不同的合金元素M(如Cr、Mn、Ti、Zr、W、Fe、Nb、V、Mo 等)与C 或N 结合形成析出相[1-2]，可以获得理想的微观结构，进而制备出不同性能的合金钢。M/C的比含量不同导致钢中形成不同的过渡金属碳化物,比如合金碳化物M23C6、M7C3、M6C 和纯Fe-C 型碳化物MC、M3C、M3C2、M5C2 等[1,3]。这些细小的析出相在促进晶粒细化、相变强化和沉淀硬化等方面发挥着重要作用。此外，由于析出相具有与金属相类似的性质，被广泛应用于机械切削、矿物开采、制造抗磨和高温部件以及核反应堆等领域[4-5]。
随着社会的发展，各个领域对钢铁材料性能的要求越来越严格，如何制造出满足各种使用性能要求的钢材成为钢铁材料研究的重点。为了调控微观结构，改善钢材机械性能，磁场作为温度和压力的重要热力学参数被引入金属材料特别是Fe-C 基合金的相变中。固态相变过程中伴随着磁性状态(磁性)转变，如马氏体相变[6-7]，贝氏体相变[8]，铁素体相变[9-10]，珠光体相变[11]或具有不同磁化行为的几个新相[12-13]析出，例如马氏体分解期间碳化物的析出。传统理论认为，合金碳化物为顺磁性物质，磁场对其无影响。然而研究表明，强磁场作用下Fe 原子置换碳化物中部分金属原子M(Cr、Mo、W 等)后，合金碳化物表现出惊人的磁性。如合金碳化物(Fe,M)23C6 的磁矩高达46.73 μB/f.u.，是纯铁磁矩的20 多倍[14-15]。复杂碳化物(Fe,M)xCy 是低活化钢中的重要组成相。中温和强磁场极端服役条件下的组织演变将严重影响活化钢的服役寿命(可使蠕变断裂时间缩短约4倍)，进而影响聚变堆的安全[16]。
因此，本文主要综述了常规条件以及强磁场下碳化物的结构、磁性与稳定性的演变规律；从动力学和热力学角度论述了磁场诱导碳化物析出行为的演变规律以及强磁场作用下碳化物对材料力学性能的影响。最后针对目前强磁场调控析出行为过程中部分存在的问题提出未来的发展方向。
1 碳化物的结构、磁性与稳定性的演变规律
近20 年来，人们对常规条件下钢中Fe-C 型碳化物[3,14,17-18]和合金碳化物[19-20]的结构与磁性进行了大量研究。Fe-C 型碳化物包括正交晶系的Fe2C 和Fe3C(空间群Pnma)，六方晶系Fe7C3(空间群P63/mmc)，单斜晶系Fe5C2(空间群C2/c)(图1(a))，立方晶系Fe23C6(空间群Fm3m)等。纯的Fe-C 型碳化物的相关物性如表1 所示。第一性原理计算结果表明[3,21]，Fe-C 型碳化物的形成焓几乎均为正值，表明Fe-C 型碳化物具有不稳定性。合金元素Cr，Mo，V，W 及Ta 等通过扩散进入Fe-C 型碳化物，置换部分或全部的Fe元素形成合金碳化物，所以合金碳化物MxCy 的晶体结构更为复杂。常见的稳定复杂合金碳化物有立方晶系的M23C6 和M6C(空间群Fm3m)，M7C3(正交、六方晶系，空间群分别为Pnma 和P63/mmc)。
图1 χ-Fe5C2 晶胞结构及其基本结构单元[26]
Fig.1 The unit cell structure of χ-Fe5C2 and basic structural units[26]
表1 Fe-C 型碳化物的晶胞参数（Å）、密度（g/cm3）、体积（Å3）、形成焓（eV/atom）以及单位Fe 原子的磁矩（μB/Fe atom）
Tab.1 The lattice parameters (Å),density (g/cm3),volume (Å3),formation enthalpy (eV/atom) and magnetic moment/Fe atom (μB/Fe atom) for iron carbides
Henriksson 等[27]发现Fe 取代魏科夫4a 位置处Cr 原子时，M23C6 的稳定性最高。Zheng 等[22]发现Mo原子倾向于占据魏科夫48f 位置，而Fe 原子倾向于占据魏科夫16d 和32e 位置。所有的M6C 中，碳化物Fe3Mo3C-Ⅱ(Mo 在48f 位置，Fe 在16d 和32e 位置)的稳定性最好。与此同时，Zheng 通过研究魏科夫位置以及Fe 含量对合金碳化物Fe6-xMoxC 磁性的影响后，发现Fe 含量为0.5 会激发磁转变，表明在顺磁性和铁磁性之间存在一个临界值。其中，这个临界点对应的晶体结构非常特殊，即Fe 或者Mo 原子占据晶胞的魏科夫48f 位置。值得注意的是在48f 位置的Fe 原子比16d 和32e 位置处的Fe 原子具有更强的磁性。Zhang 和Wang 等[19,28]研究表明M7C3 碳 化物的总磁性与Fe 和Cr 原子的魏科夫位置和Fe-(Fe，Cr 或C)键长有密切关系。Cr 原子替换不同魏科夫位置的Fe 原子后(Fe,Cr)7C3 碳化物表现出不同的磁性，同时Cr 原子替换Fe 原子后导致Fe-Cr 原子间的共价键增强。此外，Hou 等[26]通过第一性原理计算Fe-C 型碳化物的形成焓后发现，稳定性满足以下规 律：η-Fe2C>χ-Fe5C2>θ-Fe3C>ε-Fe2C。单斜晶系χ-Fe5C2 中Fe 原子的磁矩除了考虑来自其d 电子轨道外，Fe 原子的周围环境也同等重要。因此最近邻的Fe 原子d 轨道之间，以及Fe 原子d 轨道与C 原子的p 轨道之间杂化对磁性的影响也应该考虑。结果表明，χ-Fe5C2 的自身磁结构特征起源于三棱镜结构单元，三棱镜由6 个Fe 原子(2 个Fe1(8f）原子、2个Fe2(8f)原子和2 个Fe3(4e)原子)以及位于在三棱镜内部的碳原子组成(图1(b～c))。因此，金属原子对于不同魏科夫的选择会影响碳化物的磁性演化。
2 强磁场下碳化物结构和磁性演变
目前为止，关于强磁场下碳化物结构和磁性演变的研究较少。Li 等[29]研究发现，居里温度(TC) 随着四方晶系表征参数c/a 的增加而降低，晶格变形破坏了磁序的稳定性，如图2 所示，从而导致晶格在远低于
温度时意外软化。此外，Liu 等[30]研究发现，强磁场明显提高了α-Fe 的居里温度，说明强磁场可明显改变磁性演变规律。Hou 等[26,31]相关研究同样证实了强磁场可以扩大合金碳化物的铁磁性相区，提高居里温度。磁转变温度变化可能会伴随着铁磁性物质结构的改变，而碳化物的结构决定其磁场影响下析出稳定性。因此从原子结构出发研究碳化物磁性，进而研究磁场下析出相的稳定性变得十分关键。
图2 bct-Fe 的TC 与晶胞参数a 和c 的关系等高线图。图中显示，TC 区域被bcc 基态(黑色星号) 和不同T(星星，数字表示T)下的失效点(εm)所限制。每个失效点对应的居里温度(
)可以从图例中读到。在图中所示区域，基态bcc 结构拥有最高的计算温度。虚线代表恒定体积的双曲线，等于bcc 平衡体积。插图分别表示未经受应变诱导以及经过应变诱导的原子局部自旋。说明磁性无序度随拉伸应变的增加而增加[29]
Fig.2 Contour plot of TC of bct-Fe as a function of the lattice parameters a and c.The region where TC is shown is confined by the bcc ground state(black asterisk)and the failure points(εm)at different T (stars,numbers denoting T).The Curie temperature corresponding to each failure point (
) can be read from the
legend.The ground state bcc structure possesses the highest calculated TC in the region shown.The dashed line represents the hyperbola of constant volume equal to the bcc equilibrium volume.The insets sketch local spins for the unstrained parent lattice and for the strained lattice at high temperature,illustrating
the magnetic disorder increase with tensile strain[29]
图3 Fe23-xCrxC6 中48h/32f/8c 位点处的原子形成的结构单元。中心的红色原子代表8c 魏科夫位置，Fe4(绿色)和Fe3(蓝色)原子分别代表Fe 和Cr 原子的48h 和32f 魏科夫位置[35]
Fig.3 The framework of the 48h/32f/8c sites in Fe23-xCrxC6.the red atom in the centre represents the 8c Wyckoff position,and the green and blue atoms represent the 48h and 32f Wyckoff sites for Fe and Cr atoms,respectively[35]
Zhang 等[32]研究发现强磁场作用下Fe-C 型碳化物的磁致伸缩不同于铁素体，磁致伸缩的差异增加了两者间的应变能，从而影响碳化物的析出形貌。日本研究者Fujii 等[33]提出，当施加磁场时，α-Fe中<100>方向的体积磁致伸缩常数为正值，意味着晶格沿着<100>方向延长。因此，磁场作用下的α-Fe 中，C 原子占据八面体中心时Fe-C 体系能量最低，结构更加稳定。上述研究结果表明，磁场影响磁致伸缩的本质是磁场影响了Fe-C 组成的多面体结构。Fe-C 型碳化物结构由众多的Fe-C 多面体组成，在磁场作用下，碳化物磁致伸缩的微观机制可以通过分析磁场对碳化物多面体结构的影响而获得。Wang 等[34]的最新研究发现，强磁场增加了合金碳化物中Fe 元素含量，从而影响了合金碳化物的磁性。然而其并未探究不同Fe 含量的复杂合金碳化物磁性参数的变化规律。Hou 等[35]以Fe23-xCrxC6 为研究对象，系统分析了Fe、Cr 和C 原子之间的相互作用如何在磁性特征中发挥重要作用。Fe22CrC6 的结构中，Fe、Cr 和C 原子分别占据魏科夫位置48h/32f/8c、4a 和24e。基于此，Hou 等[32]通过48h/32f/8c 位点构建Fe23-xCrxC6 的结构单元，同时比较了铁磁性Fe20Cr3C6 和Fe2Cr21C6，发现将Fe 原子和Cr 原子对应魏科夫位置进行取代后所对应的晶胞结构单元总体不变。Fe20Cr3C6 和Fe2Cr21C6 结构单元中的磁矩是Fe 和Cr 原子协同作用的结果。由于Cr 的局部磁矩与Fe 原子的磁矩反平行排列，因此Cr 原子替换Fe 原子后会降低碳化物的总磁化强度。计算结果表明，Fe23-xCrxC6 中Cr 含量越高导致总磁矩变小，基本上与铁含量越高，合金碳化物的磁矩越高的结论相吻合。
3 磁场诱导碳化物形核动力学
温度、磁场等因素是影响形核的关键因素，主要影响形核过程中Gibbs 自由能，从而对形核造成影响[33-35]。Wang 等[34]从微观组织转变上研究了强磁场对M50 轴承钢回火组织中碳化物析出的影响。300 ℃回火后试样经过透射电子显微镜(TEM)观察发现，常规热处理回火60 min 后许多超细短棒状析出相沿同一方向分布在马氏体内。选区电子衍射鉴定析出相为ε-碳化物(ε-Fe2C)，长度约为150 nm，宽度约为20 nm。施加强磁场后，除超细ε-Fe2C 外，板条马氏体内出现一些长度为500 nm 的条状碳化物，通过选取电子衍射分析确认条状碳化物为渗碳体(θ-Fe3C)。结果表明，强磁场诱导部分ε-型碳化物转变为θ-Fe3C。
Hou 等[36]研究发现200 ℃磁场回火处理10 min后，板条状碳化物(ε-Fe2C)面积分数从约0.30%增加2.4%。同样，磁场回火60 min 后获得的片状碳化物(η-Fe2C)的面积分数明显高于未经磁场回火处理的碳化物。因此，实验结果表明施加强磁场导致析出的碳化物总量增加。Wu 等[37]研究了12 特斯拉(T)强磁场对高铬钢回火过程中微观组织的影响。结果表明，外加磁场显著增加碳化物(Fe,Cr)3C 的数量密度和位错密度。外加强磁场降低了(Fe,Cr)3C 的吉布斯自由能，进而降低成核势垒。因此，(Fe,Cr)3C 的数密度增加约2.42 倍(图4)。通过以上分析可知引入强磁场可以促使碳化物的形核，进而有利于碳化物的析出。
图4 700℃无和有磁场回火3600s 后试样钢中析出相形貌[37]
Fig.4 Microstructure of the precipitated phase in the specimen temperedat700℃for3600swithoutandwithmagneticfield[37]
根据经典的形核理论及强磁场对碳化物的作用机理，可将经典的形核理论[38]扩展，以此研究强磁场下形核速率[36-37]：
式中，N0 为常数；Q 为扩散活化能；R 为气体常数；T为绝对温度；ΔG*和
分别表示与磁场无关的成核势垒和由磁场诱导的成核势垒。
式中，C 是常数；σ 是碳化物和基体之间的界面能；ΔGV 表示两相之间的Gibbs 体积自由能差或转变驱动力；ΔGM 是磁自由能改变量[30](式3)。ΔGM 和ΔGV的值均为负值[39]。施加磁场时，ΔGV 保持不变，ΔGM 导致总Gibbs 自由能的改变量减小，进而导致总成核势垒
减小。更低成核势垒对应着高的形核率，因此应用外加磁场导致析出相的数密度增加。
4 磁场诱导碳化物形貌
强磁场(10 T)显著抑制长杆状碳化物M23C6 沿奥氏体晶界和原马氏体板条界的定向长大并使之球化。强磁场使得M23C6 和MN 析出相的密度降低，平均尺寸增加。在10 T 磁场650 ℃时，MN 相和M23C6相是顺磁性，Gibbs 自由能基本不受磁场影响，但铁素体基体在外加磁场时Gibbs 自由能降低，外加磁场后碳化物/基体间界面能增大是磁场下碳化物长大行为发生改变的主导因素[40-41]。Zhang 等[32]研究了600 ℃以及650 ℃时有无磁场下42CrMo 结构钢的组织形貌。研究发现，无磁场回火1 h 后，碳化物(θ-Fe3C) 主要是以条状和颗粒状的形貌为主平行排列(图5(a))；施加14 T 磁场后，θ-Fe3C 无明显取向且形貌变为短棒状或粒状(图5(b))。在磁场作用下θ-Fe3C 发生球化，且球化程度随着回火温度的提高而增强。强磁场下θ-Fe3C 球化是因为磁场使θ-Fe3C/铁素体界面能升高。根据相变理论，磁致伸缩产生应变能与析出相的形貌相关，析出物的硬度高于铁素体基体时，球状析出相有更小的应变能。正是由于球状θ-Fe3C 析出相具有最低界面能以及最小的磁致伸缩应变能，因此磁场作用下θ-Fe3C 析出相更多的以球状析出。
图5 650 ℃回火1 h 获得的碳化物的微观组织无磁场和14 T 磁场[32]
Fig.5 Micrographs of carbides obtained by tempering at 650 ℃for 1 h without and with a 14 T magnetic field[32]
Qiu 等[42]分析强磁场时效处理后，纳米级富铜析出相(CRPs)和Ni(AlMn)的共沉淀的形貌、分布频率、成分分布和结构演变规律，发现强磁场相较于无磁场时效处理(图6(a))，无论磁场方向平行于(图6(b))或垂直于(图6(c)) 试样，试样钢微观结构均呈现非均匀分布的析出相(CRPs 和富Ni(AlMn)的共析出)。析出相的形态几乎是球形且无方向性。相较于非磁场处理的试样(图6(d))，通过3DAP 发现在12 T 强磁场处理后(图6(e))的试样中存在高密度小尺寸和少量大尺寸的CRPs 和富Ni(AlMn)析出。粒径统计结果表明，强磁场导致CRPs 和富Ni(AlMn)相的尺寸小于3 nm，少量析出相粒径可达到9～13 nm(图6(g))。未经强磁场处理的样品中，CRPs 和富Ni(AlMn)相的半径几乎分别低于6 nm 和8 nm(图6(f))。因此，强磁场促进了富Cu 和Ni(AlMn)析出相的分层结构形成。
图6 Cu/Ni 钢中析出相的TEM 以及三维原子探针实验分析[42]
Fig.6 TEM micrographs of precipitated phases and 3D atom probe experimental analysis in Cu/Ni steels[42]
此外，研究表明强磁场可以改变钢中合金碳化物的析出顺序。Zhou 等[12,43]研究发现常规热处理条件下，Fe-0.28C-3.0Mo (wt.%)合金中的析出相主要为针状或板条状(Fe,Mo)2C型碳化物和等轴型(Fe,Mo)3C 碳化物；而强磁场热处理后析出相只观察到等轴的(Fe,Mo)6C 型碳化物。Hou和Zhang 等[26，44]都证实了相较于200 ℃常规热处理后的ε-Fe2C 和η-Fe2C 析出相，磁场回火处理可以有效地促进单斜χ-Fe5C2 析出。此外，Hou 等[15]研究发现施加的强磁场有效促进碳化物M23C6 在低温(200 ℃)提前析出以及中温(550 ℃) 磁场回火导致碳化物M7C3 和M23C6 提前析出。
5 温度、强磁场耦合作用下碳化物稳定性
高温和强磁场条件下钢中析出相的稳定性影响极端条件下材料服役寿命。Chuang 等[45]依据实验数据，基于外斯分子场理论提出了纯金属比热中磁性贡献的经验方程。虽然结果符合磁性相变的二级相变特征，但是无法直接描述其在外加强磁场作用下的磁相变过程。温度、强磁场耦合作用下碳化物稳定性，其热力学本质归因于Gibbs 自由能的改变量的大小。Zhang 等[44]解释磁场促进χ-Fe5C2 析出的原因发现，与α-Fe，Fe2C 相比，χ-Fe5C2 磁化强 度最大，即χ-Fe5C2 具有最大的磁自由能改变量。Jaramillo 等[46]假定碳化物(θ-Fe3C)为顺磁性物质，强磁场对其磁自由能无影响。30 T 强磁场下对铁素体的磁自由能影响占绝对优势，铁素体磁自由能改变量约为360 J/mol。但是，上述传统理论认为合金碳化物为顺磁性，磁场对其热力学稳定性无影响的观点，忽略了碳化物物性参量会随着强磁场发生改变的事实。
在此基础上，Li 和Hou 等[23,26]将磁矩和居里温度扩展，研究磁矩随着磁场和温度的变化以及居里温度随着磁场和成分的变化(公式(4)～(7))，进而计算出碳化物χ-Fe5C2 以及Fe20Cr3C6 磁自由能以及化学自由能，揭示强磁场在铁磁性相区内合金碳化物析出的稳定性机制，发现磁自由能是具有大磁矩合金碳化物析出的决定性因素(图7)。此外，Wang 等[28]研究发现，纯Fe 或合金碳化物的磁性随着磁性原子比例和磁场强度的增加而增加。他通过第一性原理和外斯分子场理论计算发现，实验温度下磁自由能改变量最大的碳化物为Fe4Cr3C3。即表明磁致磁性作用下Fe4Cr3C3 是最稳定的相，理论计算与实验结果相互印证，最后解释了磁场诱导M7C3 碳化物提前析出。在此基础上，Zhang 等[25]除了考虑自身磁性和磁致磁性对磁Gibbs 自由能的贡献外，同时考虑晶格振动和电子激发对总亥姆霍兹自由能的贡献来证明碳化物Fe4Cr3C3 稳定性。研究发现实验温度下碳化物Fe4Cr3C3 相较于碳化物Fe7C3，η-Fe2C 和θ-Fe3C 具有最低的总亥姆霍兹自由能。结果表明相较于碳化物Fe7C3，η-Fe2C 和θ-Fe3C，Fe4Cr3C3 具有最高的稳定性。
图7 外磁场诱导下磁自由能改变量以及评估磁场贡献的因子R[23]
Fig.7 The magnetic field-induced magnetic free energy change and the factor R for assessing the contribution of the magnetic field[23]
式中，居里温度Tc(x,B) 被定义为温度与磁场强度(B)和合金碳化物中Fe 原子含量(x)的函数。其中，fs(B)为温度T 时磁熵改变量与平衡状态时磁熵的比值；磁矩m(x,T,B)被扩展且定义为Fe 原子含量(x)、温度(T)及B 的函数；p 为积分指数因子，p=1 或2 分别对应体心和面心立方结构；R 为普适气体常量。
6 强磁场作用下碳化物对机械性能的影响
材料的性能决定材料的服役寿命，碳化物作为钢中的强化相会影响材料的宏观性能，强磁场下亦是如此。Zhang 等[44]在对中碳钢(42CrMo 钢)低温回火热处理实验试样的研究中发现，外加磁场作用下，试样钢的冲击韧性提高了约9%，而维氏硬度和屈服强度没有明显变化。有无磁场热处理的冲击试样断口形貌均呈现韧窝和解理断裂的混合型特征，相较于无磁场常规热处理，强磁场回火使韧窝数量增多，冲击韧性提高。其主要原因是外加强磁场通过有效降低高磁化相的Gibbs 自由能，改变过渡碳化物的析出顺序，导致χ-Fe5C2 在相对较低的温度以较高的过冷度析出。χ-Fe5C2 的提前析出提供了额外的析出强化，从而在宏观上影响了材料的强韧性。
Wang 等[34]在研究强磁场对M50 轴承钢回火过程中组织演变和力学性能的影响时提出磁场引起的力学性能差异主要与3 个方面有关：①残余奥氏体的分解；②过渡ε-碳化物转变为θ-Fe3C；③马氏体的固溶强化效应。研究已知残余奥氏体体积分数的显著降低有利于硬度的提高，而θ-Fe3C 析出相的增加和固溶碳的减少则不利于硬度的提高。因此施加强磁场后，300 ℃磁场回火热处理后维氏硬度增加及伸长率的降低(图8(a)和(c))主要归因于磁场促进残余奥氏体的分解。而抗拉强度(图8(b))的明显降低是由于ε-碳化物转变为θ-Fe3C，即表明300 ℃回火期间，强磁场诱导的θ-Fe3C 形成对降低抗拉强度起着主导作用。
图8 有无磁场热处理试样的机械性能[34]
Fig.8 The mechanical properties of the specimens tempered without and with high magnetic field[34]
此外，380 ℃回火温度下M50 试样钢出现马氏体回火脆性。力学性能降低，且施加磁场后性能更加恶化。其主要原因与θ-Fe3C(取代ε-碳化物)的形成和残余奥氏体的分解密切相关。相较于300 ℃和380 ℃回火试样的力学性能，530 ℃回火试样力学性能的提高表明回火过程中产生了显著的二次硬化效应。研究表明，施加强磁场后导致马氏体基体中位错回复产生延迟效应，因此维氏硬度和抗拉强度的提高主要归因于位错强化。
Akhbarizadeh 等[47]对比研究常规热处理样品和磁场热处理(0.12 T)样品后发现，磁场处理后钢(1.2080 工具钢)中碳化物百分比降低，碳化物分布减弱，其试样的耐磨性和耐腐蚀性能减弱。赵海生等[48]研究发现W6Mo5Cr4V2 高速钢中碳化物的数量经过10 Hz 磁化频率，30 s 磁化处理后显著增加。高速钢经脉冲磁化处理不仅析出了新的细小碳化物，而且磁化作用导致之前的块状碳化物被碎化成为细小碳化物。由于磁化使得原子的自磁方向趋于同向，因此晶格之间的平衡距离受到影响从而导致晶格畸变，与此同时，奥氏体受磁化影响发生小的形变。持久的脉冲磁场冲击下导致奥氏体不断产生小的形变。受形变压力影响,奥氏体对C 的溶解度降低，因此导致奥氏体基体内碳化物弥散析出[49]。碳化物数密度的增加伴随着马氏体性能的提高，这也是为什么交变磁场使得高速钢刀具硬度提高的原因之一。此外，唐宜胜等[50]发现经过脉冲强磁场处理的高速钢硬度升高，球形碳化物数量弥散分布。而且局部马氏体板条上有明显的且密度较大的碳化物析出，这说明脉冲强磁场导致材料的强化。
孙忠继等[51]对比研究了常规/磁场(磁场强度约为7 000 A/m) 淬火+回火热处理工艺下T10 钢的力学性能，实验结果表明磁场淬火后碳化物的弥散析出导致T10 钢的力学性能优于常规淬火试样钢。相较于常规淬火+回火热处理试样钢，磁场淬火+高温回火热处理后T10 钢的抗拉强度和断后伸长率分别提高了28%和8.6%，同时硬度提高约8 HRC。
夏志新等[41,52]发现相较于常规热处理，高温强磁场热处理后低活化钢的屈服强度和抗拉强度均降低。通过屈服强度和析出相尺寸之间关系建立了三维立体修正模型，合理预测了强磁场下低活化钢服役性能的演变。实验发现施加磁场导致碳化物发生粗化，根据计算结果表明碳化物M23C6 平均尺寸从110 nm增加至到140 nm，伴随着屈服强度减小48 MPa。同时，磁场热处理导致MN 相平均尺寸从20 nm 长大到25 nm，相体积分数降低，屈服强度减小10 MPa。综上可知，外加磁场热处理后低活化钢的屈服强度下降约30～40 MPa，理论计算结果与实验结果相吻合。
7 总结和展望
固态相变过程钢中析出相演变对Fe 基材料的室温与高温服役过程中的性能有着密切的联系。国内外学者通过强磁场调控等方式改变其析出演变规律，提高能源用钢结构材料运行安全性及使用寿命。强磁场作用下，Fe 原子置换部分顺磁性原子，碳化物表现出一定，甚至是强烈的磁性。然而传统第一性原理无法模拟周期性体系对外磁场的响应。因此，严格求解材料物理性质对磁场的响应仍然是学术前沿的难题。
由于钢铁材料中析出相的种类繁多，目前磁场的施加对于纯析出相的结构、磁性、电子自旋等方面的研究几乎没有。因此后续关于碳化物的萃取提纯以及研究析出相磁致结构与稳定性如何相互作用等问题仍有待进一步研究和探讨。
强磁场调控析出相析出行为的研究为热处理工艺调整以及高性能钢铁材料的生产提供了参考。然而目前关于强磁场诱导的析出相与力学性能之间的系统研究较少。此外，强磁场调控后析出相与基体的共格匹配度，析出相的化学增量有待进一步研究。
[1]李钊，吴润.钢中强化析出相的理论基础及其应用研究进展[J].材料导报，2020,34(72):412-417.
[2]韩荣，刘洪喜，尉文超，等.Ti-V-Mo 微合金化22MnB5 钢中析出相及其强化作用[J].钢铁，2022,57(2):127-138.
[3]CHONG,X Y,JIANG,Y H,FENG J.Exploring the intrinsic ductile metastable Fe-C compounds: Complex chemical bonds,anisotropic elasticity and variable thermal expansion[J].Journal of Alloys and Compounds,2018,745:196-211.
[4]HEINO V,KALLIO M,VALTONEN K,et al.The role of microstructure in high stress abrasion of white cast irons[J].Wear,2017,388-389:119-125.
[5]XU H,SI S Y,LI Y P,et al.The effect of Laves phase on heavy-ion radiation response of Nb-containing FeCrAl alloy for accident-tolerant fuel cladding[J].Fundamental Research,2022,2(3):437-446.
[6]吴光辉，侯廷平，李自华，等.强磁场对钢中马氏体相变的影响及其研究展望[J].金属热处理，2020,45(5):236-242.
[7]KUDRYAVTSEV Y V,UVAROV N V,PEREKOS A E,et al.Effect of the temperature and magnetic field induced martensitic transformation in bulk Fe45Mn26Ga29 alloy on its electronic structure andphysical properties[J].Intermetallics,2019,109:85-90.
[8]DONG B Q,HOU T P,WU K M,et al.Low-temperature nanostructured bainite transformation: The effect of magnetic field[J].Materials Letters,2018,240:66-68.
[9]ZHANG D,HOU T P,WU K M,et al.Thermodynamic mechanism of the high magnetic-field-induced morphology of ferrite[J].Materials Science and Technology,2021,37(11):951-957.
[10]ZHANG Y D,HE C S,ZHAO X,et al.New microstructural features occurring during transformation from austenite to ferrite under the kinetic influence of magnetic field in a medium carbon steel[J].Journal of Magnetism and Magnetic Materials,2004,284:287-293.
[11]XIN R,WU K M,ZHANG G H,et al.Effect of high magnetic field on the pearlite transformation of Al-containing steel[J].Materials Science and Technology,2018,34(7):786-793.
[12]周珍妮，侯廷平，张国宏，等.强磁场条件下中碳低合金钢中碳化物的析出[J].材料工程，2009(7):5-8.
[13]HOU T P,LI Y,WU K M.Effect of high magnetic field on alloy carbide precipitation in an Fe-C-Mo alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2012,527:240-246.
[14]FANG C M,VAN HUIS M A,SLUITER M H F,et al.Stability,structure and electronic properties of γ-Fe23C6 from first-principles theory[J].Acta Materialia,2010,58(8):2968-2977.
[15]HOU T P,WU K M.Alloy carbide precipitation in tempered 2.25 Cr-Mo steel under high magnetic field[J].Acta Materialia,2013,61(6):2016-2024.
[16]YIN F S,JUNG W S,CHUNG S H.Microstructure and creep rupture characteristics of an ultra-low carbon ferritic/martensitic heat-resistant steel[J].Scripta Materialia,2007,57(6):469-472.
[17]FARAOUN H I,ZHANG Y D,ESLING C,et al.Crystalline,electronic,and magnetic structures of θ-Fe3C,χ-Fe5C2,and η-Fe2C from first principle calculation[J].Journal of Applied Physics,2006,99(9):093508.
[18]FANG C M,VAN HUIS M A,ZANDBERGEN H W.Structural,electronic,and magnetic properties of iron carbide Fe7C3 phases from first-principlestheory[J].PhysicalReviewB,2009,80:224108.
[19]ZHANG D,HOU T P,LIANG X,et al.The structural,magnetic,electronic,and mechanical properties of orthogonal/hexagonal M7C3 (M=Fe and Cr)carbides from first-principles calculations[J].Vacuum,2022,203:111175.
[20]LV Z Q,WANG B,SUN S H,et al.Effect of atomic sites on electronic and mechanical properties of(Fe,Mo)6C carbides[J].Journal of Alloys and Compounds,2015,649:1089-1093.
[21]FANG C M,VAN HUIS M A,ZANDBERGEN H W.Structure and stability of Fe2C phases from density-functional theory calculations[J].Scripta Materialia,2010,63(4):418-421.
[22]ZHENG P,HOU T P,ZHANG D,et al.Determination of the site preference on the structure,magnetism and mechanical anisotropy properties of Mo-containing alloy carbide M6C (M=Fe,Mo)[J].Journal of Physics:Condensed Matter,2022,34:285703.
[23]LI Z H,HOU T P,WU G H,et al.Thermodynamic analysis for the magnetic-field-induced precipitation behaviours in steels[J].Metals,2019,9(8):909.
[24]FANG C M,VAN HUIS M A,SLUITER M H F.Formation,structure and magnetism of the γ-(Fe,M)23C6(M=Cr,Ni)phases:A first-principles study[J].Acta Materialia,2016,103:273-279.
[25]ZHANG D,HOU T P,LIANG X,et al.Insights into the assessment of the magnetic-field-induced precipitation behavior of alloy carbides M7C3 in steels[J].Materials&Design,2022,221:111023.
[26]HOU T P,LI Z H,WU K M,et al.Role of external magnetic fields in determining the thermodynamic properties of iron carbides in steel[J].Acta Materialia,2019,167:71-79.
[27]HENRIKSSON K O E,SANDBERG N,WALLENIUS J.Carbides in stainless steels:Results from ab initio investigations[J].Applied Physics Letters,2008,93:191912.
[28]WANG Y,HOU T P,LI Z H,et al.Structure,magnetism,electronic properties and high magnetic-field-induced stability of alloy carbide M7C3[J].Journal of Magnetism and Magnetic Materials,2021,538:168263.
[29]LI X Q,SCHO¨NECKER S,SIMON E,et al.Tensile strain-induced softening ofironathightemperature[J].Scientific Reports,2015,5:16654.
[30]LIU X J,FANG Y M,WANG C P,et al.Effect of external magnetic field on thermodynamic properties and phase transitions in Fe-based alloys[J].Journal of Alloys and Compounds,2008,459(1-2):169-173.
[31]HOU T P,LI Y,WU K M,et al.Magnetic-field-induced magnetism and thermal stability of carbides Fe6-xMoxC in molybdenum-containing steels[J].Acta Materialia,2016,102:24-31.
[32]ZHANG Y D,GEY N,HE C S,et al.High temperature tempering behaviors in a structural steel under high magnetic field[J].Acta Materialia,2004,52(12):3467-3474.
[33]FUJII H,TSUREKAWA S.Diffusion of carbon in iron under magnetic fields[J].Physical Review B,2011,83:054412.
[34]WANG F,QIAN D S,HUA L,et al.Effect of high magnetic field on the microstructure evolution and mechanical properties of M50 bearing steel during tempering[J].Materials Science and Engineering:A,2020,771:138623.
[35]HOU T P,WU K M,LIU W M,et al.Magnetism and high magnetic-field-induced stability of alloy carbides in Fe-based materials[J],Scientific Reports,2018,8:3049.
[36]HOU T P,LI Y,ZHANG J J,et al.Effect of magnetic field on the carbide precipitation during tempering of a molybdenum-containing steel[J].Journal of Magnetism and Magnetic Materials,2012,324(5):857-861.
[37]WU G H,HOU T P,WU K M,et al.Influence of high magnetic field on carbides and the dislocation density during tempering of high Chromium-containing steel[J].Journal of Magnetism and Magnetic Materials,2019,479:43-49.
[38]黄林军，曹慧玲，刘悦，等.晶体形核理论的研究进展[J].材料导报，2014,28(15):17-31.
[39]ZHANG Y D,HE C S,ZHAO X,et al.A new approach for rapid annealing of medium carbon steels[J].Advanced Engineering Materials,2004,6(5):310-313.
[40]XIA Z X,ZHANG C,LAN H,et al.Effect of magnetic field on interfacial energy and precipitation behavior of carbides in reduced activation steels[J].Materials Letters,2011,65(6):937-939.
[41]夏志新，张弛，杨志刚.强磁场对低活化钢中析出行为和力学性能的影响[J].金属学报，2011,47(6):711-717.
[42]QIU N S,YAN J C,ZUO X W.A novel strategy for hierarchical structure in multicomponent nano-precipitated steels by high magnetic field aging[J].Scripta Materialia,2021,191:137-142.
[43]ZHOU Z N,WU K M.Molybdenum carbide precipitation in an Fe-C-Mo alloy under a high magnetic field[J].Scripta Materialia,2009,61(7):670-673.
[44]ZHANG Y D,ZHAO X,BOZZOLO N,et al.Low temperature tempering of a medium carbon steel in high magnetic field[J].ISIJ International,2005,45(6):913-917.
[45]CHUANG Y Y,SCHMID R,CHANG Y A.Magnetic contributions to the thermodynamic functions of pure Ni,Co,and Fe[J].Metallurgical Transactions A,1985,16(1):153-165.
[46]JARAMILLO R A,BABU S S,LUDTKA G M,et al.Effect of 30 T magnetic field on transformations in a novel bainitic steel[J].Scripta Materialia,2005,52(6):461-466.
[47]AKHBARIZADEH A,AMINI K,JAVADPOUR S.Effects of applying an external magnetic field during the deep cryogenic heat treatment on the corrosion resistance and wear behavior of 1.2080 tool steel[J].Materials&Design,2012,41:114-123.
[48]赵海生，刘政，张伟，等.交变磁场对W6Mo5Cr4V2 高速钢刀具硬度的影响[J].钢铁研究学报，2018,30(5):368-372.
[49]达传李，杨庚蔚，毛新平，等.奥氏体形变对50CrV4 钢相变行为的影响[J].钢铁研究学报，2017,29(5):411-419.
[50]唐宜胜，刘为民，高翔，等.脉冲强磁场处理高速钢刀具磨损机理的探讨[J].大连铁道学院学报，1989,10(3):50-53.
[51]孙忠继.经磁场淬火和高温回火的T10 钢的力学性能[J].热处理，2007,22(4):47-48.
[52]夏志新.低活化钢中析出型相变及其对力学性能的影响[D].北京：清华大学，2011.