1、 加热金属冷却时的转变第一节 珠光体相变一、珠光体及其形成机理1研究珠光体型相变的意义钢经奥氏体化后，过冷至 Ar1以下某一温度范围内等温，或以较慢的冷速连续冷却，均可得到珠光体组织，它是由铁素体和渗碳体组成的机械混合物，是一种稳定的组织，其中，铁素体为体心立方，硬度低而塑性高；渗碳体为复杂斜方，质硬而脆，两者合理的匹配，可得到良好的综合力学性能，是钢中的重要相变。 由于珠光体具有上述特征，故可作为机加工的中间热处理，消除因前一道工序造成的加工硬化，便于下道工序的切削加工；同时，也可用正火作为最终热处理，获得一定形态的珠光体，使结构件具有良好的综合力学性能；用得更为广泛的则是作为淬火的预先热处
2、理，为淬火作好组织上的准备。 对于要求高硬度、高强度的构件，则希望获得马氏体，为避免因工艺不当使组织中出现珠光体相，则必须研究珠光体的形成动力学。2珠光体的类型片状：片层方向大致相同的珠光体称为珠光体团（或领域） ，在一个奥氏体晶粒内可以形成 35 个珠光体团。片状珠光体：片状珠光体(P) 150450nm 光镜可分辨其 F、Fe3C 的层状分布 索氏体(S) 80150nm 高倍屈氏体(T) 3080nm 光镜下不能分辨形成温度 P 650Ar1 S 600650 （共析碳钢）T 550600 球状珠光体 珠光体中的渗碳体呈球状分布，其渗碳体的大小形态及分布，对最终热处理后的性能具有直接的影
3、响，是球化退火验收的重要指标。3珠光体的片层间距 S（一片 F与一片 Fe3C的层数之和）实验结果表明，S 与 T 成反比，且 ，这一关系可定性解nmTS3102.8释如下：珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。当珠光体的形成温度下下降时，T 增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离） ，所以 S 与 T 成反比关系。在一定的过冷度下，若 S 过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若 S 过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时 GV 不变，S 增加，必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。可见，S 与
4、T 必然存在一定的定量关系，但 S 与原子 A 晶粒尺寸无关。奥氏体的晶粒尺寸主要影响珠光体团的大小，A 晶粒越小 P 团越细小。4珠光体的力学性能对于片状珠光体，由于铁素体的塑性变形受到阻碍，位错的移动限于渗碳片之间的铁素体中进行，增加了变形抗力，使强度得到提高。渗碳体片越薄，塑性变形的能力越强，其硬度越高；而厚的渗碳体易在变形中产生断裂。薄片渗碳体却可以承受部分变形，故强度升高的同时，塑性也有所提高。球状珠光体中的渗碳体为球状，其阻碍铁素体变形的能力大为下降，比起片状珠光体，它具有较低的强度以及较高的塑性。至于珠光体团尺寸的减小，则可由 Hall-Petch 公式 S= i+Kd-1/2知
5、，强度将有所提高；同时，晶粒的细小，也使得晶粒位向增多，滑移的有利取向增多，从而塑性亦有所提高。5珠光体的形成机理珠光体相变是扩散型相变、属形核长大型。（1）相变的热力学条件A（0.77%C）F(0.0218%C)+Fe3C面心立方 体心立方 复杂斜方欲实现上述共析转变，需要依靠成分起伏达到各组成相成分的要求，依靠结构起伏达到点阵重建，依靠能量起伏克服形核功（抵消界面能、应变能） ，后一起伏则依靠二相的化学自由能二差以及点阵缺陷的应变能提供，可见，反应必须在 A1 稍低温度才能开始。在 A1 以下温度，、Fe3C 的自由能如图所示。在这一温度 A 转变为 相及 Fe3C 相的驱动力均相等，所以
6、开始形核时， 相或 Fe3C 相，从热力学上讲，均可成为领先相。由于形成领先相的驱动力较小，所以起始相往往与母相保持共格关系：111/110/011Fe3CC Fe3CG/ Fe3C但是从热力学上讲，形成 P 的驱动力更大，故在 A1 以下温度，发生共格反应更为有利。（2）片状珠光体的形成机理珠光体在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律。即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。前已述及，从热力学上讲，在 中优先形成 相或 Fe3C 相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳
7、量较低产生低碳区更为有利，即有利于 为领先相，但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析 Fe3C 相，或存在未溶 Fe3C 微粒，故一般认为过共析钢的领先相为 Fe3C，而共析钢的领先相为 F，共析钢的领先相并不排除 F 的可能性。珠光体的形核，依靠 C 原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组。而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小） ，然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当
8、其 C%下降到该温度下 x/k 浓度时，铁素体即在 Fe3C 相界面上形核并长成片状；随着 F 的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如果不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散。当形成 ，cem 相界面以后，在 的相界面上产生浓度差x/x/k 从而引起碳原子由 前沿向 Fe3C 前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面 ，C 浓度的平衡（在 相界面上，浓度低于平衡浓度 x/ 而Fe3C 相界面上，浓度则高于 x/k，为了恢复碳浓度的平衡，在 相界面上形成 ，cem 相界面上形成 Fe3C，从而 P 实现纵向
9、生长。铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，故 P 片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的 P相遇为止。这就形成了层片状的珠咣体。随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短。由片状PSF。（3）粒状珠光体的形成机理粒状珠光体是由等轴状铁素体和粒状渗碳体混合物组成的，其形成的途径有两种：片状珠光体的球化和由不均匀奥氏体直接形成。 片状珠光体的球化根据汤姆逊弗雷德利西（ThomsonFrendlich）方程 mxRTIn2、 半径 、 新相粒子在溶剂中的饱和浓度x原子量， 表面能， 密度m知，新相
10、粒子的半径愈小，在母相中的溶解度越大。对于 P 中的 Fe3C 片，由于存在位错，可形成亚晶界，从而在渗碳体亚晶界接触下存在沟槽，在一定的热力学条件下，这种沟槽由于表面张力作用而处于平衡态。而当热力学条件改变（比如球化退火，等温保温）时，碳原子获得一定的能量，可以越过能垒而产生扩散时，尖角处的粒子由于曲率半径较小，从而在 相中的溶解度越大，沟槽处碳化物的溶解引起沟槽的加深，导致表面张力处于不平衡状态。在界面张力的作用下，沟槽不断加深，最后渗碳体断裂。渗碳体片溶断后，按尖角溶解，平面析出的规律逐渐球化。 在不均匀奥氏体中直接形成粒状珠光体富碳区：碳附于未溶渗碳体上（包括奥氏体内其它有利于形核的依
11、靠？）呈球状析出，其余区域转变为铁素体。贫碳区：先形成细片状珠光体，其中一部分渗碳体的保温过程中溶解后在邻近粒状渗碳体上析出，其余部分则在保温过程中按上述的机理转变为球状珠光体。 影响珠光体球化的因素奥氏体均匀化程度成分越均匀，越不易球化， （易形成片状 P） 。增加钢的含碳量和加入强碳化物形成元素（Ti, Zr, Nb, V, Cr, Mo, W） ，可增加未溶碳化物粒子，且退火加热温度不易过高。保温时间 球化是片状 P 溶断、碳扩散的过程，这是需要时间的，短时间等温，将使得 P 的球化不能充分进行。晶体中的缺陷 ，亚晶界，退火保温中，碳化物溶断的机会，高碳钢和用锻造余热球化退火，即通过塑性
12、变形，引入位错，及亚晶界，从而加速球化过程。6先共析相的形态（1）亚共析钢中的先共析铁素体V 冷，先，一定，先先消失，形成伪共晶组织。（2）过共析钢中的先共析渗碳体粒状 网状 针片状（正常） （魏氏组织）亚共析：完全退火；过共析：正火（可消除魏氏组织）网状 Fe3C，缺陷组织，Acm 以上，正火后，球化。二、珠光体转变动力学1形核率 N相变对能量的要求，形核时须克服形核功 *G)/exp(*RTGN扩散 越过能垒， Q块状(奥氏体晶粒较小,冷速较慢)网状(奥氏体晶粒较大,冷速较快)针状魏氏组织（奥氏体晶粒粗大、冷速适中形成的）)exp()e(*RTQGcN ，） ，（ 形 )(* DTPA，扩
13、散较易，形核功起主导作用，由于 ，较 高 ） 时较 小 （ *GT、故 ，至一定温度，扩散影响占优，故 。N NT， )(2长大线速度 DSG1T， )(TS1G)exp(22RTQD故 与 的关系曲线亦出现极值。T3珠光体转变动力学曲线 )4exp(13bt NV形状因子，为球状时，4为时间指数，由 550b1A：4 2.5b动力学亦具有三个特征：，孕育期缩短。)(TS550T A1A AP PT在一定温度下， ，开始及结束较小，中间较快。tV在 后， 达极大值。%50tVt4影响珠光体转变的动力学的因素（1）内部因素a. 钢的化学成分 含碳量亚共析钢：C%，形成 F 先%，使 F 先的 N
14、，而 P 大多在 A/F 先的相界面上形核，F 先%，使 P 的形核困难，且 C%，使GAP，从而，故 C 曲线右移。过共析钢：TAcm，C%，有利于先共析 Fe3C 形核长大，且扩散 C 加速。故 Fe3C 先加速，故 P 的孕育期缩短，转变加速，C 曲线左移。Ac1Acm 加热 C%获得不均匀奥氏体及 Fe3C 残，有利于 P 的形核，故孕育期缩短，转变加速，C曲线右移。故，碳钢中，共析钢的 C 曲线最靠右。 合金元素除 C0 以外，只要合金元素溶入 A ，均使 A稳定性增中，从而减慢 AP，C 曲线右移，其中 M0 作用最大。b.热处理工艺 奥氏体成分的均匀化，减慢珠光体相变T，成分均匀
15、化程度提高，不易获得相变所需的成分起伏。 奥氏体晶粒的粗化，减缓珠光体相变奥氏休成分的均匀性奥氏体成分不均匀程度的增加，有利于高碳区形成 Fe3C，而低碳区形成F，并加速碳原子的扩散，可加速先共析相及珠光体的形成。未溶渗碳体的存在，既可作为先共析渗碳体的晶核，亦可作为珠光体领先相 Fe3C 的晶核，故可加速珠光体的形成。 奥氏体晶粒度奥氏体晶粒的细化，可增加珠光体的形核位置，从而促进珠光体的形成。(2)外界因素a加热温度和保温时间T，奥氏体晶粒尺寸增大，且成分趋于均匀化，减小了珠光体的N和 ，从而推迟珠光体相变。b应力和塑性变形拉应力和塑性变形造成晶体的点阵畸变及 ，有的由于 Fe,C 原子的
16、扩散，从而 N，。形变温度越低，这种作用越明显。c. 等向压应力在等向压应力作用下，原子迁移阻力增大，阻碍了 Fe,C 原子的扩散，及点阵改组的阻力增大。第二节 马氏体相变一、马氏体相变的基本特征及其分类马氏体组织并不是洋人的专利，有关马氏体的应用，甚至可追朔到西汉（公元前 206公元 23） ，战国（前 425前 221） ，其出土的钢剑都具有淬火马氏体组织， 史记天管书亦载有“水与火合为淬” ，也就是说淬火不仅仅指冷却（快速）的过程，同时也含有加热的含义。迄今，存在马氏体相变的材料已从高、中碳钢延伸到多种材料，纯金属、铁合金、低碳钢、有色金属（包括金属间化合物） ，ZrO2 的陶瓷、电介质
17、、铁电材料、半导体、超导材料、非金属化合物，甚至高压 He 及蛋白质等。不同材料中的马氏体显示不同组织形态、特征和应用价值。1马氏体相变的基本特征（1）无扩散型相变30 年代，应用电阻法就已测得，在高碳型马氏体中形成一片马氏体只需0.5510-7s,相当于 1100m/s 的形成速率（为金属内声速的 1/3） ，甚至在80K，也达到 103m/s 的长大速率。在 80K 的低温下，原子不可能作超过一个原子间距的迁动。在淬火高碳钢中，分别测得马氏体和残留奥氏体的点阵常数，结果表明两相含碳量相同，说明马氏体相变时，不需要改变成分。穆斯堡尔谱议测得残留奥氏体内（在八面体中心）的位置直接遗传给了马氏体
18、，说明相变过程中，碳的相对位置没有发生变化。然而，0.27%C 合金钢淬火后的残留奥氏体中的含碳量却达 0.4%1.04%C，说明在形成低碳马氏体时，碳原子的迁动跟得上或稍落后于马氏体的形成。所谓无扩散相变，可以理解为相变本身不需要原子的扩散，相变的速度与原子扩散的速度无关，即使在相变过程中发生了间隙型小原子的迁移，也只是相变的伴随情况，而与相变本身无关（既不改变相变的本性，也不改变相变的速度） 。（2）表面浮突效应和不变平面应变 表面浮突效应早在 1924 年，Bain（贝茵）就提出马氏体相变时，表面出现皱纹，为了深入研究这一现象，可先在抛光试样的表面上，划以直线划痕，则在马氏体转变后直线划
19、痕被折位移。划痕的位置情况如下图。若在真空下实施马氏体相变，由于真空蚀刻作用，可看到表面浮突，浮突两侧呈现明显的山阴和山阳。 惯习面和不变平面当母相转变为马氏体时，马氏体往往在母相的一定晶面上形成，这一定的晶面即称为惯习面。马氏体长大时，惯习面即成为两相的交界面。通常以母相奥氏体的晶面指数来表示惯习面，测定表明，惯习面均为非简单指数面。在 FeC 合金系中测得 / m其中一种为（111） /（101） m，011 /111 m由于马氏体（设为体心立方 c%350 Ms200100 Ms350的钢种。 越低，钢淬火到室温时的 越多，为了获得足量马氏体，必须选择sRA合适的钢种，或对淬火钢作冰冷处
20、理。 制订淬火工艺离不开 温度。Ms 加工形变会诱发其马氏体的形成，其所需切应力，往往与 呈线性关Ms系，这也需参考 温度。s 其它诸如沉淀型不锈钢，要求经固溶处理后的 较低，以便于轧制，s但要求回火后具有较高的 以求强化及稳定，要了解其变化规律。 形状记忆合金的 往往决定了该合金的工作温度。s膨胀法：利用母相与马氏体之间比容的不同电阻法：利用两相间电容的不同，以测定 、MsA磁性法：奥氏体不具有铁磁性，马氏体具有铁磁性。只可用于钢铁材料。金相法：回火马氏体易于腐蚀，淬火马氏体不易腐蚀。2影响 Ms温度的因素（1）母相的化学成分碳是影响 Ms 温度最为强烈的元素（）06.4.067503CCx
21、xs 温度As=510510电阻温度120Ms=120电阻 以电阻法测定 Fe-23.75Ni 的 Ms 及 As 温度其中 为碳的摩尔分数。Cx上述变化规律可由热力学上得到解释。0TMs（含碳量增加）0CC%,G F,G A,(AF)T 0研究表明，马氏体相变驱动力 与奥氏体在 Ms 的屈服强度成线性关MG系： molcaGMs/217|5 合金元素的影响常见合金元素除钴和铝 Ms 以外，其它元素均使之减低。而强碳化物形成元素（如钒，钛，钨等） ，若在正常淬火温度，大多以碳化物形式存在，很少溶入奥氏体，故对之影响不大。当存在多种合金元素时，则将发生交互作用，一般需通过试验确定其影响规律。（2
22、）应力和塑性变形在一定温度范围内的塑性变形，将诱发马氏体相变，通常将塑性变形能诱发马氏体相变的最高温度称之为 Md 温度。高于此温度的塑性变形将不会产生应变诱发马氏体的形成。应力对马氏体相变的诱发作用，是由于形变能为马氏体相变提供了附加的驱动力，或提供了相变所需的晶体缺陷（层错或位错） ，从而使相变可以在较高的温度发生，即相当于升高了 Ms 温度。而在 Md 以上温度的塑性变形，却不能起到上述效果。实验表明，在 MsMd 温度范围的塑性变形度愈大，由形变诱发的马氏体量GFGAGT0ssMssMG愈大，但对随后冷却过程中的马氏体相变却起了抑制的作用。实验还表明，在 Md 以上温度的塑性变形虽不能
23、诱发马氏体的形成，然而少量的塑性变形却能促进随后冷却时马氏体的转变，但过量的变形将起着反作用，甚至引起奥氏体稳定化。（3）奥氏体化条件奥氏体化时的加热温度和保温时间对的影响较为复杂：提高加热温度和延长保温时间，既有利于碳和合金元素溶入奥氏体，使奥氏体的成分均匀化，从而降低 Ms；然而，这一过程又易引起奥氏体晶粒长大，从而降低切变强度，使Ms 点升高。（4）存在非马氏体的组织若为珠光体，则由于珠光体优先在奥氏体的富碳区形成，故表现为 Ms 点升高；若先形成贝氏体，则由于贝氏体优先在奥氏体的贫碳区形成，故表现为 Ms点下降。四、奥氏体的稳定化1奥氏体的稳定化现象实践发现，如在 Ms 以上或以下某一
24、温度作等温停留，或对奥氏体进行适量的变形，则将使随后冷却过程中马氏体转变呈迟滞，即引起马氏体开始转变或继续转变的温度降低，或使残余奥氏体量增多，这一现象被称为奥氏体稳定化现象。其中，前一种现象，被称为奥氏体的热稳定化，而后一现象被称为奥氏体的力学稳定化。2奥氏体的热稳定化所谓奥氏体的热稳定化是指钢在淬火冷却过程中，由于冷却缓慢或等温停留，使随后奥氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。 在一定的温度下，等温停留时间愈长，奥氏体热稳定化程度愈高T12 钢奥氏体的热稳定化现象 奥氏体稳定化示意图图示为 T12 热稳定化现象：纵轴为磁强计读数，与马氏体转变量成正比。在连续冷却过程中，马氏体转变量随温度下降
25、不断增多。若冷至 20作 30 秒等温停留，则随后再冷却时，马氏体并不立即形成，而是滞后 35后再形成马氏体；若等温的时间为 3 天、33 天，则滞后温度达到 93、118。可见，随等温时间的延长，滞后温度值增大；同时，最后形成的马氏体量亦有所减少。通常可用滞后温度 或以残留奥氏体量衡量奥氏体稳定化程度，其值愈大，则奥氏体热稳定化程度愈高。奥氏体的热稳定程度将受停留温度，停留时间，钢的化学成分和冷却速度等因素的影响。 若等温时间不变，则随着等温温度的升高，奥氏体热稳定化程度先升高；超过某一温度反而下降，即出现反稳定化现象如图所示，在 30CrMnSiA 和 Cr12 钢的热稳定化的实验曲线上均
26、出现峰值，即奥氏体的反稳定化现象。 在同样的冷却条件下，钢中含碳量愈高，奥氏体热稳定化程度愈高由图可见，随含碳量的增加，钢中的残留奥氏体量增多，即奥氏体的热稳定化程度增大。一般认为，奥氏体的热稳定化是由于在适当温度停留过程中，奥氏体中的碳、氮原子与位错发生交互作用形成柯氏气团，从而强化奥氏体，使马氏体相变的阻力增大所致。3奥氏体的力学稳定化前已述及，在 Md 以上温度的塑性变形，将抑制随后冷却时马氏体的转变，30CrMnSiA 钢经 900停留 Cr12 钢 960加热，在不同温度1 分钟后空冷至室温 停留 3 和 25 分钟后空冷至室温冷却速度和等温温度对奥氏体热稳定化的影响即产生奥氏体的力
27、学稳定化现象。试验表明，少量塑性变形对马氏体转变具有促进作用，而超过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作用。一般认为，小变形时，往往增加奥氏体中的层错，并在晶界及孪晶界处生成位错网络，形成胞状结构，这种缺陷组态将有助于马氏体的形核；而变形度较大时，奥氏体中将形成高位错密度区和亚晶界，使奥氏体强化，从而使奥氏体稳定化。4奥氏体稳定化规律在生产中的应用（1）保留一定残留奥氏体量，以减少工件变形 采用分级淬火，在 Ms 点以上温度停留，产生奥氏体热稳定化，控制残留奥氏体量。 采用等温淬火，控制残留奥氏体量。 提高奥氏体化温度，增加奥氏体含碳量，降低 Ms 点，以增加钢中的残留奥氏体含量。（2）尽
28、量减少奥氏体量，以提高工件的硬度和耐磨性 增加淬火时的冷却速度，将增加奥氏体的稳定性。 分级淬火时，选择在 Ms 点附近，减小奥氏体的热稳定化程度，减少残留奥氏体含量。 淬火后，尽量缩短冷处理工艺的间隔时间，增加冷处理后的马氏体含量。 淬火后，在一定温度回火，使残留奥氏体发生反稳定化，在回火冷却过程中转变为马氏体，以提高钢的强度和硬度。（3） 增加奥氏体的稳定性，以保证工件尺寸的稳定性和钢的强韧性五、马氏体的力学性质以上各节介绍了马氏体相变的一般规律及其影响因素，研究这些规律的根本目的在于通过相变改善钢材的使用性能，延长钢材在使用条件下的使用寿命，这就要求钢材必须具有足够的强度和一定的韧性。经
29、淬火回火处理的钢件其性能往往取决于奥氏体力学稳定化示意图奥氏体力学稳定化示意图钢中的马氏体、残留奥氏体及碳化物的性质、数量及分布。从而，了解钢在淬火后的组织马氏体的性能对分析热处理的性能将是十分有益的。1马氏体的强度和硬度上图显示了 Fe-C、Fe-Ni 合金中板条状马氏体的硬度和 之间的线性关20.系。对屈强比为常数的合金，硬度和屈服强度也存在类似的关系。由于这一关系的存在，工业上常以硬度作为热处理钢的强度的重要检验因素。钢中马氏体最重要的性能是高强度、高硬度。由上图可见，随钢中含碳量的增加，硬度升高，当含碳量超过 0.6%以后，虽然马氏体硬度继续升高，而淬火钢的硬度并不升高（图中曲线 2）
30、 ，甚至有所下降（图中曲线 1） 。这主要是由于残留奥氏体量增加所致。马氏体具有高强度的强化机制，可以分为固溶强化、时效强化和相变强化。（1）固溶强化为了区分碳原子的固溶强化效应与时效强化效应，有人设计了一组 Ms 点极低且含碳量不同的FeNiC 合金，以保证马氏体相变能在 C 原子不可能发生时效析出的低温下进行。该试验结果示于下图。曲线 1 是淬火后立即在 0下测得的与含碳量关系。由曲线可见，随含碳量增加，6.0马氏体强度升高，然而，含碳量打 0.4%以上时，强度不再上升。按曲线 1 可以列出(Mpa)SYSC%7842碳原子对马氏体的固溶强化效应是由于 C 原子造成了点阵的不对称畸变引起的
31、。前面已经提及 C 原子在奥氏体八面体中心位置遗传给了马氏体。大家知道，奥氏体的八面体是正八面体，C 原子的熔入只能使奥氏体点阵对称膨胀，从而其固溶强化效应不大。而体心立方中的八面体是扁八面体，C 原子的溶入使扁八面体短轴方向膨胀 36%，而另两个方向收缩 4%，点阵结构变为体心立方。这种由 C 原子造成的不对称畸变称为畸变偶极，可将之视为一个强烈的应力场，C 原子即处于该应力场的中心。该应力场与位错产生强烈的交互作用，而使马氏体的强度提高。当含碳量超过 0.4%时，由于 C 原子靠的太近，以致畸变偶极应力场之间因相互抵消而降低了应力。必须指出的是，上述马氏体由于是在低温下形成的孪晶马氏体，其
32、强化效应也包含了孪晶对马氏体的强化作用。对于位错马氏体则没有这部分强化，故强度略低。置换型合金元素对马氏体的固溶强化效应要小的多，从而马氏体的强度对这类合金元素含量的依赖性较小。（2）时效强化若将上述 FeNiC 淬火试样，在 0停留 3 小时，再测 ，可得到上图6.0的曲线 2。可见，在时效过程中由于 C 原子通过扩散（只需数秒至数分钟）在晶体孪晶界的偏聚，引起时效强化，使马氏体的强度进一步升高，并且，随含碳量升高，时效强化效果愈显著。（3）相变强化马氏体相变时，第二次不均匀切变在晶体内造成大量微观缺陷（位错和孪晶） ，使马氏体得到强化。此即相变强化。实验证明，无碳马氏体的屈服强度为 284
33、Mpa，而退火铁素体的屈服强度仅为98137Ppa，即位错马氏体的相变强化使强度提高了147186Mpa。左上图显示了未经时效的 FeNiC 合金位错马氏体与孪晶马氏体的压力强度。可见，孪晶马氏体压力强度随碳份增高，其增加的斜率较位错马氏体高 1.08 倍。如测它们的抗拉强度作比较，则高 1.31 倍。孪晶对强化的贡献可以这样来理解：当马氏体中存在孪晶时，在其中进行滑移，只有 M方向为孪晶位向所共有，从而马氏体内有效的滑移系仅为一般体心立方金属的 1/4，即孪晶阻碍滑移，马氏体进一步得到强化。除上述主要的强化机制外，原始奥氏体晶粒大小（d A）和马氏体（或块）大小（d m）对马氏体的强度亦有贡
34、献晶粒愈细，强度愈高（见右上图） ，并有下列关系： 2/1.684507.22mkgdmmVAA2马氏体的韧性下图显示了不同含碳量镍铬钼钢（4300 钢）马氏体及低温回火马氏体的冲击韧性，可见20Ms，即马氏体开始点低于室温，而形变马氏体点高于室温。5马氏体的物理性能（1） 马氏体的比容远大于奥氏体。上图示出马氏体形成时，比容的增大。由图可见，随含碳量增加，马氏体与奥氏体的比容差值增加，利用这一现象可用膨胀法测定马氏体的转变量以研究马氏体相变过程。马氏体的膨胀系数约比奥氏体小 1/3，马氏体、奥氏体的膨胀系数依次为121410 -6,1810-4mm/(mm)。相变时，比容的增大是造成组织应力
35、的根本原因。（2）马氏体具有铁磁性奥氏体不具有铁磁性，而马氏体具有铁磁性。钢在淬火后，矫顽力升高，导磁率下降。马氏体含碳量愈高，矫顽力愈高。从而可用磁性法来研究马氏体的转变量及残留奥氏体量。（3）电阻马氏体的电阻远高于珠光体的电阻，与奥氏体的电阻相近。且马氏体含碳量越高，电阻越大。六、马氏体的应用生产上应用淬火操作来强化钢材，已是十分普及的生产工艺。有关内容将在热处理工艺中介绍。本节将结合马氏体相变的规律，简述马氏体的几项近代应用，以加深对有关内容的了解。1形变热处理形变热处理是将钢在奥氏体状态下施行形变（即加工） ，再进行淬火回火的一种热处理工艺。形变热处理是五十年代开始研制的一种热处理新工
36、艺，国内外对许多钢种，包括结构钢、工具钢、耐热钢等，施加形变热处理，均得到较好的效果。本节拟以中碳铬钼镍硅钢（0.45C、3.90%Cr、1.44%Ni、0.52%Mo、0.76%Mn、1.40Si、0.0280.02%P）为例，说明几种形变热处理对马氏体形态的改变及其对性能的影响，同时阐明钢的形变热处理强化的基本原因。（1）形变热处理分类C%电阻 率退火态淬火态形变热处理按奥氏体加工温度的不同，可分为下列三大类：高温形变热处理：形变在奥氏体的稳定温度范围（Acm）内进行。（如曲线 2）中温形变热处理：形变在奥氏体的亚稳温度范围（MeT AAe ）内进行。 （如曲线 1）混合形变热处理：先在奥
37、氏体稳定温度范围形变，再冷至奥氏体亚稳区进行温加工。 （如图中曲线 3）（2）形变热处理后钢的性能特点和一般热处理比较，形变热处理能使钢的强度有显著的提高，而塑性及韧性并不低，见下表：钢经不同处理并经 200回火 2 小时后的性质处理工艺 维氏硬度 (kg/mm2)b(kg/mm2)s%不形变，在 550 时效 60min，淬火654 218 177 11中温形变 60%，在 550 时效60min，淬火726 261 221 10高温形变 60%，在 550 时效60min，淬火715 245 208 10.5混合形变各 60%，在 550 时效60min，淬火733 265 224 10形
38、变热处理后，钢的强度主要取决于形变温度和形变量（淬火条件一致时） 。下图示该钢经中温形变热处理时，形变量对力学性能的影响。由图可见，随着形变量的增加，强度升高，至 60%处，强度达极大值，而延伸率比经一般热处理只下降 3%。上表表示经不同形变热处理（形变量均为 60%）后，力学性能的差异。由表可见，混合形变热处理后，强度最高；中温形变热处理次之；高温形变热处理再次之；然而比一般热处理后的强度均有所提高，而延伸率则有所下降。（3）形变热处理的强化机制/sAcAT1 32Ms碳的钉扎位错以及碳化物的弥散析出是钢经形变热处理强化的基本原因。具体分析如下：高温形变热处理只使强度略为提高，是由于钢经热加
39、工后，钢中的位错密度并不增加，只是细化了奥氏体晶粒，从而细化了马氏体，使强度略为提高。电镜观察表明，孪晶马氏体的数量并未减少，从而其断口并未能达到韧性，只与一般热处理的断口相似。钢经中温形变使奥氏体内具有较高的位错密度，使相变后的马氏体内也具有了较高的位错密度，从而强化了马氏体；形变使晶粒细化，从而进一步强化；奥氏体在亚稳区经形变使碳化物析出，电镜观察到了 Cr23C6 粒子的沉淀，它一方面因弥散分布在强化了的基体上，且沿位错析出，对位错具钉扎作用，从而钢又一次得到强化；另一方面，碳化物粒子的析出，使奥氏体内含碳及合金元素量下降，从而Ms 点升高，使淬火后孪晶马氏体量大为减少，对钢的韧性作出有
40、益的贡献。电镜观察表明，经中温形变热处理的断口主要为韧性断口。钢经混合形变热处理后，强度最高，韧性最好。这是由于经形变后再经中温形变不但使晶粒进一步细化，并使碳化物的析出量更多，孪晶马氏体量进一步减少，从而既提高了强度，又进一步改善了断口组织。从以上分析可知，若分析形变热处理的强化因素，只需抓住位错密度强化、碳的钉扎位错及碳化物的弥散析出几个环节就行了；而分析韧性时，只需抓住孪晶马氏体的量这个环节就行了。（4）形变热处理应用的局限性选用钢种的 C 曲线必须具有右图所示的形状，即钢在 500附近须有一段较长的孕育期可以进行温加工而不发生珠光体或贝氏体相变。可见，形变热处理钢往往含多种合金元素。普
41、通碳钢一般不能施行中温形变热处理。由于大的工件在短时间内不能达到大的形变量（） ，而焊接件又不能施加形变，从而它们都不能施行形变热处理。2低碳马氏体的应用确切地讲，应是板条状马氏体的应用，由于生产实践中已习惯于该名称，本文亦延用之。（1）低碳马氏体的性能特点低碳马氏体具有相当高的强度（ 100-130kg/mm 2， 120-160kg/mm 2）,sb很好的塑性（ ）和韧性（ ） ，以及良好的%40,1 2/6mkga冷加工性、可焊性及热处理变形小等优良性能。（2）低碳马氏体的应用途径 以低碳低合金钢代替调质钢由于低碳钢的淬透性极差，如 0.25C 钢，必须小于mm，才能经盐水淬火后在心部得
42、到 90%马氏体；而 20Cr，小于 15mm；18CrMnTi，则小于 18mm；因此，一般以低碳合金钢淬火得到低碳马氏体加以应用。 汽车某重要螺栓，原来选用 40Cr 调质后使用，现改用 15MnVB 钢经 880油淬及 200回火后使用，性能更为优越，强韧性均有所提高，螺栓的最大拉力由 8000kg 提高到 13000kg 疲劳性能两者相同。中碳合金钢的高温淬火结构钢的淬火组织希望得到全部为板条状马氏体，以保证高的韧性，对高碳钢需要韧性的，亦倾向于降低碳含量或尽量降低淬火温度来减少孪晶马氏体，借以提高韧性。4340 钢（0.4%C-0.7%Cr-1.5%Ni-0.2%Mo）先经 1200
43、加热再从 870淬油以代替 870淬油，使马氏体完全呈条状，条间存在一薄层残留奥氏体（1020nm） 。当 均为 160kg/mm2时，断裂韧性由 35MN/m3/2提高到 67.2 sMN/m3/2。40Mo2 钢经 1200淬火（Ms332）得到全部板条状马氏体，在时，断裂韧性为 100 MN/m3/2，大大优于 4340 钢，而接近 18Ni2/160mkgb马氏体时效钢（115 MN/m 3/2） 。必须指出的是，中碳合金钢的高温淬火固然可以减少孪晶马氏体量，提高材料的断裂韧性，并使脆性元素在晶界上的便聚受到抑制；然而，高温淬火却使晶粒粗化，使脆性转折温度升高，从而室温冲击值降低。可见
44、该工艺的选用，须根据工件的使用条件，权衡各方面的性能以后才能应用。3马氏体时效钢（1）成分分析马氏体时效钢内含有极低的碳，相当数量的镍和适量的钼钛和钴。由于钢中含有相当数量的i 和极低量的碳，使淬火后的马氏体保持为板条状，具有高的韧性。Mo 和 Ti，则可与 Ni 形成 NiMo 和 NiTi 化合物，当它们时效时呈弥散析出，产生弥散强化，使钢的强度提高，加入 Co，则可减少 Mo 在马氏体内的溶解度，促使 Ni、Mo 析出。此外，Mo 还可减少钢的回火脆性。可见，这种钢是依靠时效强化的钢，其化学成分如下表所示：标准化学成分（w%） 力学性能钢 种Ni Co Mo Ti Al C )/(2mk
45、gs冲击值 )/(2ckg18Ni200 18 8.5 3.2 0.2 0.1 0.02 140 5-1018Ni250 18 8.0 4.8 0.4 0.1 0.02 175 2.6-518Ni300 18.5 8.75 5.0 0.6 0.1 0.02 210 2.6-518Ni350 18 12 4 1.5 0.1 0.02 250 2.1（2）性能特点这类钢在时效前的强度一般为 70kg/mm2，以便于切削加工，时效使强度增加 70140 kg/mm2，其断裂韧性比一般超高强度钢高一倍以上，且热处理后不会变形。其典型的热处理工艺如右图所示：（3）使用范围该钢种可用于飞船壳体、飞机起落架
46、部件、扭力传动轴、工模具及化工系统、高压系统。（4）残留问题 不能避免应力腐蚀和氢脆 少量 ZrN、TiS 粒子的存在，及钢中含锰，均使断裂韧性值下降 减少残留奥氏体含量，以提高强度4相变塑性钢（TRIP）相变塑性钢是一种超高强度不锈钢。它综合利用了马氏体相变时产生的塑性，及形变热处理提供的强化而发展成的兼具高强度（ ）和良2/150mkgs好塑性的结构钢。两种相变塑性钢的成分化 学 成分（%）编 号Cr Ni Mo Mn Si CA1 8.89 3.80 2.02 1.92 0.31A2 8.88 7.60 4.04 2.08 1.96 0.25相变塑性钢经处理后的力学性能形 变 二次形变 回火试验号钢的编号% 冷却温度（） % minskg/mm2bkg/mm2%
