金属力学性能的体会（一）
本帖最后由 Spindoal 于 2018-5-23 11:35 编辑一、概述
1，引入 金属学有两个基本问题，第一个基本问题是：金属的力学性能如何用金属的微观组织来数学描述。也就是说，如何根据金属材料的成分、金相等检测手段，用数学方式表达组织与力学性能的关系。现在很多金属设计过程就是根据所需求的机械性能，逆推得出金属用何种微观组织来达到性能要求。第二个基本问题是：金属加工过程的数学描述。也就是在已知想要的组织的情况下，通过什么样的工艺过程得到这种组织，也就是金属成分与工艺过程的设计。如果在金属设计中，能正确解决这两个基本问题，那么设计任务就完成了大半。
金属学的知识是错综复杂的，往往学完了却感觉像没学一样，而且不能整体联系起来，但是我自身在学习过程中，发现金属科学本身像有机系统一样，各部分有联系，然后各部分联系起来形成另一个大的部分，这种大的部分能很系统的解决各种工程问题。了解这些大部分的过程是通过慢慢积累基础理论的一个个点，形成一条一条线，最后再串成网。比如对于上面的第一个基本问题也就是金属力学性能的微观解释，几个点就是晶体结构、位错、点缺陷、晶界等，这些点可以串成强度理论，塑性变形，疲劳、断裂等线，最后这些线串成金属力学性质的微观理论这个网，这个网能够解决我要什么材料的问题。对于第二个基本问题，基本点是相变热力学，相变动力学（三传），晶界等点，连成凝固，固态转变，回复再结晶等线，最后串成相变理论这个网，能够解决我用什么工艺得到这个材料的问题。
2，金属力学性质
很多人想具备这样的能力，就是看了钢材的成分、金相等基本信息后，不用力学实验就能大概猜出这个钢材的力学性能怎么样。对于这个能力需要对“组织——力学”的关系有深刻的意识。
研究机械中的金属力学性能指标的目的，就是为了防止零件在使用过程中几何外形发生改变。最常见的指标是屈服强度，应力超过屈服强度意味着材料的不可逆变形。而其他力学性能比如韧性、疲劳、蠕变、耐磨等也是预防零件在特殊工况下几何外形改变的指标，可以理解这些力学性能和屈服强度与千丝万缕的联系。学好了屈服强度与微观组织的数学关系，有助于学习其他力学性能。下面从变形过程组织发生了什么变化入手，一步步的谈力学性能。
首先看学材料力学最开始遇到的应力应变图，http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110121e5zmzoknhmhe2oie.pnghttp://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110121pan4m5tq5r5daoqq.jpg（摘自 hillbeler的材料力学）
这张图可谓是来生常态，每个人都看过。但是要能深刻理解，在图上这些转折点中，组织发生了什么变化，导致了此种转折点却不容易。这些关键转折点有很多问题，对某个钢材而言屈服强度为什么就是这个定了的数，而不是别的？比如Q235屈服强度为何是235mpa，Q345为何是345mpa？钢材变形过程为何有上下屈服点？屈服点的平台为何只持续这种固定的变形量？这种变形量能否改变？变形中后面的加工硬化机制是什么？怎么用数学表达此种机制？为何硬化的斜率刚好是XX？为何硬化末端曲线会回落，回落的斜率为何刚好是XX等这些问题。其实如果能回答上述的问题，对于学习各种体的力学性能简单了很多。
OA对应于弹性变形，主要是元素本体晶格的固有性质。很多人以为这个弹性模量不变，其实材料形成织构之后会有稍许变化。
后面应变曲线慢慢攀升，到应变为0.2%时，达到屈服极限。其实到屈服极限之前，材料就已发生了不可逆变形，只不过这些变形难以通过实验观测到，金属学上解释这种最开始的变形为流变应力，也就是导致金属中第一组位错发生运动时的应力。到应变为0.02时，材料里面发生了很多变化，对这些变化的数学描述是强度理论，后面会详细谈。
屈服之后出现上下屈服点，cottrel气团是这种现象的主因，cottrel气团是什么呢？位错在晶格中有应变场，碳原子以一定规律分布在应变场中。材料受外力之后，位错想要运动，但是被碳原子与位错形成的这种气团场钉扎，位错想运动得拖着碳原子气团，被钉扎的阻力造成上屈服点。外力加大之后，位错摆脱碳原子气团，使应变所需的应力降低，这时的降低称为下屈服点。Cottrell气团是50年代非常有名的猜想，解决了很多实际问题，因为没有观测设备，一直到80年代才被观测证实。
DE段出现形变硬化，形变硬化过程主要涉及到晶体的应变硬化和多晶体的组织演化。这个变化过程主要有5个阶段，第一阶段位错开动并互相交割慢慢形成位错辫。第二阶段，可动位错被不动位错拦截，硬化现象加重，形成明显位错辫。第三阶段，不动位错的阻碍被摧毁，发生动态回复，慢慢形成位错胞。第四、五阶段，形成明显锋锐位错胞，位错几乎全部集中在胞壁，位错胞慢慢演化为小晶粒。这五个过程很艰深，要掌握位错才能学，以后结合位错再谈谈。另外，形变硬化不止是用于研究形变，还用于研究强度，例如马氏体的亚结构就是大量形变位错，马氏体的强度与本身亚结构有很大关系，可以把对形变硬化的研究应用到板条马氏体上。
本帖最后由 Spindoal 于 2018-5-23 11:35 编辑
二，马氏体
大家都知道，各种机械零件最常用的材料就是调质钢。而调质钢的基体组织是回火马氏体。然而机械零件形状多变而且内部应力复杂，力学性能要求各异，所以机械零件的材料成分和加工工艺有很大不同。正所谓一千种零件，有一千种最适合的材料，不同成分的回火马氏体经不同工艺之后，力学性能有很大不同，详细的掌握回火马氏体有助于我们更好的选取材料，才能更好的进行机械设计。对于回火马氏体，先考虑一下下面几个问题，为什么板条马氏体为什么强度高，韧性差？为什么马氏体零件大多数要经过回火？马氏体回火之后的组织的强韧性为何如此？下面我会慢慢的回答这些问题，回答这些问题的答案之后，再来谈一谈如何针对性的设计马氏体组织。
目前的大体讲述思路是：先谈马氏体的基本组成相，也就是板条马氏体和残余奥氏体的组织和力学性能。然后谈回火马氏体的组织和力学性能。谈的过程没有涉及具体的数学公式，等以后有机会谈完位错、强化、晶界等理论，再把具体的数学公式掏出来。而且以后我还想谈谈合金，也就是锰系、铬系、镍系等合金马氏体的不同。现在不谈的一个很大原因是我还没学会。
1，板条马氏体的基本组成相及其力学性能
1.1马氏体的组织概述
马氏体淬火出来之后放一段时间，碳原子会发生不可避免的转移，这种转移称为时效，时效过程主要碳原子在马氏体点阵里发生移动，发生局部的富化和贫化。很多时候马氏体工件还要回火，回火过程是碳原子在晶格外面进行沉淀，形成碳化物。没有经过时效或回火的马氏体称为新鲜马氏体。 http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110218casvipy96v5gm2ny.jpghttp://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110221nqp7dryq808tynps.png (a)晶粒, OM ; (b)马氏体组织, SEM ; (c)晶粒, OM ; (d)马氏体组织, SEM （来自：低碳马氏体钢的微观组织及其对强度的影响—by王春芳）
新鲜的板条马氏体主要有三个名词，按包含关系从大到小是板条块、板条束、板条晶。一个奥氏体有几个马氏体晶区（板条块），块内又被几个马氏体板条晶分割（板条束），板条束里面是板条晶体。如上面简单示意图，A是一个大的半条块，C部分是半条块内的一种板条束，B部分半条块内是两种板条束。也可以看下面的实际SEM金相图，可以明显看出板条块与板条束。在B中，两种板条束之间用大角度晶界分开，一个板条束中包含板条晶，各板条晶之间方位基本上相同，之间以小角度晶界分开。（对于大小角度晶界结构、晶界热力学，晶界动力学、晶界力学等基础，后面谈晶界的时候再看）。板条晶体之间可能残留着薄膜奥氏体。板条晶的内部结构对力学性能也有很大影响，晶体内部存在位错和孪晶亚结构，其中位错源于点阵不变的切边，是相变亚结构。孪晶为了协调相变体积而塑性变形，为协作亚结构。位错主要集中于板条晶的晶界上。相变孪晶却由于其成因，分布不均匀。
http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110418cae4gz4iiag4yfat.png 在很多时候，片状马氏体也会出现，透镜状马氏体是以单个马氏体晶体的形式存在的，多向分布，横贯母相晶粒，片的大小依次变小。片状马氏体的中脊与周围部分的微观结构是不同的，中脊是有密集薄孪晶组成，周围部分是由惯析面不同的孪晶构成。孪晶与孪晶之间是残余奥氏体。片状马氏体力学性能不佳，但很多时候不能避免。
1.2板条马氏体的力学性能
先详细谈谈屈服强度吧，屈服强度是防止材料的变形。材料的变形主要有位错和孪生两种机制，其中位错最为重要，位错是最为有效的变形承载者。对位错运动阻碍力的大小基本上代表着材料的屈服强度。其中阻碍力主要分为两种：第一种是位错本身的阻力，包括位错的派纳力、受热激活后产生扭结的阻力，构成了其“本征”力，也就是位错本身的阻力。第二种是其他微观结构对位错运动的阻力，其中包括固溶元素、第二相、其他位错、晶界等对位错运动的阻力，这些力构成了其“外延”力，也就是微观结构对位错的阻力。对这些力综合的分析基本上能得出材料的屈服强度的数值。、
大家都知道强度和韧性有矛盾，下面谈强度的时候，结合组织谈谈这种矛盾之处。对于材料的韧性来说，一般评价指标是用材料断裂前吸收的能量，所以在整个断裂过程中，断裂所消耗的能量越多，材料韧性越好。材料断裂过程是裂纹的形成与扩展，那么如何提升裂纹形成功和裂纹扩展功则是增强材料韧性的主要思路。
先看下面马氏体屈服强度与组织关系的公式：
http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110418vuifwei6uqfnqlw4.png
（来自：Martensite in steel: strength and structure—by George Krauss） 主要变量及其含义是：σy是板条马氏体的屈服强度，σ0是纯铁的摩擦力，σ1是合金元素的固溶强化，d是板条宽度，D是板条块尺寸（晶界强化），ρ0是位错密度（位错强化）。C是碳含量（固溶强化）。从公式中可以看出，从对马氏体的金相分析，能够得出马氏体的屈服强度。所以，知道了这种数学关系以后，就能像八爷一样，大致看一眼金相就能猜出力学性能，还能猜出破坏过程。下面看看这几个强化项的具体解释。
1.2.1σ0是铁晶格的摩擦力
对于晶格里的一个位错来说，想让它滑动就需要一定的外力。这个力在材料上称为派纳力（PN力），如何理解这个力呢？http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110424qo7bmaadjauu3mgr.jpg 位错在从一排移动到另一排的过程中，需要进过中间的位置，在经过中间的位置时，晶格会发生膨胀。派纳力求解的过程是，把晶格当做连续介质，然后对这个膨胀求一个随位错位置变化应力应变场能量函数，对这个能量函数的导数求极值，则得出派纳力。派纳力可以理解为晶格本身对位错的阻力。
然而，一般情况下，位错会分布着扭折，扭折是一种位错的热平衡状态，温度越高扭折越多，扭折移动不需要很大的外力，位错可以通过扭折的移动来翻越派纳势阱，这样可造成位错所需的应力减小。这也说明了，为什么温度越高，纯铁的屈服极限越低。
对于α-Fe来说，由于其是BCC晶体，位错有不同于FCC的特殊的结构。对于BCC晶体的刃位错来说，其和FCC晶体刃位错一样，能在一个平面上扩展形成层错，然而BCC的螺位错就不同了，其是三面扩展形成层错（其中扩展是指一个全位错形成两个分位错以减小能量，层错是扩展后形成的缺陷，层错能是一个很重要的概念，很多合金是通过影响α-Fe的层错能来影响形变硬化能力，后面详细谈谈）。由于螺位错的特殊结构，其滑移应力要比刃位错大，所以奥氏体的变形应力要小于铁素体。在变形的初始阶段，一般是刃位错的先移动，当位错交割在螺位错上交割的很厉害时，螺位错才开始移动，这也是为什么纯铁也有上下屈服点。
从韧性的角度考虑，对于BCC的α-Fe来说，由于其特殊的位错结构，刃位错能塞积，并逐渐形成一个微裂纹，然后裂纹扩展断裂，一般的{001}解里面就是这么来的，这是无法避免的裂纹形核。
本帖最后由 Spindoal 于 2018-5-23 11:36 编辑
1.2.2 固溶强化量 http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110425esudylmwds8w7z7u.png
（图片来自Theroy of dislocations--by Peter M. Anderson and John P. Hirth） 固溶强化分为均匀强化和非均匀强化，如上图所示，图中的黑线是位错，位错周围的溶质气团集中是非均匀强化，旁边区域的稀的溶质为均匀强化。
对于均匀强化，数学模型是Mott-Nabarro模型，这个模型的推导大致是这样的：求点缺陷的应力场、位错的应力场，然后求某一个点缺陷与位错发生的最大应力值，然后模拟一个缺陷浓度场，用统计的方式，求出位错在固溶场下移动所需要的应力。
对于非均匀强化，主要是小溶质原子在位错周围形成气团，求解方法：Cottrell的数学位错的移动是一个移动的势阱，碳原子在势阱里不规则分布，求外力如何对这个势阱做功才能使其移动，最后求出力。
对于固溶强化降低韧性的原因，主要原因是形成的cottrel气团非常有效的钉扎了位错，并严重阻碍了位错运动，造成微裂纹的应力集中不能通过局域塑性变形来松弛，只能通过断裂来松弛，所以固溶强化对韧性损害很大。但另一方面，它又是最最最有效的金属强化方式。
1.2.3，晶粒细化强化量， http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110425f2ndoo2w83odvxyy.png
（图片来自Theroy of dislocations--by Peter M. Anderson and John P. Hirth） 细晶强化主要由HALL-PETCH关系求出。HP关系的主要原理是：晶界挡住了位错的运动，那么位错会在晶界前发生排列，在晶界前的排列位错越多（上图可以看出dislocation zone），晶界越容易变形。然而在小的晶体里面，位错排不了这么长的队，所以在小晶体里面晶界难移动。
尽可能小的晶体感觉是一种不患寡而患不均的思想，就是变形要尽可能的均匀。比如在一个高应力的区域，如果只有几个大晶体，那么变形往往集中在大晶体的晶界附近，应力不好松弛。如果能把这个大晶粒划分成一个个小晶粒，则变形分布平均很多，通过塑性变形来松弛应力也灵活很多。
对于晶界对韧性的作用来说，晶界可以阻碍裂纹的扩展，并增加裂纹扩展的能量消耗。而且如果晶界两侧的晶体取向不同，则裂纹会被迫终止扩展或改变方向。但是如果晶界上偏析元素之后事情就不同了。什么是偏析呢？由于晶界上原子排列相对于晶内稀疏，溶质原子会偏析到松松的晶界上。偏析的元素由于各种化学反应降低了晶界之间的结合力，造成了晶界能的下降。如下图的偏析，偏析造成韧性下降严重，发生回火脆性等事情，以后谈谈。 http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110425x1zec1kr6z35yr8q.png
（图片来自：晶体材料中的界面—by A.PSUTTON）
1.2.4位错强化增量
在变形过程中，位错不断变多，还有一些位错由于各种原因很难移动，这就造成了位错线缠绕在一起形成打了结的难以动的疙瘩。显而易见，位错越多的时候，位错打的疙瘩越多，越难以移动，造成了屈服强度的升高，马氏体内部高密度位错贡献了其高强度。
对于韧性来说，形成裂纹时，在裂纹尖端会有应力集中处，一般材料的位错移动能力越强，韧性越好。这是因为位错移动之后，会局部发生了塑性变形，缓和了局部的应力集中，增加了裂纹扩展消耗的能量。
1.2.5第二相强化量
上面马氏体屈服强度公式没有第二相强化量，这是因为其第二相残余奥氏体是一个软相。但是当马氏体回火之后，由固溶碳化物脱溶形成第二相碳粒子，那么就不能忽略其强化作用了，回火产生的碳粒子可以补偿碳脱溶造成的固溶强化降低的强度损失。第二相强化主要是Orowan机制，用Friedel-Fleischer模型解答。F-F模型和上面的M-B模型类似，主要不同之处是第二相粒子的影响区域比固溶粒子影响区域大，阻力比固溶粒子大、但浓度比固溶粒子小，所以数学模型是不同。第二相强化还有其他好几种机制，这里不多说了，等到下面结合回火马氏体谈。 第二相对韧性的影响挺大，裂纹会在第二相夹杂物处形成，因为夹杂的第二相与铁基晶体的晶界能小，所以裂纹容易扩展。而且第二相的形状、分布对韧性的影响也很大，比如尖锐的片状第二相比球状的第二相韧性差，连续网状分布的第二相比均匀分布的第二相韧性差。所以控制第二相的形态就能扬长避短，发挥其强化优点，削弱脆性弱点。
1.2.6总结
钢铁材料中，各个强化机制之间的联系很复杂，虽然直接用它们各自强化量的代数和的方式来表示强度不是很合理，但是又由于各种机制基本上是独立的，比如固溶原子对位错的阻碍是独立的，晶界、第二相等对位错的阻碍也是独立的。所以，用这种方式来分析实验结果很有效，很多论文都是用这种叠加的方式来研究组织变化对强度的影响。
另外，上面说道几种机制相当复杂。特别是在研究某种具体的材料时，往往老的原理会出现一些新的变形，可能在一般情况下影响不大的小细节，在特殊条件下会影响放大，所以应该要详细学习强化理论的数学模型和原理，这样才能准确的理解与应用。作为初学者，应该先考虑把这些基本理论应用到钢里面，等在钢里面运用熟练以后，再考虑应用到钛合金、铝合金、铜合金等里面。
1.3残余奥氏体的组织及其力学性能
奥氏体为γ-Fe，是FCC晶格，因为其位错的特殊结构特点，其变形抗力比BCC晶格小。加入合金元素，可以使γ-Fe层错能加大，大层错则导致部分位错很容易束集成一个全位错，所以位错的滑移更加容易（具体是为什么以后详细说），这样滑移容易塑性可以很好。奥氏体优秀的塑性，代表着其能近似自由流动，能够像能流动的强力胶水一样把裂纹粘住，通过本身的塑性变形松弛局部的应力，所以能很好的阻碍裂纹的扩展。那么为什么残余奥氏体能粘住板条马氏体呢？这个要谈完晶界才能懂，主要涉及到晶界能与晶界力学，以后会谈到。
本帖最后由 Spindoal 于 2018-5-23 11:49 编辑
2，低碳回火马氏体的组织和强度
由各种成分的新鲜马氏体配合不同回火得到了性能不同的零件材料。学习这些成分-工艺，就需要对回火马氏体组织与力学性能的关系有深刻的理解。对回火马氏体组织的理解主要包含下面的几个问题：在回火过程中，马氏体组织发生哪些变化？这些组织的强韧性为何比新鲜组织要好？为了达到某种性能要求，工艺过程的目标是什么？下面慢慢回答这几个问题。
2.1回火过程中马氏体的变化
新鲜马氏体在回火的过程中发生了很多有趣的变化，这些变化主要是，升温过程中，板条马氏体里面过饱和不稳定的碳原子从之前的八面体点阵间隙跳出，跳出的碳原子转化为第二相碳化物析出在马氏体板条基体上。这样对于强度来说，主要是由碳固溶强化的方式变成了碳化物的第二相强化。对于韧性来说，降低了固溶强化对韧性不良的影响。下面大致谈谈析出的过程及析出后的组织。 回火主要发生了各有不同但是又没有明显界限的四个阶段。第一阶段，250度以内，固溶碳原子从聚，并转化为ε-碳化物的析出。 http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110425j63ey4a4hnqin4qn.pnghttp://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110426g4wl1c9onll9c1rt.png （图片来自-STEELS—by Sir Harshad Bhadeshia） 如上左图对应着用电子探针检测的碳的从聚，右图是TEM观测的碳化物析出。这一阶段对应着低温回火阶段，详细的动力学过程因为还没学会，那就不说了，反正详细很重要很复杂。
第二阶段，回火温度大约是230~300度。主要发生了残余奥氏体的分解。残余奥氏体分解成为贝氏体铁素体和渗碳体。是个不利的阶段，因为残余奥氏体薄膜的消失降低了韧性。http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110426qq6765ks0g56xq69.png
（图片来自-STEELS—by Sir Harshad Bhadeshia）上图为残余奥氏体减小的过程。
第三阶段，在200~350度，主要发生了碳化物向渗碳体的转变。渗碳体在各自特殊的位置上出现。http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110426xbmkrzy8er1ygzyn.png
（图片来自STEELS—by Sir Harshad Bhadeshia）上图都是渗碳体析出的图。
第四阶段，在350度以上，碳化物粗化并球化，发生再结晶。http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110427bis7jj3pjhrw9ui8.png
（图片来自STEELS—by Sir Harshad Bhadeshia）
2.2回火马氏体的力学性能
由上面的分析基本了解了马氏体在回火过程中都发生了哪些变化，下面分析变化对力学性能的影响？
2.2.1硬度
从下图可知，回火马氏体的硬度随着回火温度的升高而逐步下降，但是对某些不同的回火温度区间内来说，硬度下降的幅度是不同的，造成这些幅度变化的原因是不同回火工艺过程组织变化的差异。控制回火过程的组织变化，就能控制马氏体回火后的硬度。 http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110427yc4p6nxn4xqe5kpz.png
（图片来自 STEELS—by Sir HarshadBhadeshia）
由上图可以看出回火过程组织变化与硬度的关系。控制硬度从组织入手，回火过程组织的变化主要是碳的转移，碳从马氏体基体转移到第二相碳微粒，也就是马氏体脱溶出来的碳用于形成了第二相碳化物所需的碳，换句话说就是马氏体中固溶的碳的减少量等于第二相碳化物增加的量。
对于碳固溶过程由于固溶量减小所造成的硬度降低能从第二相析出的过程得到补偿。所以控制硬度主要关注点是：①回火过程后，碳固溶量还剩下多少②回火中析出的碳化物的类型、形态、分布（主要从合金化来控制）对硬度的影响。也就是说，如何正确的分配碳在马氏体中固溶量和析出的碳化物量成为控制硬度的关注点。
对于后面的高温回火组织硬度显著下降，具体原因是因为碳都跑出来了，固溶强化项下降太严重。再加上回复过程，板条马氏体里面连位错都快没有了，组织都变成类似于粒状珠光体了。
对于一些合金钢来说，回火过程的硬度变化和碳钢不一样，具体原因是回火产生了不同的碳化物第二相，不同第二相的对基体的强化方式不同。 http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110427d6zptbaq1x9akjp9.png
（图片来自 STEELS—by Sir HarshadBhadeshia） 第二相最主要的是Orowan强化机制，也就是用弹性应变能量场的角度来求解第二相对位错的阻力。第二相与母相的交互作用不同，对位错的阻力也不一样。交互机制主要有两类，硬接触强化和软接触强化。第一类强化主要有层错强化和有序化强化。第二类强化有模量强化和共格强化。这几种机制挺难懂的，要结合具体形成的合金第二相来谈。用合金形成的不同的第二相能更灵活的回火改变马氏体硬度。
2.2.2强度
http://www.jixietop.cn/data/attachment/album/201805/23/110427zsq9qcetc9xw9wih.png
（图片来自STEELS—by Sir Harshad Bhadeshia）、
可以看出强度的变化与硬度的变化曲线是很相似的。组织对强度和硬度的改变，其中原理是相似的。
经回火处理后的马氏体组织主要由α相基体和基体上的碳化物组成。和新鲜马氏体相比主要变化在于：板条马氏体基体的碳含量的变化和多出来的分布在基体上的第二相。
基体组织由于碳的脱溶，固溶强化量降低并强烈降低了强度。由于出现了碳微粒，第二相强化量增高，提高了一点强度。随着后面回火温度的继续升高，碳脱溶严重，固溶强化一就直下降，而且随着碳化物的变粗变少，第二相强化量也在下降，所以整体屈服强度一直下降。
2.2.3韧性
大家都知道板条马氏体回火之后韧性好很多。要理解这种韧性的变化需要从回火马氏体的两个相来谈。
对于马氏体的基体相来说，马氏体固溶的碳脱溶之后，马氏体的塑性变好，可以基体塑性变形松弛局部应力。而且基体要尽量形成位错亚结构。因为孪晶亚结构在形成的时候，孪晶的片与片之间撞击会形成微裂纹，损害韧性。
对于残余奥氏体能够贡献韧性是：①如果裂纹需要穿过残余奥氏体，那么残奥可以塑性变形引起裂纹迂回扩展，消耗裂纹扩展能量②残奥还可以通过塑性变形松弛裂纹尖端的应力集中，那么裂纹需要更大能量才能继续扩展。具体需要多少残余奥氏体，是根据具体的零件来确定的，残奥多，韧性好，但是强度硬度下降。 本帖最后由 Spindoal 于 2018-5-23 11:49 编辑
3，设计方面的考虑
从上面的分析大致已经知道了回火马氏体的组织与力学性能的关系。那么如何根据想要组织来设计成分与工艺过程呢？
从上面知道，回火板条马氏体的基本控制对象有：①板条马氏体基体②基体上析出的第二相碳化物③马氏体基体之间的残余奥氏体。所以务必从这三种对象来入手，调控回火马氏体的力学性能。
对于第一点，如果想要更强更韧的钢，应该首先考虑添加合金来控制马氏体转变点，获得更多的位错马氏体基体。具体添什么合金，添多少，要去查资料了。还可以通过添加合金细化奥氏体晶粒，那么合金如何细化奥氏体晶粒呢？原理是合金产生弥散第二相，钉扎奥氏体晶界，并不让奥氏体长大，这样细晶奥氏体把自己的晶界遗传给马氏体，那么新鲜马氏体就是又细又小的块了，这样细晶强化项高，强度高，而且韧性好。奥氏体迁移具体主要涉及到晶界动力学，以后会谈到的。
对于第二点，可以调控碳含量以及回火温度，来调整碳化物析出比例。也就是确定碳份究竟在哪里。如果马氏体基体里面碳多，那么材料就强度高一些但是脆一些。如果第二相碳化物里面的碳份高，则材料强度弱一些，但韧一些。还可以通过合金形成各种奇怪第二相碳化物用来强化材料强度。这样经过高温回火之后，材料强度高，韧性也高。
对于第三点，残余奥氏体，因为凡是能扩大奥氏体区域的元素有利于形成更多的残余奥氏体，所以可以通过添加这些元素，来稳定残余奥氏体。具体要多少残余奥氏体要看零件的要求而定。
合金钢设计是很困难的东西，添加合金会发生好的影响也会发生坏的影响，比如添加某合金，可能产生更多的残余奥氏体，但另一方面造成回火脆性。这些都得综合考虑，很考验人的基本功。某些元素都能从最开始影响到最末尾，我上面说上面添加什么什么合金都是些不痛不痒的话，要是被专业人士看见估计得把我揪出来打一顿。但是以后还想多学学合金，把什么锰系、铬系、镍系合金马氏体都谈一遍。
三、后记
帖子的主要内容是知识点，其次是自己的心得体会，全是自己手打的。本来看着做的体会，感觉能写了2万字，却只写了不到一万字，感觉基础还是不扎实。另外，我开始学材料差不多一年，里面肯定说错或理解不准确的地方，希望各位看出来后给俺指出。后面打算谈回火马氏体回火脆性还有马氏体的疲劳、耐磨什么的，再谈谈珠光体组织有什么特性，现在总结了一点点了。 怎么感觉弄的深不深，浅不浅的啊，还不如直接谈谈组织的形态与分布如何影响合金性能呢。我知道你是那个了，怎么换id了？ 后面应变曲线慢慢攀升，到应变为0.2%时，达到屈服极限。
额，大侠，你确定这么说合适吗？0.2的说法只是针对条件屈服的情况说的。对于有明显屈服现象的材料，是没有这个0.2的说法的。材料不同，屈服极限也好，上下屈服点也罢，描述的情况是有差别的。
另外，0.2一般指塑性变形0.2，或者说残余变形0.2。直接说应变0.2容易混。
通篇有点长，回头再看里面的一些部分，比如固溶那些。
不过说一点，大侠对板条马描述的较多，几乎没怎么提透镜马。其实透镜马也是很常用的。不是避免不了，而是确定要用。比如淬+低回，就是释放部分应力的透镜马应用。透镜马强度高，耐磨性好。虽然比较脆。对于共析和过共析钢，你想得到板条马也很困难呢。
回火的部分也是。中温回火，多数时候也不是板条马了，碳球化，回火托氏体组织等。再高温度就是回火索氏体等。
对于韧性，现在笼统的谈也不合适了。毕竟缺口韧性、断裂韧性等都不是一个概念了。即便对于同一材料的板条马结构，当热处理工艺不同时，两种韧性的差别也是巨大的。这里面又涉及到低应力疲劳了。
其他的等看完再回复吧。
写得挺好，挺值得学习的。 本帖最后由 Spindoal 于 2018-5-23 15:54 编辑
zerowing 发表于 2018-5-23 14:15
额，大侠，你确定这么说合适吗？0.2的说法只是针对条件屈服的情况说的。对于有明显屈服现象的材料，是没有 ...
我只是想表达屈服强度一般在0.2而已，大家学过机械设计，都知道存在有屈服点不明显的材料，而且还有拉伸达不到0.2的脆性材料，但是正如慕斯的那本机械设计书上一样，0.2为机械设计默认表示的屈服强度而已。如果你非得挑那个刺，那我是错了。
我想，上下屈服点的与原因是cottrel气团这个说法没毛病，，后面因为这个气团还有路德丝带，，到更后面还有IF钢，IF钢也是针对上下屈服点来考虑消除气团效应的。如果上下屈服点不正确的话，难道是你之前回帖说的把渗碳体挤碎了？？你可以找一找退火钢丝的应变过程组织变化图，看看到什么时候才会把渗碳体挤碎。
我只是一个做非标的底层屌丝而已，没有任何材料的应用经验。但是在我看热处理手册中，中碳回火工件有99%是为了尽量减小孪晶马氏体，尽量得到板条马氏体，还没有见到为了得到孪晶马氏体的呢。对于你说高碳淬火的孪晶，没毛病。
谁都知道回火后不是板条马氏体，正如我最开始和后面都有谈新鲜马氏体和回火马氏体的区别，碳球化后面我也谈了。对于你说的高温回火马氏体是回火托氏体没毛病，我也知道回托就是遗传了板条马氏体的形貌特征，没有刻意点出来罢了。
我上面也有讲，回火工艺不同，组织不同，韧性也不同。但是我认为从组织的角度上讲，这几种韧性指标本质上是相同的。
如果你认为不同的话，那么请你谈一谈，从组织角度上说，低温回火马氏体的这几种韧性指标到底有什么不同？
另外，非常感谢大侠指点，大侠行业高端，而且有材料应用经验。我没有任何实际经验，完全只能敲敲键盘。
大侠这一年的材料学习积累的挺多。学的挺快
我再续个貂