铁碳马氏体的强化机制

课程论文课程：材料力学性能
题目：铁碳马氏体的强化机制
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铁碳马氏体的强化机制
王昀立
哈尔滨工业大学材料学院材料科学系1019001班1101900422
摘要：本文介绍了铁碳马氏体的组织结构及马氏体转变过程，进一步探讨了马氏体强化机制。

总体上说，马氏体强化主要有：固溶强化、时效强化、形变强化、相变强化、孪晶强化、细晶强化等。

关键词：马氏体，马氏体转变，强化机制，高强度钢
1 前言
马氏体由于其高强度，高硬度在很多领域都有广泛的应用。

我们在应用马氏体的同时，要了解马氏体的强化机制，从而通过不同机制对马氏体强度的影响，找到提高马氏体强度的方法。

2 马氏体介绍
2.1 马氏体定义
马氏体最先由德国冶金学家 Adolf Martens(1850-1914)于19世纪90年代在一种硬矿物中发现。

马氏体(martensite)是黑色金属材料的一种组织名称。

马氏体（M）是碳溶于α-Fe 的过饱和的固溶体，是奥氏体通过无扩散型相变转变成的亚稳定相。

其比容大于奥氏体、珠光体等组织，这是产生淬火应力，导致变形开裂的主要原因。

将钢加热到一定温度（形成奥氏体）后经迅速冷却（淬火），得到的能使钢变硬、增强的一种淬火组织。

20世纪以来，对钢中马氏体相变的特征累积了较多的知识，又相继发现在某些纯金属和合金中也具有马氏体相变,如:Ce、Co、Hf、Hg、La、Li、Ti、Tl、Pu、V、Zr、和Ag-Cd、Ag-Zn、Au-Cd、Au-Mn、Cu-Al、Cu-Sn、Cu-Zn、In-Tl、Ti-Ni等。

目前广泛地把基本特征属马氏体相变型的相变产物统称为马氏体。

2.2 马氏体晶体学特性
2.3 马氏体转变
马氏体转变的一般定义为：过冷奥氏体以较快的速度冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变称为马氏体相变。

其主要特点有以下几点：
（1）马氏体相变是无扩散相变。

（2）产生表面相变时浮突。

（3）新相(马氏体)和母相之间始终保持一定的位向关系。

（4）马氏体相变具有可逆性。

（5）马氏体转变是在一个温度范围内完成的。

3 马氏体的强化机制
3.1 原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小的影响
原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小对马氏体强度也有一定的影响。

原始奥氏体晶粒越细小，板条马氏体束越小，则马氏体的强度越高。

对中碳低合金钢，奥氏体从单晶细化到10级晶粒时，强度增加不大于245MPa。

所以，在一般钢中以细化奥氏体晶粒的方法来提高马氏体强度的作用不大，尤其对硬度很高的钢，奥氏体晶粒的大小对马氏体强度的影响更不明显。

3.2 相变强化
马氏体相变的切变特征造成在晶体内产生大量微观缺陷（位错、孪晶及层错等），使得马氏体强化，称之为相变强化。

实验证明，无碳马氏体的屈服强度为284MPa。

这个值与形变强化铁素体的屈服强度相近。

而退火铁素体的屈服强度仅为98—137MPa。

说明相变强化使强度提高了147—186MPa。

重庆316L不锈钢管研究认为：在不锈钢中具有最高硬度的SUS 440(2(13Cr-IC)(640-700[1V)属于马氏体系不锈钢，马氏体组织的结构非常微细，而且在其内部存在高密度的位错，若使碳过饱和固溶还能提高强度。

另方面，经过最后的回火处理可以得到碳化物等析出物弥散细微分布的组织。

马氏体系不锈钢用固溶碳量和加火处理可以调整其强度。

例如，SUS 420J2(13Cr-O．3C)从i000~C的高温奥氏体区急冷时，发生固溶0．3％C的马氏体相变，再经回火热处理就会使碳化物等析出物呈微细弥散分布。

其强度可达到约550HV。

3.3 时效强化
时效强化也是马氏体强化的一个重要因素，马氏体相变是无扩散相变，但在马氏体形成后，马氏体中的碳原子的偏聚（马氏体自回火）就能发生，碳原子发生偏聚（时效）的结果，碳含量越高，时效强化越显著。

马氏体形成以后，由于一般钢的点Ms大都处在室温以上，因此在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生自回火。

即碳原子和合金元素的原子向位错及其它晶体缺陷处扩散偏聚或碳化物的弥散析出，钉轧位错，使位错难以运动，从而造成马氏体的时效强化。

因此，如果马氏体在室温以上形成，淬火冷却时又未能抑制C 原子的扩散，则在淬火至室温途中C 原子扩散偏聚已自然形成，而呈现时效。

所以，对于MS 高于室温的钢，在通常淬火冷却条件下，淬火过程即伴随自回火。

3.4 细晶强化
有色金属生产的第一道工序是熔炼和铸造。

熔炼的目的是合金化和精炼, 铸造的目的是获得成分、组织、性能符合要求的具有一定形状和尺寸的铸锭(或铸件) 。

铸造过程是一个结晶过程, 液态金属在冷凝过程中将通过形核和长大形成由许多晶粒组成的多晶组织。

晶界上原子排列紊乱, 杂质富集,晶体缺陷的密度较大, 且晶界两侧晶粒的位向也不同, 所有这些因素都对位错滑移产生很大的阻碍作用, 从而使强度升高。

晶粒越细小, 晶界总面积就越大, 强度越高, 这一现象称为细晶强化。

原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小对马氏体强度也有一些影响。

由图6 可见，马
氏体的屈服强度σ0.2 与奥氏体晶粒大小dr 及马氏体束大小da 的平方根成线性关系，可列如下式
σ0.2=608+69dr-1/2(MPa)
σ0.2=449+60da-1/2(MPa)
因此，原奥氏体晶粒越细小，板条马氏体越小，则马氏体的强度越高。

对中碳结构钢，奥氏体从单晶细化到10 级晶粒时，强度增加不大于245MPa。

所以，在一般结构钢中以细
化奥氏体晶粒的方法来提高马氏体强度作用不大。

尤其对于硬度很高的钢，奥氏体晶粒大小对马氏体强度影响更不明显。

只在一些特殊热处理中，如形变热处理或超细化处理，将奥氏体晶粒细化到15 级或更细时，才能有望使强度提高490MPa。

因此，原奥氏体晶粒越细小，板条马氏体越小，则马氏体的强度越高。

对中碳结构钢，奥氏体从单晶细化到10 级晶粒时，强度增加不大于245MPa。

所以，在一般结构钢中以细
化奥氏体晶粒的方法来提高马氏体强度作用不大。

尤其对于硬度很高的钢，奥氏体晶粒大小对马氏体强度影响更不明显。

只在一些特殊热处理中，如形变热处理或超细化处理，将奥氏体晶粒细化到15 级或更细时，才能有望使强度提高490MPa。

3.5 固溶强化
纯金属由于强度低, 很少用作结构材料, 在工业上合金的应用远比纯金属广泛。

合金组元溶入基体金属的晶格形成的均匀相称为固溶体。

形成固溶体后基体金属的晶格将发生程度不等的畸变, 但晶体结构的基本类型不变。

固溶体按合金组元原子的位置可分为替代固溶体和间隙固溶体; 按溶解度可分为有限固溶体和无限固溶体; 按合金组元和基体金属的原子
分布方式可分为有序固溶体和无序固溶体。

绝大多数固溶体都属于替代固溶体、有限固溶体和无序固溶体。

替代固溶体的溶解度取决于合金组元和基体金属的晶体结构差异、原子大小差异、电化学性差异和电子浓度因素。

间隙固溶体的溶解度则取决于基体金属的晶体结构类型、晶体间隙的大小和形状以及合金组元的原子尺寸。

纯金属一旦加入合金组元变为固溶体,其强度、硬度将升高而塑性将降低, 这个现象称为固溶强化。

固溶强化的机制是: 金属材料的变形主要是依靠位错滑移完成的, 故凡是可以增大位错滑移阻力的因素都将使变形抗力
增大, 从而使材料强化。

合金组元溶入基体金属的晶格形成固溶体后, 不仅使晶格发生畸变, 同时使位错密度增加。

畸变产生的应力场与位错周围的弹性应力场交互作用, 使合金组元的原子聚集在位错线周围形成“气团”。

位错滑移时必须克服气团的钉扎作用, 带着气团一起滑移或从气团里挣脱出来, 使位错滑移所需的切应力增大。

此外, 合金组元的溶入还将改变基体金属的弹性模量、扩散系数、内聚力和晶体缺陷, 使位错线弯曲, 从而使位错滑移的阻力增大。

在合金组元的原子和位错之间还会产生电交互作用和化学交互作用, 也是固溶强化
的原因之一
实验结果表明，在碳含量小于0.4%时，马氏体的屈服强度随碳含量增加而升高；碳含量大于0.4%时，马氏体的屈服强度不再增加。

这一现象的普遍解释为，固溶的间隙C 原子处于Fe 原子组成的八面体的中心位置，马氏体中的八面体为扁八面体（奥氏体中为正八面体），C 原子溶入后形成以C 原子为中心的畸变偶极应力场，该应力场与位错产生强烈的交互作用，令位错运动使马氏体强度升高。

当含碳量高于0.4%时，C 原子间距太近，产生的畸变偶极应力场彼此抵消，降低了强化效果。

3.6 形变强化
形变强化亦称为冷变形强化、加工硬化和冷作硬化。

生产金属材料的主要方法是塑性加工, 即在外力作用下使金属材料发生塑性变形, 使其具有预期的性能、形状和尺寸。

在再结晶温度以下进行的塑性变形称为冷变形。

金属材料在冷变形过程中强度将逐渐升高, 这一现象称为形变强化。

钢变形时给结晶加上了剪断应力，在位错运动的同时，给结晶导入了大量的位错。

加工硬化加工轧制和拔丝这种塑性变形使晶体内的位错密度增加，是强化钢的方法。

据重庆304不锈钢卷板研究证明这种加工硬化作用奥氏体系比铁素体系大得多。

在18Cr-8Ni组成的亚稳定奥氏体系，因位错密度增大的硬化和马氏体的生成(加工引起相变)容易得到高强度。

利用加工硬化的材料称硬化材，其强度可根据轧制率的变化按H(硬级)、3／4H和1／2H的强度水平划分，SUS 301(17Cr-TNi)硬化材在家庭电器机械的压簧和汽车的引擎垫圈、通信机械的连接器材等板弹簧制品方面使用非常普及。

由加工硬化引起的马氏体具有磁性，所以SUS 301和SUS 304的硬化材也有磁性。

非磁性的弹簧用材料有含高锰的不锈钢AISl205(17Cr-15Mn-1．5Ni-O．35N)，该钢是用锰取代了SUS 301中的镍，由于其性质的不同，可以固溶更多的氮。

就是说，可以得到前述的固溶强化的效果。

在固溶化处理状态下SUS 304的硬度约1801tV，而AISl 205的硬度约2701]V，再进行加工时可发现显著的加工硬化特性。

所有钢种随着压下率增加的同时，硬度也上升。

3.7 孪晶对马氏体强度的贡献
对于碳含量低于0.3%的Fe-C合金马氏体，其亚结构为位错，主要靠C原子固溶强化，（碳原子钉扎位错）。

碳含量大于0.3%时，其亚结构中孪晶的含量增多。

由于孪晶对材料的强度也有一定的贡献，使材料的强度进一步提高。

随着马氏体中碳含量的提高，C原子钉扎位错的固溶强化作用越来越大，并且随着碳含量的增加，马氏体中的孪晶的相对量越来越多，孪晶对马氏体强度的贡献也越来越大，但是当碳含量大于0.8%时，硬度不再上升，这是由于残余奥氏体的影响。

下图表示未经时效的Fe-Ni-C合金的位错型马氏体与孪晶型马氏体的抗压强度，在图中可见，在低碳量范围内，两者的抗压强度相差很小，但是随着碳含量的增加，孪晶型马氏体的抗压强度增加较快，两者的=压力强度差增大，这说明碳含量增高时，孪晶亚结构对马氏体的强度贡献大。

3.8 亚结构强化
亚结构强化主要指孪晶或层错的强化作用，其表现在以下几个方面：
(1)位错与孪晶的弹性交互作用；
(2)位错穿过孪晶构成滑移轨迹的曲折；
(3)孪晶阻挡位错运动。

应当指出，孪晶的强化，据认为是由于碳原子在孪晶界面上的偏聚所造成的，其强化作用的
贡献与钢的含碳量关系密切：当碳含量小于0.3%时，马氏体的强化主要寄托于间隙原子的固溶强化；当碳含量为0.3%-0.6%时，马氏体强度的提高除得益于固溶强化外，还可有孪晶和位错亚结构的强化贡献；当碳含量大于0.6%时，孪晶的强化作用显得很弱。

4 结论
过冷奥氏体以较快的速度冷却，抑制其扩散性分解，在较低的温度下发生的无扩散型相变称为马氏体相变，形成马氏体，这是工程材料中应用最普遍的强化工艺之一。

马氏体强化实际上是一种综合性强化方法,马氏体之所以有高硬度，高强度是多种强化机制的综合作用结果。

其强化机制包括相变强化、固溶强化、时效强化、形变强化和细晶强化等。

各种强化机制相互作用，相互促进。

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