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馬氏體相是鋼中的最強相。過飽和C元素引起的強烈固溶強化、高的位錯密度和具有許多高角度界面的板條形貌會顯著提高馬氏體的強度和硬度。由于其低成本且簡單的熱處理工藝，馬氏體廣泛地應用于要求高強度和高硬度的工業領域。然而，馬氏體具有較差的塑性和抗斷裂韌性。回火是提升馬氏體韌性的一種常用手段，但是應力松弛和碳化物的析出會降低馬氏體的強度。通過淬火配分工藝可以在馬氏體基體中引入富C的亞穩奧氏體，有效地提高馬氏體鋼的塑性。然而，配分處理會對馬氏體基體產生類似回火的影響，降低馬氏體的強度。考慮到奧氏體在變形過程中會產生相變誘導塑性（TRIP）效應，同時提高材料的強度和塑性，因此在淬火態馬氏體中引入穩定的奧氏體或許是提高塑性而不損失強度的一種方法。

 

 

 

 

圖2 C-MART的微觀組織：（a）SEM圖像；（b）IPF圖；（c）相圖。N-MART的微觀組織：（d）SEM圖像；（e）IPF圖；（f, g）相圖。N-MART的TEM分析：（h）明場像；（j）暗場像；（j）對應的衍射花樣

 

圖3為N-MART中納米尺寸奧氏體顆粒的形貌以及元素分布。不同奧氏體晶粒中的平均Mn元素濃度不同，中平均Mn元素濃度為19.1 wt.%，而中平均Mn元素濃度僅為6.7 wt.%。通過對N-MART樣品在第二次退火過程中滲碳體向奧氏體的轉變進行DICTRA模擬，估算了殘余奧氏體中的C元素濃度，數據如圖3（b-d）所示。考慮奧氏體的晶粒尺寸和化學成分，計算了圖3中四個奧氏體晶粒的馬氏體相變開始溫度（Ms），如表1所示。根據計算結果，、和在冷卻到液氮過程中應該轉變為馬氏體，然而實驗證明這些奧氏體在液氮溫度下依然穩定存在。因此，在N-MART中，還存在其他影響奧氏體穩定性的因素。

 

 

 

 

 

圖3 （a）N-MART的STEM圖像，顯示了納米尺寸的奧氏體顆粒；（b-e）為、、和中的Mn元素分布

 

表1 Ms和Ms’以及計算?Ms時用到的參數（Ms低于0 K時，記為0 K）

 

 

圖4為和的明場和暗場像以及對應的衍射花樣。奧氏體顆粒被一層馬氏體包圍，形成了獨特的核殼結構。馬氏體殼形成于高Mn區（原滲碳體）和低Mn基體（原鐵素體）的界面處，此處的Mn元素濃度不足以將奧氏體穩定到室溫。馬氏體殼的形成會產生靜水壓力，阻止奧氏體核進一步發生轉變。通過計算可知，由于靜水壓力導致的Ms溫度的降低如表1中Ms所示。因此，考慮到馬氏體殼對奧氏體核的保護作用，最終計算得到的馬氏體相變溫度Ms’如表1所示。Ms’表明，和可以在液氮中穩定存在，而和在液氮中依然可能發生馬氏體轉變。影響奧氏體穩定性的其他因素還有奧氏體中的C含量。因為C元素的擴散速率很快，在冷卻過程中，C元素就可以從馬氏體擴散到臨近的奧氏體中，所以奧氏體中實際C元素濃度可能高于DICTRA的模擬結果。3D-APT結果表明，N-MART樣品中富Mn區域內的C元素濃度確實高于DICTRA預測的結果。對于N-MART樣品，改變最終冷卻過程的冷速，從773K開始對樣品進行水淬，抑制冷卻過程中C元素的配分，樣品中的殘余奧氏體體積分數由12%下降到8.5%，間接證明了冷卻過程中C元素配分對奧氏體穩定性的積極影響。

 

 

 

 

圖4 具有核殼結構的納米級奧氏體顆粒的TEM分析

（a-c）的明場和暗場像；（d-f）的明場和暗場像；（g）對應的衍射花樣

 

圖5給出了C-MART和N-MART樣品的力學性能和殘余奧氏體的影響。相比于C-MART樣品，N-MART樣品屈服強度較低（943MPa v.s. 1066MPa），但是抗拉強度和C-MART樣品相似（1554MPa v.s. 1573MPa），且延伸率更高（11.2% v.s. 7.8%）。C-MART樣品中的奧氏體在變形初期就快速地發生了馬氏體轉變，因此在2%的工程應變后TRIP效應變得不明顯。而在N-MART樣品中，奧氏體的穩定性更高，在整個拉伸變形過程中發生逐步轉變，產生了持久的加工硬化，顯著提高了淬火態馬氏體的塑性。

 

 

 

 

圖5 （a）C-MART和N-MART樣品的工程應力-應變曲線和應變過程中奧氏體體積分數（）的演變；（b）C-MART和N-MART樣品的應變硬化率