2.3 ADI的等温转变动力学

ADI等温转变动力学主要研究不同化学成分、不同微观组织的球墨铸铁在不同等温处理条件下，第一阶段反应和第二阶段反应所保留的奥氏体体积分数 X _γ 、奥氏体碳含量、硬度、未反应的奥氏体体积分数UAV以及力学性能等随等温时间的变化关系。研究ADI等温转变动力学对于控制热处理工艺以及最终控制ADI的组织与性能有着重要的意义，科研工作者已经对此做了大量实验和理论研究工作。奥氏体等温淬火球墨铸铁的等温转变过程是非常复杂的，受很多因素影响，其中包括化学成分、石墨球数量、奥氏体化温度和时间、奥氏体等温温度和时间等。以下介绍几种不同成分球墨铸铁的等温转变动力学。

2.3.1 非合金球墨铸铁和合金球墨铸铁等温转变动力学比较

Rundman和Moore等人研究了非合金球墨铸铁和合金球墨铸铁的等温转变动力学。只含常规数量的硅、不含或含微量其他合金元素的球墨铸铁被认为是比较纯的非合金球墨铸铁，因为只有含一定数量的硅，才能防止产生碳化物，有利于石墨化和形成石墨球。

非合金球墨铸铁（85022）和合金球墨铸铁（88009）的成分见表2-1。非合金球墨铸铁（85022）的其他成分如P、S、Mg等与常规球墨铸铁相同，其他合金元素如Cr、V、Ti等含量均比较低，可视为Fe-C-Si三元合金。

图2-6所示为非合金球墨铸铁（85022）在871℃和927℃奥氏体化，在350℃和400℃等温转变图。图2-7所示为合金球墨铸铁（88009）在871℃和927℃奥氏体化，在375℃和400℃等温转变图。其中转变的体积分数试验数据通过光学显微镜数点获得，奥氏体转变采用以自然对数lnln [1/（1 -x ）]与ln t 表示的阿弗拉密（Avrami）方式（一种表示合金中形核与长大反应的标准方法）标绘。

对比图2-6和图2-7，可以看出两种球墨铸铁的等温转变反应有以下三个特点：

1）对于非合金球墨铸铁和合金球墨铸铁，在871℃奥氏体化的转变反应速度比在927℃奥氏体化的转变反应速度快2～3倍。

2）同样的热处理温度，非合金球墨铸铁的转变反应速度比合金球墨铸铁的转变反应速度快2～3倍。

3）非合金球墨铸铁在整个转变范围内的转变反应数据是线性的，而合金球墨铸铁在奥铁体转变体积分数大于0.75后显示出明显的非线性，转变速度显著减慢。

上述特点1）是由于奥氏体化温度对奥氏体中的碳含量有影响，从而造成了对Δ C 的影响，如前面所述。特点2）也明显取决于奥氏体碳含量，但是也以复杂的方式受合金元素（硅除外）改变碳扩散速度的影响以及合金元素对局部碳含量的影响。总的来讲，合金元素减慢了等温反应速度。特点3）是由于凝固期间合金元素，特别是锰的偏析。非合金球墨铸铁（85022）除了含硅以外，只含微量合金元素，故显示出线性转变曲线关系。很明显，合金球墨铸铁（88009）的锰在最后凝固区的偏析造成了图2-7中奥铁体转变体积分数在大于0.75后转变速度明显减慢。

比较纯的非合金球墨铸铁经过合理的等温热处理所获得的ADI性能良好，比ASTM标准规定的抗拉强度、屈服强度、伸长率和冲击韧性都高，但淬透性差，只能应用于薄壁小件中。

比较纯的非合金球墨铸铁和合金球墨铸铁在等温转变动力学上的区别主要是由合金元素的偏析造成的。以下就详细论述合金元素的偏析和合金球墨铸铁的等温转变动力学。

2.3.2 合金元素的微观偏析及其对基体碳含量和等温转变速度的影响

2.3.2.1 合金元素的微观偏析

工业中应用的球墨铸铁都含有一定量的合金元素，特别是都含有一定量的Mn。合金元素在铸铁凝固过程中都会出现偏析，偏析是凝固过程中由于合金元素在固相和液相中重新分配而出现的自然现象。

Si和合金元素Ni、Cu属于负偏析元素，分配系数 k ＞1，凝固过程中偏析在奥氏体相中。Mn、Mo和Cr是正偏析元素，分配系数 k ＜1，凝固过程中偏析在液相中。凝固后，Si和合金元素Ni、Cu偏析在先期凝固的组织中，即共晶团中，尤其是接近石墨球的区域。Mn、Mo和Cr偏析在最后凝固的区域，即共晶团晶界处。通常，凡是Si、Ni、Cu含量高的区域，Mn、Mo和Cr含量就低；凡是Si、Ni、Cu含量低的区域，Mn、Mo和Cr含量就高。由于固态扩散速度比较慢，从凝固温度到室温的时间相对较短，凝固过程中的偏析在铸件冷却至室温时依然存在，甚至在数小时奥氏体化处理后也不能消除。不同系统实验检测分析的有效偏析系数列于表2-2。

成分为 w （C）=3.49%、 w （Si）=2.33%、 w （Mn）=0.42%、 w （P）=0.004%、 w （S）=0.016%、 w （Mg）=0.035%、 w （Cu）=0.25%、 w （Mo）=0.23%的球墨铸铁在920℃奥氏体化2h和8h后的微观组织以及两个石墨球之间的溶质分布如图2-8所示。需要注意的是，沿着石墨球径向各个方向虽然都有偏析，但是偏析情况是不一样的，有高有低，并不对称。

2.3.2.2 合金元素偏析对基体碳含量和等温转变速度的影响

通常所说的基体碳含量随奥氏体化温度的变化而变化，这里的碳含量是指基体的平均碳含量，假定碳在基体中是均匀分布的。实际上，碳在基体中的分布是不均匀的，基体中局部区域的碳含量不但取决于奥氏体化温度，而且取决于局部区域合金元素的偏析以及偏析对局部碳含量的影响。合金元素影响基体的平均碳含量，偏析更影响微观局部碳含量，进而影响等温转变动力学。合金元素含量的变化会影响基体碳含量和介稳定奥氏体碳含量，从而会影响奥铁体第一阶段反应速度。累积的合金元素对局部碳含量变化的影响（先凝固区域的碳含量约为0.55%，最后凝固的晶界区碳含量约为0.8%）甚至超过了奥氏体化温度变化56℃对局部碳含量造成的影响，造成铸件内第一阶段反应速度在共晶团内和晶界区存在明显不同。对于含锰球墨铸铁来说尤其如此，在先凝固区域（共晶团内接近石墨处）锰含量低（Δ C 高），最后凝固的区域（共晶团晶界处）锰含量高（Δ C 低）。随着锰含量增加，晶界处第一阶段反应驱动力明显减小，特别是在锰含量很高时，当第一阶段反应进入最后凝固区域（晶界处）时，晶界处由于奥铁体反应驱动力小，第一阶段反应很可能无法进行。这样，在等温后冷却至室温时，晶界处未反应的奥氏体将转变为马氏体，韧性会降低；如果马氏体形成连续网状，则韧性将显著降低。

Mn对Δ C 的影响比Mo和Ni大得多。主要原因是随着锰含量增加，碳在奥氏体中的溶解度增大，而其他大多数元素随着其含量增加将降低碳在奥氏体中的溶解度。另外，所有的元素，包括锰，都降低碳在介稳定奥氏体中的最大溶解度。这样，由于锰含量增加，局部 增加，局部 减少，局部Δ C 将会迅速降低。因此，随着锰含量增加， 和 的变化是相反的，即 增加、 减少。对于Si、Mo、Ni和Cu， 和 都随合金元素含量的增加而减少。由于锰偏析所造成的严重影响，一般推荐ADI的锰含量较低，小于0.3%。

2.3.3 Mn、Cu、Mo合金球墨铸铁的等温转变动力学

曼彻斯特大学材料科学中心采用专门的试样（15mm×10mm×10mm金相试样， ϕ 8mm拉伸试棒），在保护性氩气电阻炉内进行奥氏体化，然后迅速淬入专用含Cassel TS 220（KNO ₃ ，NaNO ₃ ）硝盐的等温盐浴炉中进行等温处理。通过定量金相、X射线衍射和力学性能测试，对不同合金元素含量的ADI等温转变动力学进行了深入细致的研究。Mn、Cu、Mo是最常用的合金元素，下面就以两种不同的Mn、Cu、Mo合金为例，分析合金球墨铸铁在奥氏体等温转变过程中的动力学。

2.3.3.1 w （ Mn ） =0.42% ， w （ Cu ） =0.25% ， w （ Mo ） =0.23%球墨铸铁的等温转变动力学

球墨铸铁成分： w （C）=3.49%， w （Si）=2.33%， w （Mn）=0.42%， w （P）=0.004%， w （S）=0.016%， w （Cu）=0.25%， w （Mo）=0.23%， w （Mg）=0.035%。铸态碳化物占0.05%，石墨球数为90个/mm ² 。不同处理参数下微观组织的变化和转变动力学如下所述。

（1）等温温度400℃下不同等温时间的微观组织变化

图2-9所示为成分为 w （Mn）=0.42%， w （Cu）=0.25%， w （Mo）=0.23%的球墨铸铁在等温温度400℃下不同等温时间的微观组织变化，奥氏体化温度为920℃，保温120min。保留奥氏体体积分数 X _γ 、硬度和未反应的奥氏体体积分数随等温时间的变化如图2-10所示。

奥氏体化完成后，奥氏体的碳含量可以根据下式估算

当奥氏体化温度为920℃时， 约为0.85%，这与等温1min后测量的结果（0.90%）比较一致。第一阶段反应中，铁素体优先在石墨球附近的低碳区或同一区域的母相奥氏体晶粒边界处形核。在转变初期，等温2min后，奥氏体的碳含量是1%。Rouns和Rundman发现马氏体转变温度（ M _s ）和碳含量有如下关系

对于碳含量1%的奥氏体，马氏体形成温度高于室温，因此当空冷至室温时，共晶团内将形成大量马氏体（图2-9a）。等温2min后，超过了铁素体的孕育期，铁素体形核、长大，在马氏体基体中出现了少量铁素体针。这些马氏体来源于未反应的奥氏体，或者反应过但碳含量不够高的奥氏体，不足以使其达到热稳定，在试样空冷至室温时，便转变为马氏体。在共晶团晶界上几乎没有铁素体出现。

等温8min时，保留奥氏体的含量继续增加，硬度继续下降，未反应的奥氏体数量继续减少。在等温10min之前，保留奥氏体和奥氏体碳含量的变化略微变慢。在奥氏体等温时间延长到10min时，第一阶段反应继续在共晶团内进行（图2-9b），同时，保留奥氏体数量增加，硬度降低，未反应的奥氏体数量减少，奥氏体的平均碳含量是1.4%（图2-11a）。但是，由于奥氏体等温时间短，奥氏体中的碳分布不可能是均匀的，这就导致共晶团内的一些块状高碳奥氏体中部的碳含量较低，在空冷至室温时将转变成马氏体。

由图2-9可知，共晶团内的第一阶段反应在等温40min后完成。试验表明， w （Mn）=0.37%和0.67%的球墨铸铁分别在30min和70min完成。凝固后，共晶团晶界区与共晶团内的组织是不同的。晶界区域没有石墨球，奥氏体富钼、锰，并且碳含量略微高一些。铸态的碳化物在奥氏体化处理时并未完全溶解，晶间区第一阶段反应还没有出现（图2-9a、b）。

等温30min后，第一阶段反应在共晶团内几乎已经完成。同时有一些证据显示，在共晶团晶界处出现了一些沉淀物，这些沉淀物是等温早期阶段形成的富钼碳化物，经扫描确认有钼的突出峰值，相应的位置上有几个小的沉淀物（图2-9b）。钼在基体中的富集可能是由于奥氏体化处理时沉淀物偏析溶解所致。如果再沉淀出现在等温早期阶段，将造成临近的奥氏体贫碳，在冷却至室温时转变成马氏体，这是等温10min时保留奥氏体和硬度变化的主要原因。这些共晶团晶界处的贫碳区域也为第一阶段反应铁素体的形成提供了有利位置。等温30min后晶界处出现一些孤立的第一阶段反应（图2-9d），未反应的奥氏体体积分数UAV为12%（图2-9e），随着等温时间延长，晶界区域未反应的奥氏体体积分数UAV从12%开始继续降低（图2-10）。

随着等温时间进一步延长，第一阶段反应在共晶团晶界区域继续进行（图2-9f、g），UAV降低到4.5%。第一阶段反应在许多晶界区域近乎完成（图2-9h）；在孤立的、石墨间距大、晶界较宽的区域，第一阶段反应也开始进行（图2-9i）；1440min后第一阶段反应完成（图2-9j），UAV降低到1%。晶界区域的第一阶段反应使保留奥氏体体积分数增加，UAV和硬度降低。延长等温时间可促使碳向块状奥氏体中心扩散，促进保留奥氏体形成而不是马氏体形成，从而增加保留奥氏体含量。

由图2-10可知，等温20min后UAV降低幅度变小，硬度略有增加，保留奥氏体继续增加；等温90min后保留奥氏体开始减少，硬度缓慢增加，这是由于第二阶段反应的出现。这些变化在非合金球墨铸铁等温较长时间时也能观察到，是第二阶段反应的特征，即高碳奥氏体转变为铁素体和碳化物。等温90min可获得很好的羽毛状奥铁体组织（图2-9f），此时保留的高碳奥氏体的体积分数约为42%。随着第二阶段反应的进行，清晰的羽毛状组织变得模糊（图2-9g～j），保留奥氏体的体积分数迅速降低（图2-10），在晶界处第一阶段反应完成之前，共晶团内的基体组织已经开始分解（图2-9h）。

（2）400℃、375℃、350℃和300℃等温微观组织特征变化

图2-11所示为400℃、375℃、350℃和300℃等温时，微观组织特征随等温时间的变化。375℃和350℃转变的微观组织属于上奥铁体组织，这些曲线的变化类似于400℃等温时的曲线，但是变化的时间和范围有所不同。

随着第一阶段反应进行，碳在奥氏体中逐渐积累。图2-11a显示，第一阶段反应开始的顺序为400℃、375℃、350℃。

在比较纯的非合金球墨铸铁中，已经确认随着等温温度降低，最大保留奥氏体含量平台（相当于工艺窗口/时间）降低，到达平台的时间延长，第一阶段反应的过冷度增加，产生了数量更多、分布更均匀、更像针状的铁素体小片，从而块状奥氏体区的数量减少、尺寸减小。保留奥氏体含量的降低顺序是400℃、375℃、350℃（图2-11b），与等温温度对第二阶段反应影响的顺序一致。

当等温温度处于下奥铁体范围时，由于第一阶段反应和第二阶段反应性质不同，组织变化的模式有所不同。300℃等温时，奥氏体碳含量的增加出现在较晚的时间（图2-11a）；第一阶段反应完成（UAV降低至1%）的时间在四个等温温度中最短（图2-11c）。300℃等温时，第一阶段反应的过冷度较其他温度大，因此，铁素体片更细、分布更均匀，没有块状奥氏体区。等温温度较低时，碳扩散速度变慢，碳化物在铁素体针内连续形成。300℃等温时，奥氏体中碳的积累和保留奥氏体的体积分数在5～10min时较少，慢的扩散速度使奥氏体的最大碳含量和最大奥氏体体积分数需要经历较长等温时间才能达到。第二阶段反应可以从保留奥氏体体积分数开始降低的曲线上反映出来。在300℃等温时，保留奥氏体体积分数降低的速度最慢。

图2-12所示为不同等温温度下，等温10min和240min后的微观组织。

等温10min时，第一阶段反应仅仅出现在共晶团内，且400℃等温仅仅比375℃和350℃等温进展略多一些。随着等温温度降低，铁素体更细，更像针状，块状奥氏体区的数量减少、尺寸减小。等温240min时，在等温温度400℃下，第二阶段反应已经开始；在等温温度375℃和350℃下，第二阶段反应较少。这与图2-11b所示的保留奥氏体结果一致。

由图2-12可知，等温10min时，300℃等温的第一阶段反应较少，铁素体的针状特征非常明显（图2-12d）；等温240min时，300℃等温的基体组织针状特征更为清晰（图2-12h），这说明300℃等温的第二阶段反应比400℃时要少。

2.3.3.2 w （Mn）=0.37%，w（Cu）=0.29%，w（Mo）=0.25%球墨铸铁的等温转变动力学

球墨铸铁成分： w （C）=3.39%， w （Si）=2.56%， w （Mo）=0.25%， w （Cu）=0.29%， w （Mn）=0.37%， w （Mg）=0.04%。铸态组织碳化物的质量分数为0.033%，石墨球数为104个/mm ² 。

奥氏体化温度、等温温度和等温时间这三个参数决定了等温转变动力学行为以及等温处理后所获得的微观组织和力学性能。

（1）等温温度的影响

图2-13～图2-15所示为在870℃、920℃和950℃奥氏体化温度，285℃、375℃和400℃等温温度下，抗拉强度、屈服强度、伸长率和冲击韧性随等温时间的变化。

图2-16所示为在870℃、920℃和950℃奥氏体化温度下等温120min的抗拉强度、屈服强度、伸长率和冲击韧性与等温温度的关系。在较低的等温温度下，强度高、韧性低，微观组织以下奥铁体组织为主，针状铁素体更为细密，其间分布着尺寸极细小的碳化物，保留奥氏体数量较少。这些都会提高强度和降低韧性。在较高的等温温度下，强度低、韧性高，微观组织以上奥铁体组织为主，组织为较粗的不含碳化物的奥铁体，含较多的保留奥氏体。

等温温度较高时，第一阶段反应的驱动力较小，第二阶段反应的驱动力较大，因而等温处理的组织不是很均匀，含有块状奥氏体组织。如果块状奥氏体的碳含量不足够高，冷却至室温或在受力时可能转变为马氏体。碳化物也更容易在高的等温温度下出现，造成强度和韧性降低。

由图2-16可知，在285℃等温，强度为1400MPa，伸长率为4%；在375℃等温，强度为1000MPa，伸长率可达9%。

（2）等温时间的影响

力学性能随等温时间的变化取决于组织中各种相的性质和数量随等温时间的变化。随着等温时间的延长，强度、伸长率和冲击韧性提高。短时间等温造成力学性能较低是由于未反应的奥氏体冷却至室温时形成的大量马氏体的脆性所致。部分反应的奥氏体由于碳含量不足，虽是热稳定的但是机械受力时不稳定，易转变为马氏体，造成强度、韧性低。

随着等温时间的延长，马氏体数量减少，高碳奥氏体数量增加，力学性能提高。等温时间进一步延长，虽然强度变化不大，但伸长率和冲击韧性会降低。在较高的等温温度下，这一变化更为明显。韧性降低是由于组织中保留奥氏体数量减少所致。当第二阶段反应完成时，保留奥氏体数量为零。随着等温温度的降低，第二阶段反应需要更长的时间，并且力学性能随时间的变化一般更为平缓。含Mo和Mn的球墨铸铁由于偏析，其在晶界处含量高，从而造成晶界区第一阶段反应相当迟缓，导致不同组织的等温时间重合，从而影响了力学性能，造成伸长率和冲击韧性在等温60～1000min后迅速降低（图2-14、图2-15）。

（3）奥氏体化温度的影响

降低奥氏体化温度，减少奥氏体化后奥氏体的碳含量，虽然增大了第一阶段反应的驱动力，但是降低了淬透性。例如，将奥氏体转变温度从950℃降至870℃，奥氏体的碳含量约减少0.12%，可以完全淬透的试棒直径从40mm缩小到25mm。由图2-14～图2-16可知，在较高的等温温度下，第一阶段反应开始早，完成时间缩短，第一阶段反应和第二阶段反应的重叠减少，从而比较容易获得全部奥铁体组织和改善力学性能。由图2-14和图2-15可知，在一定的等温温度下，随着奥氏体化温度的降低，伸长率和冲击韧性提高，可在较早的等温时间内获得其最大值。此外，随着奥氏体化温度降低，伸长率和冲击韧性曲线峰值范围变窄即峰变得尖了些，缩小了获得最佳伸长率和冲击韧性的时间范围。总的来说，在较低的等温温度下和较宽的等温时间范围内，较易获得高强度ADI；在较高的等温温度下和较窄的等温时间范围内，较难获得高韧性ADI。

（4）等温转变动力学分析

等温转变动力学定量研究保留奥氏体体积分数 X _γ 、奥氏体碳含量 C _γ 、未反应奥氏体体积分数UAV、硬度随等温时间的变化，从而进一步确定获得最佳力学性能的等温时间范围。图2-17～图2-20所示为在870℃、920℃和950℃奥氏体化温度，285℃、320℃、375℃和400℃等温温度下，保留奥氏体体积分数 X _γ 、奥氏体碳含量 C _γ 、未反应奥氏体体积分数UAV和硬度随等温时间的变化。

1）第一阶段反应。对于不含合金元素的球墨铸铁，第一阶段反应从石墨球附近开始后，在共晶团内进行，接着在共晶团晶界处进行，UAV将持续降低，不会有任何延缓，直至降至1%。普通商业球墨铸铁通常都含有一定量的合金元素，特别是锰元素。这种含合金元素球墨铸铁的第一阶段反应有所不同，其在共晶团晶界处会有一个延迟，UAV的降低分为两个阶段：初始阶段（等温120min内）较快降至一个较低水平，接着缓慢降至1%。

图2-21所示为不同奥氏体化温度下，未反应奥氏体体积分数UAV随等温时间的变化。

从图2-21a可知，等温处理UAV曲线分为两个阶段：第一条曲线（第一阶段共晶团）描述的是共晶团内第一阶段反应，大约在50min后完成，UAV降至1%；第二条曲线（第一阶段晶界区域）表示的是晶界区域第一阶段反应，大约在60min后开始，约3000min UAV降至1%（图2-21b）。晶界区域第一阶段反应的延迟是由于合金元素Mn、Mo的偏析在晶界处的作用，特别是Mn。由于合金元素的累积效应，造成靠近石墨球区域的基体碳含量较低，Δ C 较高，Δ G 较高；而晶界处碳含量较高，Δ C 较低，Δ G 较低。

大量关于微观组织和力学性能的研究表明，3%的UAV是一个关键数值。UAV＞3%时，由低碳奥氏体转变成的马氏体易形成连续网络，会对韧性产生有害影响。因此，如果所采用的等温处理参数造成UAV＞3%，不能满足ADI的性能要求，就说明这个热处理工艺规范可能有问题。从图2-21可知，当奥氏体化温度为920℃时，在375℃和400℃下等温120min，UAV＞3%；在285℃和320℃下等温120min，UAV＜3%（图2-21a）；在375℃和400℃下等温更长时间，UAV可以降至3%以下（图2-21b）。从图2-21c可知，在375℃等温条件下，降低奥氏体化温度可以加快共晶团内的第一阶段反应，将UAV降至3%以下。

2）第二阶段反应。第二阶段反应形成的碳化物对ADI的韧性是有害的。碳化物的尺寸很小，在光学显微镜下很难观察到。但是，第二阶段的反应动力学可以根据图2-17所示的保留奥氏体体积分数的降低，以及采用碳质量平衡公式确定的不同等温时间下碳在各个相组织中的分布来研究。可以用最大保留奥氏体体积分数 对图2-17中的数据进行归一化处理。图2-22所示为在870℃、920℃和950℃奥氏体化温度，285℃、375℃和400℃等温温度下，归一化处理的 X _γ / 随等温时间的变化。可见，随着第二阶段反应进行， X _γ / 的值从1降至0。

奥氏体相中的总碳量用参数 X _γ C _γ 表示。在920℃奥氏体化温度，285℃、375℃和400℃等温温度下， X _γ C _γ 随等温时间的变化如图2-23所示。从图2-22和图2-23可知，提高等温温度会加快第二阶段反应的速度。奥氏体化温度对第二阶段反应没有太大影响，这一点不同于奥氏体化温度对第一阶段反应的影响。

（5）等温转变组织和性能的关系

对于合金球墨铸铁来说，第一阶段反应和第二阶段反应重叠是不能满足ADI性能标准的主要原因。此时，可以采用碳质量平衡公式确定在不同等温温度下各个相组织中碳的分布进行定量研究。碳在奥氏体相中的含量由参数 X _γ C _γ 表征，该参数在920℃奥氏体化温度，280℃、375℃和400℃等温温度下随等温时间的变化如图2-23所示。

奥氏体化后的奥氏体碳含量 可以按下式计算

=-0.435+0.335×10 ^-3 T _γ +1.61×10 ^-6 T ² _γ +

0.006 w （Mn）-0.11 w （Si）-0.07 w （Ni）+0.014 w （Cu）-0.3 w （Mo）

对于所研究的合金球墨铸铁，920℃奥氏体化后， =0.87。在等温期间，碳在等温处理的各个组织，即铁素体、高碳奥氏体、马氏体、碳化物中重新分布。理想条件下，等温处理获得的完全奥铁体组织中只含铁素体和高碳奥氏体。因为铁素体的碳含量很低（仅为0.0008%），可以忽略，所以奥氏体的总碳应达到0.87%。在图2-23中， X _γ C _γ 的最大值低于0.87%，这意味着在920℃奥氏体化温度，285℃、375℃、400℃等温温度下，均没有获得完全的奥铁体组织。图2-24所示为相同条件下，力学性能（伸长率）和组织随等温时间的变化。

从图2-24可知，伸长率随等温时间的延长而提高，375℃等温60min时的伸长率是4.5%，对应于图2-23中 X _γ C _γ 曲线的峰值，此时的UAV是7%，这时碳含量为0.87%的未反应奥氏体转变为马氏体，即马氏体的总碳含量为0.87%×7%=0.06%。图2-23显示奥氏体的碳含量为0.81%，因此，等温60min时碳集中在奥氏体和马氏体相中，第二阶段反应还没有开始，伸长率低是由于7%的未反应奥氏体在共晶团晶界处形成了连续的马氏体网状结构。等温240min时伸长率达到最大值9%，此时奥氏体碳含量为0.72%，UAV降至3%，对应于碳含量0.03%。第二阶段反应碳化物碳含量为0.12%。最大伸长率满足了ASTM标准，组织中含有奥铁体、马氏体和第二阶段反应的碳化物。此时，第一阶段反应和第二阶段反应重叠了。

如图2-24所示，等温温度为400℃、等温90min时，UAV略高，造成此时的伸长率低于等温温度为375℃时的伸长率。400℃等温的最大伸长率为7%（出现在等温120min时），比375℃等温的最大伸长率小，不能满足ASTM标准。应用碳平衡分析，等温120min时，UAV为3%，奥氏体相的总碳量为0.64%，其余0.20%的碳在碳化物中，此时第一阶段反应和第二阶段反应重叠了。等温时间延长到240min时，碳化物的总碳量增至0.47%，此时400℃等温比375℃等温有更多的碳在碳化物中。这进一步说明等温温度越高，第二阶段反应速度越快。

从图2-23可知，在920℃奥氏体化温度、285℃等温条件下，等温120min时奥氏体的总碳量为0.58%，UAV为1%，相当于0.01%的碳。因为原始奥氏体总碳量为0.87%，所以有0.28%的碳在碳化物中，但满足ASTM标准。透射电镜分析证明，这种碳化物是在第一阶段反应中的铁素体中形成的，尺寸极小，为纳米级。如果对等温240min的组织进行分析， X _γ C _γ 为0.50%，所以碳化物的碳含量增加了0.08%。因为此时UAV几乎没有变化，这就表明第二阶段反应已经开始。等温240min时的碳平衡分析表明，在285℃、375℃和400℃等温温度下，第二阶段反应碳化物的碳含量分别为0.08%、0.12%和0.47%，这再次证明提高等温温度可以加快第二阶段反应速度。 wnc6mmwiUxsj/dyVYK4ov/chtinACDI+TmDvtrm862afo/QHQRiOl44Ev6M5o2MN