鋼中馬氏體組織形態(tài)、穩(wěn)定化

1、10.2.2 10.2.2 鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài)鋼及鐵合金中馬氏體的組織形態(tài) 經(jīng)經(jīng)淬火淬火獲得馬氏體組織是鋼件強韌化獲得馬氏體組織是鋼件強韌化的重要基礎(chǔ)。的重要基礎(chǔ)。 由于鋼的成分及熱處理條件不同，所獲由于鋼的成分及熱處理條件不同，所獲得的馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)亦不同，繼而對鋼得的馬氏體形態(tài)和亞結(jié)構(gòu)亦不同，繼而對鋼的組織和機械性能產(chǎn)生影響。的組織和機械性能產(chǎn)生影響。各種淬火方法4545鋼鋼( (含含0.45%C)0.45%C)正常淬火組織正常淬火組織35鋼（含鋼（含0.35%C）亞溫淬火組織亞溫淬火組織 3535鋼（含鋼（含0.35%C0.35%C）亞溫淬火組織亞溫淬火組織T12T12鋼（

2、含鋼（含1.2%C1.2%C）正常淬火組織正常淬火組織1板條狀馬氏體2片狀馬氏體3其他馬氏體形態(tài)4影響馬氏體形態(tài)及其 內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1 1板條狀馬氏體板條狀馬氏體 板條狀馬氏體是板條狀馬氏體是低碳鋼低碳鋼、中碳鋼中碳鋼、馬氏體時效馬氏體時效鋼鋼和和不銹鋼不銹鋼等合金中形成的一種典型的馬氏體組織，等合金中形成的一種典型的馬氏體組織，因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為因其顯微組織是由許多成群的板條組成，故稱為板板條狀馬氏體條狀馬氏體。又因為這種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位。又因為這種馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為位錯，通常也稱為錯，通常也稱為位錯型馬氏體位錯型馬氏體。其光學(xué)顯微組織形。其光學(xué)顯微組織形態(tài)

3、如圖態(tài)如圖10.1810.18所示。所示。 圖圖10.18 18Ni10.18 18Ni馬氏體時效鋼的板條馬氏體組織馬氏體時效鋼的板條馬氏體組織 板條馬氏體光鏡下光鏡下電鏡下電鏡下 圖圖10.19 10.19 板條馬氏體顯微組織構(gòu)成示意圖板條馬氏體顯微組織構(gòu)成示意圖相同慣習(xí)面的馬氏體相同慣習(xí)面的馬氏體板條平行排列構(gòu)成馬板條平行排列構(gòu)成馬氏體板條群，尺寸大氏體板條群，尺寸大約為約為20-35微米。微米。一個板條群又可分成幾個平行的區(qū)域，一個板條群又可分成幾個平行的區(qū)域，每每一個小塊內(nèi)的板條均具有相同的取向。一個慣習(xí)面上可一個小塊內(nèi)的板條均具有相同的取向。一個慣習(xí)面上可以有六個不同的取向。也有人認

4、為，一個板條內(nèi)只可能以有六個不同的取向。也有人認為，一個板條內(nèi)只可能形成兩種不問取間的塊。金相呈現(xiàn)為黑白交替的塊。形成兩種不問取間的塊。金相呈現(xiàn)為黑白交替的塊。每個板條為一個每個板條為一個馬氏體單晶體馬氏體單晶體一個板條群一個板條群也可以只由也可以只由一種同位向一種同位向束所組成束所組成慣習(xí)面為慣習(xí)面為(111) 板條狀馬氏體由板條狀馬氏體由板條群板條群所組成（圖中所組成（圖中A），），一個一個原始奧氏體晶粒內(nèi)可有幾個板條群。原始奧氏體晶粒內(nèi)可有幾個板條群。 板條群由若干尺寸大致相同的板條在空間位向板條群由若干尺寸大致相同的板條在空間位向大致平行排列所組成，一個板條群又可分成幾個平大致平行排列

5、所組成，一個板條群又可分成幾個平行的區(qū)域（圖中行的區(qū)域（圖中B），），稱為稱為同位向束同位向束，同位向束之間，同位向束之間呈呈大角晶界大角晶界。一個板條群也可以只由一種同位向束。一個板條群也可以只由一種同位向束所組成（圖中所組成（圖中C）。）。 每個同位向束由若干個平行每個同位向束由若干個平行板條板條所組成（圖所組成（圖中中D），），每個板條為一個每個板條為一個馬氏體單晶體馬氏體單晶體。 馬氏體板條具有平直界面，界面近似平行于馬氏體板條具有平直界面，界面近似平行于奧氏體的奧氏體的111，即其慣習(xí)面。即其慣習(xí)面。 相同慣習(xí)面的馬氏體板條平行排列構(gòu)成馬氏相同慣習(xí)面的馬氏體板條平行排列構(gòu)成馬氏體板條

6、群體板條群。 馬氏體板條多被連續(xù)的馬氏體板條多被連續(xù)的殘余奧氏體薄膜（殘余奧氏體薄膜（20納米）納米）所隔開，且板條間殘余奧氏體薄膜的碳含所隔開，且板條間殘余奧氏體薄膜的碳含量較高，在室溫下很穩(wěn)定，對鋼的機械性能會產(chǎn)量較高，在室溫下很穩(wěn)定，對鋼的機械性能會產(chǎn)生顯著影響。生顯著影響。 相鄰馬氏體板條一般以小角晶界相間，也可相鄰馬氏體板條一般以小角晶界相間，也可以呈孿晶關(guān)系，呈孿晶關(guān)系時板條間無殘余奧氏以呈孿晶關(guān)系，呈孿晶關(guān)系時板條間無殘余奧氏體存在。體存在。亞結(jié)構(gòu)：亞結(jié)構(gòu)：馬氏體板條內(nèi)具有馬氏體板條內(nèi)具有高密度位錯高密度位錯，其密度約，其密度約為為0.30.91012cm-2，與劇烈冷作硬化的鐵

7、相似，與劇烈冷作硬化的鐵相似，有時也會有有時也會有少量相變孿晶少量相變孿晶。位向關(guān)系：位向關(guān)系：在一個馬氏體板條群內(nèi)，馬氏體與奧氏在一個馬氏體板條群內(nèi)，馬氏體與奧氏體的位向關(guān)系均在體的位向關(guān)系均在K- -S和和西山西山關(guān)系之間，并以處于關(guān)系之間，并以處于二者之間的二者之間的G-T關(guān)系最多。關(guān)系最多。 板條狀馬氏體的顯微組織構(gòu)成隨鋼的成分變化板條狀馬氏體的顯微組織構(gòu)成隨鋼的成分變化而改變。而改變。 碳含量碳含量小于小于0.3時，馬氏體時，馬氏體板條群板條群及群中的及群中的同位向束同位向束均很均很清晰清晰； 碳含量在碳含量在0.30.6，板條群清晰板條群清晰，而，而同位向同位向束不清晰束不清晰；

8、碳含量在碳含量在0.60.8，板條混雜生成的傾向性，板條混雜生成的傾向性很強，很強，無法辨認板條群和同位向束無法辨認板條群和同位向束。 改變奧氏體化溫度可顯著改變奧氏體晶粒大小，改變奧氏體化溫度可顯著改變奧氏體晶粒大小，但對馬氏體板條寬度幾乎無影響。但對馬氏體板條寬度幾乎無影響。 而板條群大小隨奧氏體晶粒增大而增大，且兩者而板條群大小隨奧氏體晶粒增大而增大，且兩者之比大致不變。之比大致不變。所以一個奧氏體晶粒內(nèi)生成的馬氏體所以一個奧氏體晶粒內(nèi)生成的馬氏體板條群的數(shù)量基本不變。板條群的數(shù)量基本不變。 隨淬火冷卻速度增大，馬氏體的隨淬火冷卻速度增大，馬氏體的板條群徑板條群徑和和同位同位向束寬向束寬

9、同時減小。所以，淬火時加速冷卻有同時減小。所以，淬火時加速冷卻有細化板條細化板條狀馬氏體組織狀馬氏體組織的作用。的作用。 2 2片狀馬氏體片狀馬氏體 片狀馬氏體是鐵基合金中的另一種典型的馬氏體片狀馬氏體是鐵基合金中的另一種典型的馬氏體組織，常見于淬火組織，常見于淬火高、中碳鋼高、中碳鋼及及高高Ni的的Fe-Ni合金合金中，中，也稱也稱透鏡片狀馬氏體透鏡片狀馬氏體，其光學(xué)顯微組織形態(tài)如圖，其光學(xué)顯微組織形態(tài)如圖10.20所示所示。 圖圖10.20 Fe-32Ni10.20 Fe-32Ni合金的片狀馬氏體組織合金的片狀馬氏體組織 馬氏體片之間馬氏體片之間不相互平行不相互平行片狀馬氏體片狀馬氏體光鏡

10、下光鏡下 片狀馬氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡片狀，也片狀馬氏體的空間形態(tài)呈雙凸透鏡片狀，也稱為稱為透鏡片狀馬氏體透鏡片狀馬氏體。 因其與試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹因其與試樣磨面相截在顯微鏡下呈針狀或竹葉狀，又稱為葉狀，又稱為針狀針狀或或竹葉狀馬氏體竹葉狀馬氏體。 片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，所以又稱片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，所以又稱為為孿晶型馬氏體孿晶型馬氏體。 片狀馬氏體的顯微組織特征為馬氏體片之間片狀馬氏體的顯微組織特征為馬氏體片之間不相互平行不相互平行。 在一個成分均勻的奧氏體晶粒內(nèi)，在一個成分均勻的奧氏體晶粒內(nèi)， 冷卻至稍冷卻至稍低于低于Ms點時，先形成的第一片馬氏體將點時，先

11、形成的第一片馬氏體將貫穿整個貫穿整個奧氏體晶粒奧氏體晶粒而將其分割為兩半，使隨后形成的馬而將其分割為兩半，使隨后形成的馬氏體的大小受到限制。氏體的大小受到限制。因此片狀馬氏體的大小不因此片狀馬氏體的大小不一，越是后形成的馬氏體片就越小。一，越是后形成的馬氏體片就越小。 圖圖10.21 10.21 片狀馬氏體顯微組織示意圖片狀馬氏體顯微組織示意圖慣習(xí)面為慣習(xí)面為(225)或或(259) 片狀馬氏體的慣習(xí)面為片狀馬氏體的慣習(xí)面為(225)或或(259)，與母與母相的位向關(guān)系為相的位向關(guān)系為K-S關(guān)系關(guān)系或或西山關(guān)系西山關(guān)系。 片狀馬氏體內(nèi)有許多片狀馬氏體內(nèi)有許多相變孿晶相變孿晶，孿晶接合部分，孿晶

12、接合部分的帶狀薄筋稱為的帶狀薄筋稱為中脊中脊，中脊為高密度的相變孿晶區(qū)。中脊為高密度的相變孿晶區(qū)。相變孿晶的存在是片狀馬氏體組織的重要特征。孿相變孿晶的存在是片狀馬氏體組織的重要特征。孿晶間距大約為晶間距大約為5nm，一般一般不擴展不擴展到馬氏體邊界上，到馬氏體邊界上，在馬氏體片邊緣區(qū)域則為復(fù)雜的在馬氏體片邊緣區(qū)域則為復(fù)雜的位錯組列位錯組列。 根據(jù)亞結(jié)構(gòu)的差異，可將片狀馬氏體的亞結(jié)根據(jù)亞結(jié)構(gòu)的差異，可將片狀馬氏體的亞結(jié)構(gòu)分為以中脊為中心的構(gòu)分為以中脊為中心的相變孿晶區(qū)相變孿晶區(qū)（中間部分）（中間部分）和和無孿晶區(qū)無孿晶區(qū)（片的周圍部分，存在位錯）。（片的周圍部分，存在位錯）。 孿晶區(qū)所占比例隨

13、合金成分變化而異。孿晶區(qū)所占比例隨合金成分變化而異。 在在Fe-Ni合金中，合金中，Ni含量越高（含量越高（Ms點越低），點越低），則孿晶區(qū)所占比例就越大。則孿晶區(qū)所占比例就越大。 對同一成分合金，隨對同一成分合金，隨Ms點降低（如改變奧氏點降低（如改變奧氏體化溫度）孿晶區(qū)所占比例也增大。體化溫度）孿晶區(qū)所占比例也增大。 3 3其他馬氏體形態(tài)其他馬氏體形態(tài)1 1）蝶狀馬氏體）蝶狀馬氏體 在在FeNi合金和合金和FeNi(Cr)C合金中，當(dāng)合金中，當(dāng)馬氏體在馬氏體在板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形成溫度板條狀馬氏體和片狀馬氏體的形成溫度范圍之間的溫度區(qū)域范圍之間的溫度區(qū)域形成時，會出現(xiàn)具有特異形形成

14、時，會出現(xiàn)具有特異形態(tài)的馬氏體，態(tài)的馬氏體，這種馬氏體的立體形態(tài)為這種馬氏體的立體形態(tài)為“V”形形柱狀，其斷面呈蝴蝶形，故稱為柱狀，其斷面呈蝴蝶形，故稱為蝶狀馬氏體蝶狀馬氏體或或多多角狀馬氏體角狀馬氏體。 圖圖10.22 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C10.22 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶狀馬氏體合金的蝶狀馬氏體 蝶狀馬氏體兩翼的慣習(xí)面為蝶狀馬氏體兩翼的慣習(xí)面為225，兩翼相兩翼相交的結(jié)合面為交的結(jié)合面為100。電鏡觀察證實，蝶電鏡觀察證實，蝶狀馬氏狀馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯高密度位錯，無孿晶無孿晶存在，與存在，與母相的晶體學(xué)位向關(guān)系大體上符合母相

15、的晶體學(xué)位向關(guān)系大體上符合K-S關(guān)系關(guān)系。2 2）薄片狀馬氏體）薄片狀馬氏體 在在Ms點點極低極低的的Fe-Ni-C合金中可觀察到一種厚合金中可觀察到一種厚度約為度約為310m的的薄片狀馬氏體薄片狀馬氏體，其，其立體形態(tài)為立體形態(tài)為薄片狀薄片狀，與試樣磨面相截呈寬窄一致的平直帶狀，與試樣磨面相截呈寬窄一致的平直帶狀，帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分枝等形態(tài)，如圖帶可以相互交叉，呈現(xiàn)曲折、分枝等形態(tài)，如圖10.2310.23所示。所示。 圖圖10.23 Fe-31Ni-0.28C10.23 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片狀馬氏體合金的薄片狀馬氏體 薄片狀馬氏體的慣習(xí)面為薄片狀馬氏體的慣習(xí)面為2

16、59，與奧氏與奧氏體之間的位向關(guān)系為體之間的位向關(guān)系為K-S關(guān)系關(guān)系，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為，內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為112孿晶孿晶，孿晶的寬度隨碳含量升高而減小。，孿晶的寬度隨碳含量升高而減小。平直的帶中平直的帶中無中脊無中脊，這是它與片狀馬氏體的不同之，這是它與片狀馬氏體的不同之處。處。電鏡下電鏡下3 3）馬氏體馬氏體 上述各種馬氏體都是具有上述各種馬氏體都是具有體心立方（正方）體心立方（正方）點陣結(jié)構(gòu)的馬氏體點陣結(jié)構(gòu)的馬氏體()。而。而在在奧氏體層錯能較低奧氏體層錯能較低的的Fe-Mn-C或或Fe-Cr-Ni合金中有可能形成具有合金中有可能形成具有密排密排六方點陣六方點陣結(jié)構(gòu)的結(jié)構(gòu)的馬氏體馬氏體。馬氏體的光學(xué)

17、顯微組馬氏體的光學(xué)顯微組織如圖織如圖10.24所示。所示。 圖圖10.24 Fe-16.4Mn-0.09C10.24 Fe-16.4Mn-0.09C合金的合金的馬氏體馬氏體 馬氏體呈極薄的馬氏體呈極薄的片狀片狀，厚度僅為，厚度僅為100300nm，其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為高密度層錯高密度層錯。馬馬氏體的氏體的慣習(xí)面為慣習(xí)面為111，與奧氏體之間的位與奧氏體之間的位向關(guān)系為：向關(guān)系為：1110001，。4 4影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的因素1）化學(xué)成分）化學(xué)成分 母相奧氏體的化學(xué)成分是影響馬氏體形態(tài)及母相奧氏體的化學(xué)成分是影響馬氏體形態(tài)及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的主要

18、因素，其中尤以碳含量最為重其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的主要因素，其中尤以碳含量最為重要。在要。在Fe-C合金中合金中0.3C以下1.0C以上0.31.0C板條狀馬氏體片狀馬氏體板條狀和片狀的混和組織0.45%C0.2%C1.2%C馬氏體馬氏體形態(tài)與形態(tài)與含碳量含碳量的關(guān)系的關(guān)系 在其它合金元素中在其它合金元素中: 凡能凡能縮小縮小相區(qū)相區(qū)的均能促使得到的均能促使得到板條狀馬氏體板條狀馬氏體；凡；凡能能擴大擴大相區(qū)相區(qū)的將促使馬氏體形態(tài)從板條狀轉(zhuǎn)化為的將促使馬氏體形態(tài)從板條狀轉(zhuǎn)化為片狀片狀。能顯著能顯著降低奧氏體層錯能降低奧氏體層錯能的合金元素（如的合金元素（如Mn）將將促使轉(zhuǎn)化為促使轉(zhuǎn)化為馬氏體馬氏體。2

19、2）馬氏體的形成溫度）馬氏體的形成溫度隨馬氏體的形成溫度降低隨馬氏體的形成溫度降低位錯孿晶板條狀蝶狀片狀薄片狀 由于馬氏體相變是在由于馬氏體相變是在MsMf之間進行之間進行的，因此，對于一定成分的奧氏體來說，的，因此，對于一定成分的奧氏體來說，有可能轉(zhuǎn)變成幾種不同形態(tài)的馬氏體有可能轉(zhuǎn)變成幾種不同形態(tài)的馬氏體（圖（圖10.25）。）。 圖圖10.25 Fe-Ni-C10.25 Fe-Ni-C合金馬氏體形態(tài)與碳含量的關(guān)系合金馬氏體形態(tài)與碳含量的關(guān)系 Ms點點較高較高的奧氏體，可能只形成的奧氏體，可能只形成板條狀板條狀馬氏體；馬氏體； Ms點點略低略低的奧氏體，可能形成的奧氏體，可能形成板條狀板條狀

20、與與片狀片狀的的混合組織；混合組織； Ms點點更低更低的奧氏體，不再形成板條狀馬氏體，的奧氏體，不再形成板條狀馬氏體，相變一開始就形成相變一開始就形成片狀片狀馬氏體；馬氏體； Ms點點極低極低的奧氏體，片狀馬氏體也不再形成，的奧氏體，片狀馬氏體也不再形成，而只能形成而只能形成薄片狀薄片狀馬氏體。馬氏體。 3 3）奧氏體的層錯能）奧氏體的層錯能 奧氏體的層錯能低時，奧氏體的層錯能低時，易易形成形成馬氏體。但馬氏體。但層錯能對其它形態(tài)馬氏體的影響尚不統(tǒng)一。層錯能對其它形態(tài)馬氏體的影響尚不統(tǒng)一。 一般認為，一般認為，奧氏體的層錯能愈低，愈難于形成奧氏體的層錯能愈低，愈難于形成相變孿晶，而愈趨向于形成

21、位錯型馬氏體相變孿晶，而愈趨向于形成位錯型馬氏體。如層。如層錯能極低的錯能極低的18-8不銹鋼在液氮溫度下也只能形成位不銹鋼在液氮溫度下也只能形成位錯板條狀馬氏體。錯板條狀馬氏體。 4 4）奧氏體與馬氏體的強度）奧氏體與馬氏體的強度 馬氏體的形態(tài)還與馬氏體的形態(tài)還與Ms點處的點處的奧氏體的屈服強奧氏體的屈服強度度以及以及馬氏體的強度馬氏體的強度有關(guān)。有關(guān)。當(dāng)奧氏體屈服強度當(dāng)奧氏體屈服強度200MPa時，則形成強度時，則形成強度較較高高的的259慣習(xí)面的慣習(xí)面的片狀片狀馬氏體。馬氏體。 此現(xiàn)象的相變理論基礎(chǔ)是：此現(xiàn)象的相變理論基礎(chǔ)是：相變應(yīng)力的松弛相變應(yīng)力的松弛，若在奧氏體和馬氏體內(nèi)都以滑移變形

22、方式進行，若在奧氏體和馬氏體內(nèi)都以滑移變形方式進行，則形成則形成111板條狀馬氏體；板條狀馬氏體；若在奧氏體內(nèi)以滑移變形方式，而在馬氏體內(nèi)以若在奧氏體內(nèi)以滑移變形方式，而在馬氏體內(nèi)以孿生變形方式進行，則形成孿生變形方式進行，則形成225片狀馬氏體；片狀馬氏體；若只在馬氏體內(nèi)以孿生變形方式進行，則形成若只在馬氏體內(nèi)以孿生變形方式進行，則形成259片狀馬氏體。片狀馬氏體。 5 5）滑移和孿生變形的臨界分切應(yīng)力的大?。┗坪蛯\生變形的臨界分切應(yīng)力的大小 馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)取決于相變時的變形方式馬氏體的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)取決于相變時的變形方式是是滑移變形滑移變形還是還是孿生變形孿生變形。 合金成分和溫度決定滑

23、移變形和孿生變形的臨合金成分和溫度決定滑移變形和孿生變形的臨界分切應(yīng)力的大小，因而決定馬氏體的亞結(jié)構(gòu)和形界分切應(yīng)力的大小，因而決定馬氏體的亞結(jié)構(gòu)和形態(tài)，即滑移變形和孿生變形的態(tài)，即滑移變形和孿生變形的臨界分切應(yīng)力臨界分切應(yīng)力大小是大小是控制馬氏體亞結(jié)構(gòu)及其形態(tài)的因素?？刂岂R氏體亞結(jié)構(gòu)及其形態(tài)的因素。 圖圖10.26 10.26 滑移和孿生的臨界分切應(yīng)力與溫度的關(guān)系滑移和孿生的臨界分切應(yīng)力與溫度的關(guān)系若若T T0位于位于MsMf之間，之間，在較高溫度在較高溫度（MsT T0），滑移變形的臨界分切應(yīng)，滑移變形的臨界分切應(yīng)力小于孿生變形的臨界分切應(yīng)力，馬氏體相變的力小于孿生變形的臨界分切應(yīng)力，馬氏體

24、相變的二次切變將以二次切變將以滑移變形滑移變形的方式進行，所以形成的方式進行，所以形成位位錯型錯型馬氏體；馬氏體；而在較低溫度而在較低溫度（T T0Mf），孿生變形的臨界分切，孿生變形的臨界分切應(yīng)力較低，馬氏體相變的二次切變則以應(yīng)力較低，馬氏體相變的二次切變則以孿生變形孿生變形的方式進行，所以形成的方式進行，所以形成孿晶型孿晶型馬氏體。馬氏體。 若若MsMf均均高于高于T T0，則全部形成則全部形成位錯型位錯型馬氏體；馬氏體；相反，若相反，若MsMf均均低于低于T T0，則全部形成則全部形成孿晶型孿晶型馬氏體。馬氏體。 10.2.3 10.2.3 奧氏體的穩(wěn)定化奧氏體的穩(wěn)定化 所謂奧氏體的穩(wěn)定

25、化系指奧氏體的內(nèi)部所謂奧氏體的穩(wěn)定化系指奧氏體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生某種變化而使奧結(jié)構(gòu)在外界因素作用下發(fā)生某種變化而使奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)遲滯遲滯的現(xiàn)象。的現(xiàn)象。 通常把奧氏體的穩(wěn)定化分為通常把奧氏體的穩(wěn)定化分為熱穩(wěn)定化熱穩(wěn)定化和和機械穩(wěn)定化機械穩(wěn)定化兩類。兩類。1 1奧氏體的熱穩(wěn)定化奧氏體的熱穩(wěn)定化 淬火時因淬火時因緩慢冷卻緩慢冷卻或在或在冷卻過程中停留冷卻過程中停留而而引起奧氏體的穩(wěn)定性提高，使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯引起奧氏體的穩(wěn)定性提高，使馬氏體轉(zhuǎn)變遲滯的現(xiàn)象稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。的現(xiàn)象稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化。 前已述及，在前已述及，在一般冷卻條件下降溫形成馬氏體

26、一般冷卻條件下降溫形成馬氏體的轉(zhuǎn)變量只取決于最終冷卻溫度，而與時間無關(guān)的轉(zhuǎn)變量只取決于最終冷卻溫度，而與時間無關(guān)。但若但若在在Ms點以下點以下TA溫度停留一段時間后再繼續(xù)冷溫度停留一段時間后再繼續(xù)冷卻，則馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即恢復(fù)，而是要冷至卻，則馬氏體轉(zhuǎn)變并不立即恢復(fù)，而是要冷至Ms溫度溫度后才重新形成馬氏體，即要后才重新形成馬氏體，即要滯后滯后（TA- -Ms）度度相變才能繼續(xù)進行（如圖相變才能繼續(xù)進行（如圖10.27所示）。所示）。圖圖10.27 Ms10.27 Ms點以下奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖點以下奧氏體熱穩(wěn)定化現(xiàn)象示意圖轉(zhuǎn)變量減少了轉(zhuǎn)變量減少了（M1M2）瞬時形核，瞬時長大，瞬時形核，

27、瞬時長大，而與時間無關(guān)而與時間無關(guān)C、N原子向馬氏體核胚原子向馬氏體核胚的位錯界面偏聚，包圍馬的位錯界面偏聚，包圍馬氏體核胚，直至足以釘扎氏體核胚，直至足以釘扎它，阻止其長大成馬氏體它，阻止其長大成馬氏體晶核。晶核。 與正常冷卻相比，在相同溫度與正常冷卻相比，在相同溫度TR（如室溫）如室溫）下的轉(zhuǎn)變量減少了下的轉(zhuǎn)變量減少了（M1M2）或殘余奧氏或殘余奧氏體量增加了體量增加了，值的大小與測定溫度值的大小與測定溫度TR有關(guān)。有關(guān)。 奧氏體的熱穩(wěn)定化程度可以用奧氏體的熱穩(wěn)定化程度可以用滯后溫度間隔滯后溫度間隔或某一溫度下或某一溫度下殘余奧氏體增量殘余奧氏體增量來度量。來度量。 主要與等溫主要與等溫溫

28、度、奧氏體轉(zhuǎn)變量和等溫時間、溫度、奧氏體轉(zhuǎn)變量和等溫時間、化學(xué)成分等化學(xué)成分等有關(guān)。有關(guān)。 奧氏體的熱穩(wěn)定化有一個溫度上限，常以奧氏體的熱穩(wěn)定化有一個溫度上限，常以Mc表示。在表示。在Mc點以上等溫停留時并不產(chǎn)生熱穩(wěn)定點以上等溫停留時并不產(chǎn)生熱穩(wěn)定化，只有在化，只有在Mc點以下點以下等溫停留或緩慢冷卻時才會等溫停留或緩慢冷卻時才會引起引起熱穩(wěn)定化熱穩(wěn)定化。 對于不同的鋼種，對于不同的鋼種，Mc點可以低于點可以低于Ms點，也可點，也可以高于以高于Ms點。對于點。對于Mc點高于點高于Ms點的鋼種，在點的鋼種，在Ms點點以上等溫或緩慢冷卻時也會產(chǎn)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。以上等溫或緩慢冷卻時也會產(chǎn)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)

29、象。 一般情況下，一般情況下，等溫溫度越高，淬火后獲得的等溫溫度越高，淬火后獲得的馬氏體量就越少，馬氏體量就越少，即即值就越大，這說明奧氏體值就越大，這說明奧氏體熱穩(wěn)定化程度也就越高。熱穩(wěn)定化程度也就越高。 但當(dāng)?shù)葴販囟瘸^一定限度后，隨等溫溫度但當(dāng)?shù)葴販囟瘸^一定限度后，隨等溫溫度的升高，奧氏體穩(wěn)定化的程度反而下降，這種現(xiàn)的升高，奧氏體穩(wěn)定化的程度反而下降，這種現(xiàn)象稱為象稱為反穩(wěn)定化反穩(wěn)定化。 已轉(zhuǎn)變的馬氏體量對奧氏體的熱穩(wěn)定化程已轉(zhuǎn)變的馬氏體量對奧氏體的熱穩(wěn)定化程度也有很大影響，度也有很大影響，奧氏體的熱穩(wěn)定化程度隨已轉(zhuǎn)奧氏體的熱穩(wěn)定化程度隨已轉(zhuǎn)變馬氏體量的增多而增大變馬氏體量的增多而增大

30、。 這說明馬氏體形成時對周圍奧氏體的機械作這說明馬氏體形成時對周圍奧氏體的機械作用促進了奧氏體熱穩(wěn)定化程度的發(fā)展。所以，研用促進了奧氏體熱穩(wěn)定化程度的發(fā)展。所以，研究奧氏體熱穩(wěn)定化的影響因素時，均需究奧氏體熱穩(wěn)定化的影響因素時，均需固定固定馬氏馬氏體的轉(zhuǎn)變量。體的轉(zhuǎn)變量。 在一定的等溫溫度下，在一定的等溫溫度下，停留時間越長停留時間越長，則，則達到的奧氏體達到的奧氏體熱穩(wěn)定化程度就越高熱穩(wěn)定化程度就越高，如圖，如圖10.28所示。所示。 比較圖中不同等溫溫度下的曲線可以看出，比較圖中不同等溫溫度下的曲線可以看出，等溫溫度越高等溫溫度越高，達到最大熱穩(wěn)定化程度，達到最大熱穩(wěn)定化程度所需的所需的時

31、間就越短時間就越短。可見，熱穩(wěn)定化動力學(xué)過程是同。可見，熱穩(wěn)定化動力學(xué)過程是同時與溫度和時間有關(guān)的。時與溫度和時間有關(guān)的。 圖圖10.28 10.28 等溫停留時間對熱穩(wěn)定化程度的影響等溫停留時間對熱穩(wěn)定化程度的影響 ( (含碳含碳0.96%0.96%的低合金鋼的低合金鋼) )停留時間越長停留時間越長，則達，則達到的奧氏體到的奧氏體熱穩(wěn)定化熱穩(wěn)定化程度就越高。程度就越高。等溫溫度越高等溫溫度越高，達到，達到最大熱穩(wěn)定化程度最大熱穩(wěn)定化程度所所需的時間就越短需的時間就越短?？梢?，熱穩(wěn)定化動力可見，熱穩(wěn)定化動力學(xué)過程是同時與溫度學(xué)過程是同時與溫度和時間有關(guān)的。和時間有關(guān)的。 化學(xué)成分對奧氏體的熱穩(wěn)

32、定化有明顯的影響，化學(xué)成分對奧氏體的熱穩(wěn)定化有明顯的影響，其中尤以其中尤以C和和N最為重要。最為重要。 在在Fe-Ni合金中，只有當(dāng)合金中，只有當(dāng)C和和N的總含量超過的總含量超過0.01時才能發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。時才能發(fā)生熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。無碳的無碳的Fe-Ni合合金無熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。金無熱穩(wěn)定化現(xiàn)象。 在鋼中，碳含量增高可使奧氏體的熱穩(wěn)定化在鋼中，碳含量增高可使奧氏體的熱穩(wěn)定化程度增大。程度增大。 鋼中常見的鋼中常見的碳化物形成元素碳化物形成元素CrCr、MoMo、V V等有等有促進促進熱穩(wěn)定化的作用；而熱穩(wěn)定化的作用；而非碳化物形成元素非碳化物形成元素NiNi、SiSi等對熱穩(wěn)定化的等對熱穩(wěn)定化的

33、影響不大影響不大。 奧氏體熱穩(wěn)定化的機制奧氏體熱穩(wěn)定化的機制 一般認為一般認為與與原子的熱運動原子的熱運動有關(guān)，即認為有關(guān)，即認為是由于是由于C、N原子在適當(dāng)溫度下向晶體點陣缺陷原子在適當(dāng)溫度下向晶體點陣缺陷處偏聚（處偏聚（C、N原子釘扎位錯），因而強化了奧原子釘扎位錯），因而強化了奧氏體，使馬氏體相變的切變阻力增大所致。氏體，使馬氏體相變的切變阻力增大所致。 根據(jù)馬氏體相變的根據(jù)馬氏體相變的位錯形核理論位錯形核理論，在等溫停，在等溫停留時，留時，C、N原子向馬氏體核胚的位錯界面偏聚，原子向馬氏體核胚的位錯界面偏聚，包圍馬氏體核胚，直至足以釘扎它，阻止其長大包圍馬氏體核胚，直至足以釘扎它，阻止

34、其長大成馬氏體晶核。成馬氏體晶核。 所以所以滯后溫度滯后溫度值值的意義是為了獲得額外化的意義是為了獲得額外化學(xué)驅(qū)動力以克服由于學(xué)驅(qū)動力以克服由于C、N原子釘扎位錯界面而增原子釘扎位錯界面而增加的相變阻力所需要的加的相變阻力所需要的過冷度過冷度。 按照這個模型，熱穩(wěn)定化按照這個模型，熱穩(wěn)定化程度程度應(yīng)與界面應(yīng)與界面釘扎強釘扎強度度（或界面上（或界面上溶質(zhì)原子濃度溶質(zhì)原子濃度）成正比。這種理論上）成正比。這種理論上預(yù)見的熱穩(wěn)定化動力學(xué)與實驗結(jié)果基本符合。預(yù)見的熱穩(wěn)定化動力學(xué)與實驗結(jié)果基本符合。實驗證據(jù)：實驗證據(jù)： 在在Fe-Ni合金中測得，合金中測得，奧氏體熱穩(wěn)定化時屈服強度奧氏體熱穩(wěn)定化時屈服強

35、度升高升高l3，因而使馬氏體相變的切變阻力增大因而使馬氏體相變的切變阻力增大，引，引起起Ms點下降，而需要的相變驅(qū)動力相應(yīng)地提高點下降，而需要的相變驅(qū)動力相應(yīng)地提高l8。 按上述模型，若將已經(jīng)熱穩(wěn)定化的奧氏體加熱按上述模型，若將已經(jīng)熱穩(wěn)定化的奧氏體加熱至一定溫度以上時，由于原子熱運動增強，溶質(zhì)原至一定溫度以上時，由于原子熱運動增強，溶質(zhì)原子又會擴散離去，使熱穩(wěn)定化作用下降甚至消失，子又會擴散離去，使熱穩(wěn)定化作用下降甚至消失，這就是所謂的這就是所謂的反穩(wěn)定化反穩(wěn)定化。 出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度因鋼種和熱處理工藝不同出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度因鋼種和熱處理工藝不同而異。高速鋼中出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度約為而異。高速鋼

36、中出現(xiàn)反穩(wěn)定化的溫度約為500550。實際上，。實際上，高速鋼多次回火工藝高速鋼多次回火工藝即為反穩(wěn)定化即為反穩(wěn)定化理論的實際應(yīng)用。理論的實際應(yīng)用。 熱穩(wěn)定化奧氏體經(jīng)反穩(wěn)定化處理后，如重新熱穩(wěn)定化奧氏體經(jīng)反穩(wěn)定化處理后，如重新冷卻，隨溫度下降，原子熱運動減弱，溶質(zhì)原子冷卻，隨溫度下降，原子熱運動減弱，溶質(zhì)原子向界面偏聚的傾向又逐漸增大，因此，熱穩(wěn)定化向界面偏聚的傾向又逐漸增大，因此，熱穩(wěn)定化現(xiàn)象會再次出現(xiàn)?，F(xiàn)象會再次出現(xiàn)。 試驗證明，高碳鋼（試驗證明，高碳鋼（W18Cr4V，Crl2Mo）的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象的確是可逆的。的熱穩(wěn)定化現(xiàn)象的確是可逆的。 2 2奧氏體的機械穩(wěn)定化奧氏體的機械穩(wěn)定化 在在Md點以上點以上溫度對奧氏體進行塑性變形，溫度對奧氏體進行塑性變