哈工大材料力学性能大作业-铁碳马氏体的强化机制

1、铁碳马氏体的强化机制摘要：钢中铁碳马氏体的最主要特性是高强度、高硬度，其硬度随碳含量的增加而升高。马氏体的强化机制是多种强化机制共同作用的结果。主要的强化机制包括：相变强化、固溶强化、时效强化、形变强化和综合强化等。本文介绍了铁碳马氏体及其金相组织和力学特性，着重深入分析马氏体的强化机制。关键词：铁碳马氏体 强化机制1.马氏体的概念，组织及力学特性1.1马氏体的概念 马氏体，也有称为麻田散铁，是纯金属或合金从某一固相转变成另一固相时的产物；在转变过程中，原子不扩散，化学成分不改变，但晶格发生变化，同时新旧相间维持一定的位向关系并且具有切变共格的特征。马氏体最先在淬火钢中发现，是由奥氏体转变成的

2、，是碳在铁中的过饱和固溶体。以德国冶金学家阿道夫·马登斯（A.Martens）的名字命名；现在马氏体型相变的产物统称为“马氏体”。马氏体的开始和终止温度，分别称为M始点和M终点；钢中的马氏体在显微镜下常呈针状，并伴有未经转变的奥氏体(残留奥氏体)；钢中的马氏体的硬度随碳量增加而增高；高碳钢的马氏体的硬度高而脆，而低碳钢的马氏体具有较高的韧性。 1.3马氏体的力学特性铁碳马氏体最主要的性质就是高硬度、高强度，其硬度随碳含量的增加而增加。但是当碳含量达到6%时，淬火钢的硬度达到最大值，这是因为碳含量进一步提高，虽然马氏体的硬度会提高但是由于残余奥氏体量的增加，使钢的硬度反而下降。 2.铁

3、碳马氏体的晶体学特性和金相形貌钢经马氏体转变形成的产物。绝大多数工业用钢中马氏体属于铁碳马氏体，是碳在体心立方结构铁中的过饱和固溶体。铁碳合金的奥氏体具有很宽的碳含量范围，所形成的马氏体在晶体学特性、亚结构和金相形貌方面差别很大。可以把铁碳马氏体按碳含量分为5个组别(见表)【1】。 表1 铁碳马氏体的晶体学特性和金相形貌碳含量/%晶体结构与母相的位向关系惯习面亚结构金相形貌<0.2体心立方(111)(011)101111(K-S)557位错板条0.20.6体心正方(111)(011)101111(K-S)557和225位错，孪晶板条及片状0.61.0体心正方(111)(011)10111

4、1(K-S)225位错，孪晶板条及片状1.01.4体心正方(111)(011)101111(K-S)225和259孪晶板条及片状>1.5体心正方(111)(011)101111(K-S)259孪晶板条及片状 低碳马氏体为体心立方结构，中、高碳为体心正方结构。碳原子的固溶为间隙式，处于八面体间隙之中。如图1A中×号所示，三坐标方向的面心位置是具有代表性的三种八面体间隙中心，构成了体心晶格中的三套亚点阵，分别以1/2001、1/2010、1/2100表示，每单位晶胞中有六个八面体间隙分属这三套亚点阵。【2】体心立方晶格的八面体是非等轴的，以1/2001八面体(图1B)为例，间隙在0

5、01方向(图1的c方向)的尺寸不但小于110，即图1B水平正方形的 图1 体心立方晶格的 八面体间隙A三套八面体间隙(中心)位置亚点阵;B体心立方八面体间隙的非对称性 对角线方向的尺寸，而且也小于碳原子直径。碳原子的溶入将增加c方向的原子间距，由于弹性效应，a、b方向的间隙将略为缩小。碳原子在马氏体中并非均匀地分配在三套亚点阵中，而是选择其中一套，因此造成了晶格的正方性。 光学金相显微镜观察铁碳马氏体具有两类形貌，分别称为板条状马氏体和片状马氏体，如图3、图4所示。板条状马氏体为集束的板条，同一母相晶粒内只形成少数几个集束，呈现几个区域，域内各板条仅以小角度交界;而片状马氏体则为空间方位杂乱的

6、饼状，在磨面上为针状。 透射电子显微镜观察，与两种金相形貌对照，马氏体(板，片)内部呈现两类亚结构。低碳(板条)马氏体为高密度的位错网络，而高碳(片状)马氏体为极薄的孪晶片。故两种马氏体又分别称为位错马氏体和孪晶马氏体。多数工业实用的铁碳马氏体并非单一的金相形貌和亚结构，而是混合的。淬火态两类(板条位错、片状孪晶)马氏体的相对量可由图5的数据估计。碳含量越高，马氏体转变点Ms越低，则片状孪晶马氏体量越多。当碳含量超过0.6%时，片状马氏体量将超过50%(体积分数)。孪晶马氏体的韧性低，它是高碳钢淬火态脆性大的根本原因。【3】 图2 铁碳马氏体的两种典型金相形貌a板条(低碳)，0.03C-2Mn

7、×1000;b片状(高碳)，1.39C×500图3 铁碳马氏体的两种典型亚结构a位错(板条) ×27500;b孪晶(片状) 3. 铁碳马氏体的强化机制强化机制可分为固溶强化机制、界面强化、弥散强化、析出强化及细晶强化等多种强化机制。马氏体的强化机制是多种强化机制共同作用的结果。主要的强化机制包括：相变强化、固溶强化、时效强化、形变强化和细晶强化等 3.1相变强化马氏体转变指高温奥氏体经快速冷却，在较低温度下发生无扩散切变形成体心正方的马氏体。如图1所示。在发生马氏体相变的过程中，马氏体转变的切变特性会在晶体内部产生大量的微观缺陷。产生的缺陷，诸如板条马氏体中高密度

8、的错位、片状马氏体中的孪晶等，会阻碍位错的运动，从而阻碍材料的塑形变形过程，提高了材料强度，达到强化马氏体的目的。实验证明，无碳马氏体的屈服强度约为284Mpa,此值与形变强化铁素体的屈服强度很接近，而退火状态铁素体的屈服强度仅为98137Mpa，这就说明相变强化使屈服强度提高了147186MPa。 图4 马氏体转变过程 3.2细晶强化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

9、也有一些影响。由图6 可见，马氏体的屈服强度0.2 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0.2=608+69dr-1/2(MPa)0.2=449+60da-1/2(MPa) 图5 马氏体奥氏体屈服强度与晶粒大小的关系 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

10、细时，才能有望使强度提高490MPa。3.3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。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。【4】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。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

11、现象的机理：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，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【5】。例如李鸿美等研究的超低碳钢2，马氏体主要由C、Mn、Si和Mo元素引起固溶强化，其强化增量按下式计算： （式中的质量分数为各合金元素固溶在基体中的数值，C、Mn、Si、Mo元素采用合金含量。）对于高位错的马氏体而言，位错与固溶元素相互作用引起的强度增量小于位错与位错之间相互作用而引起的强度增量。

12、另外，固溶元素所形成的弹性应力场与位错应力场相互抵消强度增量被削弱；对于低碳马氏体（含碳量<0.2%），马氏体位错中大部分碳不处于固溶体中，而是偏聚于位错上形成柯氏气团【7】。因此，可以认为在含碳量<0.2%时，碳的直接强化作用是位错强化，其固溶强化增量视为“0”。但是，Mn、Si、Mo元素造成的固溶强度增量却是不可忽视的。 3.4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

13、称为形变强化。在不同残余变形量的条件下，马氏体的屈服强度与碳含量关系如图15 所示。 由图可知，当残余变形量很小时（=0.02%）,屈服强度0.02 几乎与碳含量无关，并且很低，约为196MPa。可是，当残余变形量为2%时，屈服强度2 却随碳含量增加而急剧增大，这个现象说明，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，所以马氏体的形变强化指数很大，加工硬化率很高。这与畸变偶极应力场的强化作用有关。 图6 3.5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

14、越高，时效强化越显著。【8】 时效强化是由C 原子扩散偏聚钉扎位错引起。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。图73.6 亚结构强化亚结构强化主要指孪晶或层错的强化作用【9，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【10】， 其强化作用的贡献与钢的含碳量关系密切： 对于碳含量低于0.3%的F

15、e-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

16、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。 上述实验结果均证明马氏体中存在孪晶时 ，对强度有贡献。3.8第二相强化1合金第二相一般分为两大类，包括分散型和集聚型。其形态如图 所示。1） 分散型第二相强化第二相为强、硬质点分布于晶内或晶界上，当位错运动到第二相质点是产生阻碍作用，提高马氏体基体的塑性变形抗力，使强度升高。位错遇到第二相质点是有两种作用机制：第一种是位错绕过机制（第二相粒子的特点不参与变形，与基体不共格），位错绕过质点时只绕过并留下了位错环。如图3所示。这些位错环形成应力场对位错运动形成一定的阻力，对滑移位错所售的阻力增大。此外，位错运动的阻力也与第二相的半径

17、、形状、分布、数量有关： 由公式看出：当粒子的体积分数越大，越小则强度越高；当第二相粒子的体积分数一定时，粒子半径约小则粒子数量越多，越小则强度越高。 图9 位错的绕过机制 第二种是切过机制（第二相粒子可变形，与基体保持共格），位错切过第二相是产生以下几个作用中的几种提高马氏体的变形抗力。如图4所示。（1） 界面强化。位错切过粒子时，粒子产生宽度为b的表面台阶，由于出现了新的表面积，使总的界面能升高。（2） 反相畴强化。当粒子是有序结构时，则位错切过粒子时会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界，引起能量的升高。（3） 层错强化。当粒子的层错能与基体不同，当扩展位错通过后，其宽度会发生变化，引

18、起能量升高。（4） 共格强化。由于粒子与基体的比体积差别，而且沉淀粒子与母相之间保持共格或半共格结合，故在粒子周围产生弹性应力场，此应力场与周围会产生交互作用，对位错运动有阻碍。（5） 错排强化。由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少是点阵常数不不同，故当位错切过时必然在气滑移面上造成原子的错排，需要额外做功，给位错运动带来困难。（6） 割阶强化。由于基体与粒子中的滑移面取向不相一致，则位错切过后会产生一割阶，割阶的存在会阻碍整个位错线的运动。 图10 位错的切过机制2） 集聚型第二相强化1当将组成合金的两相晶粒尺寸属同一数量级，且都为塑性相时，则合金的变形抗力曲解与两相的体积分数。作为一级

19、近似，可以分别假设合金变形时的应变相同和应力相同。于是，合金在一定的应变下的平均流变应力和一定应力下的平均应变可由混合律表述： 式中，1和2分别为两相的体积分数（1+2=1），1 和2分别为一定应变时的两相流变应力，1和2分别为一定应力时的两相应变。如图5所示。 图11 （a）等应力模型（b）等应变模型3.7综合作用效果上述各种强化机制虽然同是存在于马氏体中，其强度可以用下式表示： 其中，为材料的原始屈服强度，为材料的固溶强化增量，为材料的第二相强化增量，为时效强化增量， 为材料的相变强化和形变强化引起的位错强化增量，为材料的晶粒大小引起的强化增量。但是，这些不同机制对马氏体的强化效果并不是线