朱祖昌，楊弋濤，吳旭煒，王 洪

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)，上海 201620;2.上海大學(xué)，上海 200072;3.上海市機(jī)械制造工藝研究所有限公司，上海 200070)

7.3馬氏體的韌性

研究材料韌性，易于設(shè)想的是位錯的塞積。在奧氏體晶體內(nèi)一滑移面上Frank-Read位錯源(簡稱F-R 源)受到切應(yīng)力 τ0，當(dāng) τ0＞ τp，則位錯源啟動。形成的位錯環(huán)先后在晶界處發(fā)生塞積，塞積位錯數(shù)n［131］為

式中:k為系數(shù)，對螺位錯k=1，對刃位錯k=1－ν(ν為泊松比);τp為位錯移動的摩擦力(稱Peierls-Nabarro力)，前已有指出;G為切變模量;b為布氏矢量;L為發(fā)生位錯塞積的距離。一般認(rèn)為F-R位錯源在晶粒中心時，L=D/2，D為奧氏體晶粒直徑。

由式(7-12)可知L(即D)減小，則塞積位錯數(shù)n減小。

位錯發(fā)生塞積后，塞積群的領(lǐng)先位錯前端存在很大的應(yīng)力集中τ，τ=nτ0，隨n增加至一定程度，位錯塞積會開啟另一奧氏體晶粒中的F-R源產(chǎn)生位錯運(yùn)動的傳播。按圖7-9，距塞積位錯前端r處的F-R源處受到的切應(yīng)力τ為式中，β為與圖中方向θ有關(guān)的系數(shù)。有文獻(xiàn)表明，當(dāng) θ=70.53°(70°31')時，應(yīng)力處于最大。顯然L(D/2)減小，τ應(yīng)力集中減小。為此，奧氏體晶粒細(xì)化，能減小塞積的位錯數(shù)n和應(yīng)力集中τ，亦即可以使材料承受更大的負(fù)荷。

圖7-9 晶界位錯發(fā)生塞積示意圖Fig.7-9 Schematic of dislocation pile-up before grain boundary

同時，尚要考慮晶粒細(xì)化后每單位體積中存在的奧氏體晶界表面積SV［132］。SV由測定的拋光表面上晶粒的平均截距長(μm)表示，其相應(yīng)的變化示于表7-3和圖7-10。當(dāng)晶粒由20 μm細(xì)化至2 μm，SV約提高10倍。SV的提高將明顯減小H、S、P、As和Sb等脆化雜質(zhì)在晶界上的偏聚，即能使獲得較潔凈的晶界，那么材料的斷裂機(jī)制隨晶粒細(xì)化將會由沿晶界斷裂變成穿晶斷裂(在室溫時)，使材料的韌性提高。晶粒平均截距與晶粒直徑隨晶粒度增加而減小，它們之間的關(guān)系示于下表7-3中。

表7-3 晶粒度、晶粒直徑、SV和晶粒平均截距的關(guān)系Table 7-3 Relationship of grain size，grain diameter，SV and grain mean intercept length

表7-3 晶粒度、晶粒直徑、SV和晶粒平均截距的關(guān)系Table 7-3 Relationship of grain size，grain diameter，SV and grain mean intercept length

平均晶粒直徑/mm 0.510 0.360 0.250 0.180 0.125 0.090 0.065 0.045 0.032 0.220 0.160 0.011 0.008 0.006晶粒數(shù)/mm3 6.1 17.3 49.0 138 391 1105 3126 8842 25010 70700 200000 566000 1600000 4527000平均交截長度l/μm 320 226 160 113 80 56.6 40 28.3 20 14.1 10 7.07 5 SV/μm－1 －1 6.25 8.84 12.5 17.7 25 35.3 50 70.7 100 142 200 283 400

圖7-10 每單位體積中奧氏體晶界表面積SV和晶粒的平均截距長度的關(guān)系Fig.7-10 Relationship of grain boundary surface area per volume of austenite SVand mean intercept lengthl

圖7-11 工業(yè)用42CrMo鋼室溫沖擊斷口組織(a、b)和高潔凈42CrMoVNb鋼－192℃沖擊斷口組織(c、d)Fig.7-11 Fractograph of impact samples tested at room temperature for commercial steel 42CrMo(a，b)and tested at－192 ℃ for high purity steel 42CrMoVNb(c，d)

圖7-11(a)、7-11(b)表明了42CrMo鋼淬火和400℃回火后于20℃的沖擊斷口組織，圖7-11(c)、7-11(d)為高潔凈42CrMoVNb鋼淬火和600℃回火于－192℃的斷口組織［132］。相應(yīng)晶粒尺寸為22 μm(圖 7-11(a))、4.7 μm(圖 7-11(b))、8 μm(圖 7-11(c))和2 μm(圖7-11(d));相應(yīng)沖擊斷口組織為沿晶斷裂(圖7-11(a))，其余的均為穿晶斷裂，穿晶斷裂具有高的韌性數(shù)值?？梢娨话愕?2CrMo鋼奧氏體晶粒細(xì)化至4.7 μm使常溫沖擊韌性提高了;高潔凈42CrMoVNb鋼在8 μm時也已具有高的低溫沖擊韌性?？梢酝茢?奧氏體晶粒的細(xì)化不僅能提高強(qiáng)度，而且能阻止沿晶界微裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，從而也提高鋼的韌性。這與Benerje等對AISI4340鋼奧氏體晶粒尺寸在20～100 μm的結(jié)果相一致。

上面說明了奧氏體晶粒細(xì)化對韌性的影響。馬氏體板條束細(xì)化的工作按Maropoules等分析的韌脆轉(zhuǎn)折溫度與板條束d的關(guān)系，其公式為

50%FATT為50%斷裂形貌轉(zhuǎn)折溫度。顯然，對強(qiáng)度貢獻(xiàn)的σp和σd使韌性下降，束尺寸d的減小則有利于50%FATT的降低和韌性的提高。

還應(yīng)該特別注意的是，鋼中奧氏體晶粒尺寸細(xì)化也會改善馬氏體鋼的延遲斷裂DF阻力。延遲斷裂與鋼的塑性變形相關(guān)聯(lián)。在材料中含有氫，氫會促使位錯的發(fā)射和運(yùn)動，使材料即使在受到低于不含有氫時的臨界應(yīng)力條件下，就會在位錯塞積區(qū)域內(nèi)產(chǎn)生應(yīng)力集中，并逐漸積累達(dá)到由于與氫交互作用引起降低原子結(jié)合強(qiáng)度值，從而使裂紋在含氫的局部區(qū)域內(nèi)形核，最后產(chǎn)生延遲斷裂。鋼中奧氏體晶粒細(xì)化和晶界表面積SV的提高會減小晶界上氫的捕集量，明顯減少馬氏體鋼的延遲斷裂的發(fā)生。Tien計算了10 ppm含氫量當(dāng)晶粒尺寸自100 μm細(xì)化至10 μm，氫覆蓋區(qū)域從飽和條件減至1:10，從而有利于DF阻力的改進(jìn)［132］。顯然，對上述兩種鋼由于晶粒細(xì)化的延遲斷裂DF阻力也得以改進(jìn)。

7.4 馬氏體亞結(jié)構(gòu)對性能的影響

Thomas和Krauss已經(jīng)提出，鋼中合金組成元素通過對Ms的影響改變著馬氏體的亞結(jié)構(gòu)，從而影響它們的力學(xué)性能。Thomas更認(rèn)為，含碳結(jié)構(gòu)鋼的韌性降低是與相變出現(xiàn)孿晶馬氏體相關(guān)聯(lián)的。一般地講，鋼中孿晶馬氏體的出現(xiàn)除起一定的強(qiáng)化作用外，也降低韌性，已愈來愈被人們所接受。徐祖耀［5］指出，F(xiàn)e基合金中隨著碳及合金元素的增加，增加的孿晶馬氏體有附加強(qiáng)化的作用，但使韌性下降。下面主要對Fe-Cr-C、Fe-Ni-C和 Fe-Mn-C或Fe-Mn-Ni-C合金作一些說明。

7.4.1 Fe-Cr-C 鋼

McMahon 和 Thomas［137］1973 年設(shè)計經(jīng)濟(jì)的韌性高強(qiáng)度Fe-Cr-C鋼是十分有意義的。他們指出，Cr的固溶強(qiáng)化作用不明顯，見圖7-12(a)，但會改變馬氏體的亞結(jié)構(gòu)，從而設(shè)計出淬火狀態(tài)下的不同亞結(jié)構(gòu)鋼，鋼的主要成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))、Ms點和亞結(jié)構(gòu)數(shù)量列于表7-4。鋼的試樣號與含Cr量和含碳量有關(guān)，孿晶馬氏體分?jǐn)?shù)n為0417合金的平均值，其它合金的孿晶馬氏體數(shù)量為與0417合金的相對比值。

對含碳0.17%的3個合金，孿晶馬氏體分?jǐn)?shù)較少，其中0417的含Cr量較低，Ms點最高，馬氏體亞結(jié)構(gòu)基本上為位錯;其他合金的含Cr量增加，孿晶馬氏體量增多。對含碳0.35%的2個合金，孿晶馬氏體數(shù)量增高相當(dāng)多，其中1235含最高合金元素量，Ms點最低，孿晶馬氏體分?jǐn)?shù)比最高17(n)。合金的屈服強(qiáng)度、平面應(yīng)變斷裂韌性KIC和孿晶馬氏體分?jǐn)?shù)的關(guān)系示于圖7-12。

圖7-12 淬火態(tài)Fe-Cr-C鋼力學(xué)性能和孿晶馬氏體相對數(shù)量的關(guān)系Fig.7-12 Relations of mechanical properties vs twin martensitic relative number of as-quenched Fe-Cr-C steels

表7-4 幾種Fe-Cr-C鋼主要成分、Ms點和馬氏體亞結(jié)構(gòu)Table 7-4 The composition，Ms，and martensitic substructure ofsome Fe-Cr-C steels

由圖7-12可知，含碳0.17%的3個合金鋼，隨著含Cr量增加，屈服強(qiáng)度保持不變，表明Cr不具有固溶強(qiáng)化作用;但隨著含Cr量增加至12%時，KIC從80降至70。對含碳量為0.35%的2個鋼，隨含Cr量由4%增至12%，強(qiáng)度由1654 MPa提高至2067 MPa。這里的強(qiáng)化是由于孿晶馬氏體數(shù)量增加所致，但是卻使KIC從減至20。他們提出:出現(xiàn)孿晶馬氏體的強(qiáng)化源于孿晶對位錯運(yùn)動的限制，但孿晶是bcc金屬中裂紋的形核源，從而使KIC下降。為此，對未回火的馬氏體組織如要獲得高的韌性，應(yīng)避免出現(xiàn)孿晶型馬氏體。

由圖7-12還可以明確:材料強(qiáng)度提高未必引起韌性的降低。以含4%Cr的0435試樣為例，淬火態(tài)強(qiáng)度比1217(含12%Cr)試樣的提高579 MPa，但具有相同的KIC值70。為此，可以通過調(diào)整碳和合金元素Cr的含量控制馬氏體的亞結(jié)構(gòu)，使強(qiáng)度提高和不降低韌性。Thomas等設(shè)計的0435鋼與幾個商用超高強(qiáng)度鋼的比較示于圖7-13，其淬火態(tài)的性能與18Ni型馬氏體時效鋼相當(dāng)，在200℃回火后的性能更有所提高，更優(yōu)于4340和300M鋼，而且具有價格低和處理工藝方便的特點。這種思路為高強(qiáng)高韌鋼的設(shè)計提供新途經(jīng)。

7.4.2 Fe-Ni-C 鋼

Chilton和 Kelly［138］1968年按馬氏體亞結(jié)構(gòu)形態(tài)和碳含量以及鎳含量(對應(yīng)于Ms差異)設(shè)計含24～32%Ni和不同含碳量的Fe-Ni-C合金，以獲取位錯型板條馬氏體和孿晶型馬氏體的組織;在室溫進(jìn)行拉伸和壓縮試驗，分別求得0.2%的拉伸屈服強(qiáng)度和壓縮屈服強(qiáng)度與含碳量(原子分?jǐn)?shù))平方根之間的直線關(guān)系，示于圖7-14和圖7-15中;相應(yīng)求得的拉伸應(yīng)力的斜率為G/6.5～G/6(對孿晶馬氏體)和G/7.5～ G/8.5(對板條馬氏體)，前者比后者略大。相應(yīng)求得拉伸和壓縮試驗中孿晶馬氏體較位錯馬氏體的高出值為1.31和1.08(圖7-14中低碳范圍的2個值取自Speich等的數(shù)據(jù))。其它實驗得到的值為1.25 ～ 1.28［5］。在低碳范圍內(nèi)兩者的強(qiáng)度比則相差相當(dāng)小，隨含碳量增加，孿晶亞結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化有所增加。

圖7-13 Fe-4Cr-0.35C鋼與一些商用超高強(qiáng)度鋼的拉伸強(qiáng)度和斷裂韌性比較Fig.7-13 The comparison of tensile strength and fracture toughness for Fe-4Cr-0.35C steel with some commercial ultra high strength steels

圖7-14 淬火態(tài)板條和孿晶馬氏體0.2%拉伸屈服強(qiáng)度與含碳量(原子分?jǐn)?shù))平方根之間的直線關(guān)系Fig.7-14 0.2%Linear relationship between yield strength(in 0.2%tension)and the square root of carbon content(atomic fraction)for as-quenched lath and twinned martensites

圖7-15 淬火態(tài)板條和孿晶馬氏體0.2%壓縮屈服強(qiáng)度與含碳原子分?jǐn)?shù)平方根之間的直線關(guān)系Fig.7-15 Linear relationship between yield strength(in 0.2%compression)and the square root of carbon content(atomic fraction)for as-quenched lath and twinned martensites

Kelly等［139］按后文 Sleeswyk模型，設(shè)定 Fe-Ni-C鋼中基體上的孿晶比為1:1，滑移面在基體上和孿晶中為{110}，對孿晶馬氏體中位錯滑移運(yùn)動的分切應(yīng)力應(yīng)用電子計算機(jī)進(jìn)行模擬，結(jié)果預(yù)測孿晶馬氏體的強(qiáng)度比位錯馬氏體的高1.05～1.20倍，與上述的實驗測定值的比吻合。

7.4.3 Fe-Ni-Mn-C 鋼

1970 年 Huang 和 Thomas［140］建立了關(guān)于回火Fe-Ni-Mn-C鋼馬氏體亞結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能之間的關(guān)系。在Fe-5Ni-C和Fe-C合金中增加Mn的量，Ms降低和增加孿晶馬氏體數(shù)量列于下表7-5中。805合金的顯微組織示于圖7-16(a)中，在位錯亞結(jié)構(gòu)板條馬氏體中偶爾出現(xiàn)一些孿晶馬氏體。該合金在204℃(400°F)回火2+2 h后顯示在板條束中出現(xiàn)的孿晶馬氏體的孿晶交界面上出現(xiàn)碳化物析出，相應(yīng)的明場和暗場組織示于圖7-16(b)和圖7-16(c)。

表7-5 Fe-Ni-Mn-C鋼的組成，馬氏體點和馬氏體亞結(jié)構(gòu)Table 7-5 The composition，Msand martensitic substructure of some Fe-Ni-Mn-C steels

圖7-16 805合金的顯微組織(a)as quenched;(b)、(c)bright and dark field for tempered at 204℃for 2+2 hFig.7-16 The microstructure of 805 alloy

含5%Ni的804、806鋼的強(qiáng)度和804～806三種鋼的CVN沖擊能與不含Ni的807、809鋼的強(qiáng)度和807～809三種鋼的CVN沖擊能分別示于圖7-17(a)和(d)中(試驗溫度在25℃)。由圖7-17(a)和(b)可見，在含Ni和不含Ni鋼中分別加入3.8% 和6.85%Mn均使回火抗力增加，但均使CVN值迅速下降，見圖7-17(c)和(d)。值得注意的是805合金中CVN的降低顯然與出現(xiàn)碳化物析出有關(guān)。結(jié)果明顯表明:孿晶馬氏體具有較高的強(qiáng)度，但使韌性降低。

圖7-17 Fe-Ni-Mn-C鋼回火溫度對強(qiáng)度和韌性的影響(a)、(c)804，805，806，(b)、(d)807，808，809Fig.7-17 The effect of tempering temperature on strength and toughness of some Fe-Ni-Mn-C steels

7.4.4 孿晶馬氏體的強(qiáng)化作用和對韌性的降低

1961 年 Sleeswyk 和 Verbraak［141］提出了 bcc 金屬中位錯滑移和孿晶“摻合過程(incorporation)”模型，來說明孿晶阻止位錯滑移起強(qiáng)化的效應(yīng)。

bcc金屬中，存在晶體學(xué)孿晶{112}＜111＞，通過晶體軸的轉(zhuǎn)動的矩陣計算可以得出4個對應(yīng)關(guān)系，其中(b)關(guān)系為，相應(yīng)下標(biāo)m和t為基體和孿晶。同時，孿晶界面上會存在一般孿晶位錯和互補(bǔ)(complementary)孿晶位錯，分別以符號┸、┰和表示，布氏矢量分別為

圖7-18 滑移位錯(布氏矢量為)滑移通過孿晶的過程(a→b→c)示意圖Fig.7-18 The sequence(a→b→c)shows a slip dislocation traversing a twin band

Klems等［142］1976年作了 Fe馬氏體的內(nèi)耗測定，采用Ms＜35℃(以免除自回火影響)的19種Fe-Ni-C合金淬至－196℃獲得85%～95%的孿晶型{259}r慣習(xí)面馬氏體顯示160℃的內(nèi)耗峰，與Fe-C合金在室溫形成位錯型{111}r或位錯和孿晶型的{225}r馬氏體在250℃出現(xiàn)的位錯-間隙原子交互作用內(nèi)耗峰成鮮明對照。他們提出，160℃內(nèi)耗峰與碳原子在孿晶邊界的應(yīng)力誘發(fā)運(yùn)動有關(guān)。

另外，與Fe-Ni-Mn-C合金400°F(204℃)回火出現(xiàn)孿晶交界面上碳化物析出能說明C偏聚在孿晶交界面現(xiàn)象。為此，對Fe-C合金，由于Ms點較高，在馬氏體轉(zhuǎn)變完成后再發(fā)生這種C的偏聚和甚至導(dǎo)致碳化物析出的現(xiàn)象在近室溫時就可開始，導(dǎo)致增加孿晶馬氏體脆性是難以避免的。

基于上述位錯與孿晶摻合交互作用模型，Sleeswyk［143］又指出“分支(emissary)位錯反應(yīng)”模型:當(dāng)近40個一般孿晶位錯(┸)塞積，在每第三個{112}上按反應(yīng)產(chǎn)生分支(emissary)位錯，并發(fā)生滑移塞積;又按Cottrell位錯反應(yīng)(參見第二章)形成＜100＞立方位錯，12個孿晶面上的分支位錯交截，產(chǎn)生在bcc晶體解理面{100}晶帶面上的裂紋形核，相應(yīng)示意圖為圖7-19。成對分支位錯的反應(yīng)式為

作者還指出，這些反應(yīng)中有些是在拉應(yīng)力下發(fā)生的，將會成為解理裂紋源，從而就會使bcc金屬的韌性降低。

圖7-19 二套分支位錯形成＜100＞立方位錯的過程示意圖Fig.7-19 Schematic of a sequence of forming a ＜100 ＞ cube dislocation from two sets of emissary dislocations

8 結(jié)束語

21世紀(jì)占主導(dǎo)地位的結(jié)構(gòu)材料仍然是鋼鐵材料。現(xiàn)在，沒有一種材料能夠全面代替鋼鐵。同時，現(xiàn)今社會的發(fā)展和經(jīng)濟(jì)建設(shè)仍需要新一代的鋼鐵材料。

馬氏體轉(zhuǎn)變是鋼鐵材料中最重要的一種相變，研究已愈來愈深入化。

主要參考 Nishiyama的“Martensitic Transformation”和徐祖耀的“馬氏體相變與馬氏體”;以及按上世紀(jì)80年代的兩本“金屬熱處理原理”的思路和框架對近二三十年來研究馬氏體轉(zhuǎn)變中所擁現(xiàn)的大量著作和論文進(jìn)行梳理、編輯、撰寫;並按自己多年從事教學(xué)工作經(jīng)驗和要求選取基材，進(jìn)行仔細(xì)切磋和精心編綴，這是我們寫作本文的初衷，從中也使自己獲得更多提高。但由于我們的水平有限，文章中難免會出現(xiàn)管窺之見和一定差錯，祈求賜教和斧正。

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