杜兆星论文 - 图文

内蒙古科技大学本科生

毕业论文

题 目：45号钢和20CrMoA钢淬

火组织的研究

学生姓名：杜兆星 学 号：0603107120 专 业：金属材料工程 班 级：材料2006-1班 指导教师：韩强 讲师 刘宗昌 教授

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45号钢和20CrMoA钢淬火组织的研究

摘 要

马氏体相变是材料科学固态相变中重要的相变转变。随着工业生产中广泛应用钢的淬火， 钢中马氏体相变研究更加获得重视，近代有色合金和陶瓷中的马氏体相变研究， 也多借鉴对钢研究的成果。

本次实验对45号钢和20CrMoA钢进行了退火、淬火，利用Quanta 400扫描电子显微镜和蔡司金相显微镜对45号钢和20CrMoA钢的退火平衡组织和淬火组织进行了观察和照相，并测量了两种钢的硬度。

通过对金相组织照片的分析可得：1200℃保温半小时，冰盐水淬火后，在45号钢和20CrMoA钢中得到粗大的板条状马氏体，测算其板条宽度分别为0.293μm和0.148μm；使用SEM观测45号钢的淬火组织可以看到典型的魏氏组织。

关键词：45号钢；20CrMoA钢；马氏体；魏氏组织

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Research on the quenching of 20CrMoA and 45# steel

Abstract

Martensitic transformation is a phase transformations which is an important transformation in solids for materials science。 The studying of martensitic transformation in steel get more attention as the hardening is used in industrial production in recent years。 Modern martensitic transformation research in non-ferrous alloys and ceramics is also drawing on the research of steel。

This article selection quenching 20CrMoA and 45# steel to study for going a step further studying of mechanism of martensite transformation。 We use a Philips Quanta 400 scanning electron microscope and zeiss optical microscope in the experiment to observe and photograph the balance and quenching organization of 45 steel and 20CrMoA。 We also measured the hardness of the two steels。

The analysis of microstructure photo shows that the 45 # and 20CrMoA steel produce thick steel lath martensite after 1200 ℃ heat for half an hour and ice brine quenching。 And then we measured its width of lath was 0.293μm and 0.148μm；we can also see the typical widmanstatten using SEM observation of 45 steel quenching。

Key words： 45# steel ； 20CrMoA steel ； martensite ； widmanstatten structure

II

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目 录

45号钢和20CrMoA钢淬火组织的研究 ............................................................................ I 摘 要 ................................................................................................................................. I Abstract ............................................................................................................................. II 序言 .................................................................................................................................... 1 第一章 文献综述 .............................................................................................................. 2

1.1 概述 ..................................................................................................................... 2 1.2 马氏体相变新机制的提出 ................................................................................. 3

1.2.1 过冷奥氏体转变的演化 .......................................................................... 3 1.2.2 马氏体的形核 .......................................................................................... 4 1.2.3 马氏体晶核的长大机制 .......................................................................... 4 1.2.4 马氏体的力学性能 .................................................................................. 4 1.3 45号钢及其热处理 ............................................................................................. 5

1.3.1 45号钢简介 .............................................................................................. 5 1.3.2 45号钢的热处理 ...................................................................................... 5 1.4 20CrMoA钢及其热处理 .................................................................................... 7

1.4.1 20CrMoA钢简介 ..................................................................................... 7 1.4.2 合金元素对20CrMoA钢的影响 ........................................................... 8 1.5 马氏体切变学说问题及研究内容 ..................................................................... 9 第二章 实验材料及方法 ................................................................................................ 11

2.1 实验材料的选取 ............................................................................................... 11

III

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2.1.1 45号钢实验用材料简介 ........................................................................ 11 2.1.2 20CrMoA钢试验用材料简介 ............................................................... 11 2.2 实验方法 ........................................................................................................... 12

2.2.1 试验热处理工艺 .................................................................................... 12 2.2.2 实验试样的制备加工 ............................................................................ 15 2.3 实验设备介绍及使用 ....................................................................................... 15

2.3.1 蔡司光学金相显微镜 ............................................................................ 16 2.3.2 环境扫描电子显微镜 ............................................................................ 17

第三章 实验及实验结果分析 ........................................................................................ 19

3.1 45号钢实验结果及分析 ................................................................................... 19 3.2 20CrMoA钢实验结果及分析 .......................................................................... 25 第四章 实验结论 ............................................................................................................ 30 参考文献 .......................................................................................................................... 34 致谢 .................................................................................................................................. 36

IV

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序言

最初的马氏体就是指钢经淬火后得到的坚硬的组织状态。从它被发现开始，马氏体相变一直都是材料科学固态组织相变中最重要的相变之一，是从20世纪20年代以来这几十年来材料研究最为活跃的领域之一。随着对马氏体研究的开展，我们对马氏体相变的认识在进一步的加深完善，而马氏体相变的概念也在进一步的推广和改善。随着钢铁业的发展和研究的深入，马氏体从钢扩展到各种金属和陶瓷，马氏体也以许多不同的组织形貌出现，但至今尚没有完善的马氏体相变模型。

本实验将以45号钢和20CrMoA为原始组织进行热处理，得到马氏体，对其中的平衡组织和马氏体组织的形态进行观察和研究，分析钢中各种元素及热处理温度等因素对淬火组织的影响。通过观察和研究金相组织来描述和讨论其形成机理，在扫面透镜下探究显微组织的特点，以此来发现和提出马氏体相变机理的问题和思考。

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第一章 文献综述

1.1 概述

淬火马氏体是我国早在战国时代就已应用的组织，2000多年前我国劳动人民就进行钢的淬火，出土西汉剑就具有淬火马氏体组织。到19世纪中叶，索拜（Sorby）首先用金相显微镜观察到淬火钢的这种硬相。

1895 年法国学者Osmond 为纪念德国金相先驱者Adolph Martens，将钢淬火后的组织命名为马氏体(martensite) ，距今已将近一世纪。马氏体相变广泛存在于黑色(钢铁)、有色及无机非金属材料中，其相变理论研究是许多结构材料、功能材料的组织结构设计基础。基于马氏体的多畴结构，发展了新型形状记忆和超塑性功能材料。形状记忆材料被广泛用于航天、医学及国民经济其它领域。

进入20世纪，人们开始思考钢中马氏体的形成机理。1924年，Bain首先提出了第一个马氏体相变机制，认为高碳钢的面心立方奥氏体转变为体心正方的马氏体只需要沿着一个立方体轴进行均匀压缩，并调整至马氏体的点阵常数就可成为马氏体晶胞。这就是马氏体应变模型，称为贝茵模型，该模型是压缩-膨胀机制，不是切变机制。人们认为该模型与实际相差太远，故被遗弃。

进入20世纪30年代，开始提出切变学说。1930年，Γ．Β．库尔久莫夫和G。萨克斯(Sacks)首先测得Fe-C合金马氏体与母相奥氏体保持一定的晶体学位向关系，即K-S关系。并且以此提出了一个切变模型，即K-S模型：转变分为三步，第1切变使其成为体心结构、第2切变满足新相菱形角和晶格参数的少量调整。该模型解释了K-S位向关系，但是与钢中的马氏体惯习面、表面浮凸、亚结构等不符，故不成功。这是切变学说的开端[1]。

1934年，西山测得Fe-Ni合金马氏体相变时存在西山关系，并且设计了西山模型，也是一个切变模型，具有同样的缺陷。1949年，Greniger和Troiano测定Fe-22%Ni-0．8C%合金中的马氏体位向，发现了G-T关系。并提出了马氏体相变G-T切变模型。1953~1954

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年，同时独立地提出两个马氏体相变的表象学假说，其一称为“W-L-R理论”；另一个称为“B-M理论”。该学说将Bain模型和切变模型整合起来，并以矩阵式描述：

F =RBS

其中，F是形状应变(表面浮凸)；B为Bain应变；S为简单切变；R为刚性转动。其计算结果只与极少数合金符合，绝对多数基本上与实际不符。之后，科学工作者不断提出或改进切变模型，诸如Bogers-Burgers双切变模型、范性协作模型等等，将近10种模型。除了Bain应变模型外，其余均为切变模型或以切变模型为基础的改进型模型[2]。然而切变模型缺乏实验事实依据难以推广认定。

1.2 马氏体相变新机制的提出

内蒙古科技大学的刘宗昌老师，通过对马氏体及马氏体相变的深入研究，重新定义了马氏体的概念：马氏体是原子经无扩散切变位移的不变平面应变的晶格改组过程得到的具有严格晶体学关系和惯习面的，形成相中伴生极高密度位错或层错或精细孪晶等亚结构的整合组织。通过研究提出马氏体晶核在奥氏体晶粒内部和晶界等缺陷处形成，晶核的长大是原子集体、协同的，无扩散的热激活跃迁位移过程，在此过程中马氏体中产生极高的位错密度，计算可达1015×㎝-2，与奥氏体保持半共格的机制。新机制符合热力学条件，在晶体学、形态学上可解释实验现象[3]。在新模型的构建研究中，刘老师将马氏体相变概念重新定义为：马氏体相变是指原子经无需扩散的切变位移进行不变平面应变的晶格改组的一级相变。

1.2.1 过冷奥氏体转变的演化

过冷奥氏体从高温区到低温区的一系列相变是个逐渐演化的过程，通过研究得知从珠光体到马氏体等转变的演化情况在低温马氏体相变区，相变驱动力较大，碳原子、铁原子均以无扩散方式位移，实现无需扩散的马氏体相变 。所有原子集体协同位移，但不是简单的机械式的切变过程，原子集体协同位移并不等于切变位移，单纯的切变位移

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得不到符合实际参数的马氏体晶格。从高温区铁素体的形成，到贝氏体铁素体的形成，都完成了fcc→bcc的晶格改组，原子的位移均非切变过程说明不经切变也能变成体心立方晶格。

1.2.2 马氏体的形核

马氏体在奥氏体晶粒内部和界面处形核，是缺陷形核，符合相变的一般规律依靠缺陷处的结构涨落和能量涨落形成马氏体的晶核，碳原子将跟铁原子一起无扩散地协同位移，建构体心立方或体心正方晶格按照切变机制，需要进行1～2次切变+晶格参数调整，新机制认为无需切变，直接进行晶格参数调整即可实现fcc→bcc转变。先共析铁素体的析出，共析分解，贝氏体铁素体的形成等都不是切变过程，省略切变过程，马氏体相变更省能。

在面心立方晶胞的( 111 )γ上和体心立方(011)γ上分别选取菱形，进行晶格参数的调整即可形成马氏体晶核。在此过程中每一个原子的位移矢量不等，但均小于一个原子间距1面心立方的奥氏体晶胞中铁原子平均数是4，而体心立方晶胞中平均数是2， fcc→bcc的建构相当于一个奥氏体晶胞演化为2个铁素体晶胞。

1.2.3 马氏体晶核的长大机制

马氏体晶核的长大机制是无扩散的、集体协同的、热激活跃迁机制。所谓集体是指包括碳原子在内的所有原子，即碳原子、铁原子、替换原子；所谓协同是指所有原子协作性地同时移动。这一机制是贝氏体相变非协同热激活跃迁机制的进一步演化。贝氏体相变时，碳原子是扩散位移，铁原子位移是非协同的。这一机制也不同于切变位移，切变机制存在1～2次切变角为θ的晶体切变。长大过程中形成极高密度的缠结位错和孪晶，原子每次移动距离远远小于一个原子间距，实现γ→α晶格改组，奥氏体与马氏体保持半共格界面[4]。

1.2.4 马氏体的力学性能

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马氏体相变在钢铁行业中应用广泛，主要通过淬火工艺实现。最突出的问题是强度和韧性的整合。

淬火主要目的是强化，钢中马氏体的主要性能特点是高强度和高硬度，其硬度随着含碳量的增加而提高。当含碳量达到0.6%时，淬火钢的硬度达到最大值。随含碳量增加，马氏体硬度仍然增加，但由于残余奥氏体量增加，钢的硬度反而下降。其强化机理主要包括：相变强化（压结构强化），固溶强化和时效强化等。

马氏体的韧性受含碳量和亚结构的影响，并非简单的硬而脆。主要决定于它的压结构，获得位错型马氏体是一条重要的强韧化途径。

此外，马氏体相变还可以松弛塑性变形引起的局部应力，从而防止裂纹形成，提高韧性和塑性。

1.3 45号钢及其热处理

1.3.1 45号钢简介

45号钢，是GB中的叫法，JIS中称为：S45C，ASTM中称为1045，080M46，DIN称为：C45 。

在五金行业中，45 钢制构件很多，该钢是一种优质碳素结构用钢，其热处理性良好，可通过各种热处理改善性能，不仅可以做结构件，还可以做工具。其硬度不高易切削加工，模具中常用来做模板，梢子，导柱等，一般使用前需进行热处理。45号钢经调质处理后，具有较好的综合力学性能，而且价格便宜且货源充足，是民用机器制造业中用途较广的金属材料之一。

1.3.2 45号钢的热处理

GB/T699-1999标准规定的45号钢推荐热处理制度为850℃正火、840℃淬火、600℃回火，达到的性能为屈服强度≥355MPa。45号钢淬火后没有回火之前，硬度大于HRC55（最高可达HRC62）为合格。

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作为一种常用碳素结构钢，多年来，45号钢种虽然已累积有丰富的生产与应用的经验，但在生产实际中，仍会出现许多使用不当之处，结果不但没有充分发挥该钢的性能潜力，还造成大量浪费。其中，因热处理工艺的制定及操作不合理而引起工件开裂是一种常见现象。

实际生产中，制定淬火加热规范的主要依据是材料的Ac3点温度。通常的热处理手册上提供的Ac3点温度往往为某一成分试样的测试数据。若仅据此确定淬火加热温度，可能会造成过热，而导致淬火开裂。

Ac3点温度与材料的实际化学成分有关。任何一个钢种其化学成分均有规定范围，由于生产批次的不同，实际成分波动于规定的上下限之间[5]。应注意含碳量为0.48%的45号钢，其Ac3最低，为750℃。如含碳量在0.47%~0.49%范围，加热温度必须降至(780~790)℃[6]。

除了含碳量的影响之外，45号钢中的Mn含量及微量合金元素、残余元素对淬火开裂的影响也不容忽视。当45号钢中含有0.001%~0.002%的B时，钢的淬透性大大增加。对于这种合金的影响，仅采用降低淬火加热温度，有时效果不显著。这时采用较低温度加热并控制零件在水中停留时间的淬火方法，具有较好的效果[7]。

45号钢中含的各种元素对其Ac3都有影响。为较准确地估计45号钢的临界点Ac3，必要时除分析C、Si、Mn、S、P含量外，还应分析W、Cr、B等元素的含量。

回火时，硬度变化的总趋势是随回火温度的升高而下降，但低、中碳钢在250℃ 以下回火硬度下降不多，高碳钢在100 ℃回火时硬度略有上升，出现一个峰值，250℃以上回火硬度持续下降[8]。

为减少工件的变形及开裂，决定对大型45 钢件适当降低淬火温度，降到820±10℃ 而对于小直径或薄壁工件，把淬火温度降低到800~520℃回火，淬火硬度为HRC56~ 60，回火硬度为HRC34，满足了工艺要求，未出现开裂现象，变形也很小，该工艺常用于生产[9]。

降低淬火温度，采用亚温淬火法是防止45号钢淬火开裂的一种简单有效的方法。文献指出：亚温淬火获得双相组织铁素体+马氏体，可显著减少其淬火后的翘曲变形量和

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体积胀量，其减小程度与未溶铁素体量有关；量铁素体的存在可使45号钢工件的开裂率降低[10]。45号钢淬裂还与工件的截面尺寸与形状有。通过研究45号钢淬裂的临界尺寸，它在不同截面尺寸，在材料成分及淬火工艺规范变的条件下，找出产生裂纹的临界尺寸。结果表明，采用常规工艺淬火，淬裂的危险直径为n [11]。

1.4 20CrMoA钢及其热处理

1.4.1 20CrMoA钢简介

为进一步提高首钢高技术含量和高附加值品种的数量，首钢二炼钢在2003年相继开发了一系列新品种。20CrMoA主要用于生产制作摩托车的齿轮和销轴及作抽油杆用钢，经过前一阶段的试生产，20CrMoA产品各项性能指标均符合用户要求，完全具备了大批量生产此类钢种的条件[12]。

其生产工艺流程如下：

铁水预处210 t顶底复吹转炉 LF精炼 型材轧机轧制 加热炉 方坯连铸机 冷床自然空冷

该钢淬透性较高，无回火脆性，焊接性相当好，形成冷裂的倾向很小，可切削性及冷应变塑性良好。一般在调质或渗碳淬火状态下使用，用于制造在非腐蚀性介质及工作温度低于 250℃，含有氮氢混合物的介质中工作的高压管及各种紧固件，较高级的渗碳零件，如齿轮、轴等。

20CrMoA钢具有较高的强度，较好的塑性和韧性，一定的高温强度，较满意的工艺

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性能。因此是比较常用的低合金结构钢，同时也常作为渗碳钢使用。20CrMoA是一种双相不锈钢。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%。该类钢兼有奥氏体和铁素体不锈钢的特点，与铁素体不锈钢相比，其塑性、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，强度高且耐晶间腐蚀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。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。

20CrMoA钢中易产生带状组织。所谓带状组织是指亚共析钢中的珠光体和铁素体沿钢材的轧锻方向呈条带状分层分布的组织，其形成一般认为是钢锭凝固过程中形成的枝晶偏析，在热变形加工过程中延伸成珠光体与铁素体交替的条带。带状组织不仅影响锻件的加工性能，还影响锻件的力学性能，使力学性能呈现方向性，即降低垂直于带状方向的塑性和韧性，但对锻件的强度性能影响不大[13]。造成组织不均匀，成份偏析，致使渗碳层不均匀，即沿铁素体的渗碳层浅，沿珠光体的渗碳层深[14]。为消20CrMoA钢锻件的带状组织，我们常使用等温退火，基本消除了20CrMoA钢的带状组织[15]。

1.4.2 合金元素对20CrMoA钢的影响

20CrMoA钢是低碳低合金钢，其合金元素主要有C、Cr、 Mo等，还含有微量的P 、S等有害元素及碳钢中常见的Si、 Mn等元素。

在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，能改善钢的热加工性能，在低碳钢中可以细化晶粒，硅作为还原剂和脱氧剂，能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，20CrMoA钢中硅含量少可以组织奥氏体晶粒长大。硅和钼、钨、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化的作用。

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铬能显著提高钢的强度、硬度和耐磨性，但同时降低塑性和韧性，还能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，因而是不锈钢，耐热钢的重要合金元素，对于低合金钢来说，Cr主要起强化作用，提高钢得淬透性，而对于高合金来说，Cr主要起抗氧化抗腐蚀的作用。Cr封闭γ相区，可与α-Fe无限互溶，合金元素的加入使A3温度升高，A4温度下降，可提高高温铁素体含量，它的碳化物在钢中溶解度较大。

钼在合金钢中的主要作用是，它具有较强的碳化物形成能力，使较低含碳量的合金钢也具有较高的硬度，而且钼能够阻止奥氏体化的晶粒粗大。还有就是钼会造成C曲线的右移，其结果就是减小了过冷度，极大的提高了淬透性。钼能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力，发生变形，称蠕变)。结构钢中加入钼，能提高机械性能。 还可以抑制合金钢由于火而引起的脆性。Mo也可封闭γ相区，与α-Fe有限互溶，在钢中常溶解于其他碳化物，形成复合碳化物，即多元合金碳化物，如合金渗碳体。

1.5 马氏体切变学说问题及研究内容

自20世纪30年代至今，80年来提出的所有的切变模型及其学说均不能与实际完全符合，尤其是对于钢中的马氏体相变基本上不符合。因此，按照科学技术哲学理论，马氏体切变机制均不能称为理论，只是一种学说(或假说)，尚不能称其为成熟的理论。80年来的艰难研究历程表明，切变欲成为成熟的理论，任重道远。可以预言马氏体切变机制难以发展为系统的成熟的理论。其原因是没有实验依据，也缺乏理论依据[16]。马氏体形核的晶体学模型和晶体学切变长大模型均与实际不符，切变机制缺乏试验依据。按切变机制完成切变过程需要极大的切变能量，远远大于相变驱动力。相变驱动力不足以克服切变机制引发的各项阻力，故切变过程难以发生。

对表面浮凸的错误认识是导致切变机制误区的根源20世纪初发现马氏体相变表面浮凸现象，认为是切变造成的，并且将表面浮凸形貌描绘为N型，作为马氏体相变切变机制的主要试验依据[17] 。早已发现贝氏体、马氏体、魏氏组织中均存在表面浮凸现象；

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又发现珠光体转变也有表面浮凸现象[18] 。且浮凸形状普遍为帐篷型(∧)[19]，浮凸已经成为试样表面的过冷奥氏体转变的一种普遍现象，N型浮凸缺乏有力的实验依据，是马氏体切变机制误区的发源地 。总之马氏体相变的切变机制需要极大的切变能量，切变阻力太大，相变驱动力不足以完成切变过程。自然事物演化的原则，旧相到新相的转变原则是省能原则，即任何切变机制不能耗能太大，系统自组织功能不会选择这种方式，而会选择更加省能的途径[20]。

刘宗昌老师在研究马氏体切变机制误区的同时，探讨了钢中马氏体相变新机制。新机制的要点是[4]：在低温区，过冷奥氏体在相变驱动力推动下，碳原子、铁原子等所有原子集体协同地热激活跃迁位移，每个原子移动距离远远小于一个原子间距，实现面心立方晶格( fcc)到体心立方( bcc)或体心正方( bct)的晶格改组，在晶格改组过程中形成高密度缠结位错和精细孪晶等亚结构，是无扩散性的一级相变，这种原子的位移方式不是简单的机械式的切变过程，原子集体的协同位移并不完全是切变位移[21]。

本次我们所做实验主要针对45号钢及20CrMoA钢的马氏体相变研究展开，为观察清晰的马氏体组织显微形貌，我们先对所制备试样进行均匀化退火后采取1200℃高温加热，保温30min，取用冰盐水快速冷却淬火，以得到清晰的马氏体组织形貌。用光学电子显微镜和扫描电子显微镜等设备进行观察拍照，并测量淬火前后试样力学性能变化。通过对马氏体组织的观察分析，探讨认知马氏体转变学说的科学性，论证马氏体切变模型的不足，并为进一步的马氏体相变模型发展充当实验基础。

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第二章 实验材料及方法

2.1 实验材料的选取

2.1.1 45号钢实验用材料简介

实验材料选用了拉伸实验专用45号钢。该钢的相变临界温度点分别为：Ac1=724℃；Ac3=780℃；Ms=330℃；Mf=50℃；Ar1=682℃；Ar3=751℃。

根据国家规定标准45号钢确定其成分含量标准如下表2.1：

表2.1 实验用45号钢化学成分标准（wt%）

Table 2.2 The chemical composition standard of 45 steel for test（wt%）

项目 含量

C Si Mn Cr Ni ≤0.30

Cu ≤0.25

0.42~0.50% 0.17~0.37% 0.50~0.80% ≤0.25%

2.1.2 20CrMoA钢试验用材料简介

实验材料之一为工业用20CrMoA钢，原料是直径为20 mm左右的圆柱型钢棒，通过钼丝切割机将其切割成4 mm厚的薄片。其成分含量采用表2.2所示标准。

表2.2 20CrMoA钢试验用材料成分标准（wt%）

Table 2.1 The material composition standards of 20CrMoA steel for test（wt%）

项目 W(C) W(Si) W(Mn) W(P) W(S) W(Cr) W(Mo)

含量（%） 0.17~0.24 0.17~0.37 0.40~0.70 ≤0.025 ≤0.025 0.80~1.10 0.15~0.25

该钢的相变临界温度点分别为：Ac1=743℃；Ac3=818℃；MS=400℃；Ar1=504℃；Ar3=746℃[21]。工业生产中其常用热处理工艺如下：

退火 850~860℃，炉冷； 正火 880~920℃，空冷；

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高温回火 720~740℃；

淬火 860~880℃，水冷或油冷，HRC>33.

2.2 实验方法

2.2.1 试验热处理工艺

热处理是将金属材料放在一定的介质内加热、保温、冷却，通过改变材料表面或内部的金相组织结构，来控制其性能的一种金属热加工工艺。

由于本次实验的主要目的是为了观察研究淬火后马氏体相变组织，考虑到实验材料原始组织形貌不明确，故需先对实验试样进行均匀化退火处理。均匀化退火是为了减少实验材料的化学成分的偏析和组织的不均匀性，将其加热到高温，保温足够时间，待晶粒奥氏体化完全后，随炉缓慢冷却，以化学成分和组织均匀化为目的的退火工艺。

钢的均匀化退火的加热温度一般为Ac3+150℃左右，保温时间根据钢种及试样大小的情况确定。通常生产中通过均匀化退火来消除成分偏析及组织不均匀性，消除内应力，降低硬度，便于切削加工，在本次试验中的主要目的是均匀化组织，为实验试样的下一步淬火作好准备，因为实验试样组织来源不均匀，加工过程中难免产生应力及组织不均匀。由于45号钢AC3=780℃，20CrMoA钢AC3=818℃，考虑实验最终不以退火组织为主要目的，不用过于精确确定退火温度参数，为简便实验过程，同时达到均匀化组织为淬火做准备的目的，两种钢的实验试样都采用900℃保温一小时随炉冷却的退火工艺其热处理工艺曲线如图2.1所示。

通过图2.1中热处理工艺后得到45号钢和20CrMoA钢4毫米厚圆柱状退火试样。进行金相制样后观察退火组织，测量退火硬度。

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图2.1 45号钢和20CrMoA钢退火工艺曲线

Figure 2.1 Annealing curves of 45 steel and 20CrMoA steel

完成对两种钢的退火组织的观测后，接下来就该进行淬火马氏体相变的研究了，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）进行马氏体转变的热处理工艺。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转变，配合以不同温度的回火，可以大幅提高钢的强度、硬度、耐磨性、疲劳强度以及韧性等。

工业用45号钢淬火温度的基水平为840℃， 经不同温度淬火后，组织中马氏体含量不同。从表1.2中我们可以看出在基准推荐热处理温度下难以得到完全马氏体组织，因此，出于实验目的需要我们选取较高温度淬火工艺。工业用20CrMoA钢推荐热处理淬火温度860~880℃，水冷或油冷。

本次实验是为了得到清晰的45号钢和20CrMoA钢的马氏体组织，从这两种钢的角度进行马氏体相变模型的分析。极高淬火温度的选择是为了保证钢材足够的奥氏体化温度，并且有足够的相变驱动力。为提高这两种钢的淬透性，我们实验设计中采用的淬火温度远高于常用工业淬火温度，淬火温度采用1200℃。由于淬火温度的提高，溶入奥氏体中的碳和合金元素增加，可以增加奥氏体的稳定性，从而提高淬透性；而且淬火温度

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的提高，会使MS点上升，也会提高淬透性；提高淬火温度，可以使奥氏体与马氏体之间的自由能差增大，在冷却时更容易获得较多的马氏体。此外1200℃的高淬火温度造成晶粒粗大，保障了实验要求获得清晰马氏体组织的要求。根据45号钢和20CrMoA钢的淬透性，我们选择淬火介质为液态介质。热处理工艺确定过程中，我们可以根据实验的碳当量来确定是需要水冷还是油冷，具体原则如下： 1.完全可以水淬的条件

C%大于等于0.31%且[C]小于等于0.75%； 2.可以小心地水淬的条件

C%小于等于0.32-0.36%且[C]小于等于0.75-0.88%； 3.禁止水淬的条件

C%大于等于0.36%且[C]大于等于0.88%。

由此可知45号钢和20CrMoA钢都可以采用水淬，选取1200℃高温加热淬火可获得大的奥氏体晶粒，获得相变后较大晶粒中清晰的马氏体组织，便于清晰观察，故本次实验热处理工艺采用900℃保温一小时退火，炉冷，1200℃淬火保温30分钟，冰盐水冷却，其工艺曲线如下图2.2：

图2.2 45号钢和20CrMoA钢淬火工艺曲线

Figure 2.2 The quenching curve of 45 steel and 20CrMoA steel

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热处理完成后，对试样金相组织照片进行观察分析。

2.2.2 实验试样的制备加工

最初的实验试样是用钼丝切割机切割成4毫米厚圆柱状试样。由于退火和淬火都选取了比较高的温度，45号钢试样在高温下可能出现脱碳现象，脱碳是钢加热时表面碳含量降低的现象。脱碳是扩散作用的结果，脱碳时一方面是氧向钢内扩散；另一方面钢中的碳向外扩散。此外，45号钢和20CrMoA钢试样必然存在表面氧化现象。因此制样前先用砂轮机打掉试样的氧化层，打平表面，45号钢由于脱碳现象需要多打掉2毫米，才能避开脱碳部分，观察到真正的中心组织。

由于要采用QUANTA400环境扫描电子显微镜和ZEISS(蔡司)光学金相显微镜对退火和淬火组织进行观察拍照所以需要对试样进行砂纸打磨。从P120号砂纸依次磨到240号，400号，600号，800号，1000号，1200号砂纸。每一次换砂纸，都需要旋转90度覆盖上一层产生的划痕。800号以上的砂纸需要水磨以减少划痕。

磨完样后置于抛光机上抛光。首先在抛光机上，铺上自带的抛光布，均匀的喷上抛光剂，轻轻抛光3到5秒。

抛光后的试样就可以采用4%硝酸酒精腐蚀并用酒精冲洗吹干后观察马氏体金相组织并拍摄金相照片。

2.3 实验设备介绍及使用

本实验所需要用到的实验设备有：

（1）KO-14综合高温焖火炉（退火；最高温度1000℃）； （2）座式砂轮打磨机；

（3）DK7732电火花钼丝切割机；

（4）SX13-BLL型箱式电阻炉（淬火；最高温度1350℃，由于实际实验条件所限， 可行淬火温度约为1200℃）；

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（5）PG-2C型金相试样抛光机； （6）洛氏硬度计；

（7）Axiovert25蔡司金相显微镜； （8）QUANTA400环境扫描电子显微镜。

2.3.1 蔡司光学金相显微镜

该蔡司显微镜为Axiovert 25CA规格，2002年内蒙古科技大学于中国蔡司远东有限公司购入。

其主要特点如下：

放大倍数：光学50~1000×；数字4000×； 大照片尺寸：9×13cm； 数码相机像素：400万 ；

可做暗场，偏光，相衬分析，可进行大版摄影和数码相机摄影和数码相机摄影等，多用于实验分析和钢铁工业组织分析。

主要技术指标：

镜 体：Axiovert 40 MAT带四孔物镜转盘、明场-暗场-DIC (M27) 反差方法：反射光，明场、暗场、偏光、DIC、荧光透射光，明场、相衬、

PlasDIC

物 镜：反射光，Epiplan、EC Epiplan-Neofluar专用物，LD物镜 (LD：

长工作距离)透射光，CP Achromat， A-Plan， Plan Neofluar

物镜倍数，5X 10X 20X 50X 100X

目 镜：广角目镜 W-PL 10x/23 Br foc

目镜倍数，10X 16X 25X

载 物 台：旋转式机械载物台30×30/90°R 信息记录：数码照相机软件

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2.3.2 环境扫描电子显微镜

现在技术、材料和样品的变化比以往更加迅速 ， 分析实验室样品分析功能的要求也必须随之改变。分析仪器必须适应各种不同性能的材料，同时在更短的时间内采集更多的分析数据。目前对无损分析技术和功能的要求正日益提高。FEI/飞利浦公司的 Quanta 400扫描电子显微镜就是针对目前和将来结构诊断分析和自动化操作的先进的、灵活的解决方案。其主要特点包括三种成像真空模式高真空模式、低真空模式和 ESEM （环境真空模式），可以观察分析各种各样的样品。它可以提供最多的数据图像和微观分析数据，无论对处理过的样品，还是对未处理的原始样品。

其主要技术参数如下： 分辨率：

高真空模式下 30kV 时， 3.5nm 低真空模式下 30kV 时， 3.5nm

ESEM 环境真空模式下 30kV 时， 3.5nm 低真空模式下 3kV 时， 15nm

样品室最高压力：2600Pa 放大倍数：

高真空模式下， 6x - 1，000，000x 低真空模式下， 6x ～ 1，000，000x 加速电压：200V ～ 30kV，连续调节 样品台移动范围：

Quanta 200： X=Y=50mm Quanta 400： X=Y=100mm Quanta 600： X=Y=150mm

三种模式：高真空，低真空， ESEM 环境真空

真空系统： 1 个 2501/s 涡轮分子泵

2个机械泵；透镜内压差真空系统

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3 级抽气区域；1或2个压差光阑

SEM主要由电子光学系统(包括电子枪、镜筒、样品室)、电源、真空系统及信号检测、处理系统所组成。由电子枪发射的电子经静电场引出，沿镜筒加速，在镜筒中电磁透镜和光阑作用下，电子被聚焦成电子束并射向样品。镜筒底部的扫描线圈控制电子束在样品表面扫描，形成光栅，使样品表面各点顺序激发，产生各种物理信号，其强度随样品表面构造、成分而变化。信号探头收集相应的信号，经视频放大、处理后，同步调制阴极射线管(CRT)中电子束电流强度，即可在CRT显示屏上显现出样品表面各点图像

[23]

。电子束与样品相互作用所产生的各种物理信号中，对SEM成像有影响的主要有[24]： (1)二次电子：二次电子是初始束电子作用于样品，在样品表面原子中激发出来的电

子。它们能量很低(小于50eV)，只能从样品表面很浅的区域逸出，成像分辨率最好。其图像衬度主要取决样品表面形貌。样品表面凸起处原子相对于凹下处更容易被激发，逸出的二次电子数更多，因而凸起处成像明亮，凹下处黑暗。二次电子信号是SEM的主要成像信号。

(2)背散射电子(BSE)：与样品原子核发生弹性碰撞而散射出的初始电子束电子。这部分电子能量很高，从50eV直至电子束加速电压。由于背散射电子源区范围大，其成像分辨率不高。图像衬度主要取决于样品所含原子的原子序数，可提供有关样品成分的重要信息。

(3) X射线谱线：在高能电子束作用下，样品原子各能级间出现电子跃迁而产生。其成像分辨率最差，通常被用作定性分析，目的是确定样品中元素的存在与否。

环境扫描电子显微镜（ESEM）的研制成功使常规扫描电子显微镜的适用范围和成像性能实现了革命性的突破。利用气体流经狭缝在狭缝两侧产生压降的原理，用多级狭缝将镜筒与样品室分离，在保持镜筒内高真空的同时，有效地降低了对样品室压强的要求。GSED的发明使作为成像信号的二次电子信号得以保持并加强。ESEM最突出的优点在于允许改变样品室的压力、温度及气体成分。它保留了常规SEM的全部优点，降低了样品室的真空度，因此也降低了对样品的。在气体压力高达5000 Pa，温度高达1500℃的多气环境里，ESEM仍能提供高分辨率的二次电子成像[23]。

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第三章 实验及实验结果分析

3.1 45号钢实验结果及分析

45号钢为亚共析钢，其退火试样去掉氧化皮后，进行随机取点利用洛氏硬度计（HRB）测量硬度，共测量了14个点，计算得其平均值为51.8 HRB，最高硬度为53.5 HRB，最低硬度点为50.0 HRB，硬度值分布均匀。

洛氏硬度试验采用三种试验力，三种压头，它们共有9种组合，对应于洛氏硬度的9个标尺，应用涵盖了几乎所有常用的金属材料。最常用标尺是HRC、HRB和HRF，其中HRC标尺用于测试淬火钢、回火钢、调质钢和部分不锈钢。这是金属加工行业应用最多的硬度试验方法；HRB标尺用于测试各种退火钢、正火钢、软钢、部分不锈钢及较硬的铜合金；HRF标尺用于测试纯铜、较软的铜合金和硬铝合金。

淬火时，钢本身的冷却速度慢，在相同冷却条件下，过热工件冷速加大使工件淬火时热应力组织应都增大，在正常情况下，热应力与组织应力的作用相反大小几乎能抵消。然而对于小直径零件，淬火时热应力几乎不存在。所以只有组织应力单方面增加，加大了工件的变形及开裂的可能性。本次试验在光学显微镜下看到了明显淬火裂纹。

钢中的珠光体是过冷奥氏体分解得到的共析铁素体和共析碳化物的整合组织。铁素体和渗碳体是有机结合，有序配合的，且有位向关系，在相对量上有一定比例关系。

通过金相显微镜对磨样，抛光，腐蚀后的45号钢退火试样进行组织观察可看到清楚的晶粒分布，片状珠光体组织和铁素体机体，晶粒大小和晶界分布清晰可见，退火组织金相照片如图3.1.

45号钢属于亚共析钢，其退火组织为近平衡组织，其中包含58%左右的珠光体和42%左右的先共析铁素体。图3.1（A）（B）中可以看到明显的晶界，图中黑色区域为珠光体，由于放大倍数较小，片层组织分辨不太清楚；白色区域为块状先共析铁素体；图3.1（C）中拍下了一个基本完整的片状珠光体晶粒，放大倍数为1000倍时，可看到

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明显的平行片层组织；图3.1（D）中除了片状珠光体，还能看到三次渗碳体组织，三次渗碳体是在降温时因含碳量变化从铁素体中而沿晶界析出的，由于其含量少，故在图中呈点状分布。

A B

CD

（A）200倍金相组织； （B）500倍金相组织； （C）1000倍晶粒中片状珠光体； （D）1000倍珠光体+铁素体。

图3.1 45号钢退火金相组织

Figure 3.1 The annealing microstructure of 45 steel

钢中的珠光体组成相有铁素体、渗碳体、合金渗碳体和各类合金碳化物。图3.1中

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各图中都可以看到很明显的片状珠光体和块状铁素体。片状珠光体依片间距不同，可以分成珠光体、索氏体、托氏体三种。在光学显微镜下能够明显分辨出片层的珠光体，其片间距约为150~450nm；片间距为80~150nm时，称为索氏体；更低温度下形成片间距为30~80nm的珠光体称为托氏体。

如图3.1（C）可测量45号钢退火组织珠光体片间距，测量得A= 10.0μm，B= 10.5μm，C=12.5μm。其片状珠光体平均片间距计算如下：

（A/6+B/5+C/3）÷ 3 ≈3.33μm

即珠光体平均片间距约为0.293μm，由此可知该组织为典型珠光体组织。 45号钢退火试样测量观察后，在1200℃保温30分钟用10%冰盐水淬火后出现了很大的淬火裂纹。测量并计算得其淬火样硬度平均值约为40.58HRC，最高值为45HRC，最低值为38HRC。淬火后将试样打磨侵蚀，在光学显微镜下可观察到淬火后芯部会出现清晰的马氏体组织。

1200℃高温淬火过程促使45号钢的奥氏体晶粒粗大，由于马氏体的形核及长大过程多是在原奥氏体晶粒中进行的，所以会出现马氏体晶粒粗大化的情况。实际上45号钢只要加热到780℃就能保证工件在正常加热时间内完全奥氏体化，并在合适的冷速下淬成马马氏体。加热时间稍长，就容易造成轻微过热在奥氏体化时，易使奥氏体晶粒粗大。

用金相显微镜观察并照相，得到45号钢淬火金相显微组织如图3.2所示：

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AB

C D

（A）200倍沿晶马氏体组织； （B）500倍沿晶马氏体组织； （C）1000倍沿晶马氏体组织； （D）1000倍板条状马氏体群。

图3.2 45号钢淬火金相组织

Figure 3.2 The quenching microstructure of 45 steel

图3.2中可以观察到清晰的板条状马氏体。图3.2（A）中可以看到板条状马氏体群沿晶界两侧分布；图3.2（B）中不难看出，马氏体板条长度极长；图3.2（C）中可看出马氏体群分布呈一定角度，同一马氏体群中马氏体板条基本平行；图3.2（D）中为几个晶粒交界处不同晶粒中沿晶界处不同位向马氏体群的分布。

电子显微镜照像后为获取更加清晰的组织形貌照片，我们对45号钢淬火样进行了扫描电子显微镜观察照相，取得照片如下图3.3：

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A

B

（A）5000倍粗大晶粒魏氏体组织 （B）10000倍马氏体群组织

图3.3 45号钢淬火金相组织扫描照片

Figure 3.3 quenching microstructure of 45 steel scanning photos

45号钢经高温淬火后，其组织形态如图3.3（A）（B）中所示，其马氏体形主要为板条状，隐约有些片状形貌，相变过程中，先共析铁素体首先沿奥氏体晶界处析出，再在相变驱动力作用下向芯部成长为马氏体。图3.3（A）中组织为粗大魏氏体组织，其中沿原奥氏体晶界处白色组织为铁素体条，芯部暗色组织为板条状马氏体；图3.3（B）可看到原奥氏体晶界分布着先共析铁素体，还有晶粒内不同位向的白亮色马氏体板条群，黑色斑点状组织为残余奥氏体。

45号钢淬火组织扫描电镜图3.3（A）中看到的粗大魏氏体组织，是在原粗大奥氏

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体晶粒的基础上形成的。在钢的热处理过程中，如果加热温度控制不当，加热不均会使材料超温，导致材料机械性能恶化。根据超温的程度和时间长短，钢材会发生脱碳，过热和过烧现象。当高温加热后冷却，当冷至Ar3温度，A析出F，当冷却至Ar1，奥氏体发生共析反应转变为P。如在Ar3至Ar1冷却较快，会析出粗大的魏氏体组织。魏氏体的本质是亚共析钢中的先共析铁素体或过共析钢中的先共析渗碳体从晶界出发以针状或片状伸入晶内，而且定向的分布在基体上。本次试验中的高温淬火导致奥氏体晶粒粗大，并最终生成魏氏体组织，魏氏组织F单个是片(针)状的。

通常情况下，在板条状马氏体中，每个单元呈窄而细长的板条，板条体自奥氏体晶界向晶内相互平行排列成群，其中的板条束为惯习面相同的平行板条组成。板条长度小于10微米，板条间有一层奥氏体膜；一个奥氏体晶粒内包含几个板条群。一个奥氏体晶粒有几个束，一个束内存在位向差时，也会形成几个块。板条群之间为大角度晶界，板条之间为小角度晶界。在片状马氏体中，马氏体片互不平行而是呈一定的夹角排列，在显微镜下观察时呈针状或竹叶状。初生者较厚较长，横贯整个奥氏体晶粒（第一片分割奥氏体晶粒，以后的马氏体片愈来愈小。），但一般不穿透晶界；次生者尺寸较小。初生片与奥氏体晶界之间、片与片之间互相撞击，形成显微裂纹。当W（C）≈1.4～2.0%时除具有上述特征外，片的中央有中脊，在两个初生片之间常见到呈“Z”字形分布的细薄片。立体形态为双凸透镜状，断面为针状或竹叶状，故又称针状马氏体。

奥氏体中碳含量对钢中马氏体形貌的影响最为重要，在碳钢中，当C含量：W（C）<0.3%时，生成板条马氏体，亚结构为位错； W（C）>1.0%时，生成片状马氏体，亚结构为孪晶； W（C）为0.3?1.0%时，生成混合型马氏体组织(片状+板条)，45号钢的含碳量正在此区域，但由于其加热温度较高，保温时间充足，为马氏体的长大提供了充分的条件，使原本的条片状马氏体组织整体更趋向于板条状。

由实验得图3.3中两照片都可以看到，45号钢1200℃淬火组织为板条马氏体和片状马氏体，主要组织为板条状。

如图3.3（B）可测量45号钢板条状马氏体的板条宽度，测量得A= 1540.36nm，B= 1495.30nm，C=410.35 nm。其板条状马氏体平均宽度计算如下：

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（A/7+B/6+C/1）÷ 3 ≈293.33 nm

即马氏体板条平均宽度约为0.293μm。最宽处测定宽度为0.41μm，最窄处约为0.116μm。

3.2 20CrMoA钢实验结果及分析

经过900℃保温60分钟炉冷退火处理后20CrMoA钢的洛氏硬度约为43HRB，实验测量取10点，取点线沿轴向垂直。其中最大值为47.0HRB，最小值为39.0HRB，平均值为43.55HRB。

在对20CrMoA钢原始组织的光学显微观察中明显看到了其显微组织呈带状沿轴向分布。拍摄其金相显微照片，如图3.4所示。

20CrMoA钢是低碳低合金刚，其中的Si、Cr元素促进铁素体的形成，Cr与Mo元素都可与α-Fe互溶，其碳化物在钢中溶解度较大。

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A B

C

图3.4 20CrMoA钢退火金相组织

Figure 3.4 The annealed microstructure of 20CrMoA steel

从图3.4中各图都可看出20CrMoA钢金相组织中的铁素体+片状珠光体，图中白亮色区域即为铁素体基体，其珠光体片间距较45号钢片间距小，其中铁素体基体上的黑点为共析渗碳体。

从图3.4中可以看出20CrMoA钢退火组织中铁素体含量较多，由于其组织为平衡组织，可利用杠杆原理计算其中珠光体含量约为23.5%，铁素体含量约为76.5%，考虑到Cr等合金元素促进铁素体形成，实际铁素体含量比理论值还要多些。

20CrMoA钢淬火试样中无肉眼可见明显淬裂裂纹，但在高倍下观察可以看到细微裂纹。拍摄其金相照片如图3.5所示：

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A B

C

（A）200倍晶界及马氏体组织；（B）500倍晶粒交接处组织；

（C）1000倍不同晶粒取向的马氏体组织。

图3.5 20CrMoA钢淬火金相组织

Figure 3.5 The quenched microstructure of 20CrMoA steel

20CrMoA钢组织形貌如图3.5中所示，奥氏体晶界十分清晰，奥氏体晶界周围为马氏体板条群。只观察到板条状马氏体组织，未观测到片状马氏体组织。

图3.5（A）中可以清晰的看到20CrMoA钢的板条状马氏体组织，原奥氏体晶界清

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晰可见，不同晶粒中马氏体取向的不同；图3.5（B）可以看出同一晶粒中存在多个取向的马氏体板条群；图3.5（C）中黑色区域与白色区域都是板条马氏体，由于板条的位向不同，在试样表面的侵蚀出不同的马氏体区域。

从图3.5（B）中可以看出原奥氏体晶粒中生长出较长的板条状马氏体，最长的马氏体条横贯整个原奥氏体晶粒。板条状长度与淬火加热时的奥氏体晶粒大小有关，温度越高，奥氏体晶粒越粗大，成分也趋于均匀，马氏体板条越长。1200℃的超高温淬火导致了20CrMoA钢相变中生成极大的奥氏体晶粒，所以板条马氏体长度极长，能贯穿整个奥氏体晶粒。

在扫描电子显微镜下观察其马氏体组织拍照如图3.6所示：

A

图3.6 20CrMoA钢马氏体5000倍扫描照片

Figure 3.6 The 5000 times scanning photos of 20CrMoA steel martensite

图3.6中20CrMoA钢淬火组织的扫描照片中可以看到原奥氏体晶界斜惯整个图片，

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晶界两侧分布着不同领域的板条马氏体群，这些板条状马氏体群的位向不同。 20CrMoA钢的板条状马氏体相对45号钢的板条比较细，马氏体晶粒也比45号钢的小，在图3.6中测量了其板条状马氏体平均宽度。图3.6中标尺a=3614.50nm，b=2486.51nm，c=3694.51nm。

计算可得板条马氏体平均宽度约为： （a/20+b/16+c/34）÷ 3 ≈ 148.24nm

即马氏体板条平均宽度约为0.148μm。最宽处测定宽度为0.194μm，最窄处约为0.086μm。

20CrMoA钢1200℃的超高温淬火硬度测量了10个点，计算平均值为34.0HRC，最高值为35HRC，最低值为33HRC。

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第四章 实验结论

1）45号中碳钢经1200℃保温30分钟，用10%冰盐水淬火后得到组织为条片状马氏体组织，主要为板条状马氏体，马氏体板条平均宽度约为0.293μm，其平均硬度为40.58HRC。

2）经高温淬火后，使用SEM观测45号钢，可以看到粗大的魏氏体组织。 3）1200℃保温半小时，用10%冰盐水淬火后20CrMoA钢淬火试样中的马氏体以板条状形貌存在；测量马氏体板条平均宽度约为0.148μm，其平均硬度为33HRC。

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参考文献

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内蒙古科技大学本科生毕业论文

致谢

本论文是在刘宗昌老师和韩强老师的悉心指导和帮助下完成的，他们严谨的治学态度，求真务实的工作作风，将使我终生受益。同时刘老师用他那渊博的知识，扎实的理论功底，独到的见解，为本实验的设计和论文的写作提供了宝贵的指导性意见。韩老师不厌其烦的指导我实验的进程，对我做的论文进行修改、指导，提出了许多中肯的修改意见，使我受益匪浅，在此我表示衷心的感谢。

在实验过程中，得到了实验室张老师，冯老师等诸多老师的配合和帮助，在此也深表感谢。

同时感谢袁长军师兄对于我的实验进行全程的陪同指导，感谢同组同学李聪的帮助和合作。

最后对所有对我的毕业论文给予帮助的老师和同学表示由衷的谢意。祝愿你们身体健康，万事如意！

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