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鋼件熱處理強(qiáng)化后的性能與淬火馬氏體的性能有密切的關(guān)系。其中最突出的問題是強(qiáng)度和韌性的配合。因此，需要從決定馬氏體強(qiáng)度和韌性的一般規(guī)律出發(fā)，找出設(shè)計(jì)或選用新的鋼種以及制訂合適的熱處理工藝的一些基本原則。

 

一、馬氏體的硬度和強(qiáng)度

 

鋼中馬氏體最主要的特性就是高硬度、高強(qiáng)度，其硬度隨碳含量的增加而升高。但當(dāng)碳含量達(dá)0.6%時(shí)，淬火鋼的硬度接近最大值，如圖1 。

 

 

▲圖1 淬火鋼的最大硬度與碳含量的關(guān)系

1-高于AC3淬火  2-高于AC1淬火  3-馬氏體硬度

 

碳含量進(jìn)一步增加時(shí)，雖然馬氏體硬度會(huì)有所增高，但由于殘留奧氏體量增加，使鋼的硬度反而會(huì)下降。合金元素對馬氏體硬度影響不大。

近年來對馬氏體高強(qiáng)度的本質(zhì)進(jìn)行了大量的研究工作，認(rèn)為引起馬氏體高強(qiáng)度的原因是多方面的，其中主要包括相變強(qiáng)化、碳原子的固溶強(qiáng)化和時(shí)效強(qiáng)化等。

 

1. 相變強(qiáng)化

 

馬氏體相變的切變特性造成在晶體內(nèi)產(chǎn)生大量微觀缺陷（位錯(cuò)、孿晶及層錯(cuò)等），使得馬氏體強(qiáng)化，此即謂之相變強(qiáng)化。實(shí)驗(yàn)證明，無碳馬氏體的屈服極限為284MPa。這個(gè)值與形變強(qiáng)化鐵素體的屈服極限很接近。而退火狀態(tài)鐵素體的屈服極限僅為98~137MPa。也就是說，相變強(qiáng)化使強(qiáng)度提高了147~186MPa。

 

2.固溶強(qiáng)化

 

為了嚴(yán)格區(qū)別C原子的固溶強(qiáng)化效應(yīng)與時(shí)效強(qiáng)化效應(yīng)，曾專門設(shè)計(jì)了一系列Ms 點(diǎn)極低且碳含量不同的Fe-Ni-C合金，以保證馬氏體相變能在C原子不可能發(fā)生時(shí)效析出的低溫下進(jìn)行。淬火后即在低溫下測量馬氏體的強(qiáng)度以了解C原子的固溶強(qiáng)化效應(yīng)，圖2 中曲線1為Fe-Ni-C合金淬火后在0°C測得的結(jié)果。

 

 

▲圖2 Fe-Ni-C合金馬氏體在0℃時(shí)的

屈服強(qiáng)度σ0.6與碳含量的關(guān)系

 

由此曲線可見，馬氏體的屈服極限隨碳含量的增加而升高，但當(dāng)碳含量達(dá)0.4%以上時(shí)，強(qiáng)度不再增加。根據(jù)這一曲線可得出馬氏體的屈服強(qiáng)度與碳含量的關(guān)系，在含C<0.4%時(shí)此關(guān)系近似為：

 

σs=284+1784× (%C)圖片MPa     （1）

 

為什么馬氏體中的間隙原子有如此強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化效應(yīng)，而C溶解在奧氏體中的固溶強(qiáng)化效應(yīng)則不大？

 

目前認(rèn)為，奧氏體和馬氏體中的C原子均處于Fe原子組成的八面體中心，但奧氏體中的八面體為正八面體，間隙C原子溶入只能使奧氏體點(diǎn)陣對稱的膨脹。而馬氏體中的八面體為扁八面體，即有一個(gè)方向上的Fe原子間距較小，間隙原子溶入后力圖使其變成正八面體。結(jié)果使扁八面體短軸方向上的Fe原子間距增長了36%；而在另外兩個(gè)方向上則縮短了4%，從而使體心立方變成了體心正方。由間隙C原子所造成的這種不對稱畸變稱為畸變偶極，可視其為一個(gè)強(qiáng)烈的應(yīng)力場，C原子就在這個(gè)應(yīng)力場的中心，這個(gè)應(yīng)力場與位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈的交互作用，而使馬氏體的強(qiáng)度提高。按這個(gè)觀點(diǎn)計(jì)算所得的C的固溶強(qiáng)化效應(yīng)與實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)基本符合。但碳含量超過0.4%以后，馬氏體進(jìn)一步強(qiáng)化的效果減小，可能是因?yàn)镃原子靠得太近，以至畸變偶極應(yīng)力場之間因相互抵消而降低了應(yīng)力。應(yīng)當(dāng)指出，上述用Ms點(diǎn)極低的Fe-Ni-C合金所得的為欒晶馬氏體，其中也包含欒晶對馬氏體的強(qiáng)化作用。對于位錯(cuò)型馬氏體，就沒有這部分強(qiáng)化，故強(qiáng)度略低。形成置換式固溶體的合金元素對馬氏體的固溶強(qiáng)化效應(yīng)相對于C來說要小得多，據(jù)估計(jì)，僅與合金元素對鐵素體的固溶強(qiáng)化作用大致相當(dāng)。

 

3.時(shí)效強(qiáng)化

 

時(shí)效強(qiáng)化也是一個(gè)重要的強(qiáng)化因素。理論計(jì)算得出，馬氏體在室溫下只需幾分甚至幾秒就可通過原子擴(kuò)散而產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化。電阻分析表明，C原子的擴(kuò)散實(shí)際上比理論計(jì)算的結(jié)果快。在-60°C以上，時(shí)效就能進(jìn)行，發(fā)生C原子偏聚現(xiàn)象（回火時(shí)碳原子析出以前的階段）。C原子偏聚是馬氏體自回火的一種表現(xiàn)。因此，對于在－60℃上形成的含碳馬氏體都有一個(gè)自回火問題，在強(qiáng)化的總效果中都包括了時(shí)效強(qiáng)化在內(nèi)。圖2中曲線2表明，淬火后在0℃時(shí)效3小時(shí)，屈服極限就有了進(jìn)一步提高，碳含量愈高，時(shí)效強(qiáng)化效果愈顯著。

 

4.動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效

 

馬氏體的屈服強(qiáng)度與碳含量的關(guān)系如圖3 。

 

 

▲圖3 馬氏體的屈服強(qiáng)度與碳含量的關(guān)系

 

由圖可見，當(dāng)永久變形很小時(shí)（ε=0.02%),其屈服強(qiáng)度σ0.2幾乎與碳含量無關(guān)，并且數(shù)值很小（約為196MPa)?？墒?sigma;0.2卻隨碳含量的增加而急劇增大。這個(gè)現(xiàn)象說明，馬氏體本來比較軟，在外力作用下因塑性變形而急劇加工硬化，即發(fā)生了動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效。

 

二、馬氏體的機(jī)械性能與形態(tài)及亞結(jié)構(gòu)的關(guān)系

 

淬火馬氏體和回火馬氏體的硬度與抗拉強(qiáng)度之間存在著線性關(guān)系。對屈強(qiáng)比為常數(shù)的合金，硬度和屈強(qiáng)比之間也存在類似關(guān)系。Fe-C和Fe-Ni合金中的研究資料匯總 見圖4 。

 

 

▲圖4 淬火馬氏體的硬度與屈服強(qiáng)度的關(guān)系

 

這些數(shù)據(jù)表明，F(xiàn)e-C合金馬氏體的硬度與其屈服強(qiáng)度成良好的線性關(guān)系。因此，在研究馬氏體的性能時(shí)，常由鋼淬火后所測量的硬度來大致估計(jì)鋼中馬氏體的強(qiáng)度。

 

對于碳含量低于0.3%的Fe-C合金馬氏體，其組織基本上為位錯(cuò)型馬氏體，主要靠C的固溶強(qiáng)化（C釘扎位錯(cuò)）。碳含量大于0.3%的馬氏體，其亞結(jié)構(gòu)中孿晶量增多，還附加孿晶對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。圖5 示出C對Fe-C合金馬氏體 硬度的影響。同時(shí)示意出亞結(jié)構(gòu)對馬氏體硬度（強(qiáng)化）的貢獻(xiàn)與碳含量之間的關(guān)系。其中直線表示碳釘扎位錯(cuò)的作用，橫線部分表示孿晶亞結(jié)構(gòu)對硬度的影響。當(dāng)碳含量大于0.8%時(shí)，硬度不再增高是由于殘留奧氏量增高所致。

 

 

▲圖5 C對Fe-C合金馬氏體硬度的影響

（-196℃，7天）

 

圖6 表示未經(jīng)時(shí)效的Fe-Ni-C合金位錯(cuò)型馬氏體與孿晶馬氏體的抗壓強(qiáng)度。

 

 

▲圖6  未經(jīng)時(shí)效的孿晶馬氏體與位錯(cuò)

馬氏體的抗壓強(qiáng)度（Fe-Ni-C合金）

 

由圖中可見，在低碳量范圍內(nèi)兩者抗壓強(qiáng)度相差很小，而隨碳含量增加，欒晶馬氏體的抗壓強(qiáng)度增加較快，曲線的斜率較大。這說明碳含量增高欒晶亞結(jié)構(gòu)對馬氏體的強(qiáng)度的貢獻(xiàn)增大。圖7 中表示的Fe-Cr-C鋼馬氏體中的情況亦類似。

 

 

▲圖7  Cr含量和碳含量對Fe-Ni-C

鋼淬火馬氏體的影響

（n代表Fe-4%Cr-0.17%C鋼

α´中的孿晶相對量）

 

當(dāng)提高鉻含量使孿晶亞結(jié)構(gòu)相對量增加時(shí)，在0.17%C鋼中屈服強(qiáng)度并不增加。由此可見，單純合金元素的固溶強(qiáng)化作用是比較小的，而在C含量為0.35%的鋼中，其孿晶相對量較高，當(dāng)提高鋼中鉻含量而使孿晶相對量增加時(shí)，屈服強(qiáng)度顯著上升。

除成分及亞結(jié)構(gòu)決定馬氏體的強(qiáng)度外，原始奧氏體晶粒大小和板條狀馬氏體群的大小對馬氏體的強(qiáng)度也有一些影響。見圖8。

 

 

▲圖8 0.2%C鋼馬氏體的屈

服強(qiáng)度與晶粒大小的關(guān)系

 

由圖8 中可見，馬氏體的屈服強(qiáng)度（σ0.2)與奧氏體晶粒大?。╠γ)及馬氏體群大小（dα)的平方根成線性關(guān)系，可列為：

 

   （2）

 

   （3）

因此，原始奧氏體晶粒愈細(xì)小，馬氏體群愈小，則馬氏體的強(qiáng)度愈高。但是對中碳低合金結(jié)構(gòu)鋼，奧氏體晶粒從單晶細(xì)化至10級晶粒時(shí)，強(qiáng)度增加≤245MPa。因此在一般鋼中，以細(xì)化奧氏體晶粒的方法來提高馬氏體強(qiáng)度作用不大。尤其對硬度很高的鋼，奧氏體晶粒大小對馬氏體強(qiáng)度的影響更不明顯。只在一些特殊熱處理中，如形變熱處理或超細(xì)化處理中，將奧氏體晶粒細(xì)化到15級或更細(xì)時(shí)，才能期望使強(qiáng)度提高幅度達(dá)到490MPa。

由上所述，低碳馬氏體的強(qiáng)化主要依靠其中C的固溶強(qiáng)化。在一般淬火過程中，伴隨自回火而產(chǎn)生的馬氏體時(shí)效強(qiáng)化也具有相當(dāng)?shù)膹?qiáng)化效果。隨馬氏體中C和合金元素的含量增加，欒晶亞結(jié)構(gòu)將有附加的強(qiáng)度。細(xì)化奧氏體晶粒大小及馬氏體群大小，也能提高一些馬氏體的強(qiáng)度。位錯(cuò)馬氏體的亞晶界間距對馬氏體的強(qiáng)度也有一定的影響。

 

過去認(rèn)為，馬氏體的韌性很差，幾乎沒有可塑性，這種認(rèn)識(shí)是片面的。例如，位錯(cuò)型馬氏體就具有良好的塑性和韌性。圖9表示低碳位錯(cuò)型馬氏體（＜0.4%C)具有較好的韌性。

 

 

 

 

▲圖9 不同碳含量Ni-Cr-Mo鋼的沖擊韌性

 

隨其碳含量的增加，韌性顯著下降。如對碳含量為0.6%的馬氏體即使經(jīng)低溫回火，沖擊韌性還是很低，見圖9 b)。而圖7中表示，對于含C0.17%的馬氏體，當(dāng)其中孿晶馬氏體量增加2倍以上時(shí)，斷裂韌性才顯著下降。而對含碳0.35%的馬氏體隨著孿晶馬氏體量增加，強(qiáng)度直線上升，斷裂韌直線下降。由此可見，馬氏體的韌性主要決定于它的亞結(jié)構(gòu)。

 

圖10表示，在相同屈服條件下為脆性馬氏體的斷裂韌性比欒晶型馬氏體的斷裂韌性高得多。

 

 

▲圖10 含0.17%C及0.35%C的

Fe-Cr-C鋼，淬火回火后的性能

 

圖11 表明鋼經(jīng)回火后仍具有這種規(guī)律。

 

 

▲圖11 位錯(cuò)型馬氏體與孿晶型馬氏體經(jīng)不同回火后的沖擊韌性

 

大量實(shí)驗(yàn)事實(shí)都證明，在強(qiáng)度相同的條件下，位錯(cuò)馬氏體比孿晶馬氏體的韌性好得多，如表1 。

 

▼表1 馬氏體形態(tài)對鋼機(jī)械性能的影響

 

 

一般說來，低碳鋼淬火后往往得到位錯(cuò)型馬氏體，但若認(rèn)為低碳馬氏體就一定具有良好的韌性則是不夠確切的。因?yàn)樵诘吞间撝腥艏尤氪罅康哪苁筂s點(diǎn)降低的合金元素，淬火后也會(huì)得到大量的欒晶馬氏體，這時(shí)鋼的韌性亦將顯著變壞，見表2 。

 

▼表2 馬氏體形態(tài)與韌性的關(guān)系

 

 

所以，確切地說，應(yīng)該是位錯(cuò)型馬氏體具有良好的韌性，而不宜籠統(tǒng)地說低碳馬氏體具有良好的韌性。位錯(cuò)型馬氏體不僅韌性優(yōu)良，而且還具有脆性轉(zhuǎn)折溫度低、缺口敏感性低等優(yōu)點(diǎn)。所以目前對結(jié)構(gòu)鋼都力圖處理成位錯(cuò)型馬氏體。

 

孿晶馬氏體之所以韌性差，除因其內(nèi)部具有微裂紋而附加了脆性外，還可能與孿晶亞結(jié)構(gòu)的存在及在回火時(shí)碳化物沿欒晶面析出呈不均勻分布有關(guān)。也有人認(rèn)為可能與C原子在孿晶界偏聚有關(guān)。

綜上所述，馬氏體的強(qiáng)度主要決定于它的碳含量及其組織結(jié)構(gòu)（包括自回火時(shí)的時(shí)效強(qiáng)化）；而馬氏體的韌性主要決定于它的亞結(jié)構(gòu)。低碳的位錯(cuò)型馬氏體具有相當(dāng)高的強(qiáng)度和良好的韌性。高碳的欒晶型馬氏體具有高的強(qiáng)度，但韌性很差。因此，以各種途徑來強(qiáng)化馬氏體，但使其亞結(jié)構(gòu)仍保持位錯(cuò)型，便可兼具強(qiáng)度和韌性。這是一條很重要的強(qiáng)韌化途徑。

 

三、馬氏體的相變塑性

 

金屬及合金在相變過程中塑性增長，往往在低于母相屈服極限的條件下即發(fā)生了塑性變形，這種現(xiàn)象即稱為相變塑性。鋼在馬氏體相變時(shí)也會(huì)產(chǎn)生相變塑性現(xiàn)象，稱為馬氏體的相變變塑性。

 

馬氏體相變誘發(fā)塑性的現(xiàn)象早就應(yīng)用于生產(chǎn)，如高速鋼拉刀淬火時(shí)進(jìn)行熱校直就是利用了馬氏體的相變塑性。圖12示出0.3%C-4%Ni-1.3%Cr鋼的馬氏體相變塑性。

 

 

▲圖12  0.3%C-4%Ni-1.3%Cr鋼在不同溫度下應(yīng)力和總伸長率的關(guān)系

 

該鋼經(jīng)850℃奧氏體化后，其Ms 點(diǎn)為307℃。奧氏體的屈服強(qiáng)度為137MPa。由圖中可以看出，當(dāng)鋼奧氏體化后在307°C及323°C下施加應(yīng)力，所加應(yīng)力低于鋼的屈服強(qiáng)度時(shí)，即產(chǎn)生塑性變形，且塑性隨應(yīng)力的加大而增長。在307℃施加應(yīng)力時(shí)，溫度已達(dá)鋼的Ms點(diǎn)，故有馬氏體相變發(fā)生。而馬氏體相變一旦發(fā)生，即貢獻(xiàn)出塑性，所以隨應(yīng)力增長，馬氏體相變在應(yīng)力誘發(fā)下不斷進(jìn)行，因而相變塑性也就不斷增長。在323℃加應(yīng)力時(shí)，雖然在Ms點(diǎn)以上，但因應(yīng)力誘發(fā)形成馬氏體，所以，所呈現(xiàn)的高塑性也是由于馬氏體相變引起的。近年來的研究工作表明，馬氏體相變所誘發(fā)的塑性還可顯著提高鋼的韌性。例如，在圖13中，存在著兩個(gè)明顯的溫度區(qū)間，在100~200℃高溫區(qū)，因?yàn)樵跀嗔堰^程中沒有發(fā)生馬氏體相變，K1c很低；在20~-196℃的低溫區(qū)，在斷裂過程中伴有馬氏體相變，結(jié)果使K1c顯著升高。如將高溫區(qū)曲線外推至室溫，可以看到，在室溫下伴有馬氏體相變的K1c較不發(fā)生馬氏體相變的K1c(即奧氏體的K1c)提高了63.8MPam½。

 

 

▲圖13 0.6%C-9%Cr-8%Ni-2%Mn鋼

經(jīng)1200℃水淬再經(jīng)過420℃變形75%

后在不同溫度下的斷裂韌性

 

關(guān)于馬氏體相變誘發(fā)塑性，可從如下兩方面加以解釋：

 

1.由于塑性變形而引起的局部區(qū)域的應(yīng)力集中，將由于馬氏體的形成而得到松弛，因而能夠防止微裂紋的形成。即使微裂紋已經(jīng)產(chǎn)生，裂紋尖端的應(yīng)力集中亦會(huì)因馬氏體的形成而得到松弛，故能抑制微裂紋的擴(kuò)展，從而使塑性和斷裂韌性得到提高。

2.在發(fā)生塑性變形的區(qū)域，有形變馬氏體形成，隨形變馬氏體量增多，形變強(qiáng)化指數(shù)不斷提高，這比純奧氏體經(jīng)大量變形后接近斷裂時(shí)的形變強(qiáng)化指數(shù)要大，從而使已發(fā)生塑性變形的區(qū)域繼續(xù)發(fā)生變形困難，故能抑制頸縮的形成。

馬氏體相變塑性的研究引起了材料和工藝的一系列變革。近年來應(yīng)用馬氏體的相變塑性現(xiàn)已設(shè)計(jì)出相變誘發(fā)塑性鋼，這種鋼的Ms和Md點(diǎn)符合于Md>20°C>Ms，即鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)低于室溫，而形變馬氏體點(diǎn)高于室溫。這樣，當(dāng)鋼在室溫變形時(shí)便會(huì)誘發(fā)形變馬氏體，而馬氏體轉(zhuǎn)變又誘發(fā)了塑性。因而使這類鋼具有很高的強(qiáng)度和塑性。相變塑性的研究也推動(dòng)了熱處理工藝的變革，使人們努力探求如何通過相變誘發(fā)塑性，而擬定出各種各樣的現(xiàn)代強(qiáng)韌化熱處理工藝。為發(fā)掘材料潛力及研制新鋼種服務(wù)。

 

 

四、馬氏體的物理性能

 

1.比容

 

由圖14示出的奧氏體和馬氏體的點(diǎn)陣常數(shù)隨碳含量的變化，可計(jì)算出馬氏體形成時(shí)比容增大。

 

 

▲圖14 奧氏體與馬氏體點(diǎn)陣常數(shù)和鋼中碳含量的關(guān)系

 

馬氏體碳含量對比容的影響如圖15 所示。

 

 

▲圖15 馬氏體形成時(shí)比容的變化

 

馬氏體形成時(shí)比容的增大，造成鋼淬火時(shí)產(chǎn)生組織應(yīng)力，從而促進(jìn)馬氏體的顯微裂紋擴(kuò)展。利用馬氏體形成時(shí)比容增大的現(xiàn)象，可以用膨脹法來測定馬氏體的轉(zhuǎn)變量以研究馬氏體轉(zhuǎn)變過程。

 

馬氏體的膨脹系數(shù)比奧氏體約小1/3，約為12~14x10E-6 mm/(mm·℃)；奧氏體的膨脹系數(shù)為18x10E-6 mm/(mm·℃)。

 

2.磁性

 

奧氏體沒有鐵磁性，馬氏體有鐵磁性。馬氏體的磁飽和強(qiáng)度因碳含量的增高而減小。由于馬氏體組織具有很高的內(nèi)應(yīng)力，因而它的磁矯頑力很高。因此，也可以用磁性法來測量馬氏體的轉(zhuǎn)變量和殘留奧氏體的含量。

 

3.電阻

 

馬氏體是C在α-Fe中的過飽和固溶體，其電阻比珠光體大得多，與奧氏體的電阻相近。馬氏體碳含量越高，電阻越大，如圖16 所示。

 

 

▲圖16 淬火鋼的電阻率