加热金属冷却时的转变.doc

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，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。CFe3CG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：111/110/011Fe3C/ 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、半径、新相粒子在溶剂中的饱和浓度原子量，表面能，密度知，新相粒子的半径愈小，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针状魏氏组织（奥氏体晶粒粗大、冷速适中形成的）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)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形核率相变对能量的要求，形核时须克服形核功扩散越过能垒，扩散较易，形核功起主导作用，由于，故，至一定温度，扩散影响占优，故。2长大线速度故与的关系曲线亦出现极值。3珠光体转变动力学曲线S550TA1AAPPT形状因子，为球状时，为时间指数，由550 ：4 2.5动力学亦具有三个特征：，孕育期缩短。在一定温度下，开始及结束较小，中间较快。在后，达极大值。4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，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、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，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。马氏体形成时产生表面浮凸的示意图基准线变形的情况 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0.5%C,惯习面为111，0.51.4%C,为225，1.51.8%C，为259。由图可见，直线划痕在倾动面（马氏体片的自由表面）处改变方向，但仍保持连续，且不发生扭曲。这说明马氏体片与母相保持切变共格，惯习面未经宏观（10-2范围）可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。 不变平面应变由于直线划痕在倾动面处不但保持连续，且不发生弯曲，说明倾动面一直保持为平面，况且抛光面是任意截取的。可见，发生马氏体相变时，虽发生了变形，但母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍为平面，这种变形即为均匀变形。造成均匀变形而惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。（3）新旧相保持一定的位向关系由于马氏体相变时，不需要原子的扩散，新旧相保持切变共格，所以相变后，两相仍保持一定的位向关系。 KS关系Kurdjumov 和Sachs在1930年应用X射线极图法测得111/101m,/ m其中一种为（111）/（101）m，011/111 m由于马氏体（设为体心立方c%0.2%钢中）的101m面可能6中不同的取向，而奥氏体点阵中有4种111晶面，从而马氏体共有24种取向。 西山关系Nishiyama 在1934年测得，按西山关系，在每个111面上，马氏体可能有三种取向，故马氏体共有12种取向。（4）马氏体内往往具有亚结构电镜研究表明，马氏体组织内往往由密度较高的位错或较细的孪晶为其亚结构。这种亚结构，例如孪晶，表明有些区域经过了切变，而有的区域则未经切变。可见，马氏体内的亚结构是相变时不均匀（局部）切变的产物。（5）相变的可逆性PMAsMsMfAf逆转变时，也出现表面浮突，但与马氏体形成时的方向相反。在钢中的回火转变（由马氏体中析出碳化物），但Fe0.8%C钢施以5000/S快速加热，抑制回火转变，则在590600发生了逆转变。马氏体相变为无扩散型相变，属形核长大型，并具有可逆性。在点阵协力重组过程中，保持切变共格。以均匀应变产生宏观变形，出现表面浮突相界面。即惯习面为母相的非简单指数面，不应变，不转动。由于点阵重组的需要，点阵须在微观范围内作第二次不均匀切变，从而在马氏体精细结构（直结构）中留下了大量的位错或孪晶。2马氏体的定义过去，人们常将硬而脆的性能、针状组织的形貌与马氏体联系在一起，自从低碳钢中发现了条状马氏体，以高速冷却获得纯铁马氏体并不表现为硬而脆的性能，特别是在CuAl等有色金属中获得的马氏体与上述概念差的更远。人们对马氏体及马氏体相变均有了更深的认识。经历几十年的研究，人们更倾向于将马氏体相变看成是置换原子无扩散切变，使其形状改变的相变。而其相变产物，即为马氏体。3马氏体相变的类型（1）按相变驱动力分类在： 由于形成马氏体时，尚需考虑进行不变平面切变，不均匀切变的切变能，马氏体的储存能等。故相变温度必然低于T0，在Ms：GMMs的差值（选为正值）称为相变驱动力。 相变驱动力较大的相变一般达103J/mol数量级，如钢中的相变，驱动力均在1100J/mol 以上。 相变驱动力较小的相变一般达10102J/mol 数量级，如FeRu形成马氏体的相变驱动力只有210J/mol ，而弹性马氏体的相变驱动力则只有1020J/mol。（2）按形成方式分类 变温马氏体 转变量是温度的单值函数。 等温马氏体 转变量是温度和时间的函数：具有马氏体的长大；新马氏体的形核。 爆发式转变 低碳镍钢、铬钢、锰钢，Ms0。在MB(MB Ms0)以下，瞬间（几分之一秒内）剧烈地形成大量马氏体，有的高达70%M。 弹性马氏体相变热弹性：相变驱动力小，相变热滞小；相变形状应变为弹性协作，相界面能往复（正、逆向）运动。半热弹性：部分满足上述条件。非热弹性：完全不符合其中条件的，即相变滞热大；一片马氏体瞬间长至完整大小（形状）；界面呈不动界面；常形成位错来协作相变所产生的形状应变。4马氏体的类型 按形貌分类条状马氏体 构成马氏体的最小单元为条状马氏体，其交界面为平面。片状马氏体 针片状，大小不一，互成交角。其它马氏体 蝶状、薄片状、等。 按亚结构分类 位错型和孪晶型马氏体按晶体结构类型分类钢中马氏体是碳在Fe中的过饱和固溶体，由于碳的溶入，使马氏体的点阵常驻数发生了变化，350Ms200100Ms100C%350的钢种。 越低，钢淬火到室温时的越多，为了获得足量马氏体，必须选择合适的钢种，或对淬火钢作冰冷处理。 制订淬火工艺离不开温度。 加工形变会诱发其马氏体的形成，其所需切应力，往往与呈线性关系，这也需参考温度。 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，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。 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、 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。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 （）GFGAGT 其中为碳的摩尔分数。上述变化规律可由热力学上得到解释。 （含碳量增加）C%,GF,GA,(AF)T0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系：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）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T12钢奥氏体的热稳定化现象 奥氏体稳定化示意图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。冷却速度和等温温度对奥氏体热稳定化的影响一般认为，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，即产生奥氏体的力学稳定化现象。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。奥氏体力学稳定化示意图一般认为，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。奥氏体力学稳定化示意图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。经淬火回火处理的钢件其性能往往取决于钢中的马氏体、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），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，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)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。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284Mpa，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（dA）和马氏体（或块）大小（dm）对马氏体的强度亦有贡献晶粒愈细，强度愈高（见右上图），并有下列关系：2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的根本原因。（2）马氏体具有铁磁性C%电阻率退火态淬火态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（0.4