钢中马氏体组织形态、稳定化

1、10.2.2 10.2.2 钢及铁合金中马氏体的组织形态钢及铁合金中马氏体的组织形态 经经淬火淬火获得马氏体组织是钢件强韧化获得马氏体组织是钢件强韧化的重要基础。的重要基础。 由于钢的成分及热处理条件不同，所获由于钢的成分及热处理条件不同，所获得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢得的马氏体形态和亚结构亦不同，继而对钢的组织和机械性能产生影响。的组织和机械性能产生影响。各种淬火方法4545钢钢( (含含0.45%C)0.45%C)正常淬火组织正常淬火组织35钢（含钢（含0.35%C）亚温淬火组织）亚温淬火组织 35 35钢（含钢（含0.35%C0.35%C）亚温淬火组织）亚温淬火组织T12T1

2、2钢（含钢（含1.2%C1.2%C）正常淬火组织）正常淬火组织1板条状马氏体2片状马氏体3其他马氏体形态4影响马氏体形态及其 内部亚结构的因素1 1板条状马氏体板条状马氏体 板条状马氏体是板条状马氏体是低碳钢低碳钢、中碳钢中碳钢、马氏体时效马氏体时效钢钢和和不锈钢不锈钢等合金中形成的一种典型的马氏体组织，等合金中形成的一种典型的马氏体组织，因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为因其显微组织是由许多成群的板条组成，故称为板板条状马氏体条状马氏体。又因为这种马氏体的亚结构主要为位。又因为这种马氏体的亚结构主要为位错，通常也称为错，通常也称为位错型马氏体位错型马氏体。其光学显微组织形。其光学显微

3、组织形态如图态如图10.1810.18所示。所示。 图图10.18 18Ni10.18 18Ni马氏体时效钢的板条马氏体组织马氏体时效钢的板条马氏体组织 板条马氏体光镜下光镜下电镜下电镜下 图图10.19 10.19 板条马氏体显微组织构成示意图板条马氏体显微组织构成示意图相同惯习面的马氏体相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马板条平行排列构成马氏体板条群，尺寸大氏体板条群，尺寸大约为约为20-35微米。微米。一个板条群又可分成几个平行的区域，一个板条群又可分成几个平行的区域，每每一个小块内的板条均具有相同的取向。一个惯习面上可一个小块内的板条均具有相同的取向。一个惯习面上可以有六个不同的取向。

4、也有人认为，一个板条内只可能以有六个不同的取向。也有人认为，一个板条内只可能形成两种不问取间的块。金相呈现为黑白交替的块。形成两种不问取间的块。金相呈现为黑白交替的块。每个板条为一个每个板条为一个马氏体单晶体马氏体单晶体一个板条群一个板条群也可以只由也可以只由一种同位向一种同位向束所组成束所组成惯习面为惯习面为(111) 板条状马氏体由板条状马氏体由板条群板条群所组成（图中所组成（图中A），一个），一个原始奥氏体晶粒内可有几个板条群。原始奥氏体晶粒内可有几个板条群。 板条群由若干尺寸大致相同的板条在空间位向板条群由若干尺寸大致相同的板条在空间位向大致平行排列所组成，一个板条群又可分成几个平大致

5、平行排列所组成，一个板条群又可分成几个平行的区域（图中行的区域（图中B），称为），称为同位向束同位向束，同位向束之间，同位向束之间呈呈大角晶界大角晶界。一个板条群也可以只由一种同位向束。一个板条群也可以只由一种同位向束所组成（图中所组成（图中C）。）。 每个同位向束由若干个平行每个同位向束由若干个平行板条板条所组成（图所组成（图中中D），每个板条为一个），每个板条为一个马氏体单晶体马氏体单晶体。 马氏体板条具有平直界面，界面近似平行于马氏体板条具有平直界面，界面近似平行于奥氏体的奥氏体的111，即其惯习面。，即其惯习面。 相同惯习面的马氏体板条平行排列构成马氏相同惯习面的马氏体板条平行排列构成

6、马氏体板条群体板条群。 马氏体板条多被连续的马氏体板条多被连续的残余奥氏体薄膜（残余奥氏体薄膜（20纳米）纳米）所隔开，且板条间残余奥氏体薄膜的碳含所隔开，且板条间残余奥氏体薄膜的碳含量较高，在室温下很稳定，对钢的机械性能会产量较高，在室温下很稳定，对钢的机械性能会产生显著影响。生显著影响。 相邻马氏体板条一般以小角晶界相间，也可相邻马氏体板条一般以小角晶界相间，也可以呈孪晶关系，呈孪晶关系时板条间无残余奥氏以呈孪晶关系，呈孪晶关系时板条间无残余奥氏体存在。体存在。亚结构：亚结构：马氏体板条内具有马氏体板条内具有高密度位错高密度位错，其密度约，其密度约为为0.30.91012cm-2，与剧烈冷

7、作硬化的铁相似，与剧烈冷作硬化的铁相似，有时也会有有时也会有少量相变孪晶少量相变孪晶。位向关系：位向关系：在一个马氏体板条群内，马氏体与奥氏在一个马氏体板条群内，马氏体与奥氏体的位向关系均在体的位向关系均在K- -S和和西山西山关系之间，并以处于关系之间，并以处于二者之间的二者之间的G-T关系最多。关系最多。 板条状马氏体的显微组织构成随钢的成分变化板条状马氏体的显微组织构成随钢的成分变化而改变。而改变。 碳含量碳含量小于小于0.3时，马氏体时，马氏体板条群板条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，板条群清晰板条群清晰，而，而同位向同位向束不清晰束

8、不清晰； 碳含量在碳含量在0.60.8，板条混杂生成的倾向性，板条混杂生成的倾向性很强，很强，无法辨认板条群和同位向束无法辨认板条群和同位向束。 改变奥氏体化温度可显著改变奥氏体晶粒大小，改变奥氏体化温度可显著改变奥氏体晶粒大小，但对马氏体板条宽度几乎无影响。但对马氏体板条宽度几乎无影响。 而板条群大小随奥氏体晶粒增大而增大，且两者而板条群大小随奥氏体晶粒增大而增大，且两者之比大致不变。之比大致不变。所以一个奥氏体晶粒内生成的马氏体所以一个奥氏体晶粒内生成的马氏体板条群的数量基本不变。板条群的数量基本不变。 随淬火冷却速度增大，马氏体的随淬火冷却速度增大，马氏体的板条群径板条群径和和同位同位向

9、束宽向束宽同时减小。所以，淬火时加速冷却有同时减小。所以，淬火时加速冷却有细化板条细化板条状马氏体组织状马氏体组织的作用。的作用。 2 2片状马氏体片状马氏体 片状马氏体是铁基合金中的另一种典型的马氏体片状马氏体是铁基合金中的另一种典型的马氏体组织，常见于淬火组织，常见于淬火高、中碳钢高、中碳钢及及高高Ni的的Fe-Ni合金合金中，中，也称也称透镜片状马氏体透镜片状马氏体，其光学显微组织形态如图，其光学显微组织形态如图10.20所示所示。 图图10.20 Fe-32Ni10.20 Fe-32Ni合金的片状马氏体组织合金的片状马氏体组织 马氏体片之间马氏体片之间不相互平行不相互平行片状马氏体片状

10、马氏体光镜下光镜下 片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，也片状马氏体的空间形态呈双凸透镜片状，也称为称为透镜片状马氏体透镜片状马氏体。 因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹因其与试样磨面相截在显微镜下呈针状或竹叶状，又称为叶状，又称为针状针状或或竹叶状马氏体竹叶状马氏体。 片状马氏体的亚结构主要为孪晶，所以又称片状马氏体的亚结构主要为孪晶，所以又称为为孪晶型马氏体孪晶型马氏体。 片状马氏体的显微组织特征为马氏体片之间片状马氏体的显微组织特征为马氏体片之间不相互平行不相互平行。 在一个成分均匀的奥氏体晶粒内，在一个成分均匀的奥氏体晶粒内， 冷却至稍冷却至稍低于低于Ms点时，先形成的第一片马氏体

11、将点时，先形成的第一片马氏体将贯穿整个贯穿整个奥氏体晶粒奥氏体晶粒而将其分割为两半，使随后形成的马而将其分割为两半，使随后形成的马氏体的大小受到限制。氏体的大小受到限制。因此片状马氏体的大小不因此片状马氏体的大小不一，越是后形成的马氏体片就越小。一，越是后形成的马氏体片就越小。 图图10.21 10.21 片状马氏体显微组织示意图片状马氏体显微组织示意图惯习面为惯习面为(225)或或(259) 片状马氏体的惯习面为片状马氏体的惯习面为(225)或或(259)，与母，与母相的位向关系为相的位向关系为K-S关系关系或或西山关系西山关系。 片状马氏体内有许多片状马氏体内有许多相变孪晶相变孪晶，孪晶接

12、合部分，孪晶接合部分的带状薄筋称为的带状薄筋称为中脊中脊，中脊为高密度的相变孪晶区。中脊为高密度的相变孪晶区。相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪相变孪晶的存在是片状马氏体组织的重要特征。孪晶间距大约为晶间距大约为5nm，一般，一般不扩展不扩展到马氏体边界上，到马氏体边界上，在马氏体片边缘区域则为复杂的在马氏体片边缘区域则为复杂的位错组列位错组列。 根据亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结根据亚结构的差异，可将片状马氏体的亚结构分为以中脊为中心的构分为以中脊为中心的相变孪晶区相变孪晶区（中间部分）（中间部分）和和无孪晶区无孪晶区（片的周围部分，存在位错）。（片的周围部分，存在位错）。 孪

13、晶区所占比例随合金成分变化而异。孪晶区所占比例随合金成分变化而异。 在在Fe-Ni合金中，合金中，Ni含量越高（含量越高（Ms点越低），点越低），则孪晶区所占比例就越大。则孪晶区所占比例就越大。 对同一成分合金，随对同一成分合金，随Ms点降低（如改变奥氏点降低（如改变奥氏体化温度）孪晶区所占比例也增大。体化温度）孪晶区所占比例也增大。 3 3其他马氏体形态其他马氏体形态1 1）蝶状马氏体）蝶状马氏体 在在FeNi合金和合金和FeNi(Cr)C合金中，当合金中，当马氏体在马氏体在板条状马氏体和片状马氏体的形成温度板条状马氏体和片状马氏体的形成温度范围之间的温度区域范围之间的温度区域形成时，会出现

14、具有特异形形成时，会出现具有特异形态的马氏体，态的马氏体，这种马氏体的立体形态为这种马氏体的立体形态为“V”形柱形柱状，其断面呈蝴蝶形，故称为状，其断面呈蝴蝶形，故称为蝶状马氏体蝶状马氏体或或多角多角状马氏体状马氏体。 图图10.22 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C10.22 Fe-18Ni-0.7Cr-0.5C合金的蝶状马氏体合金的蝶状马氏体 蝶状马氏体两翼的惯习面为蝶状马氏体两翼的惯习面为225，两翼相，两翼相交的结合面为交的结合面为100。电镜观察证实，蝶。电镜观察证实，蝶状马氏状马氏体的内部亚结构为体的内部亚结构为高密度位错高密度位错，无孪晶无孪晶存在，与存在，与母相的晶体学位向

15、关系大体上符合母相的晶体学位向关系大体上符合K-S关系关系。2 2）薄片状马氏体）薄片状马氏体 在在Ms点点极低极低的的Fe-Ni-C合金中可观察到一种厚合金中可观察到一种厚度约为度约为310m的的薄片状马氏体薄片状马氏体，其，其立体形态为立体形态为薄片状薄片状，与试样磨面相截呈宽窄一致的平直带状，与试样磨面相截呈宽窄一致的平直带状，带可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态，如图带可以相互交叉，呈现曲折、分枝等形态，如图10.2310.23所示。所示。 图图10.23 Fe-31Ni-0.28C10.23 Fe-31Ni-0.28C合金的薄片状马氏体合金的薄片状马氏体 薄片状马氏体的惯习面为薄片状

16、马氏体的惯习面为259，与奥氏，与奥氏体之间的位向关系为体之间的位向关系为K-S关系关系，内部亚结构为，内部亚结构为112孪晶孪晶，孪晶的宽度随碳含量升高而减小。，孪晶的宽度随碳含量升高而减小。平直的带中平直的带中无中脊无中脊，这是它与片状马氏体的不同之，这是它与片状马氏体的不同之处。处。电镜下电镜下3 3）马氏体马氏体 上述各种马氏体都是具有上述各种马氏体都是具有体心立方（正方）体心立方（正方）点阵结构的马氏体点阵结构的马氏体()。而在。而在奥氏体层错能较低奥氏体层错能较低的的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点阵六方点阵结构的结构的马氏体

17、马氏体。马氏体的光学显微组马氏体的光学显微组织如图织如图10.24所示。所示。 图图10.24 Fe-16.4Mn-0.09C10.24 Fe-16.4Mn-0.09C合金的合金的马氏体马氏体 马氏体呈极薄的马氏体呈极薄的片状片状，厚度仅为，厚度仅为100300nm，其内部亚结构为，其内部亚结构为高密度层错高密度层错。马马氏体的氏体的惯习面为惯习面为111，与奥氏体之间的位，与奥氏体之间的位向关系为：向关系为：1110001，。4 4影响马氏体形态及其内部亚结构的因素影响马氏体形态及其内部亚结构的因素1）化学成分）化学成分 母相奥氏体的化学成分是影响马氏体形态及母相奥氏体的化学成分是影响马氏体

18、形态及其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重其内部亚结构的主要因素，其中尤以碳含量最为重要。在要。在Fe-C合金中合金中0.3C以下1.0C以上0.31.0C板条状马氏体片状马氏体板条状和片状的混和组织0.45%C0.2%C1.2%C马氏体马氏体形态与形态与含碳量含碳量的关系的关系 在其它合金元素中在其它合金元素中: 凡能凡能缩小缩小相区相区的均能促使得到的均能促使得到板条状马氏体板条状马氏体；凡；凡能能扩大扩大相区相区的将促使马氏体形态从板条状转化为的将促使马氏体形态从板条状转化为片状片状。能显著能显著降低奥氏体层错能降低奥氏体层错能的合金元素（如的合金元素（如Mn）将）将促使转化为促

19、使转化为马氏体马氏体。2 2）马氏体的形成温度）马氏体的形成温度随马氏体的形成温度降低随马氏体的形成温度降低位错孪晶板条状蝶状片状薄片状 由于马氏体相变是在由于马氏体相变是在MsMf之间进行之间进行的，因此，对于一定成分的奥氏体来说，的，因此，对于一定成分的奥氏体来说，有可能转变成几种不同形态的马氏体有可能转变成几种不同形态的马氏体（图（图10.25）。）。 图图10.25 Fe-Ni-C10.25 Fe-Ni-C合金马氏体形态与碳含量的关系合金马氏体形态与碳含量的关系 Ms点点较高较高的奥氏体，可能只形成的奥氏体，可能只形成板条状板条状马氏体；马氏体； Ms点点略低略低的奥氏体，可能形成的奥

20、氏体，可能形成板条状板条状与与片状片状的的混合组织；混合组织； Ms点点更低更低的奥氏体，不再形成板条状马氏体，的奥氏体，不再形成板条状马氏体，相变一开始就形成相变一开始就形成片状片状马氏体；马氏体； Ms点点极低极低的奥氏体，片状马氏体也不再形成，的奥氏体，片状马氏体也不再形成，而只能形成而只能形成薄片状薄片状马氏体。马氏体。 3 3）奥氏体的层错能）奥氏体的层错能 奥氏体的层错能低时，奥氏体的层错能低时，易易形成形成马氏体。但马氏体。但层错能对其它形态马氏体的影响尚不统一。层错能对其它形态马氏体的影响尚不统一。 一般认为，一般认为，奥氏体的层错能愈低，愈难于形成奥氏体的层错能愈低，愈难于形

21、成相变孪晶，而愈趋向于形成位错型马氏体相变孪晶，而愈趋向于形成位错型马氏体。如层。如层错能极低的错能极低的18-8不锈钢在液氮温度下也只能形成位不锈钢在液氮温度下也只能形成位错板条状马氏体。错板条状马氏体。 4 4）奥氏体与马氏体的强度）奥氏体与马氏体的强度 马氏体的形态还与马氏体的形态还与Ms点处的点处的奥氏体的屈服强奥氏体的屈服强度度以及以及马氏体的强度马氏体的强度有关。有关。当奥氏体屈服强度当奥氏体屈服强度200MPa时，则形成强度时，则形成强度较较高高的的259惯习面的惯习面的片状片状马氏体。马氏体。 此现象的相变理论基础是：此现象的相变理论基础是：相变应力的松弛相变应力的松弛，若在奥

22、氏体和马氏体内都以滑移变形方式进行，若在奥氏体和马氏体内都以滑移变形方式进行，则形成则形成111板条状马氏体；板条状马氏体；若在奥氏体内以滑移变形方式，而在马氏体内以若在奥氏体内以滑移变形方式，而在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成孪生变形方式进行，则形成225片状马氏体；片状马氏体；若只在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成若只在马氏体内以孪生变形方式进行，则形成259片状马氏体。片状马氏体。 5 5）滑移和孪生变形的临界分切应力的大小）滑移和孪生变形的临界分切应力的大小 马氏体的内部亚结构取决于相变时的变形方式马氏体的内部亚结构取决于相变时的变形方式是是滑移变形滑移变形还是还是孪生变形孪生变

23、形。 合金成分和温度决定滑移变形和孪生变形的临合金成分和温度决定滑移变形和孪生变形的临界分切应力的大小，因而决定马氏体的亚结构和形界分切应力的大小，因而决定马氏体的亚结构和形态，即滑移变形和孪生变形的态，即滑移变形和孪生变形的临界分切应力临界分切应力大小是大小是控制马氏体亚结构及其形态的因素。控制马氏体亚结构及其形态的因素。 图图10.26 10.26 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系若若T T0位于位于MsMf之间，之间，在较高温度在较高温度（MsT T0），滑移变形的临界分切应，滑移变形的临界分切应力小于孪生变形的临界分切应力，马氏体相变的力小于孪生

24、变形的临界分切应力，马氏体相变的二次切变将以二次切变将以滑移变形滑移变形的方式进行，所以形成的方式进行，所以形成位位错型错型马氏体；马氏体；而在较低温度而在较低温度（T T0Mf），孪生变形的临界分切，孪生变形的临界分切应力较低，马氏体相变的二次切变则以应力较低，马氏体相变的二次切变则以孪生变形孪生变形的方式进行，所以形成的方式进行，所以形成孪晶型孪晶型马氏体。马氏体。 若若MsMf均均高于高于T T0，则全部形成，则全部形成位错型位错型马氏体；马氏体；相反，若相反，若MsMf均均低于低于T T0，则全部形成，则全部形成孪晶型孪晶型马氏体。马氏体。 10.2.3 10.2.3 奥氏体的稳定化奥

25、氏体的稳定化 所谓奥氏体的稳定化系指奥氏体的内部所谓奥氏体的稳定化系指奥氏体的内部结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥氏体向马氏体的转变呈现氏体向马氏体的转变呈现迟滞迟滞的现象。的现象。 通常把奥氏体的稳定化分为通常把奥氏体的稳定化分为热稳定化热稳定化和和机械稳定化机械稳定化两类。两类。1 1奥氏体的热稳定化奥氏体的热稳定化 淬火时因淬火时因缓慢冷却缓慢冷却或在或在冷却过程中停留冷却过程中停留而而引起奥氏体的稳定性提高，使马氏体转变迟滞引起奥氏体的稳定性提高，使马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。的现象称为奥氏体的热稳定化。 前已述及，在前已述及，

26、在一般冷却条件下降温形成马氏体一般冷却条件下降温形成马氏体的转变量只取决于最终冷却温度，而与时间无关的转变量只取决于最终冷却温度，而与时间无关。但若但若在在Ms点以下点以下TA温度停留一段时间后再继续冷温度停留一段时间后再继续冷却，则马氏体转变并不立即恢复，而是要冷至却，则马氏体转变并不立即恢复，而是要冷至Ms温度温度后才重新形成马氏体，即要后才重新形成马氏体，即要滞后滞后（TA- -Ms）度度相变才能继续进行（如图相变才能继续进行（如图10.27所示）。所示）。图图10.27 Ms10.27 Ms点以下奥氏体热稳定化现象示意图点以下奥氏体热稳定化现象示意图转变量减少了转变量减少了（M1M2）

27、瞬时形核，瞬时长大，瞬时形核，瞬时长大，而与时间无关而与时间无关C、N原子向马氏体核胚原子向马氏体核胚的位错界面偏聚，包围马的位错界面偏聚，包围马氏体核胚，直至足以钉扎氏体核胚，直至足以钉扎它，阻止其长大成马氏体它，阻止其长大成马氏体晶核。晶核。 与正常冷却相比，在相同温度与正常冷却相比，在相同温度TR（如室温）（如室温）下的转变量减少了下的转变量减少了（M1M2）或残余奥氏或残余奥氏体量增加了体量增加了，值的大小与测定温度值的大小与测定温度TR有关。有关。 奥氏体的热稳定化程度可以用奥氏体的热稳定化程度可以用滞后温度间隔滞后温度间隔或某一温度下或某一温度下残余奥氏体增量残余奥氏体增量来度量。

28、来度量。 主要与等温主要与等温温度、奥氏体转变量和等温时间、温度、奥氏体转变量和等温时间、化学成分等化学成分等有关。有关。 奥氏体的热稳定化有一个温度上限，常以奥氏体的热稳定化有一个温度上限，常以Mc表示。在表示。在Mc点以上等温停留时并不产生热稳定点以上等温停留时并不产生热稳定化，只有在化，只有在Mc点以下点以下等温停留或缓慢冷却时才会等温停留或缓慢冷却时才会引起引起热稳定化热稳定化。 对于不同的钢种，对于不同的钢种，Mc点可以低于点可以低于Ms点，也可点，也可以高于以高于Ms点。对于点。对于Mc点高于点高于Ms点的钢种，在点的钢种，在Ms点点以上等温或缓慢冷却时也会产生热稳定化现象。以上等

29、温或缓慢冷却时也会产生热稳定化现象。 一般情况下，一般情况下，等温温度越高，淬火后获得的等温温度越高，淬火后获得的马氏体量就越少，马氏体量就越少，即即值就越大，这说明奥氏体值就越大，这说明奥氏体热稳定化程度也就越高。热稳定化程度也就越高。 但当等温温度超过一定限度后，随等温温度但当等温温度超过一定限度后，随等温温度的升高，奥氏体稳定化的程度反而下降，这种现的升高，奥氏体稳定化的程度反而下降，这种现象称为象称为反稳定化反稳定化。 已转变的马氏体量对奥氏体的热稳定化程已转变的马氏体量对奥氏体的热稳定化程度也有很大影响，度也有很大影响，奥氏体的热稳定化程度随已转奥氏体的热稳定化程度随已转变马氏体量的

30、增多而增大变马氏体量的增多而增大。 这说明马氏体形成时对周围奥氏体的机械作这说明马氏体形成时对周围奥氏体的机械作用促进了奥氏体热稳定化程度的发展。所以，研用促进了奥氏体热稳定化程度的发展。所以，研究奥氏体热稳定化的影响因素时，均需究奥氏体热稳定化的影响因素时，均需固定固定马氏马氏体的转变量。体的转变量。 在一定的等温温度下，在一定的等温温度下，停留时间越长停留时间越长，则，则达到的奥氏体达到的奥氏体热稳定化程度就越高热稳定化程度就越高，如图，如图10.28所示。所示。 比较图中不同等温温度下的曲线可以看出，比较图中不同等温温度下的曲线可以看出，等温温度越高等温温度越高，达到最大热稳定化程度，达

31、到最大热稳定化程度所需的所需的时间就越短时间就越短。可见，热稳定化动力学过程是同。可见，热稳定化动力学过程是同时与温度和时间有关的。时与温度和时间有关的。 图图10.28 10.28 等温停留时间对热稳定化程度的影响等温停留时间对热稳定化程度的影响 ( (含碳含碳0.96%0.96%的低合金钢的低合金钢) )停留时间越长停留时间越长，则达，则达到的奥氏体到的奥氏体热稳定化热稳定化程度就越高。程度就越高。等温温度越高等温温度越高，达到，达到最大热稳定化程度最大热稳定化程度所所需的时间就越短需的时间就越短。可见，热稳定化动力可见，热稳定化动力学过程是同时与温度学过程是同时与温度和时间有关的。和时间

32、有关的。 化学成分对奥氏体的热稳定化有明显的影响，化学成分对奥氏体的热稳定化有明显的影响，其中尤以其中尤以C和和N最为重要。最为重要。 在在Fe-Ni合金中，只有当合金中，只有当C和和N的总含量超过的总含量超过0.01时才能发生热稳定化现象。时才能发生热稳定化现象。无碳的无碳的Fe-Ni合合金无热稳定化现象。金无热稳定化现象。 在钢中，碳含量增高可使奥氏体的热稳定化在钢中，碳含量增高可使奥氏体的热稳定化程度增大。程度增大。 钢中常见的钢中常见的碳化物形成元素碳化物形成元素CrCr、MoMo、V V等有等有促进促进热稳定化的作用；而热稳定化的作用；而非碳化物形成元素非碳化物形成元素NiNi、Si

33、Si等对热稳定化的等对热稳定化的影响不大影响不大。 奥氏体热稳定化的机制奥氏体热稳定化的机制 一般认为一般认为与与原子的热运动原子的热运动有关，即认为有关，即认为是由于是由于C、N原子在适当温度下向晶体点阵缺陷原子在适当温度下向晶体点阵缺陷处偏聚（处偏聚（C、N原子钉扎位错），因而强化了奥原子钉扎位错），因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。 根据马氏体相变的根据马氏体相变的位错形核理论位错形核理论，在等温停，在等温停留时，留时，C、N原子向马氏体核胚的位错界面偏聚，原子向马氏体核胚的位错界面偏聚，包围马氏体核胚，直至足以钉扎它，阻止其长大包围

34、马氏体核胚，直至足以钉扎它，阻止其长大成马氏体晶核。成马氏体晶核。 所以所以滞后温度滞后温度值值的意义是为了获得额外化的意义是为了获得额外化学驱动力以克服由于学驱动力以克服由于C、N原子钉扎位错界面而增原子钉扎位错界面而增加的相变阻力所需要的加的相变阻力所需要的过冷度过冷度。 按照这个模型，热稳定化按照这个模型，热稳定化程度程度应与界面应与界面钉扎强钉扎强度度（或界面上（或界面上溶质原子浓度溶质原子浓度）成正比。这种理论上）成正比。这种理论上预见的热稳定化动力学与实验结果基本符合。预见的热稳定化动力学与实验结果基本符合。实验证据：实验证据： 在在Fe-Ni合金中测得，合金中测得，奥氏体热稳定化

35、时屈服强度奥氏体热稳定化时屈服强度升高升高l3，因而使马氏体相变的切变阻力增大，因而使马氏体相变的切变阻力增大，引，引起起Ms点下降，而需要的相变驱动力相应地提高点下降，而需要的相变驱动力相应地提高l8。 按上述模型，若将已经热稳定化的奥氏体加热按上述模型，若将已经热稳定化的奥氏体加热至一定温度以上时，由于原子热运动增强，溶质原至一定温度以上时，由于原子热运动增强，溶质原子又会扩散离去，使热稳定化作用下降甚至消失，子又会扩散离去，使热稳定化作用下降甚至消失，这就是所谓的这就是所谓的反稳定化反稳定化。 出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同出现反稳定化的温度因钢种和热处理工艺不同而异。高速钢中

36、出现反稳定化的温度约为而异。高速钢中出现反稳定化的温度约为500550。实际上，。实际上，高速钢多次回火工艺高速钢多次回火工艺即为反稳定化即为反稳定化理论的实际应用。理论的实际应用。 热稳定化奥氏体经反稳定化处理后，如重新热稳定化奥氏体经反稳定化处理后，如重新冷却，随温度下降，原子热运动减弱，溶质原子冷却，随温度下降，原子热运动减弱，溶质原子向界面偏聚的倾向又逐渐增大，因此，热稳定化向界面偏聚的倾向又逐渐增大，因此，热稳定化现象会再次出现。现象会再次出现。 试验证明，高碳钢（试验证明，高碳钢（W18Cr4V，Crl2Mo）的热稳定化现象的确是可逆的。的热稳定化现象的确是可逆的。 2 2奥氏体的机械稳定化奥氏体的机械稳定化 在在Md点以上点以上温度对奥氏体进行塑性变形，温度对奥氏体进行塑性