马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍

马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍（精选4篇）

篇1：马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍

马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍

2008年06月13日 星期五 09:15 A.M.采编自百度百科 马氏体不锈钢

标准的马氏体不锈钢是：403、410、414、416、416(Se)、420、431、440A、440B和440C型，这些钢材的耐腐蚀性来自“铬”，其范围是从11.5至18%，铬含量愈高的钢材需碳含量愈高，以确保在热处理期间马氏体的形成，上述三种440型不锈钢很少被考虑做为需要焊接的应用，且440型成份的熔填金属不易取得。

标准马氏体钢材的改良，含有类如镍、钼、钒等的添加元素，主要是用于将标准钢材受限的容许工作温度提升至高于1100K，当添加这些元素时，碳含量也增加，随着碳含量的增加，在焊接物的硬化热影响区中避免龟裂的问题变成更严重。

马氏体不锈钢能在退火、硬化和硬化与回火的状态下焊接，无论钢材的原先状态如何，经过焊接后都会在邻近焊道处产生一硬化的马氏体区，热影响区的硬度主要是取决于母材金属的碳含量，当硬度增加时，则韧性减少，且此区域变成较易产生龟裂、预热和控制层间温度，是避免龟裂的最有效方法，为得最佳的性质，需焊后热处理。

马氏体不锈钢是一类可以通过热处理（淬火、回火）对其性能进行调整的不锈钢，通俗地讲，是一类可硬化的不锈钢。这种特性决定了这类钢必须具备两个基本条件：一是在平衡相图中必须有奥氏体相区存在，在该区域温度范围内进行长时间加热，使碳化物固溶到钢中之后，进行淬火形成马氏体，也就是化学成分必须控制在γ或γ+α相区，二是要使合金形成耐腐蚀和氧化的钝化膜，铬含量必须在10.5%以上。按合金元素的差别，可分为马氏体铬不锈钢和马氏体铬镍不锈钢。

马氏体铬不锈钢的主要合金元素是铁、铬和碳。图1-4是Fe-Cr系相图富铁部分，如Cr大于13%时，不存在γ相，此类合金为单相铁素体合金，在任何热处理制度下也不能产生马氏体，为此必须在内Fe-Cr二元合金中加入奥氏体形成元素，以扩大γ相区，对于马氏体铬不锈钢来说，C、N是有效元素，C、N元素添加使得合金允许更高的铬含量。在马氏体铬不锈钢中，除铬外，C是另一个最重要的必备元素，事实上，马氏体铬不锈耐热钢是一类铁、铬、碳三元合金。当然，还有其他元素，利用这些元素，可根据Schaeffler图确定大致的组织。铁素体不锈钢

在使用状态下以铁素体组织为主的不锈钢。含铬量在11%~30%，具有体心立方晶体结构。这类钢一般不含镍，有时还含有少量的Mo、Ti、Nb等到元素，这类钢具导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点，多用于制造耐大气、水蒸气、水及氧化性酸腐蚀的零部件。

这类钢存在塑性差、焊后塑性和耐蚀性明显降低等缺点，因而限制了它的应用。炉外精炼技术（AOD或VOD）的应用可使碳、氮等间隙元素大大降低，因此使这类钢获得广泛应用。奥氏体不锈钢

在常温下具有奥氏体组织的不锈钢。钢中含Cr约18%、Ni 8%~10%、C约0.1%时，具有稳定的奥氏体组织。奥氏体铬镍不锈钢包括著名的18Cr-8Ni钢和在此基础上增加Cr、Ni含量并加入Mo、Cu、Si、Nb、Ti等元素发展起来的高Cr-Ni系列钢。奥氏体不锈钢无磁性而且具有高韧性和塑性，但强度较低，不可能通过相变使之强化，仅能通过冷加工进行强化。如加入S，Ca，Se，Te等元素，则具有良好的易切削性。此类钢除耐氧化性酸介质腐蚀外，如果含有Mo、Cu等元素还能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蚀。此类钢中的含碳量若低于0.03%或含Ti、Ni，就可显著提高其耐晶间腐蚀性能。高硅的奥氏体不锈钢浓硝酸肯有良好的耐蚀性。由于奥氏体不锈钢具有全面的和良好的综合性能，在各行各业中获得了广泛的应用。

双相不锈钢

所谓双相不锈钢是在其固溶组织中铁素体相与奥氏体相约各占一半，一般量少相的含量也需要达到30%。在含C较低的情况下，Cr含量在18%~28%，Ni含量在3%~10%。有些钢还含有Mo、Cu、Nb、Ti，N等合金元素。该类钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，与铁素体相比，塑性、韧性更高，无室温脆性，耐晶间腐蚀性能和焊接性能均显著提高，同时还保持有铁素体不锈钢的475℃脆性以及导热系数高，具有超塑性等特点。与奥氏体不锈钢相比，强度高且耐晶间副食和耐氯化物应力腐蚀有明显提高。双相不锈钢具有优良的耐孔蚀性能，也是一种节镍不锈钢。

双相不锈钢的性能特点

由于两相组织的特点，通过正确控制化学成分和热处理工艺，使双相不锈钢兼有铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优点，它将奥氏体不锈钢所具有的优良韧性和焊接性与铁素体不锈钢所具有的较高强度和耐氯化物应力腐蚀性能结合在一起，正是这些优越的性能使双相不锈钢作为可焊接的结构材料发展迅速，80年代以来已成为和马氏体型、奥氏体型和铁素体型不锈钢并列的一个钢类。双相不锈钢有以下性能特点：

（1）含钼双相不锈钢在低应力下有良好的耐氯化物应力腐蚀性能。一般18-8型奥氏体不锈钢在60°C以上中性氯化物溶液中容易发生应力腐蚀断裂，在微量氯化物及硫化氢工业介质中用这类不锈钢制造的热交换器、蒸发器等设备都存在着产生应力腐蚀断裂的倾向，而双相不锈钢却有良好的抵抗能力。

（2）含钼双相不锈钢有良好的耐孔蚀性能。在具有相同的孔蚀抗力当量值（PRE=Cr%+3.3Mo%+16N%）时，双相不锈钢与奥氏体不锈钢的临界孔蚀电位相仿。双相不锈钢与奥氏体不锈钢耐孔蚀性能与AISI 316L相当。含25%Cr的，尤其是含氮的高铬双相不锈钢的耐孔蚀和缝隙腐蚀性能超过了AISI 316L。

（3）具有良好的耐腐蚀疲劳和磨损腐蚀性能。在某些腐蚀介质的条件下，适用于制作泵、阀等动力设备。

（4）综合力学性能好。有较高的强度和疲劳强度，屈服强度是18-8型奥氏体不锈钢的2倍。固溶态的延伸率达到25%，韧性值AK（V型槽口）在100J以上。

（5）可焊性良好，热裂倾向小，一般焊前不需预热，焊后不需热处理，可与18-8型奥氏体不锈钢或碳钢等异种焊接。

（6）含低铬（18%Cr）的双相不锈钢热加工温度范围比18-8型奥氏体不锈钢宽，抗力小，可不经过锻造，直接轧制开坯生产钢板。含高铬（25%Cr）的双相不锈钢热加工比奥氏体不锈钢略显困难，可以生产板、管和丝等产品。

（7）冷加工时比18-8型奥氏体不锈钢加工硬化效应大，在管、板承受变形初期，需施加较大应力才能变形。

（8）与奥氏体不锈钢相比，导热系数大，线膨胀系数小，适合用作设备的衬里和生产复合板。也适合制作热交换器的管芯，换热效率比奥氏体不锈钢高。

（9）仍有高铬铁素体不锈钢的各种脆性倾向，不宜用在高于300°C的工作条件。双相不锈钢中含铬量愈低，σ等脆性相的危害性也愈小。

双相不锈钢（Duplex Stainless Steel，简称DSS），指铁素体与奥氏体各约占50%，一般较少相的含量最少也需要达到3O%的不锈钢。

双相不锈钢从20世纪40年代在美国诞生以来，已经发展到第三代。它的主要特点是屈服强度可达400-550MPa，使普通不锈钢的2倍，因此可以节约用材，降低设备制造成本。在抗腐蚀方面，特别是介质环境比较恶劣（如海水，氯离子含量较高）的条件下，双相不锈钢的抗点蚀、缝隙腐蚀、应力腐蚀及腐蚀疲劳性能明显优于普通的奥氏体不锈钢，可以与高合金奥氏体不锈钢媲美。

双相不锈钢具有良好的焊接性能，与铁素体不锈钢及奥氏体不锈钢相比，它既不像铁素体不锈钢的焊接热影响区，由于晶粒严重粗化而使塑韧性大幅降低，也不像奥氏体不锈钢那样，对焊接热裂纹比较敏感。

双相不锈钢由于其特殊的优点，广泛应用于石油化工设备、海水与废水处理设备、输油输气管线、造纸机械等工业领域，近年来也被研究用于桥梁承重结构领域，具有很好的发展前景。

什么叫回火？【机械知识】

又称配火。金属热处理工艺的一种。将经过淬火的工件重新加热到低于下临界温度的适当温度，保温一段时间后在空气或水、油等介质中冷却的金属热处理。或将淬火后的合金工件加热到适当温度，保温若干时间，然后缓慢或快速冷却。一般用以减低或消除淬火钢件中的内应力，或降低其硬度和强度，以提高其延性或韧性。根据不同的要求可采用低温回火、中温回火或高温回火。通常随着回火温度的升高，硬度和强度降低，延性或韧性逐渐增高。

钢铁工件在淬火后具有以下特点：①得到了马氏体、贝氏体、残余奥氏体等不平衡（即不稳定）组织。②存在较大内应力。③力学性能不能满足要求。因此，钢铁工件淬火后一般都要经过回火。

作用 回火的作用在于：①提高组织稳定性，使工件在使用过程中不再发生组织转变，从而使工件几何尺寸和性能保持稳定。②消除内应力，以便改善工件的使用性能并稳定工件几何尺寸。③调整钢铁的力学性能以满足使用要求。

回火之所以具有这些作用，是因为温度升高时，原子活动能力增强，钢铁中的铁、碳和其他合金元素的原子可以较快地进行扩散，实现原子的重新排列组合，从而使不稳定的不平衡组织逐步转变为稳定的平衡组织。内应力的消除还与温度升高时金属强度降低有关。一般钢铁回火时，硬度和强度下降，塑性提高。回火温度越高，这些力学性能的变化越大。有些合金元素含量较高的合金钢，在某一温度范围回火时，会析出一些颗粒细小的金属化合物，使强度和硬度上升。这种现象称为二次硬化。

要求 用途不同的工件应在不同温度下回火，以满足使用中的要求。①刀具、轴承、渗碳淬火零件、表面淬火零件通常在250℃以下进行低温回火。低温回火后硬度变化不大，内应力减小，韧性稍有提高。②弹簧在350～500℃下中温回火，可获得较高的弹性和必要的韧性。③中碳结构钢制作的零件通常在500～600℃进行高温回火，以获得适宜的强度与韧性的良好配合。淬火加高温回火的热处理工艺总称为调质。

钢在300℃左右回火时，常使其脆性增大，这种现象称为第一类回火脆性。一般不应在这个温度区间回火。某些中碳合金结构钢在高温回火后，如果缓慢冷至室温，也易于变脆。这种现象称为第二类回火脆性。在钢中加入钼，或回火时在油或水中冷却，都可以防止第二类回火脆性。将第二类回火脆性的钢重新加热至原来的回火温度，便可以消除这种脆性。

钢的回火

回火是工件淬硬后加热到AC1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。

回火一般紧接着淬火进行，其目的是：

(a)消除工件淬火时产生的残留应力，防止变形和开裂；

(b)调整工件的硬度、强度、塑性和韧性，达到使用性能要求；

(c)稳定组织与尺寸，保证精度；

(d)改善和提高加工性能。因此，回火是工件获得所需性能的最后一道重要工序。

按回火温度范围，回火可分为低温回火、中温回火和高温回火。

(1)低温回火

工件在250℃以下进行的回火。

目的是保持淬火工件高的硬度和耐磨性，降低淬火残留应力和脆性

回火后得到回火马氏体，指淬火马氏体低温回火时得到的组织。

力学性能：58～64HRC，高的硬度和耐磨性。

应用范围：刃具、量具、模具、滚动轴承、渗碳及表面淬火的零件等。

(2)中温回火

工件在250～500 ℃之间进行的回火。

目的是得到较高的弹性和屈服点，适当的韧性。

回火后得到回火托氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着极其细小球状碳化物（或渗碳体）的复相组织。

力学性能：35～50HRC，较高的弹性极限、屈服点和一定的韧性。

应用范围：弹簧、锻模、冲击工具等。

(3)高温回火

工件在500℃以上进行的回火。

目的是得到强度、塑性和韧性都较好的综合力学性能。

回火后得到回火索氏体，指马氏体回火时形成的铁素体基体内分布着细小球状碳化物（包括渗碳体）的复相组织。

力学性能：200～350HBS，较好的综合力学性能。

应用范围：广泛用于各种较重要的受力结构件，如连杆、螺栓、齿轮及轴类零件等。

工件淬火并高温回火的复合热处理工艺称为调质。调质不仅作最终热处理，也可作一些精密零件或感应淬火件预先热处理。

45钢正火和调质后性能比较见下表所示。

45钢(φ20mm～φ40mm)正火和调质后性能比较

热处理方法 力学性能 力学性能 力学性能 力学性能 组织 σb/Mpa δ×100 Ak/J HBS 正火 700～800 15～20 40～64 163～220 索氏体+铁素体 调质 750～850 20～25 64～96 210～250 回火索氏体（由于百度的表格功能太差，所以这里不够美观）

钢淬火后在300℃左右回火时，易产生不可逆回火脆性，为避免它，一般不在250～350℃ 范围内回火。

含铬、镍、锰等元素的合金钢淬火后在500～650℃回火，缓冷易产生可逆回火脆性，为防止它，小零件可采用回火时快冷；大零件可选用含钨或钼的合金钢。

汽车排气管回火

看赛车比赛的时候，听到赛车在弯道减速时候有时会发出非常震耳的砰砰声，就像放炮一样，这是排气管回火的声音，它的英文专业术语叫做BACKFIRE。

赛车需要的是迅猛的加速能力，因此和普通民用车的发动机相比，赛车引擎更多时候都被设定在燃油加浓的状态，混合比都调的很浓，从而让更多的燃油参加燃烧释放能量。在突然收油瞬间，总会有一些没燃烧干净的混合气体进入到排气系统中，被炙热的排气管再次点燃而发生爆燃（这时候发出的巨响就是你听到的放炮声），另外，为了减轻排气背压提升动力，赛车的排气管大多是直排式的，没有民用车哪种三元催化包和消音器，因此就会出现这种毫无掩饰的爆燃声，厉害时甚至能看到从排气管末端喷出火焰来，让人感觉非常刺激。

相比自然吸气发动机，那些带涡轮增压的赛车引擎更容易发生回火，因为它们大多装备了所谓的偏时点火系统。

什么叫淬火？【机械知识】

钢的淬火是将钢加热到临界温度Ac3（亚共析钢）或Ac1（过共析钢）以上某一温度，保温一段时间，使之全部或部分奥氏体[1]化，然后以大于临界冷却速度的冷速快冷到Ms以下（或Ms附近等温）进行马氏体（或贝氏体）转变的热处理工艺。

通常也将铝合金、铜合金、钛合金、钢化玻璃等材料的固溶处理或带有快速冷却过程的热处理工艺称为淬火。

淬火的目的是使过冷奥氏体进行马氏体或贝氏体转变，得到马氏体或贝氏体组织，然后配合以不同温度的回火，以大幅提高钢的强度、硬度、耐磨性、疲劳强度以及韧性等，从而满足各种机械零件和工具的不同使用要求。也可以通过淬火满足某些特种钢材的的铁磁性、耐蚀性等特殊的物理、化学性能。

淬火能使钢强化的根本原因是相变，即奥氏体组织通过相变而成为马氏体组织（或贝氏体组织）。

钢淬火工艺最早的应用见于河北易县燕下都遗址出土的战国时代的钢制兵器。

淬火工艺最早的史料记载见于《汉书.王褒传》中的“清水焠其峰”。

“淬火”在专业文献上，人们写的是“淬火”，而读起来又称“蘸火”。“蘸火”已成为专业口头交流的习用词，但文献中又看不到它的存在。也就是说，淬火是标准词，人们不读它，“蘸火”是常用词，人们却不写它，这是我国文字中不多见的现象。

淬火是“蘸火”的正词，淬火的古词为蔯火，本义是灭火，引申义是“将高温的物体急速冷却的工艺”。“蘸火”是冷僻词，属于现代词，是文字改革后出现的产物，“蘸”字本义与淬火无关。“蘸火”本词为“湛火”，“湛”字读音同“蘸”，而其字形又与水、火有关，符合“水与火合为蔯”之意，字义与“淬火”相通。“湛火”为本词，“蘸火”则为假借词。

淬火

将金属工件加热到某一适当温度并保持一段时间，随即浸入淬冷介质中快速冷却的金属热处理工艺。常用的淬冷介质有盐水、水、矿物油、空气等。淬火可以提高金属工件的硬度及耐磨性，因而广泛用于各种工、模、量具及要求表面耐磨的零件（如齿轮、轧辊、渗碳零件等）。通过淬火与不同温度的回火配合，可以大幅度提高金属的强度、韧性及疲劳强度，并可获得这些性能之间的配合（综合机械性能）以满足不同的使用要求。另外淬火还可使一些特殊性能的钢获得一定的物理化学性能，如淬火使永磁钢增强其铁磁性、不锈钢提高其耐蚀性等。淬火工艺主要用于钢件。常用的钢在加热到临界温度以上时，原有在室温下的组织将全部或大部转变为奥氏体。随后将钢浸入水或油中快速冷却，奥氏体即转变为马氏体。与钢中其他组织相比，马氏体硬度最高。钢淬火的目的就是为了使它的组织全部或大部转变为马氏体，获得高硬度，然后在适当温度下回火，使工件具有预期的性能。淬火时的快速冷却会使工件内部产生内应力，当其大到一定程度时工件便会发生扭曲变形甚至开裂。为此必须选择合适的冷却方法。根据冷却方法，淬火工艺分为单液淬火、双介质淬火、马氏体分级淬火和贝氏体等温淬火4类。

淬火效果的重要因素，淬火工件硬度要求和检测方法：

淬火工件的硬度影响了淬火的效果。淬火工件一般采用洛氏硬度计，测试HRC硬度。淬火的薄硬钢板和表面淬火工件可测试HRA的硬度。厚度小于0.8mm的淬火钢板、浅层表面淬火工件和直径小于5mm的淬火钢棒，可改用表面洛氏硬度计，测试HRN硬度。

在焊接中碳钢和某些合金钢时，热影响区中可能发生淬火现象而变硬，易形成冷裂纹，这是在焊接过程中要设法防止的。

由于淬火后金属硬而脆，产生的表面残余应力会造成冷裂纹，回火可作为在不影响硬度的基础上，消除冷裂纹的手段之一。

淬火对厚度、直径较小的零件使用比较合适，对于过大的零件，淬火深度不够，渗碳也存在同样问题，此时应考虑在钢材中加入铬等合金来增加强度。

淬火是钢铁材料强化的基本手段之一。钢中马氏体是铁基固溶体组织中最硬的相(表1)，故钢件淬火可以获得高硬度、高强度。但是，马氏体的脆性很大，加之淬火后钢件内部有较大的淬火内应力，因而不宜直接应用，必须进行回火。

表1钢中铁基固溶体的显微硬度值

淬火工艺在现代机械制造工业得到广泛的应用。机械中重要零件，尤其在汽车、飞机、火箭中应用的钢件几乎都经过淬火处理。为满足各种零件干差万别的技术要求，发展了各种淬火工艺。如，按接受处理的部位，有整体、局部淬火和表面淬火；按加热时相变是否完全，有完全淬火和不完全淬火(对于亚共析钢，该法又称亚临界淬火)；按冷却时相变的内容，有分级淬火，等温淬火和欠速淬火等。

工艺过程 包括加热、保温、冷却3个阶段。下面以钢的淬火为例，介绍上述三个阶段工艺参数选择的原则。

加热温度 以钢的相变临界点为依据，加热时要形成细小、均匀奥氏体晶粒，淬火后获得细小马氏体组织。碳素钢的淬火加热温度范围如图1所示。由本图示出的淬火温度选择原则也适用于大多数合金钢，尤其低合金钢。亚共析钢加热温度为Ac3温度以上30～50℃。从图上看，高温下钢的状态处在单相奥氏体(A)区内，故称为完全淬火。如亚共析钢加热温度高于Ac1、低于Ac3温度，则高温下部分先共析铁素体未完全转变成奥氏体，即为不完全(或亚临界)淬火。过共析钢淬火温度为Ac1温度以上30～50℃，这温度范围处于奥氏体与渗碳体(A+C)双相区。因而过共析钢的正常的淬火仍属不完全淬火，淬火后得到马氏体基体上分布渗碳体的组织。这-组织状态具有高硬度和高耐磨性。对于过共析钢，若加热温度过高，先共析渗碳体溶解过多，甚至完全溶解，则奥氏体晶粒将发生长大，奥氏体碳含量也增加。淬火后，粗大马氏体组织使钢件淬火态微区内应力增加，微裂纹增多，零件的变形和开裂倾向增加；由于奥氏体碳浓度高，马氏体点下降，残留奥氏体量增加，使工件的硬度和耐磨性降低。常用钢种淬火的温度参见表2。

表2常用钢种淬火的加热温度

实际生产中，加热温度的选择要根据具体情况加以调整。如亚共析钢中碳含量为下限，当装炉量较多，欲增加零件淬硬层深度等时可选用温度上限；若工件形状复杂，变形要求严格等要采用温度下限。

保温时间 由设备加热方式、零件尺寸、钢的成分、装炉量和设备功率等多种因素确定。对整体淬火而言，保温的目的是使工件内部温度均匀趋于一致。对各类淬火，其保温时间最终取决于在要求淬火的区域获得良好的淬火加热组织。

加热与保温是影响淬火质量的重要环节，奥氏体化获得的组织状态直接影响淬火后的性能。-般钢件奥氏体晶粒控制在5～8级。

冷却方法 要使钢中高温相——奥氏体在冷却过程中转变成低温亚稳相——马氏体，冷却速度必须大于钢的临界冷却速度。工件在冷却过程中，表面与心部的冷却速度有-定差异，如果这种差异足够大，则可能造成大于临界冷却速度部分转变成马氏体，而小于临界冷却速度的心部不能转变成马氏体的情况。为保证整个截面上都转变为马氏体需要选用冷却能力足够强的淬火介质，以保证工件心部有足够高的冷却速度。但是冷却速度大，工件内部由于热胀冷缩不均匀造成内应力，可能使工件变形或开裂。因而要考虑上述两种矛盾因素，合理选择淬火介质和冷却方式。

冷却阶段不仅零件获得合理的组织，达到所需要的性能，而且要保持零件的尺寸和形状精度，是淬火工艺过程的关键环节。

分类 可按冷却方式分为单液淬火、双液淬火、分级淬火和等温淬火等。冷却方式的选择要根据钢种、零件形状和技术要求诸因素。

单液淬火 将工件加热后使用单一介质冷却，最常使用的有水和油两种，其变、温曲线如图2中的曲线1。为防止工件过大的变形和开裂，工件不宜在介质中冷至室温，可在200～300℃出水或油，在空气中冷却。单液淬火操作简单易行，广泛用于形状简单的工件。有时将工件加热后，先在空气中停留-段时间，再淬入淬火介质中，以减少淬冷过程中工件内部的温差，降低工件变形与开裂的倾向，称为预冷淬火。

图2 各种淬火冷却的变温曲线示意图 曲线1-单液淬火；曲线2-双液淬火； 曲线3-分级淬火；曲线4-等温淬火

双液淬火 工件加热后，先淬入水或其他冷却能力强的介质中冷却至400℃左右，迅速转入油或其他冷却能力较弱的介质中冷却。变温曲线如图2中曲线2。所谓“水淬油冷”法使用得相当普遍。先淬入冷却能力强的介质，工件快速冷却可避免钢中奥氏体分解。低温段转入冷却能力较弱的介质可有效减少工件的内应力，降低工件变形和开裂倾向。本工艺的关键是如何控制在水中停留的时间。根据经验，按工件厚度计算在水中停留的时间，系数为O.2～O.3s/mm，碳素钢取上限，合金钢取下限。这种工艺适用于碳素钢制造的中型零件(直径10～40mm)和低合金钢制造的较大型零件。

分级淬火 工件加热后，淬入温度处于马氏体点(ms)附近的介质(可用熔融硝盐、碱或热油)中，停留一段时间，然后取出空冷。变温曲线如图2中曲线3。分级温度应选择在该钢种过冷奥氏体的稳定区域，以保证分级停留过程中不发生相变。对于具有中间稳定区(“两个鼻子”)型TTT曲线的某些高合金钢，分级温度也可选在中温(400～600℃)区。分级的目的是使工件内部温度趋于一致，减少在后续冷却过程中的内应力及变形和开裂倾向。此工艺适用于形状复杂，变形要求严格的合金钢件。高速钢制造的工具淬火多用此工艺。

等温淬火 工件加热后，淬入温度处于该钢种下贝氏体(B下)转变范围的介质中，保温使之完成下贝氏体转变，然后取出空冷，变温曲线如图2中的曲线4。等温温度对下贝氏体性能影响较大，温度控制要求严格。常用钢种的等温温度和时间列于表3。等温淬火工艺特别适用于要求变形小、形状复杂，尤其同时还要求较高强韧性的零件。

表3 中国常用钢种的等温温度和等温时间 淬火方式：

1)单介质淬火

工件在一种介质中冷却，如水淬、油淬。优点是操作简单，易于实现机械化，应用广

泛。缺点是在水中淬火应力大，工件容易变形开裂；在油中淬火，冷却速度小，淬透直径

小，大型工件不易淬透。2)双介质淬火

工件先在较强冷却能力介质中冷却到300℃左右，再在一种冷却能力较弱的介质中冷

却，如：先水淬后油淬，可有效减少马氏体转变的内应力，减小工件变形开裂的倾向，可

用于形状复杂、截面不均匀的工件淬火。双液淬火的缺点是难以掌握双液转换的时刻，转

换过早容易淬不硬，转换过迟又容易淬裂。为了克服这一缺点，发展了分级淬火法。3)分级淬火

工件在低温盐浴或碱浴炉中淬火，盐浴或碱浴的温度在Ms点附近，工件在这一温度停

留2min～5min，然后取出空冷，这种冷却方式叫分级淬火。分级冷却的目的，是为了使工

件内外温度较为均匀，同时进行马氏体转变，可以大大减小淬火应力，防止变形开裂。分

级温度以前都定在略高于Ms点，工件内外温度均匀以后进入马氏体区。现在改进为在略

低于 Ms 点的温度分级。实践表明，在Ms 点以下分级的效果更好。例如，高碳钢模具在

160℃的碱浴中分级淬火，既能淬硬，变形又小，所以应用很广泛。4)等温淬火

工件在等温盐浴中淬火，盐浴温度在贝氏体区的下部(稍高于Ms)，工件等温停留较长

时间，直到贝氏体转变结束，取出空冷。等温淬火用于中碳以上的钢，目的是为了获得下

贝氏体，以提高强度、硬度、韧性和耐磨性。低碳钢一般不采用等温淬火。

篇2：马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍

马氏体不锈钢是指在室温下保持马氏体显微组织的一种铬不锈钢。通常情况下，马氏体不锈钢比奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢具有更高的强度，可通过热处理进行强化，具有良好的力学性能和高温抗氧化性。该钢种在大气、水和弱腐蚀介质如加盐水溶液、稀硝酸及某些浓度不高的有机酸，在温度不高的情况下均有良好的腐蚀介质。但该钢种不耐强酸，如硫酸、盐酸、浓硝酸等的腐蚀，常用于水、蒸汽、油品等弱腐蚀性介质。由于铬不锈钢可通过热处理强化，因此为了避免强度过高产生脆性，应采用正确的热处理工艺。

基本介绍

标准的 马氏体不锈钢是：403、410、414、416、416(Se)、420、431、440A、440B和440C型，这些 钢材的耐腐蚀性来自“铬”，其范围是从11.5至18%，铬含量愈高的钢材需碳含量愈高，以确保在热处理期间马氏体的形成，上述三种440型不锈钢很少被考虑做为需要焊接的应用，且440型成份的熔填金属不易取得。

标准 马氏体钢材的改良，含有类如镍、钼、钒等的添加元素，主要是用于将标准钢材受限的容许工作温度提升至高于1100K，当添加这些元素时，碳含量也增加，随着碳含量的增加，在焊接物的硬化热影响区中避免龟裂的问题变成更严重。

性能

马氏体不锈钢能在退火、硬化和硬化与回火的状态下焊接，无论钢材的原先状态如何，经过焊接后都会在邻近焊道处产生一硬化的马氏体区，热影响区的硬度主要是取决于母材金属的碳含量，当硬度增加时，则韧性减少，且此区域变成较易产生龟裂、预热和控制层间温度，是避免龟裂的最有效方法，为得最佳的性质，需焊后热处理。

马氏体不锈钢是一类可以通过热处理（淬火、回火）对其性能进行调整的不锈钢，通俗地讲，是一类可硬化的不锈钢。这种特性决定了这类钢必须具备两个基本条件：一是在平衡相图中必须有 奥氏体相区存在，在该区域温度范围内进行长时间加热，使碳化物固溶到钢中之后，进行淬火形成马氏体，也就是化学成分必须控制在γ或γ+α相区，二是要使合金形成耐腐蚀和氧化的 钝化膜，铬含量必须在10.5%以上。按合金元素的差别，可分为马体铬不锈钢和马氏体铬镍不锈钢。

马氏体铬不锈钢的主要合金元素是铁、铬和碳。图1-4是Fe-Cr系相图富铁部分，如Cr大于13%时，不存在γ相，此类合金为单相 铁素体合金，在任何热处理制度下也不能产生马氏体，为此必须在内Fe-Cr二元合金中加入奥氏体形成元素，以扩大γ相区，对于马氏体铬不锈钢来说，C、N是有效元素，C、N元素添加使得合金允许更高的铬含量。在马氏体铬不锈钢中，除铬外，C是另一个最重要的必备元素，事实上，马氏体铬不锈耐热钢是一类铁、铬、碳 三元合金。当然，还有其他元素，利用这些元素，可根据SCHAEFFLER图确定大致的组织。

马氏体不锈钢主要为铬含量在12%-18%范围内的低碳或高碳钢。各国广泛应用的马氏体不锈钢钢种有如下3类：

1.低碳及中碳13%Cr钢

2.高碳的18%Cr钢 3.低碳含镍（约2%）的17%Cr钢

马氏体不锈钢具备高强度和耐蚀性，可以用来制造机器零件如蒸汽涡轮的叶片（1Cr13）、蒸汽装备的轴和拉杆（2Cr13），以及在腐蚀介质中工作的零件如活门、螺栓等（4Cr13）。碳含量较高的钢号（4Cr13、9Cr18）则适用于制造医疗器械、餐刀、测量用具、弹簧等。

与 铁素体不锈钢相似，在马氏体不锈钢中也可以加入其它合金元素来改进其他性能：1.加入0.07%S或Se改善 切削加工性能，例如1Cr13S或4Cr13Se；2.加入约1%Mo及0.1% V，可以增加9Cr18钢的耐磨性及耐蚀性；3.加入约1Mo-1W-0.2V，可以提高1Cr13及2Cr13钢的热强性。

马氏体不锈钢与调制钢一样，可以使用淬火、回火及退火处理。其力学性质与调制钢也相似：当硬度升高时，抗拉强度及 屈服强度升高，而伸长率、截面收缩率及冲击功则随着降低。

马氏体不锈钢的耐蚀性主要取决于铬含量，而钢中的碳由于与铬形成稳定的碳化铬，又间接的影响了钢的耐蚀性。因此在13%Cr钢中，碳含量越低，则耐蚀性越高。而在1Cr13、2Cr13、3Cr13及4Cr13四种钢中，其耐蚀性与强度的顺序恰好相反。

不锈钢牌号分组

200 系列—铬-镍-锰 奥氏体不锈钢

300 系列—铬-镍 奥氏体不锈钢

型号301—延展性好，用于成型产品。也可通过机械加工使其迅速硬化。焊接性好。抗磨性和疲劳强度优于304不锈钢。

型号302—耐腐蚀性同304，由于含碳相对要高因而强度更好。

型号303—通过添加少量的硫、磷使其较304更易切削加工。

型号304—通用型号；即18/8不锈钢。GB牌号为0Cr18Ni9。

型号309—较之304有更好的耐温性。

型号316—继304之後，第二个得到最广泛应用的钢种，主要用于食品工业和外科手术器材，添加钼元素使其获得一种抗腐蚀的特殊结构。由于较之304其具有更好的抗氯化物腐蚀能力因而也作“船用钢”来使用。SS316则通常用于核燃料回收装置。18/10级不锈钢通常也符合这个应用级别。

型号321—除了因为添加了钛元素降低了材料焊缝锈蚀的风险之外其他性能类似304。

400 系列—铁素体和马氏体不锈钢

型号408—耐热性好，弱抗腐蚀性，11%的Cr，8%的Ni。

型号409—最廉价的型号（英美），通常用作汽车排气管，属铁素体不锈钢（铬钢）。

型号410—马氏体（高强度铬钢），耐磨性好，抗腐蚀性较差。

型号416—添加了硫改善了材料的加工性能。

型号420—“刃具级”马氏体钢，类似布氏高铬钢这种最早的不锈钢。也用于外科手术刀具，可以做的非常光亮。

型号430—铁素体不锈钢，装饰用，例如用于汽车饰品。良好的成型性，但耐温性和抗腐蚀性要差。

型号440—高强度刃具钢，含碳稍高，经过适当的热处理後可以获得较高屈服强度，硬度可以达到58HRC，属于最硬的不锈钢之列。最常见的应用例子就是“剃须刀片”。常用型号有三种：440A、440B、440C，另外还有440F（易加工型）。

500 系列—耐热铬合金钢。

600 系列—马氏体沉淀硬化不锈钢。

篇3：马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍

超临界水冷堆(Supercritical-water-cooled reactor, SCWR)是在水的热力学临界点(374℃,221个大气压)以上运行的高温高压水冷反应堆。与目前核电站普遍采用的轻水堆相比,超临界水冷堆具有许多优点:热效率由目前轻水堆的33%提高到45%,而且反应堆的结构大为简化,体积大大减小。因此,SCWR被确定为最有希望、唯一水冷的第四代核反应堆堆型之一[1]。

在超临界工况下,超临界水冷堆堆芯中包壳温度高达650℃,超临界蒸汽压力达到25MPa[2],运行参数远高于传统压水堆,材料在超临界水(SCW)环境中的腐蚀速率将大幅提高,从而严重影响材料的使用性能和寿命。因此,研究材料在SCW环境下的腐蚀行为和机理,将为评价候选材料在超临界水堆中的应用可能以及开发制备适用于超临界水工况的新材料提供方向和指导。

SCWR候选材料包括铁素体/马氏体(F/M)钢、镍基合金、奥氏体不锈钢和氧化物弥散强化(ODS)钢。12Cr系铁素体/马氏体钢不仅能大幅改善强度性能,而且显示出良好的抗肿胀性和相稳定性,空洞肿胀远远低于Cr-Ni奥氏体钢。美国、日本利用快中子实验装置(Fast flux test facility,FFTF)重辐照12Cr铁素体/马氏体钢,组织中未发现高密度析出物[3,4,5,6,7]。12Cr铁素体/马氏体钢主要组成元素是Fe和Cr,Cr能显著提高钢的钝化能力,较高Cr含量以保证钢的高温抗氧化和抗腐蚀性能。添加W起固溶强化作用,添加微量V、Ti、Ta、N等碳化物/氮化物形成元素,可细化晶粒,提高析出强化与细晶强化效果,并提高抗晶间腐蚀能力。

目前,国内外对几种候选材料在超临界水中的腐蚀行为进行了相关研究,但大部分研究集中在550℃以下,对于在高温650℃/25MPa条件下材料在超临界水中的腐蚀行为还少有报道。本实验主要研究12Cr铁素体/马氏体钢在650℃超临界水中的腐蚀行为。

1 实验

表1为实验用12Cr铁素体/马氏体钢材料的成分(质量分数)。

超临界水腐蚀试验是在1.5L高压釜中进行。利用高压釜产生650℃、25MPa的超临界水条件,试验介质为溶解氧小于5×10-9(通过N2除气)的超纯水,电阻率为18.2MΩ·cm。材料首先加工成40mm×20mm×1.5mm试样,再分别用180#、400#、800#和1200#水砂纸打磨至镜面,用丙酮清除试样表面油污,然后用超纯水清洗,最后在高压釜650℃/25MPa条件下进行腐蚀试验。实验总时间为1000h,分200h、400h、600h、800h、1000h 5个周期进行,每个周期后每次留取一个试样,所有试样都经过干燥后称重,然后计算每个试样的腐蚀增重量,再取平均值。腐蚀增重(mg/dm2)按式(1)计算:

腐蚀速率undefined

式中:W前、W后分别为实验前后试样的质量,mg;s为试样的表面积,dm2。

采用AL104梅特勒-托利多电子天平,称量精度为0.1mg;所用超纯水由成都优普超纯水机制取。

采用扫描电镜(SEM)及X射线能谱仪(EDS)分析高压釜腐蚀试验完成后试样的氧化膜表面及截面形貌、微观结构和元素分布,采用X射线衍射仪(XRD)进行氧化膜物相表征。

2 结果与分析

2.1 腐蚀增重

图1为12Cr铁素体/马氏体钢在 650℃/25MPa条件下的腐蚀增重数据。从图1中可以看出,在超临界水(SCW)环境中12Cr铁素体/马氏体钢表现为腐蚀增重,前200h内腐蚀增重非常严重,400h后增重逐渐趋于平缓,腐蚀增重为577.2mg/dm2,这可能是由于材料表面形成了钝化膜,阻碍了基体金属与氧的接触,但在1000h后增重未达到平衡。12Cr铁素体/马氏体钢1000h后均匀腐蚀增重速率达到0.6328mg/(dm2·h)。目前,关于金属在超临界水中的腐蚀试验主要集中在550℃/25MPa、600℃/25MPa条件下。P92(马氏体)钢在550℃/25MPa条件下,400h后增重在150~200mg/dm2之间波动;在600℃/25MPa条件下,400h后增重在200~250mg/dm2之间波动。304NG(奥氏体)不锈钢在550℃/25MPa条件下,400h后增重在10~15mg/dm2之间波动。镍基合金C276在550℃/25MPa条件下,400h后增重亦在10~15mg/dm2之间波动。由此可以推测,12Cr铁素体/马氏体钢抗超临界水腐蚀的能力应与P92钢处于同一级别。奥氏体不锈钢和镍基合金的抗超临界水腐蚀能力要优于马氏体钢,腐蚀速率要比马氏体钢低1个数量级。12Cr铁素体/马氏体钢的Cr含量要远低于奥氏体钢,可见Cr元素是决定材料耐蚀性能的关键。

2.2 氧化膜表面形貌

图2为12Cr铁素体/马氏体钢在650℃/25MPa超临界水环境中腐蚀200h、600h和1000h后的表面形貌。

由图2可以看出,表面氧化膜由均匀、细粒状的多面体晶粒组成,随时腐蚀时间的延长,氧化物颗粒逐渐增大,由于氧化速度很大,出现了各氧化物颗粒相互堆积生长的情况,200h后氧化膜表面氧化物颗粒为2~3μm,并且能够观察到小孔,这可能与氧化膜表面形成的磁铁矿 Fe3O4中存在缺陷有关[8]。其它铁素体/马氏体钢中也出现了类似的多孔结构[9],大量的孔洞可能成为氧离子向内扩散及金属离子向外扩散的通道,导致腐蚀增重大幅度增加[10]。随着腐蚀时间的延长,表面氧化膜小孔数量减少,1000h后氧化物晶粒长大至7~8μm,并形成了穿透氧化物内部的裂纹,可见生长应力很大。在650℃时,氧化膜生长加快,为了释放生长应力,因而在600h即出现裂纹。而裂纹的出现有助于超临界水深入氧化膜/基体界面,进一步破坏了氧化膜的保护性,增大了其剥落倾向。

2.3 氧化膜结构

图3为12Cr 铁素体/马氏体在650℃/25MPa条件下腐蚀1000h后的截面形貌及对应的EDS图谱。由图3可以看出,12Cr铁素体/马氏体氧化膜分为明显的两层,内外氧化膜之间有明显的分界,氧化膜厚度约为50μm,内外两层各约为25μm,外层氧化膜疏松而多孔,内层相对致密。截面EDS线扫描结果显示,外层氧化膜富Fe贫Cr,内层氧化膜富Cr,但Fe含量较外层氧化膜的Fe含量低,在内层氧化膜与基体的交界处Cr含量最高。

图4为12Cr铁素体/马氏体腐蚀1000h后表面氧化膜的XRD图谱,结合截面EDS成分分布与XRD氧化物结构分析,其表面氧化膜可能为多孔的Fe3O4,内层氧化膜为Fe3O4和FeCr2O4,与其它文献的报道相吻合[11,12,13]。超临界水的各种物理化学性质相对于次临界水都有很大变化,表现出蒸汽和次临界液态水的混合特性。材料在超临界水中的氧化膜生长机制与在高温氧+水蒸气环境中有很大的相似性[14]。根据固态生长理论,氧化膜主要是由金属离子向外扩散以及氧向内扩散所形成[10,15]。在12Cr铁素体/马氏体钢中,Fe的扩散速率要高于其它合金元素,因此Fe向外扩散形成疏松而多孔的Fe3O4类型的氧化膜,这种氧化膜在高温水中不具备保护性,大量的孔洞和裂纹成为金属离子和氧的扩散通道,加速了氧化过程。Cr是提高抗氧化性的关键性元素,它可以降低钝化电位,减小钝化临界电流密度,使合金更易钝化。致密的富Cr尖晶石结构的FeCr2O4具有很好的保护性,可以阻碍金属离子和氧的扩散,降低腐蚀速率。由于12Cr铁素体/马氏体钢中Cr含量较低,因此基体通过扩散向氧化膜提供Cr的能力较差,内层氧化膜中形成较少的FeCr2O4 结构,未能起到明显的保护作用。

3 结论

(1)12Cr铁素体/马氏体钢在650℃/25MPa超临界水中表现为腐蚀增重,1000h后均匀腐蚀增重速率达到0.6328mg/(dm2·h)。

篇4：马氏体、铁素体、奥氏体、双相不锈钢的简单介绍

1 实验方法

实验用675装甲钢的化学成分如表1所示。热处理实验是在DIL805A/D差分膨胀仪上进行, 试样尺寸为ф5mm×10mm, 利用线切割的方法取自经均匀化处理的热轧钢板。为研究奥氏体化条件对675装甲钢淬火冷却过程中马氏体相变的影响, 实验分两组, A组用于考察奥氏体化加热温度不同对马氏体相变的影响, B组用于考察保温时间不同对马氏体相变的影响。A组具体热处理工艺为:将膨胀试样以10℃/min的速率分别加热到850, 900, 950, 1000, 1100, 1200℃, 保温10min, 然后以2000℃/min的速率连续冷却至室温。B组热处理工艺为:将膨胀试样以10℃/min的速率加热到900℃, 分别保温2, 20, 30, 60min, 然后以2000℃/min的速率连续冷却至室温。实验过程中得到线膨胀量与温度关系曲线, 利用切线法可以确定相变临界温度[12]。

为显示原奥氏体晶界, 金相试样用过饱和苦味酸溶液腐蚀。原奥氏体晶粒尺寸用平均截距法来测定[13]。用4% (体积分数) 的硝酸酒精溶液腐蚀以显示冷却后获得马氏体显微组织。金相观察采用BX51型光学显微镜。

2 实验结果与分析

2.1 奥氏体化临界温度

图1为675装甲钢以10℃/min加热奥氏体化过程中的线膨胀曲线, 利用切点法可以确定该钢奥氏体化开始温度 (Ac1) 和终了温度 (Ac3) 分别为727℃和786℃。由此可知, 实验中各试样在不同奥氏体化条件下均发生了完全奥氏体化。

2.2 原奥氏体晶粒尺寸

奥氏体化温度的升高和保温时间延长均会增大形成奥氏体的晶粒尺寸, 图2是四个典型试样所得原奥氏体晶粒光学照片。用奥氏体晶粒平均截距长度表示奥氏体晶粒尺寸, 可得奥氏体晶粒尺寸与奥氏体化温度和在900℃保温时间之间的变化关系, 如图3 (a) , (b) 所示。对比图3 (a) , (b) 可见, 奥氏体晶粒大小随奥氏体化温度升高和随保温时间延长而增大的具体情况有很大差别。

图2不同奥氏体化条件典型试样原奥氏体晶粒光学照片 (a) 850℃×10min; (b) 1100℃×10min; (c) 900℃×2min; (d) 900℃×60min Fig.2 Optical micrographs showing the prior austenite grains in 675armor steel specimens under different austenitization conditions (a) 850℃×10min; (b) 1100℃×10min; (c) 900℃×2min; (d) 900℃×60min

图3 675装甲钢不同条件奥氏体化所得奥氏体晶粒尺寸 (a) 不同奥氏体化温度下; (b) 在900℃保温不同时间Fig.3 Austenite grain size in 675armor steel specimens under different austenitization conditions (a) as a function of austenitization temperature; (b) as a function of holding time at 900℃

首先, 奥氏体化温度对奥氏体晶粒尺寸的影响程度远大于奥氏体化保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响。当奥氏体化保温时间由2min延长到60min, 奥氏体晶粒大小从10μm增加到22μm, 晶粒度级别都在8级左右, 属于细晶粒水平;而当奥氏体化温度从850℃增加到1200℃, 奥氏体晶粒由10μm增加到200μm, 晶粒严重粗化。

其次, 随奥氏体化温度升高和保温时间延长, 奥氏体晶粒尺寸都非均匀长大, 但两者对奥氏体晶粒尺寸影响的变化趋势不相同。奥氏体化温度的影响如下:当奥氏体化温度低于1000℃时, 奥氏体晶粒尺寸缓慢增长, 当奥氏体化温度超过1000℃后, 奥氏体晶粒长大的速率迅速加快。因此可以确定675装甲钢奥氏体晶粒粗化临界温度为大约1000℃。利用回归分析法拟合奥氏体晶粒尺寸与奥氏体化温度间的变化关系, 得:

式中:L为奥氏体晶粒平均截距长度 (μm) ;T为奥氏体化加热温度 (℃) 。奥氏体化保温时间对晶粒尺寸的影响情况为:在保温时间较短时 (小于30min) 奥氏体晶粒长大较快, 之后奥氏体晶粒尺寸趋于饱和, 随保温时间延长几乎不再进一步长大。

2.3 马氏体显微组织

675装甲钢经不同条件奥氏体化后以2000℃/min快速冷却至室温得到的组织均为板条状和针状混合马氏体。图4显示的是与图2中四个典型试样相对应的马氏体显微组织, 图4中单箭头指示的是高碳针状马氏体, 圆圈指示的是板条马氏体束。由图4中可见, 当原奥氏体晶粒尺寸较大时, 获得马氏体针或板条束的尺寸也较大, 即发生了“组织遗传”现象。在小尺寸奥氏体晶粒情况下, 板条马氏体的板条宽度很小, 板条界不能利用通常所用的4%硝酸酒精溶液腐蚀显示出来, 因此显示为浅灰色基体 (如图4 (a) , (c) , (d) ) , 当奥氏体晶粒大到一定程度, 马氏体板条加宽、变长, 板条界也就能显示出来了, 马氏体板条束越来越清晰可见, 如图4 (b) 中方框所示。在晶粒尺寸较大的奥氏体晶粒中可以清楚看到, 同一位相马氏体板条束的长度贯穿整个原奥氏体晶粒 (如图4 (b) ) 。

图4不同奥氏体化条件典型试样中马氏体组织光学照片 (a) 850℃×10min; (b) 1100℃×10min; (c) 900℃×2min; (d) 900℃×60min Fig.4 Optical micrographs showing the martensite in 675armor steel specimens under different austenitization conditions (a) 850℃×10min; (b) 1100℃×10min; (c) 900℃×2min; (d) 900℃×60min

2.4 马氏体相变点 (Ms)

Ms温度的高低表示马氏体相变的过冷程度, 它反应使马氏体相变得以进行所需的最小化学驱动力的大小, 即Ms越低, 则相变的滞后程度越大, 相变所需驱动力越大;反之, 相变所需驱动力越小。通过对Ms点变化的分析, 可以获取关于马氏体相变的许多有用信息。在连续冷却过程中所获得的线膨胀曲线上利用切点法可以确定马氏体相变温度 (Ms) , 结果如表2所示。奥氏体晶粒大小对马氏体相变点具有最直接的影响, 图5显示不同条件奥氏体化试验钢的Ms点随原奥氏体晶粒尺寸的变化关系。由图5可见, 675装甲钢马氏体相变点随奥氏体晶粒尺寸变化显著, 整体趋势是先升高、后降低, 即当奥氏体晶粒尺寸小于大约30μm时, Ms点随奥氏体晶粒增大而迅速升高, 之后, 随奥氏体晶粒增大而下降。本实验中950℃×10min奥氏体化的试样具有最高Ms点, 为322℃, 与最低Ms点相差近20℃。

Note:AGS is austenite grains size.

图5 675装甲钢不同奥氏体化条件下获得奥氏体晶粒尺寸对Ms温度的影响Fig.5 Mstemperatures as a function of austenite grain size obtained under different austenitization conditions in 675armor steel

2.5 讨论

奥氏体化温度和保温时间不同程度地影响675钢原奥氏体晶粒尺寸。马氏体组织对奥氏体晶粒有明显的“组织遗传”作用。奥氏体晶粒粗化会使马氏体板条加宽、板条束变大变长, 马氏体针也变大变长。严格控制奥氏体化加热温度对有效控制马氏体组织起着关键作用。

在675装甲钢中, 钒微合金化使钢中存在弥散分布的以V4C3为主要形式的钒的碳化物, 它们作为第二相质点对于阻碍奥氏体晶界移动起着重要作用。根据Woodhead[14]固溶度积公式计算可知, V4C3在奥氏体中固溶温度为1019℃;研究[14]还表明V4C3碳化物质量分数随奥氏体化温度升高而降低, 当奥氏体化温度为大约1000℃时V4C3碳化物全部消失。这些与图3中所示675装甲钢在奥氏体化温度超过1000℃以后晶粒开始迅速粗化的结果相一致, 说明奥氏体化温度在1000℃之上钒就会失去细化晶粒的作用。

在900℃保温, 随保温时间的延长, 奥氏体晶粒尺寸长大较缓慢, 保温时间由2min增加到60min, 奥氏体晶粒尺寸从10μm仅增加到了22μm。保温时间对奥氏体晶粒尺寸的影响程度远不如奥氏体化温度的影响, 这说明钒碳化物溶解进入奥氏体以及奥氏体晶粒的长大的驱动力都主要来自奥氏体化温度的升高, 而非时间的延长。

马氏体相变动力学会受到原奥氏体晶粒尺寸大小的影响。一方面, 随奥氏体晶粒尺寸的长大, 晶界面积减少, 晶界对马氏体相变切变的阻力减少, 因此发生马氏体相变时切变所需的能量减小, 即相变所需的最小驱动力减小, 从而引起马氏体相变点 (Ms) 上升。另一方面, 在675装甲钢中, 当奥氏体晶粒尺寸达到一定程度后, 奥氏体晶粒的进一步长大伴随着钒微合金碳化物向奥氏体中的迅速溶解, 即母相奥氏体中碳及钒等溶质原子浓度越来越高。溶质原子浓度的增加会促进母相强度提高, 尤其是碳原子能在位错附近偏聚, 起到钉扎位错的作用。因此, 奥氏体晶粒尺寸超过一定程度后, 晶粒尺寸增大的同时伴随马氏体相变所需驱动力增大, 促使Ms点降低。在上述两种因素综合作用下, 造成图5中Ms点随奥氏体晶粒尺寸增大先升高、后降低的变化趋势。当钒微合金碳化物未溶解进入奥氏体时, 前者起主要作用, 之后, 晶粒粗化显著, 后者起主要作用。

3 结论

(1) 奥氏体化温度对原奥氏体晶粒尺寸的影响程度远大于保温时间, 因此在675装甲钢热处理生产中控制加热温度对组织控制相对更为关键。

(2) 奥氏体化过程中, 675装甲钢中钒微合金碳化物 (V4C3) 在大约1000℃能全部溶入到奥氏体中, 因此奥氏体晶粒粗化温度在1000℃之上。

(3) 675装甲钢中马氏体相变点Ms受到奥氏体晶粒尺寸和钒微合金碳化物向奥氏体中溶解程度两个因素综合作用。

摘要：利用高分辨热膨胀仪, 结合显微组织分析, 研究了奥氏体化过程中奥氏体化加热温度和保温时间两个重要参数对675装甲钢快速冷却中马氏体相变的影响, 包括原奥氏体晶粒尺寸、马氏体显微组织形态和马氏体相变点 (Ms) 。结果表明:奥氏体化温度对原奥氏体晶粒尺寸的影响程度远大于保温时间;奥氏体化过程中, 675装甲钢中钒微合金碳化物 (V4C3) 在大约1000℃能全部溶入到奥氏体中, 从而失去钉扎奥氏体晶界的作用, 致使晶粒开始粗化;随原奥氏体晶粒尺寸增大, 快速冷却得到的马氏体尺寸迅速增大, 表现出对原奥氏体晶粒的组织遗传现象;马氏体相变点 (Ms) 受到奥氏体晶粒尺寸和钒微合金碳化物向奥氏体中溶解程度两个因素综合作用。