哈工大材料力学性能大作业铁碳马氏体的强化机制.docx
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哈工大材料力学性能大作业铁碳马氏体的强化机制
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，是碳在a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%寸，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）丫//（011）a
!
[101]丫//[111]a
!
（K-S）
{557}y
位错
板条
0.2〜0.6
体心正方
（111）丫//（011）a
!
[101]丫//[111]a
!
（K-S）
{557}y和
{225}y
位错，孪晶
板条及片状
0.6〜1.0
体心正方
（111）丫//（011）a
!
[101]丫//[111]a
!
（K-S）
{225}y
位错，孪晶
板条及片状
1.0〜1.4
体心正方
（111）Y//（011）a
f
[101]Y//[111]a
f
（K-S）
{225}y和
{259}y
孪晶
板条及片状
>1.5
体心正方
（111）Y//（011）a
f
[101]Y//[111]a
f
（K-S）
{259}y
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X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1/2［001］、1/2［010］、1/2［100］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1/2［001］八面体（图1B）为例，间隙在［001］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
A
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、片状一一孪晶）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，贝U片状一一孪晶马氏体量越多。
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-2MnK1000;b—片状（高碳）,
1.39CX500
图3铁碳马氏体的两种典型亚结构
a—位错（板条）x27500;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98~137Mpa,这就说明相变强化使屈服强度提高了
147~186MPa
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也有一些影响。
由图6可见，
马氏体的屈服强度b0.2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
b0.2=608+69dr-1/2（MPa）
b0.2=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、MnSi和Me元素引起固溶强化，其强化增量按下式计算：
口ss（MPa）=457qC]+37[Mn]+83[Si]+11[Mo]
（式中的质量分数为各合金元素固溶在基体中的数值，C、MnSi、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。
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，MnSi、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（s=0.02%）,屈服强度（T0.02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%寸，屈服强度d2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。
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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。
3.6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
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