铁碳M强化机制.doc

铁碳马氏体的强化机制摘要：通过对铁炭马氏体微观组织、宏观力学性能与热处理工艺的分析，结合材料力学性能课程中不同的材料强化机理与当今各类高强度铁碳马氏体的工艺发展，分别从固溶强化，细晶强化，形变强化及第二相强化四方面阐明了铁炭马氏体的强化机制。关键词：铁碳马氏体 力学性能 强化机制 淬火 回火前言 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。因其具有高强度、高硬度，在各类生产生活中都被广泛地应用。长期以来，人们对马氏体强化机制进行了广泛而深入的研究，尤其是六十年代以来，电子显微技术与材料学微观理论的发展，揭示了马氏体的微观结构，使人们对马氏体的成分、组织结构和力学性能之间的关系有了比较明确的概念。现今，关于马氏体相变的含义已很广泛，不仅铁合金、非铁合金，而且陶瓷材料中也发现马氏体相变。其中，具有超高强度的马氏体时效钢，近年得到迅速发展，广泛应用于航空、航天以及军事等尖端领域。1 马氏体转变钢经奥氏体化后快速冷却，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转变1。1.1 钢中马氏体的组织结构铁碳马氏体的性质主要取决于其晶体结构，其实质为碳在-Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方结构。在体心结构中，共有三组扁八面体空隙（亚点阵）,研究表明，在马氏体点阵中，C原子并非均匀分布在三类亚点阵中，而是优先占据第三亚点阵，呈现有序分布。钢中马氏体典型的组织形态有板条状与片状。板条状马氏体是低、中碳马氏体时效钢，其显微组织是由许多成群的板条组成，亚结构主要为位错。片状马氏体常见于淬火高、中碳钢及高Ni的Fe-Ni合金中。它以马氏体片为基本单元，第一个片贯穿整个原奥氏体晶粒，使第二片形成空间变小，片尺寸大小有异；片内有中脊；亚结构为孪晶。另外，其他马氏体形态还有蝶状、薄片状、马氏体等。1.2 马氏体转变的主要特点马氏体转变主要有以下特点：（1）切变共格和表面浮凸现象马氏体形成是以切变的方式实现的，形成时与之相交的试样表面发生倾动，一边凹陷，一边凸起，并牵动奥氏体突出表面。这种界面上的原子是马氏体与奥氏体所共有的，称为“切变共格”界面。（2）马氏体转变的无扩散性马氏体转变过程中既无成分变化，仅有晶格改组，还可以在相当低的温度范围内进行，转变速度极快。可以设想，这一宏观均匀切变运动时原子集中运动，原来相邻的两个原子转变后仍然相邻，它们之间的相对位移不超过一个原子间距。（3）具有一定的位向关系和惯习面马氏体转变的晶体学特点是新相和母相之间存在一定的位向关系，马氏体新相在母相的一定界面上开始形成，这个晶面即为惯习面。（4）马氏体转变是在一个温度范围内完成的（5）马氏体转变的可逆性 2 马氏体机械性能与强化机制铁碳马氏体最主要的特性就是高硬度、高强度，其硬度随含碳量的增加而升高。但当含碳量达0.6%时，淬火钢的硬度接近最大值。碳含量进一步增加时，由于残余奥氏体量增加，钢的硬度反而下降。下面将结合金属材料的四种强化机理，详细阐明铁碳马氏体的强化机制。2.1 固溶强化固溶强化的出发点是以合金元素作为溶质原子阻碍位错运动2。由于溶质原子与基体金属原子大小不同，因而使基体晶格发生畸变，造成一个弹性应力场，此应力场与位错本身的弹性应力场交互作用，增大位错运动的阻力，从而导致强化。此外，溶质原子还可以通过与位错的电化学交互作用而阻碍位错运动。淬火后获得的马氏体是碳在-Fe中的过饱和间隙固溶体，碳原子起到了间隙固溶强化效应。由于-Fe和-Fe对碳的溶解度的大小不一样，在由奥氏体转变为马氏体的过程中，没有碳原子的扩散，碳原子被迫留入-Fe的晶格中形成过饱和固溶体，从而使-Fe的晶格发生畸变（晶格常数的c/a1)，-Fe由体心立方晶格成为体心正方晶格。并且马氏体中含碳量越高，晶格的畸变就越严重，导致马氏体的强度、硬度升高。对于合金钢，加热时合金元素溶入奥氏体中，冷却时合金元素被留在马氏体中，更增加了其晶格畸变程度，强化效果更好。2.2 细晶强化由于晶界的存在，引起晶界处产生弹性变形不协调和塑性变形不协调，这两种不协调会在晶界处诱发应力集中，以维持两晶粒在晶界处的连续性，其结果在晶界附近引起二次滑移，使位错迅速增殖形成加工硬化微区，阻碍位错运动。另外，由于晶界的存在，使滑移位错难以直接穿越晶界，从而破坏了滑移系统的连续性，阻碍了位错运动。马氏体形成后，奥氏体被分割成许多较小的取向不向的区域，产生了细晶强化作用。奥氏体转变为马氏体也是由形核和长大两个基本过程组成的。最初形成的马氏体长大速度很快，线长大速度可高达103m/s，在Ms Mf温度范围内，随温度的降低，一批批马氏体针相继在奥氏体中迅速产生，马氏体针之间交错成一定角度，生长时往往贯穿整个奥氏体晶粒（一般情况下不穿奥氏体晶界），从而把奥氏体分割成细小区域，形成细小晶粒。后形成的马氏体针变细、变短、形成细小马氏体针。合金钢中的合金元素能阻碍奥氏体的长大，使奥氏体更细小，由奥氏体转变的马氏体也细小。细化晶粒不仅可以提高马氏体强度，还有利于提高塑性与韧性。在超高强度钢领域，本世纪初北京航空材料研究院的赵振业等探索了马氏体新强韧化机制，获得一种超细化马氏体板条组织的超高强度高韧性不锈钢。根据相关研究，晶粒尺寸与冲击韧性转变温度关系用TcK=lnB-lnC-lnd-12 表示，其中，B 和C为常数，d越小，塑-脆转变温度Tc越低，韧性越好。晶粒尺寸与裂纹扩展临界应力关系f(2Gvp/Ky )d-12表明，比界面能vp一定时，d越小，临界应力f越高，塑性越好。同样，作为最基本有效晶粒的马氏体板条细化是增加塑性和韧性的主要因子。据此，超细马氏体板条是超高强度、高塑性、高韧性的重要原因和机理。2.3 形变强化金属中位错密度高，则位错运动时易于发生相互交割，形成割阶，引起位错缠结，因此造成位错运动的障碍，给继续塑性变形造成困难，从而提高钢的强度。淬火形成马氏体时，马氏体中的位错密度增高，从而产生位错强化效应，板条状马氏体是束束成条排列的组织，在一个奥氏体晶粒内可有几个不同取向的马氏体束，板条内部有极高的位错密度，使位错运动困难，强度提高。需要指出的是:高密度位错在板条马氏体内分布不均匀，低密度区域的位错仍易运动。加之不存在显微裂纹和淬火应力小，所以具有良好的塑性和韧性。在钢中，当奥氏体冷至Ms点以上，Md点以下的温度范围内进行塑性变形会诱发马氏体相变。一般来说，形变量越大，形变温度越低，转变的马氏体越多。实验表明，当残余变形量很小时（=0.02%），马氏体屈服强度0.02几乎与含碳量无关，并且很低，约为196MPa。可是当残余变形量为2%时，0.02随碳含量增加而急剧增大3。这说明马氏体本身比较软，但在外力作用下因塑性变形而急剧加工硬化，所以马氏体的形变指数很大，加工硬化率高。这与畸变偶极应力场的强化作用有关。另外，随碳含量增加，孪晶亚结构对马氏体的强度贡献增大。2.4 第二相强化第二相粒子可以有效地阻碍位错运动。运动着的位错遇到滑移面上的第二相粒子时，或切过，或绕过，这样滑移变形才能继续进行。这一过程要消耗额外的能量，故需要提高外加应力，造成强化。淬火后回火时析出的碳化物造成强烈的第二相强化，同时也使钢的韧性得到了改善。对淬火马氏体回火时，被强迫留入-Fe的碳原子从外界获得能量后，就发生偏聚，随后析出高强度、高硬度的碳化物，这些碳化物弥散在过饱和的固溶体的基体上，提高强度、硬度。对于合金钢，第二相强化更为明显，回火温度低时，合金元素阻止碳从-Fe中析出，使马氏体保持高强度、高硬度。回火温度高时，从马氏体中析出W2C、VC、TiC等特殊碳化物，这些碳化物颗粒细小，高度弥散分布在基体组织上，使钢的强度硬度升高。 马氏体时效钢正是利用了固溶强化的机制。时效初期，马氏体时效钢首先发生调幅分解，溶质原子通过上坡扩散形成Ni-Mo-Ti富集区，进而原位析出细小沉淀相4。当有金属间化合物析出时，析出相粒子的尺寸不同，其强化机制也不同，位错切过还是绕过析出相粒子决定于粒子半径R和位错的布氏矢量模b，当R/b15时位错切过析出相粒子；当R/b15时位错绕过析出相粒子。强化效果与位错切过共格区和沉淀相所需应力密切相关，此时共格应力和沉淀相内部有序化应力起主要作用。随着沉淀相长大并与基体保持半共格关系，位错切过它们所需应力逐步增加，因此屈服强度上升，当沉淀相进一步长大，其半径达到临界尺寸15b时，位错会绕过沉淀相而无法切过。当沉淀相颗粒间距达到某一临界值时，强度达到最高值。3 结论综上所述，铁碳马氏体在淬火回火时充分利用了强化材料的四种机制（固溶强化，细晶强化，形变强化，第二相强化），从而使钢的机械性能的潜力得到了充分的发挥，所以，获得马氏体并进行相应的回火是钢的最经济最有效的综合强化手段。正因为如此，具有高强度的马氏体在生产生活