哈工大材料力學性能大作業(yè)鐵碳馬氏體的強化機制

1、鐵碳馬氏體的強化機制摘要：鋼中鐵碳馬氏體的最主要特性是高強度、高硬度，其硬度隨碳含量的增加而升高。馬氏體的強化機制是多種強化機制共同作用的結果。主要的強化機制包括：相變強化、固溶強化、時效強化、形變強化和綜合強化等。本文介紹了鐵碳馬氏體及其金相組織和力學特性，著重深入分析馬氏體的強化機制。關鍵詞：鐵碳馬氏體 強化機制1.馬氏體的概念，組織及力學特性1.1馬氏體的概念 馬氏體，也有稱為麻田散鐵，是純金屬或合金從某一固相轉變成另一固相時的產物；在轉變過程中，原子不擴散，化學成分不改變，但晶格發(fā)生變化，同時新舊相間維持一定的位向關系并且具有切變共格的特征。馬氏體最先在淬火鋼中發(fā)現(xiàn)，是由奧氏體轉變成的

2、，是碳在鐵中的過飽和固溶體。以德國冶金學家阿道夫馬登斯（A.Martens）的名字命名；現(xiàn)在馬氏體型相變的產物統(tǒng)稱為“馬氏體”。馬氏體的開始和終止溫度，分別稱為M始點和M終點；鋼中的馬氏體在顯微鏡下常呈針狀，并伴有未經(jīng)轉變的奧氏體(殘留奧氏體)；鋼中的馬氏體的硬度隨碳量增加而增高；高碳鋼的馬氏體的硬度高而脆，而低碳鋼的馬氏體具有較高的韌性。 1.3馬氏體的力學特性鐵碳馬氏體最主要的性質就是高硬度、高強度，其硬度隨碳含量的增加而增加。但是當碳含量達到6%時，淬火鋼的硬度達到最大值，這是因為碳含量進一步提高，雖然馬氏體的硬度會提高但是由于殘余奧氏體量的增加，使鋼的硬度反而下降。 2.鐵碳馬氏體的晶

3、體學特性和金相形貌鋼經(jīng)馬氏體轉變形成的產物。絕大多數(shù)工業(yè)用鋼中馬氏體屬于鐵碳馬氏體，是碳在體心立方結構鐵中的過飽和固溶體。鐵碳合金的奧氏體具有很寬的碳含量范圍，所形成的馬氏體在晶體學特性、亞結構和金相形貌方面差別很大?？梢园谚F碳馬氏體按碳含量分為5個組別(見表)【1】。 表1 鐵碳馬氏體的晶體學特性和金相形貌碳含量/%晶體結構與母相的位向關系慣習面亞結構金相形貌1.5體心正方(111)(011)101111(K-S)259孿晶板條及片狀 低碳馬氏體為體心立方結構，中、高碳為體心正方結構。碳原子的固溶為間隙式，處于八面體間隙之中。如圖1A中號所示，三坐標方向的面心位置是具有代表性的三種八面體間隙

4、中心，構成了體心晶格中的三套亞點陣，分別以1/2001、1/2010、1/2100表示，每單位晶胞中有六個八面體間隙分屬這三套亞點陣。【2】體心立方晶格的八面體是非等軸的，以1/2001八面體(圖1B)為例，間隙在001方向(圖1的c方向)的尺寸不但小于110，即圖1B水平正方形的 圖1 體心立方晶格的 八面體間隙A三套八面體間隙(中心)位置亞點陣;B體心立方八面體間隙的非對稱性 對角線方向的尺寸，而且也小于碳原子直徑。碳原子的溶入將增加c方向的原子間距，由于彈性效應，a、b方向的間隙將略為縮小。碳原子在馬氏體中并非均勻地分配在三套亞點陣中，而是選擇其中一套，因此造成了晶格的正方性。 光學金相

5、顯微鏡觀察鐵碳馬氏體具有兩類形貌，分別稱為板條狀馬氏體和片狀馬氏體，如圖3、圖4所示。板條狀馬氏體為集束的板條，同一母相晶粒內只形成少數(shù)幾個集束，呈現(xiàn)幾個區(qū)域，域內各板條僅以小角度交界;而片狀馬氏體則為空間方位雜亂的餅狀，在磨面上為針狀。 透射電子顯微鏡觀察，與兩種金相形貌對照，馬氏體(板，片)內部呈現(xiàn)兩類亞結構。低碳(板條)馬氏體為高密度的位錯網(wǎng)絡，而高碳(片狀)馬氏體為極薄的孿晶片。故兩種馬氏體又分別稱為位錯馬氏體和孿晶馬氏體。多數(shù)工業(yè)實用的鐵碳馬氏體并非單一的金相形貌和亞結構，而是混合的。淬火態(tài)兩類(板條位錯、片狀孿晶)馬氏體的相對量可由圖5的數(shù)據(jù)估計。碳含量越高，馬氏體轉變點Ms越低，

6、則片狀孿晶馬氏體量越多。當碳含量超過0.6%時，片狀馬氏體量將超過50%(體積分數(shù))。孿晶馬氏體的韌性低，它是高碳鋼淬火態(tài)脆性大的根本原因?！?】 圖2 鐵碳馬氏體的兩種典型金相形貌a板條(低碳)，0.03C-2Mn1000;b片狀(高碳)，1.39C500圖3 鐵碳馬氏體的兩種典型亞結構a位錯(板條) 27500;b孿晶(片狀) 3. 鐵碳馬氏體的強化機制強化機制可分為固溶強化機制、界面強化、彌散強化、析出強化及細晶強化等多種強化機制。馬氏體的強化機制是多種強化機制共同作用的結果。主要的強化機制包括：相變強化、固溶強化、時效強化、形變強化和細晶強化等 3.1相變強化馬氏體轉變指高溫奧氏體經(jīng)快

7、速冷卻，在較低溫度下發(fā)生無擴散切變形成體心正方的馬氏體。如圖1所示。在發(fā)生馬氏體相變的過程中，馬氏體轉變的切變特性會在晶體內部產生大量的微觀缺陷。產生的缺陷，諸如板條馬氏體中高密度的錯位、片狀馬氏體中的孿晶等，會阻礙位錯的運動，從而阻礙材料的塑形變形過程，提高了材料強度，達到強化馬氏體的目的。實驗證明，無碳馬氏體的屈服強度約為284Mpa,此值與形變強化鐵素體的屈服強度很接近，而退火狀態(tài)鐵素體的屈服強度僅為98137Mpa，這就說明相變強化使屈服強度提高了147186MPa。 圖4 馬氏體轉變過程 3.2細晶強化晶界上原子排列紊亂, 雜質富集,晶體缺陷的密度較大, 且晶界兩側晶粒的位向也不同,

8、 所有這些因素都對位錯滑移產生很大的阻礙作用, 從而使強度升高。晶粒越細小, 晶界總面積就越大, 強度越高, 這一現(xiàn)象稱為細晶強化。原始奧氏體晶粒大小和板條馬氏體束大小對馬氏體強度也有一些影響。由圖6 可見，馬氏體的屈服強度0.2 與奧氏體晶粒大小dr 及馬氏體束大小da 的平方根成線性關系，可列如下式0.2=608+69dr-1/2(MPa)0.2=449+60da-1/2(MPa) 圖5 馬氏體奧氏體屈服強度與晶粒大小的關系 因此，原奧氏體晶粒越細小，板條馬氏體越小，則馬氏體的強度越高。對中碳結構鋼，奧氏體從單晶細化到10 級晶粒時，強度增加不大于245MPa。所以，在一般結構鋼中以細化奧

9、氏體晶粒的方法來提高馬氏體強度作用不大。尤其對于硬度很高的鋼，奧氏體晶粒大小對馬氏體強度影響更不明顯。只在一些特殊熱處理中，如形變熱處理或超細化處理，將奧氏體晶粒細化到15 級或更細時，才能有望使強度提高490MPa。3.3固溶強化純金屬由于強度低, 很少用作結構材料, 在工業(yè)上合金的應用遠比純金屬廣泛。合金組元溶入基體金屬的晶格形成的均勻相稱為固溶體。純金屬一旦加入合金組元變?yōu)楣倘荏w,其強度、硬度將升高而塑性將降低, 這個現(xiàn)象稱為固溶強化?！?】固溶強化的機制是: 金屬材料的變形主要是依靠位錯滑移完成的, 故凡是可以增大位錯滑移阻力的因素都將使變形抗力增大, 從而使材料強化。合金組元溶入基體

10、金屬的晶格形成固溶體后, 不僅使晶格發(fā)生畸變, 同時使位錯密度增加。在碳含量小于0.4%時，馬氏體的屈服強度隨碳含量增加而升高；碳含量大于0.4%時，馬氏體的屈服強度不再增加。這一現(xiàn)象的機理：固溶的間隙C 原子處于Fe 原子組成的八面體的中心位置，馬氏體中的八面體為扁八面體，C 原子溶入后形成以C 原子為中心的畸變偶極應力場，該應力場與位錯產生強烈的交互作用，令位錯運動使馬氏體強度升高。當含碳量高于0.4%時，C 原子間距太近，產生的畸變偶極應力場彼此抵消，降低了強化效果【5】。例如李鴻美等研究的超低碳鋼2，馬氏體主要由C、Mn、Si和Mo元素引起固溶強化，其強化增量按下式計算： （式中的質量

11、分數(shù)為各合金元素固溶在基體中的數(shù)值，C、Mn、Si、Mo元素采用合金含量。）對于高位錯的馬氏體而言，位錯與固溶元素相互作用引起的強度增量小于位錯與位錯之間相互作用而引起的強度增量。另外，固溶元素所形成的彈性應力場與位錯應力場相互抵消強度增量被削弱；對于低碳馬氏體（含碳量0.2%），馬氏體位錯中大部分碳不處于固溶體中，而是偏聚于位錯上形成柯氏氣團【7】。因此，可以認為在含碳量0.2%時，碳的直接強化作用是位錯強化，其固溶強化增量視為“0”。但是，Mn、Si、Mo元素造成的固溶強度增量卻是不可忽視的。 3.4形變強化 形變強化亦稱為冷變形強化、加工硬化和冷作硬化。生產金屬材料的主要方法是塑性加工,

12、 即在外力作用下使金屬材料發(fā)生塑性變形, 使其具有預期的性能、形狀和尺寸。在再結晶溫度以下進行的塑性變形稱為冷變形。金屬材料在冷變形過程中強度將逐漸升高, 這一現(xiàn)象稱為形變強化。在不同殘余變形量的條件下，馬氏體的屈服強度與碳含量關系如圖15 所示。 由圖可知，當殘余變形量很小時（=0.02%）,屈服強度0.02 幾乎與碳含量無關，并且很低，約為196MPa。可是，當殘余變形量為2%時，屈服強度2 卻隨碳含量增加而急劇增大，這個現(xiàn)象說明，馬氏體本身比較軟，但在外力作用下因塑性變形而急劇加工硬化，所以馬氏體的形變強化指數(shù)很大，加工硬化率很高。這與畸變偶極應力場的強化作用有關。 圖6 3.5時效強化

13、時效強化也是馬氏體強化的一個重要因素，馬氏體相變是無擴散相變，但在馬氏體形成后，馬氏體中的碳原子的偏聚（馬氏體自回火）就能發(fā)生，碳原子發(fā)生偏聚（時效）的結果，碳含量越高，時效強化越顯著。【8】 時效強化是由C 原子擴散偏聚釘扎位錯引起。因此，如果馬氏體在室溫以上形成，淬火冷卻時又未能抑制C 原子的擴散，則在淬火至室溫途中C 原子擴散偏聚已自然形成，而呈現(xiàn)時效。所以，對于MS 高于室溫的鋼，在通常淬火冷卻條件下，淬火過程即伴隨自回火。圖73.6 亞結構強化亞結構強化主要指孿晶或層錯的強化作用【9，其表現(xiàn)在以下幾個方面：(1)位錯與孿晶的彈性交互作用；(2)位錯穿過孿晶構成滑移軌跡的曲折；(3)孿

14、晶阻擋位錯運動。應當指出， 孿晶的強化， 據(jù)認為是由于碳原子在孿晶界面上的偏聚所造成的【10】， 其強化作用的貢獻與鋼的含碳量關系密切： 對于碳含量低于0.3%的Fe-C合金馬氏體，其亞結構為位錯，主要靠C原子固溶強化，（碳原子釘扎位錯）。碳含量大于0.3%時 ，其亞結構中孿晶的含量增多。由于孿晶對材料的強度也有一定的貢獻，使材料的強度進一步提高。隨著馬氏體中碳含量的提高，C原子釘扎位錯的固溶強化作用越來越大，并且隨著碳含量的增加，馬氏體中的孿晶的相對量越來越多，孿晶對馬氏體強度的貢獻也越來越大，但是當碳含量大于0.8%時，硬度不再上升，這是由于殘余奧氏體的影響。下圖表示未經(jīng)時效的Fe-Ni-

15、C合金的位錯型馬氏體與孿晶型馬氏體的抗壓強度，在圖中可見，在低碳量范圍內，兩者的抗壓強度相差很小，但是隨著碳含量的增加，孿晶型馬氏體的抗壓強度增加較快，兩者的=壓力強度差增大，這說明碳含量增高時，孿晶亞結構對馬氏體的強度貢獻大。 上述實驗結果均證明馬氏體中存在孿晶時 ，對強度有貢獻。3.8第二相強化1合金第二相一般分為兩大類，包括分散型和集聚型。其形態(tài)如圖 所示。1） 分散型第二相強化第二相為強、硬質點分布于晶內或晶界上，當位錯運動到第二相質點是產生阻礙作用，提高馬氏體基體的塑性變形抗力，使強度升高。位錯遇到第二相質點是有兩種作用機制：第一種是位錯繞過機制（第二相粒子的特點不參與變形，與基體不

16、共格），位錯繞過質點時只繞過并留下了位錯環(huán)。如圖3所示。這些位錯環(huán)形成應力場對位錯運動形成一定的阻力，對滑移位錯所售的阻力增大。此外，位錯運動的阻力也與第二相的半徑、形狀、分布、數(shù)量有關： 由公式看出：當粒子的體積分數(shù)越大，越小則強度越高；當?shù)诙嗔Ｗ拥捏w積分數(shù)一定時，粒子半徑約小則粒子數(shù)量越多，越小則強度越高。 圖9 位錯的繞過機制 第二種是切過機制（第二相粒子可變形，與基體保持共格），位錯切過第二相是產生以下幾個作用中的幾種提高馬氏體的變形抗力。如圖4所示。（1） 界面強化。位錯切過粒子時，粒子產生寬度為b的表面臺階，由于出現(xiàn)了新的表面積，使總的界面能升高。（2） 反相疇強化。當粒子是有序

17、結構時，則位錯切過粒子時會打亂滑移面上下的有序排列，產生反相疇界，引起能量的升高。（3） 層錯強化。當粒子的層錯能與基體不同，當擴展位錯通過后，其寬度會發(fā)生變化，引起能量升高。（4） 共格強化。由于粒子與基體的比體積差別，而且沉淀粒子與母相之間保持共格或半共格結合，故在粒子周圍產生彈性應力場，此應力場與周圍會產生交互作用，對位錯運動有阻礙。（5） 錯排強化。由于第二相粒子與基體的晶體點陣不同或至少是點陣常數(shù)不不同，故當位錯切過時必然在氣滑移面上造成原子的錯排，需要額外做功，給位錯運動帶來困難。（6） 割階強化。由于基體與粒子中的滑移面取向不相一致，則位錯切過后會產生一割階，割階的存在會阻礙整個

18、位錯線的運動。 圖10 位錯的切過機制2） 集聚型第二相強化1當將組成合金的兩相晶粒尺寸屬同一數(shù)量級，且都為塑性相時，則合金的變形抗力曲解與兩相的體積分數(shù)。作為一級近似，可以分別假設合金變形時的應變相同和應力相同。于是，合金在一定的應變下的平均流變應力和一定應力下的平均應變可由混合律表述： 式中，1和2分別為兩相的體積分數(shù)（1+2=1），1 和2分別為一定應變時的兩相流變應力，1和2分別為一定應力時的兩相應變。如圖5所示。 圖11 （a）等應力模型（b）等應變模型3.7綜合作用效果上述各種強化機制雖然同是存在于馬氏體中，其強度可以用下式表示： 其中，為材料的原始屈服強度，為材料的固溶強化增量，為材料的第二相強化增量，為時效強化增量， 為材料的相變強化和形變強化引起的位錯強化增量，為材料的晶粒大小引起的強化增量。但是，這些不同機制對馬氏體的強化效果并不是線性疊加的。原因在于各