径提供足够时间使碳重新分布时，可以形成铁素体、珠光体或渗碳体。马氏体的形成不需要这些反应所要求的长程化学扩散。贝氏体则具有不同的晶格变化与碳重新分布组合；剑桥大学《贝氏体反应》（2024）指出，就铁晶格而言，贝氏体生长属于无扩散过程，并且在 T₀ 温度以下具有热力学可行性。

马氏体并不一定是最后形成的产物。如果 Ms 低于室温，或者冷却在奥氏体耗尽之前停止，就可能保留残余奥氏体。剑桥大学的 TTT 资料（2012）明确指出，碳会影响 Ms、马氏体终了温度 Mf 以及残余奥氏体的比例。因此，“淬火钢”可能表示一种混合组织，而不是 100% 马氏体。

通过显微组织和性能测试验证预测

应将相图或转变图的结果视为一种预测。应制备具有代表性的试样，采用适合该钢种的方法进行抛光和腐蚀，并通过光学显微镜、扫描电子显微镜或其他适当技术观察其组织。金相学可以揭示铁素体形貌、珠光体片间距、贝氏体束、马氏体区域、碳化物网络、脱碳和偏析；但某些组织组分需要谨慎解读，因为腐蚀反差并不能直接等同于某个相的标识。

应在规定位置测量硬度，并报告硬度标尺、载荷和取样方案。在应用有此要求时，还应进行拉伸、冲击、疲劳、尺寸稳定性或残余奥氏体测量。仅凭硬度无法区分所有混合组织，也无法确定材料的韧性。

钢的连续冷却转变图可用于估算淬透性，并预测室温显微组织、强度、硬度、可加工性和疲劳性能。 Limited evidence

NIST 报告《SAE 1141 钢的连续冷却转变特性》（1990）展示了 CCT 数据的实际用途：此类图可以估算淬透性，并预测室温微观组织、强度、硬度、可加工性和疲劳性能。“预测”仍然是关键所在。图谱数据集适用于特定的成分、晶粒状态、试样尺寸和试验程序。当误差的后果十分重大时，应追踪热路径，记录预测的转变顺序，并将其与显微组织和实测性能进行比较，然后再接受该转变模型。

参考文献

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3. [3]University of Cambridge. Time-Temperature-Transformation Diagram for Steel. University of Cambridge phase-trans materials, 2012. https://www.phase-trans.msm.cam.ac.uk/2012/Manna/Part2.pdf