-钢中的回火转变2课件

第六章 钢中的回火转变回火在淬火处理后将工件加热到低于临界点的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的一种热处理操作。淬火后为什么回火？淬火后为什么回火？淬火组织的高度不稳定性：淬火组织的高度不稳定性：马氏体中的碳是过饱和的；马氏体中的碳是过饱和的；马氏体有很高的应变能和界面能；马氏体有很高的应变能和界面能；与马氏体并存的还有一定量的与马氏体并存的还有一定量的AR 马氏体、残余奥氏体马氏体、残余奥氏体 铁素体铁素体+碳化物碳化物室温下处于亚稳状态稳定状态淬火组织：淬火组织：M+AR对于碳钢，对于碳钢，当当C0.5时，时，AR量常小于量常小于2；当当C=0.8时，时，AR量约为量约为6；当当C=1.25时，时，AR量超过量超过30；对于合金钢，随着合金元素种类和数量的对于合金钢，随着合金元素种类和数量的不同，不同，AR的变化幅度可能更大一些。的变化幅度可能更大一些。回火的目的稳定组织和性能稳定组织和性能降低或消除淬火引起的残余内应力降低或消除淬火引起的残余内应力6.1 淬火碳钢回火时的组织转变回火阶段（1）前前期期阶阶段段或或时时效效阶阶段段（80-100以以下下）：马马氏氏体体中中碳碳原子偏聚原子偏聚（2）回火第一阶段）回火第一阶段(80250)：马氏体分解马氏体分解（3）回火第二阶段）回火第二阶段(200300)：残余奥氏体分解：残余奥氏体分解（4）回火第三阶段）回火第三阶段(250400)：碳化物析出与转变：碳化物析出与转变（5）回回火火第第四四阶阶段段(400以以上上)：相相状状态态变变化化及及渗渗碳碳体体的的聚集长大聚集长大淬火碳钢在回火过程中的各种转变，往往不淬火碳钢在回火过程中的各种转变，往往不是单独发生的，而是相互重叠的是单独发生的，而是相互重叠的（1）前期阶段或时效阶段前期阶段或时效阶段 马氏体中碳原子偏聚马氏体中碳原子偏聚回火温度：80-100以下前期阶段或时效阶段金相组织和硬度上：无明显的变化微观上：马氏体中将发生C原子的偏聚马氏体：C在-Fe中过饱和间隙固溶体，处在扁八面体间隙位置马氏体存在高密度的缺陷（如位错、孪晶等）Fe及合金元素原子都难以扩散迁移C、N等间隙原子尚能作短距离扩散。因此形成碳原子的偏聚（1）前期阶段或时效阶段）前期阶段或时效阶段板条状马氏体：板条状马氏体：高密度位错高密度位错 碳碳原原子子倾倾向向于于在在位位错错线线附附近近偏偏聚聚，形形成成碳碳原原子子的的偏偏聚聚区区，导导致致马马氏氏体弹性畸变能降低。体弹性畸变能降低。C原原子子在在间间隙隙位位置置时时的的电电阻阻比比在在位错线附近的电阻高位错线附近的电阻高 电阻率法电阻率法：推测：推测C原子的偏聚行原子的偏聚行为为 将不同碳含量的薄片试样在真空加热后淬入冰盐水并立即移至液氮中以避免在冷却过程中析出碳化物，在-196测定其电阻率变化（1）时效阶段）时效阶段片状马氏体：片状马氏体：主要是孪晶主要是孪晶 除少量除少量C原子可以向位错偏聚外，大量原子可以向位错偏聚外，大量C原子原子可能在某些孪晶界面上富集，形成厚度和直径可能在某些孪晶界面上富集，形成厚度和直径均小于均小于1nm的小片状富碳区。的小片状富碳区。随着马氏体中的随着马氏体中的C，富碳区数量，富碳区数量，电阻率，电阻率以及硬度以及硬度。（2）马氏体分解马氏体分解（回火第一阶段转变）回火第一阶段转变）回火温度：回火温度：80-250T,t,富富集集区区C原原子子有有序序化化，碳碳化化物物析出析出 马氏体分解马氏体分解碳碳化化物物的的析析出出马马氏氏体体C含含量量 点点阵阵常数常数c,a,正方度正方度c/a 高碳马氏体的分解双相分解单相分解淬火高C马氏体：1.4-1.2%低C马氏体：0.27-0.29%马氏体的双相分解温度范围：温度范围：125-150随着碳化物的析出，出现两种正方度不同的相，高正方度的是保持原始碳含量的未分解的马氏体低正方度的是碳己部分析出的相。随着t回火，即随着碳化物析出，两种相的碳含量均不发生改变，高碳区，低碳区。马氏体的双相分解温度范围：温度范围：125-150马氏体的双相分解温度范围：温度范围：125-150马氏体的双相分解经过测定，低碳区的碳含量C1与马氏体原始碳含量及分解温度均无关，为一恒定值，约为0.25-0.30双相分解的速度与温度有关，温度愈高，分解速度就愈快。温度范围：温度范围：125-150125-150碳原子扩散能力加大，碳原子扩散能力加大，相中不同浓度可相中不同浓度可通过长程扩散消除，析出的碳化物粒子可通过长程扩散消除，析出的碳化物粒子可从较远处得到碳原子而长大。从较远处得到碳原子而长大。因此，分解过程中，不再存在两种不同碳因此，分解过程中，不再存在两种不同碳含量的含量的相，碳含量和正方度不断下降，相，碳含量和正方度不断下降，当温度达当温度达300300时，正方度时，正方度c c/a a接近接近1 1。低碳马氏体的分解低碳钢低碳钢的Ms较高，M形成时 C原子向位错的偏聚+析出碳化物（自回火）Ms，淬火冷却速度，碳化物100-200回火，不析出碳化物，C原子聚集在位错线附近。200回火，单相分解析出碳化物，使铁素体的C含量降低。中碳钢中碳钢淬火板条马氏体+片状孪晶马氏体回火时兼具低碳马氏体和高碳马氏体的分解特征小结随着T回火，固溶于正方马氏体中的过饱和碳不断以微小碳化物(-碳化物)的形式析出，使马氏体的C，最终变成立方马氏体，并且立方马氏体的碳含量与淬火钢的碳含量无关。马氏体经过分解后获得的立方马氏体+-碳化物的混合组织称为回火马氏体。（3）残余奥氏体转变（回火第二阶段转变）残余奥氏体转变（回火第二阶段转变）温度范围：200-300残余奥氏体向低碳马氏体（0.25%C）+-碳化物分解的过程AR量钢的化学成分AR与过冷A本质上相同，发生相同的转变已发生的转变 AR的化学成分和物理状态（塑性变形、弹性畸变、热稳定性等）AR转变动力学（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变AR向珠光体和贝氏体的转变淬火钢淬火钢（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变MsA1等温保持，高温区：AR转变成珠光体中温区：AR转变成贝氏体两者的等温转变动力学曲线十分相似一定量马氏体的存在能促进残余奥氏体转变，尤其使贝氏体转变显著加速。原因：贝氏体在马氏体与残余奥氏体的交界面上形核，故马氏体的存在增加了贝氏体的形核部位，从而使贝氏体转变加速。但当马氏体量增大到一定程度后，由于残余奥氏体的状态发生很大变化，反而使等温转变减慢。（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变AR向马氏体的转变I.等温转变成马氏体将淬火钢加热到低于Ms点的某一温度等温保持，则残余奥氏体有可能等温转变成马氏体。在Ms点以下的转变是受马氏体分解所控制的马氏体等温转变，即在已形成的马氏体发生分解以后，残余奥氏体才能等温转变为马氏体。虽然这种等温转变量很少，但对精密工具及量具的尺寸稳定性将产生很大的影响。（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变AR向马氏体的转变II.二次淬火淬火时冷却中断或冷速较慢奥氏体热稳定化现象。奥氏体热稳定化现象可以通过回火加以消除。将淬火钢加热到较高温度回火，若AR比较稳定，在回火保温时未发生分解，则在回火后的冷却过程中将转变为马氏体。这种在回火冷却时AR转变为M的现象称为“二次淬火”。二次淬火现象的出现与否与回火工艺密切相关。（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变AR向马氏体的转变II.二次淬火例如：淬火高速钢中存在大量的AR，若加热到560保温后，在冷却过程中AR将转变为马氏体，即在560保温过程中发生了某种催化，提高了AR的Ms点，增强了向马氏体转变的能力。若在560回火后冷至250停留5分钟，AR又将变得稳定，在冷至室温过程中不再发生转变。即在250保温过程中发生了反催化(稳定化)，降低了AR的Ms点，减弱了向马氏体转变的能力。（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变AR向马氏体的转变II.二次淬火位错气团理论位错气团理论：在A中存在位错等晶体缺陷并固溶有C、N等间隙原子。在250保温过程中，为了降低畸变能，C、N原子进入位错区形成原子气团并对位错起钉扎作用，从而增大了相变阻力，起到了稳定化作用。若将处于稳定化状态的残余奥氏体再加热至560保温，则为了增加熵以降低系统自由能，C、N原子将从位错逸出而使原子气团“蒸发”，从而减小相变阻力，起到催化(反稳定化)作用。即C、N等间隙原子进入位错区形成原子气团有一温度上限Mc点，在Mc点以下中断冷却等温或缓冷将引起奥氏体的热稳定化，而在Mc点以上回火则将产生催化作用。Mc:A热稳定化的温度上限（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变AR向马氏体的转变II.二次淬火碳化物假说碳化物假说：在回火过程中从AR中析出碳化物而使其碳含量和合金元素含量下降，提高了AR的Ms点。相硬化消除假说：相硬化消除假说：回火消除了马氏体转变所引起的相硬化而使AR恢复了转变为马氏体的能力。*上述假说都有一定的试验依据，但又不能圆满解释全部试验结果。很可能是不同钢种具有不同的催化机理。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变回火温度范围：250-400发生亚稳碳化物（-碳化物）稳定碳化物（-碳化物,即渗碳体）的转变转化是通过-碳化物溶解和-碳化物重新从马氏体基体中析出的方式完成的。最终得到组织：回火屈氏体 铁素体+片状(或小颗粒状)渗碳体的混合组织（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变I.高碳马氏体中的碳化物析出在回火第一阶段中最初析出的是亚稳的-碳化物，hcp结构，成分介于Fe2C-Fe3C之间，用-FexC表示。与基体之间保持共格关系，存在一定的位向关系，惯习面为100 回火温度高于250时，转变为较稳定的-碳化物，具有复杂斜方点阵，其组成为Fe5C2，用-Fe5C2表示。呈薄片状，惯习面为112 ,即片状马氏体中的孪晶界面，且片间距与马氏体中孪晶界面间距相当，故可认为-碳化物是在孪晶界面上析出的。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变I.高碳马氏体中的碳化物析出回火温度T，转变为稳定的-碳化物，渗碳体Fe3C，复杂斜方点阵，惯习面为110 或112 ，与基体之间亦存在一定的位向关系。-碳化物也位于原孪晶界面，呈条片状。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变I.高碳马氏体中的碳化物析出淬火高碳钢回火过程中的碳化物转变顺序：温度、时间温度、时间（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变I.高碳马氏体中的碳化物析出碳化物转变可以通过两种方式进行“原位原位”转变转变：在旧碳化物的基础上通过成分改变和点阵改组逐渐转化为新碳化物“独立独立”形核长大转变形核长大转变：新碳化物在其他部位通过形核和长大独立形成，此时由于新碳化物的析出，使母相碳含量下降，故细小的旧碳化物将重新溶入母相直至消失。碳化物转变的方式主要取决于新旧碳化物与母相的惯习面和位向关系：两者的惯习面以及位向关系如果相同，可能进行两者的惯习面以及位向关系如果相同，可能进行原位转变原位转变;如果不同，则为如果不同，则为“独立独立”形核长大转变。形核长大转变。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变I.高碳马氏体中的碳化物析出-FexC的惯习面和位向关系与-Fe5C2及-Fe3C不同，因此，-FexC转变为-Fe5C2及-Fe3C时不可能是原位直接转变，而是通过-FexC溶解，新碳化物独立形核长大方式进行的。而对于-Fe5C2和-Fe3C，它们的惯习面和位向关系可能相同，也可能不同，所以-Fe5C2转变为-Fe3C时既可能是原位转变，也可能-Fe5C2溶解，-Fe3C独立形核长大。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变II.低碳马氏体中的碳化物析出C200C，碳原子偏聚区通过单相分解自马氏体板条中直接析出细片状-碳化物。低碳钢的Ms较高，在淬火形成马氏体的过程中，在温度降至200以前，有可能在已形成的马氏体中发生自回火自回火，析出-碳化物。自回火析出的碳化物均在马氏体板条内缠结位错区形成，形状为细针状。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变II.低碳马氏体中的碳化物析出在250回火时，未发生自回火的马氏体将发生回火，在马氏体板条内位错缠结处析出细针状-碳化物。此外，还将沿板条马氏体条界析出薄片状-碳化物。已经析出的碳化物将有一定程度的长大。进一步提高回火温度，板条界上的-碳化物薄片在长大的同时将发生破碎而成为短粗针状碳化物。同时，板条内的细针状及细颗粒状碳化物将重新溶入相中。回火温度500-550，板条内碳化物已经消失，只剩下分布在界面上较粗大的直径约为200-300nm的碳化物。（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变III.中碳马氏体中的碳化物析出0.2%C 0.2%的碳将分布在扁八面体中心，能量较高，很不稳定，故将以碳化物形式析出。随T回火，亚稳的碳化物将直接转变为稳定的-碳化物。中碳马氏体板条马氏体+片状马氏体。板条马氏体：碳化物呈薄片状分布在板条界上片状马氏体：碳化物析出过程与高C马氏体相同（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）回火温度高于400片状渗碳体将逐渐球化并聚集长大铁素体基体也将发生回复和再结晶获得的组织：等轴铁素体+尺寸较大的粒状渗碳体的混合组织称为回火索氏体（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）I.内应力消失淬火时，由于热应力和组织应力引起塑性变形使晶内缺陷及各种内应力增加。淬火后的工件存在三种内应力：第一类内应力第一类内应力:由于工件内外温度不一致和相变不同时而造成的宏观区域性的内应力;第二类内应力第二类内应力:由于工件中几个晶粒内的温度不一致和相变不同时而造成的微观区域性的内应力;第三类内应力第三类内应力:由于碳原子过饱和固溶使晶格畸变以及保持共格关系使晶格弹性畸变所引起的内应力。（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）I.内应力消失回火过程中，随T，原子活动能力增强，晶内缺陷及各种残余内应力均逐渐下降。回火温度愈高，内应力下降就愈快。对于淬火碳钢：对于淬火碳钢：马氏体在300左右分解完毕，第三类残余内应力也将随之消失T达到500时，第二类残余内应力也基本消失T高于550时，第一类残余内应力接近于全部消除。因为此时-FexC已经变为渗碳体，碳化物与相的共格联系已被破坏，而且渗碳体颗粒也有一定程度的长大。（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）II.回复与再结晶中低碳钢中低碳钢板条马氏体中存在大量位错，位错密度可达0.3-0.9x1012 cm-2，与冷变形相似，而且马氏体晶粒形状为非等轴状，因此在回火过程中，将发生回复与再结晶。在回复过程中，相中的位错胞和胞内位错线将通过滑移和攀移而逐渐消失，晶体中的位错密度逐渐降低，剩余位错将重新排列成二维位错网络，形成亚晶粒。回复开始的温度尚无法确定。但回火温度高于400，相的回复已十分明显。恢复后的相形态仍呈板条状。温度高于600时，回复后的相开始发生再结晶。板条特征完全消失。（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）II.回复与再结晶高碳钢高碳钢淬火所得到的片状马氏体的亚结构主要是孪晶。当T回火250时，马氏体片中的孪晶开始消失，但沿孪晶界面析出的碳化物仍显示出孪晶特征当T回火400时，孪晶全部消失，出现胞块，但片状马氏体的特征依然存在当T回火 600时也将发生再结晶而使片状特征消失。由于碳化物能钉扎晶界，阻止再结晶的进行，故高碳马氏体相的再结晶温度高于中低碳钢。（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）III.碳化物的聚集长大淬火碳钢高温回火时，渗碳体发生聚集长大。T400，碳化物开始聚集和球化T600，细颗粒碳化物迅速聚集、粗化碳化物的球化、长大过程，是按照小颗粒溶解、大颗粒长大的机制进行的第二相粒子在固溶体中的溶解度Cr：r,CrCr:第二相粒子半径为r时的溶解度 C:第二相粒子半径为时的溶解度M:第二相粒子的相对分子质量：单位面积界面能：第二相粒子的密度（5）相状态变化及碳化物聚集长大相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）回火第四阶段转变）III.碳化物的聚集长大球形碳化物球形碳化物小碳化物溶解大碳化物长大杆状或薄片状碳化物杆状或薄片状碳化物曲率半径小的部位溶解曲率半径大的部位长大杆或片的断裂导致碳化物球化1.1.延缓钢的软化，提高钢的回火抗力延缓钢的软化，提高钢的回火抗力2.2.引起二次硬化现象引起二次硬化现象3.3.影响钢的回火脆性影响钢的回火脆性6.2 合金元素对回火转变的影响回火抗力回火抗力:合金元素阻碍合金元素阻碍相中碳含量降低和碳化物颗相中碳含量降低和碳化物颗粒长大而使钢件保持高硬度、高强度的能力粒长大而使钢件保持高硬度、高强度的能力（1 1）合金因素对马氏体分解的影响）合金因素对马氏体分解的影响低温（低温（250250）回火回火低碳钢：低碳钢：对碳的偏聚状态影响不大对碳的偏聚状态影响不大中高碳钢：析出过渡碳化物（中高碳钢：析出过渡碳化物（-碳化物），除碳化物），除SiSi外，外，合金元素对合金元素对-碳化物的析出无影响碳化物的析出无影响合金元素对低、中、高碳钢低温回火后的强硬度影合金元素对低、中、高碳钢低温回火后的强硬度影响较弱，主要取决于含碳量响较弱，主要取决于含碳量-非碳化物形成元素（非碳化物形成元素（NiNi）和弱碳化物形成元素（）和弱碳化物形成元素（MnMn):):无影响无影响-强碳化物形成元素（强碳化物形成元素（CrCr、MoMo、W W、V V、TiTi等）：阻碍等）：阻碍C C在马氏在马氏体中的扩散，减慢马氏体的分解速度体中的扩散，减慢马氏体的分解速度Si可有效提高钢回火抗力可有效提高钢回火抗力原因：Si能溶解到-碳化物中，增加了它的稳定性，使其保持到更高温度才溶解-推迟了渗碳体的析出过程，因而只有在更高的回火温度才开始软化。（1）合金因素对马氏体分解的影响）合金因素对马氏体分解的影响 A AR R转变与过冷转变与过冷A A的转变本质上是相同的的转变本质上是相同的 合金因素对合金因素对A AR R转变的影响与对过冷转变的影响与对过冷A A的转变的的转变的影响是相似的影响是相似的（2）合金元素对）合金元素对AR转变的影响转变的影响合金碳化物的聚集长大：小颗粒碳化物的溶解，碳和合金元素扩散到大颗粒碳合金碳化物的聚集长大：小颗粒碳化物的溶解，碳和合金元素扩散到大颗粒碳 化物中去的方式进行化物中去的方式进行随随T-碳化物中的合金元素浓度变化碳化物中的合金元素浓度变化 碳化物形成元素碳化物形成元素 碳化物碳化物 非碳化物形成元素非碳化物形成元素 相相1）碳化物形成元素碳化物形成元素的加入的加入强烈推迟强烈推迟-FexC -Fe3C的转变，形成特殊碳化的转变，形成特殊碳化物物合金碳化物稳定，减慢溶解；合金碳化物稳定，减慢溶解；与碳亲和力强与碳亲和力强C在在 相中的扩散激活能相中的扩散激活能-阻碍阻碍C扩散扩散2）非碳化物形成元素非碳化物形成元素的加入的加入Si 固溶于固溶于-碳化物，不溶于碳化物，不溶于Fe3C 强烈阻碍强烈阻碍 Fe3C聚集长大聚集长大原因：原因：Fe3C长大长大排排Si-Fe3C 周围形成高硅墙周围形成高硅墙阻碍阻碍 C原子向原子向Fe3C 内扩散内扩散Fe3C颗粒的长大取决于颗粒的长大取决于Si的扩散的扩散（3）合金元素对碳化物聚集长大的）合金元素对碳化物聚集长大的影响影响（3）合金元素对碳化物聚集长大的）合金元素对碳化物聚集长大的影响影响对对()转变的影响转变的影响合金碳化物的形成合金碳化物的形成合金碳化物比合金碳化物比碳化物稳定；碳化物稳定；一种合金元素可以形成几种不同的合金碳化物；一种合金元素可以形成几种不同的合金碳化物；合金碳化物形成有两种方式：合金碳化物形成有两种方式：原位转变，独立转变原位转变，独立转变；多种合金元素可以形成复杂的合金碳化物；多种合金元素可以形成复杂的合金碳化物；合金碳化物发生聚集长大；合金碳化物发生聚集长大；合金碳化物形成与合金元素的含量有关。合金碳化物形成与合金元素的含量有关。钢中能否形成特殊碳化物，取决于所含合金元素的钢中能否形成特殊碳化物，取决于所含合金元素的性质性质和和含量含量、碳碳或或氮氮的含量以及的含量以及回火温度回火温度和和时间时间等条件。等条件。合金钢在回火过程中，通常都是合金钢在回火过程中，通常都是FeFe3 3C C亚稳碳化物亚稳碳化物稳定稳定特殊碳化物。特殊碳化物。例例：高：高CrCr高高C C钢淬火后，在回火过程中的碳化物转变过钢淬火后，在回火过程中的碳化物转变过程为程为(Fe,Cr)3C(Fe,Cr)3C十十(Cr,Fe)7C3(Cr,Fe)7C3(Cr,Fe)7C3+(Cr,Fe)23C6(Cr,Fe)23C6（3）合金元素对碳化物聚集长大的）合金元素对碳化物聚集长大的影响影响含V钢的回火含W和Mo钢的回火含Mo和Nb钢的回火（4）回火时二次硬化现象强碳化物形成元素：强碳化物形成元素：Cr、Mo、W、V、Ti、Nb 500 碳化物类型变化：渗碳体碳化物类型变化：渗碳体特殊合金碳化特殊合金碳化物（极细小弥散）物（极细小弥散）形成途径：形成途径：原位析出；原位析出；离位析出离位析出特殊合金碳化物与母相共格特殊合金碳化物与母相共格回火钢硬度回火钢硬度 二次硬化二次硬化：某些淬火合金钢在：某些淬火合金钢在500650回火后硬回火后硬度度，在硬度，在硬度-回火温度曲线上出现峰值的现象。回火温度曲线上出现峰值的现象。（4）回火时二次硬化现象碳素钢不发生二次硬化现象，非（弱）碳化物形成元素不能引起碳素钢不发生二次硬化现象，非（弱）碳化物形成元素不能引起二次硬化；二次硬化；二次硬化的本质二次硬化的本质：共格析出的合金碳化物的弥散强化；：共格析出的合金碳化物的弥散强化；T T-特殊碳化物量特殊碳化物量-共格畸变共格畸变 硬度达到峰值硬度达到峰值 T T-碳化物长大碳化物长大弥散度弥散度 共格被破坏共格被破坏畸变消失畸变消失位错密度位错密度 应用：高速钢应用：高速钢保持高的红硬性保持高的红硬性硬度硬度硬度硬度（4）回火时二次硬化现象红硬性是指材料在经过一定温度下保持一定时间后所能保持红硬性是指材料在经过一定温度下保持一定时间后所能保持其硬度的能力其硬度的能力含含C、W、Mo、Cr、V等元素的高合金钢等元素的高合金钢提高钢的二次硬化效应途径：第一第一，增大钢中的位错密度，增大钢中的位错密度，以增加特殊碳化物的形核部位，从而进一步增大碳化物的弥散度。例如：采用低温形变淬火方法等。第二第二，钢中加入某些合金元素，钢中加入某些合金元素，以减慢特殊碳化物形成元素的扩散，抑制细小碳化物的长大和延缓这类碳化物过时效现象的发生。例如，钢中加入Co、Al、Si、Nb、Ta等元素，都可以使特殊碳化物细小弥散并与相保持共格畸变状态，从而增大钢的回火稳定性。（4）回火时二次硬化现象低温形变淬火低温形变淬火：将钢加热至奥氏体状态，保温一定时间，急速冷却将钢加热至奥氏体状态，保温一定时间，急速冷却至共析温度至共析温度Ar1-Ms的某一中间温度，进行形变，然后淬火得到马氏的某一中间温度，进行形变，然后淬火得到马氏体组织的体组织的工艺。工艺。Co、Cr、Mo、W、V、Si -延缓延缓钢回火时钢回火时回复回复（位错密度（位错密度）和）和再结晶再结晶过程（过程（相晶粒长大）相晶粒长大）-相再结晶温度相再结晶温度 总结：总结：300 除硅外所有合金元素对钢的回火稳定性影除硅外所有合金元素对钢的回火稳定性影响不大，但由于响不大，但由于固溶强化固溶强化的作用，在相同温度回火合金钢的作用，在相同温度回火合金钢具有比碳钢较高的硬度和强度；具有比碳钢较高的硬度和强度；300 所有合金元素特别是碳化物形成元素，能所有合金元素特别是碳化物形成元素，能强烈阻碍碳化物的聚集长大以及延缓钢的回复和再结晶强烈阻碍碳化物的聚集长大以及延缓钢的回复和再结晶回火抗力回火抗力（4）合金元素对钢回火时回复）合金元素对钢回火时回复和再结晶的影响和再结晶的影响6.3 回火时机械性能的变化T 250-C原子偏聚在位错线附近，不析原子偏聚在位错线附近，不析 出出-碳化物碳化物组织变化不大组织变化不大硬度变化不大；硬度变化不大；T-C向位错附近的偏聚倾向向位错附近的偏聚倾向-碳钉扎位错碳钉扎位错作作 用用-固溶强化作用固溶强化作用 -s、；300400 析出条状或片状析出条状或片状Fe3C 硬度硬度、s；400700 Fe3C的球化和长大、的球化和长大、相相回复和再结晶回复和再结晶 硬度硬度、s、塑性、塑性；T 300 Fe3C在在M条间分布、位错密度条间分布、位错密度-冲击韧性和断裂韧性冲击韧性和断裂韧性。1.低碳钢回火时机械性能的变化低碳钢回火时机械性能的变化T 250 T-、塑性不变、塑性不变、硬度硬度 200300 T-硬度硬度 T 300 与低碳钢相似，强度与低碳钢相似，强度 、韧性韧性 弹簧钢：淬火弹簧钢：淬火+中温回火中温回火2.中碳钢回火时机械性能的变化中碳钢回火时机械性能的变化T 100 -碳化物碳化物，晶格畸变晶格畸变硬度硬度 200300 硬度与硬度与AR有关有关 含较多含较多AR硬度降低硬度降低较缓较缓 T 硬度硬度 T 300 硬度硬度 回火与拉伸性能：回火与拉伸性能：T 300 未消除淬火宏观应未消除淬火宏观应力力-脆性破断；脆性破断；T 300 T-塑性、韧性塑性、韧性 片状片状M形成形成产生显微裂纹产生显微裂纹回火回火-应力消除和在裂纹中析出碳化物应力消除和在裂纹中析出碳化物-部分显微部分显微裂纹自动焊合裂纹自动焊合3.高碳钢回火时的机械性能的变化高碳钢回火时的机械性能的变化碳钢淬火后回火时的力学性能的变化总结碳钢淬火后回火时的力学性能的变化总结碳钢淬火后回火时的力学性能的变化总结碳钢淬火后回火时的力学性能的变化总结 钢在回火时力学性能变化如下：钢在回火时力学性能变化如下：（1 1 1 1）硬度）硬度）硬度）硬度：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：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、中碳钢在在250 250 以下回火硬度下降不多，高碳钢在以下回火硬度下降不多，高碳钢在100100回火时硬度略有上升，出现一个回火时硬度略有上升，出现一个峰值。峰值。250 250 以上回火硬度持续下降。以上回火硬度持续下降。（2 2 2 2）强强强强度度度度和和和和塑塑塑塑性性性性：回回火火时时强强度度变变化化的的趋趋势势是是随随回回火火温温度度的的升升高高，强强度度（b b、s s、S SK K）不不断断下下降降，塑塑性性（、）不不断断升升高高。但但低低温温回回火火时时强强度度略略有有上上升升，塑塑性性基基本本不变。弹性极限不变。弹性极限e e在在300300400400有一峰值。有一峰值。（3 3 3 3）韧性）韧性）韧性）韧性：回火时韧性变化的趋势是随回火温度的升高，韧性升高，但合金钢：回火时韧性变化的趋势是随回火温度的升高，韧性升高，但合金钢的韧性升高是不连续的，在的韧性升高是不连续的，在T-T-a aK K和和 T-KT-KICIC曲线上出现两个谷值，即曲线上出现两个谷值，即回火脆性回火脆性。（4 4 4 4）高碳钢淬火裂纹）高碳钢淬火裂纹）高碳钢淬火裂纹）高碳钢淬火裂纹：回火时可发生自动：回火时可发生自动“焊合焊合”，消除或减少裂纹。，消除或减少裂纹。4.钢的回火脆性回火脆性：指淬火钢回火后出现韧性下降的现回火脆性：指淬火钢回火后出现韧性下降的现象象 第一类回火脆性第一类回火脆性，也称低温回火脆性，在250-400之间出现第二类回火脆性第二类回火脆性，也称高温回火脆性，在450-600之间出现1.第一类回火脆性第一类回火脆性低温回火脆性低温回火脆性T T：250-400250-400之间之间几乎所有的钢均存在第一类回火脆性几乎所有的钢均存在第一类回火脆性（1 1）现象）现象冲击功冲击功；DBTTDBTT；沿晶断裂比例沿晶断裂比例；平面应变断裂韧性平面应变断裂韧性（2 2）特征）特征：不可逆性：不可逆性：如果将已经产生第一类回火脆性的工件加热到更高温如果将已经产生第一类回火脆性的工件加热到更高温度回火，则可以消除脆性，使冲击韧性重新升高。此时，即使再度回火，则可以消除脆性，使冲击韧性重新升高。此时，即使再将该工件在产生这种回火脆性的温度区间内回火，也不会重新产将该工件在产生这种回火脆性的温度区间内回火，也不会重新产生这种脆性。因此，生这种脆性。因此，第一类回火脆性第一类回火脆性也称为也称为不可逆回火脆性不可逆回火脆性。1.第一类回火脆性第一类回火脆性（2 2）特征）特征：与冷却速度无关与冷却速度无关：即在产生回火脆性的温度保温后，：即在产生回火脆性的温度保温后，不论随后是快冷还是慢冷，钢件都会产生脆化。不论随后是快冷还是慢冷，钢件都会产生脆化。断口为沿晶脆性断口断口为沿晶脆性断口：非脆化温度回火一般为：非脆化温度回火一般为穿晶穿晶(沿沿晶粒内部晶粒内部)断裂。断裂。1.第一类回火脆性第一类回火脆性（2）第一类回火脆性的影响因素 主要是化学成分的影响。主要是化学成分的影响。有害杂质元素有害杂质元素，如，如S、P、As、Sb、Cu、N、H、O等。等。促进第一类回火脆性的元素促进第一类回火脆性的元素，如，如Mn，Si、Cr、Ni、V等。等。促进第一类回火脆性的发展，促进第一类回火脆性的发展，可能将第可能将第一类回火脆性推向较高的温度。一类回火脆性推向较高的温度。减弱第一类回火脆性的元素减弱第一类回火脆性的元素，如，如Mo、W、Ti、Al等。等。*此外，奥氏体晶粒愈粗大，残余奥氏体量愈多，此外，奥氏体晶粒愈粗大，残余奥氏体量愈多，则第一类回火脆性就愈严重则第一类回火脆性就愈严重。1.第一类回火脆性第一类回火脆性（3）第一类回火脆性的形成机制 残余奥氏体转变：残余奥氏体转变：第一类回火脆性的起因。因为这类第一类回火脆性的起因。因为这类回火脆性出现的温度范围正好与回火脆性出现的温度范围正好与AR的温度区间相对应，的温度区间相对应，而且提高而且提高AR分解温度的元素，也使发生这类回火脆性分解温度的元素，也使发生这类回火脆性的温度移向高温。因此认为，的温度移向高温。因此认为，AR回火回火M体或体或B时可时可导致钢的脆化，而且导致钢的脆化，而且AR分解时沿晶界析出碳化物也会分解时沿晶界析出碳化物也会使钢的韧性明显降低。但这种观点不能说明使钢的韧性明显降低。但这种观点不能说明AR量很少量很少的钢的钢(如低碳低合金钢如低碳低合金钢)也会出现第一类回火脆性。也会出现第一类回火脆性。1.第一类回火脆性第一类回火脆性（3）第一类回火脆性的形成机制）第一类回火脆性的形成机制 碳化物析出理论：碳化物析出理论：由于钢中由于钢中-FexC转变为转变为-Fe5C2或或-Fe3C的温度与产生回火脆性的温度相近，因此认为第的温度与产生回火脆性的温度相近，因此认为第一类回火脆性是新生成的碳化物沿板条马氏体的条界、一类回火脆性是新生成的碳化物沿板条马氏体的条界、束界和群界或在片状马氏体的孪晶带和晶界上析出而束界和群界或在片状马氏体的孪晶带和晶界上析出而引起的。继续升高回火温度，由于碳化物的聚集长大引起的。继续升高回火温度，由于碳化物的聚集长大和球化，改善了各类界面的脆化性质，因而又使冲击和球化，改善了各类界面的脆化性质，因而又使冲击韧性提高。这种观点已为许多实验所证实。韧性提高。这种观点已为许多实验所证实。1.第一类回火脆性第一类回火脆性（3）第一类回火脆性的形成机制）第一类回火脆性的形成机制晶界偏聚理论晶界偏聚理论，即认为奥氏体化时杂质元素，即认为奥氏体化时杂质元素P、S、As、Sn、Sb等在晶界、亚晶界偏聚导致晶界弱化是引起第等在晶界、亚晶界偏聚导致晶界弱化是引起第一类回火脆性的原因。杂质元素在奥氏体晶界的偏聚一类回火脆性的原因。杂质元素在奥氏体晶界的偏聚已为电子探针和俄歇谱仪所证实。前面所述的第二类已为电子探针和俄歇谱仪所证实。前面所述的第二类元素能促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能促进元素能促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能促进第一类回火脆性的发展。第三类元素能阻止杂质元素第一类回火脆性的发展。第三类元素能阻止杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能抑制第一类回火脆性的发在奥氏体晶界的偏聚，故能抑制第一类回火脆性的发展。展。1.第一类回火脆性第一类回火脆性（4）防止或减轻第一类回火脆性的方法）防止或减轻第一类回火脆性的方法降低钢中杂质元素的含量。降低钢中杂质元素的含量。用用Al脱氧或加入脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素以细化奥氏体晶等合金元素以细化奥氏体晶粒。粒。加入加入Mo、W等能减轻第一类回火脆性的合金元素。等能减轻第一类回火脆性的合金元素。加入加入Cr、Si以调整发生第一类回火脆性的温度范围，以调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度。使之避开所需的回火温度。采用等温淬火工艺代替淬火加回火工艺。采用等温淬火工艺代替淬火加回火工艺。等温淬火：奥氏体化后淬入温度等温淬火：奥氏体化后淬入温度稍高于稍高于Ms点的冷却介质中等温保点的冷却介质中等温保持使钢发生下贝氏体相变的淬火持使钢发生下贝氏体相变的淬火硬化热处理工艺硬化热处理工艺。2.第二类回火脆性第二类回火脆性也称高温回火脆性也称高温回火脆性温度范围：温度范围：450-600之间之间（1）现象）现象冲冲击击韧韧性性；DBTT；沿沿原原A晶晶界界断断裂裂 ；原原A晶界上有杂质元素和某些合金元素的偏聚。晶界上有杂质元素和某些合金元素的偏聚。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（2）特征）特征对回火后的冷却速度敏感对回火后的冷却速度敏感。从产生回火脆性的温度缓慢冷却时发生第二。从产生回火脆性的温度缓慢冷却时发生第二类回火脆性，而快速冷却时则可消除或减弱第二类回火脆性。即回火后类回火脆性，而快速冷却时则可消除或减弱第二类回火脆性。即回火后的冷却速度对第二类回火脆性有很大的影响。的冷却速度对第二类回火脆性有很大的影响。可逆性的可逆性的。将已经处于脆化状态的试样重新回火加热并快速冷却至室温，。将已经处于脆化状态的试样重新回火加热并快速冷却至室温，则可消除脆化，回复到韧化状态，使冲击韧性提高。与此相反，对处于则可消除脆化，回复到韧化状态，使冲击韧性提高。与此相反，对处于韧化状态的试样，再经脆化处理，又会变成脆化状态，使冲击韧性降低。韧化状态的试样，再经脆化处理，又会变成脆化状态，使冲击韧性降低。所以也称第二类回火脆性为所以也称第二类回火脆性为可逆回火脆性可逆回火脆性“断口呈晶间断裂断口呈晶间断裂。这表明第二类回火脆性与原奥氏体晶界存在某些杂质。这表明第二类回火脆性与原奥氏体晶界存在某些杂质元素有密切关系。元素有密切关系。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（2）影响第二类回火脆性的因素 化学成分的影响第一类第一类:引起第二类回火脆性的杂质元素引起第二类回火脆性的杂质元素，如P、S、B、Sn、Sb、As等。但当钢中不含Ni、Cr、Mn，Si等合金元素时杂质元素的存在不会引起第二类回火脆性。如一般碳钢就不存在第二类回火脆性。第二类第二类:促进第二类回火脆性的合金元素促进第二类回火脆性的合金元素，如Ni、Cr、Mn，Si、C等。这类元素单独存在时也不会引起第二类回火脆性，必须与杂质元素同时存在时才能引起第二类回火脆性。当杂质元素含量一定时，这类元素含量愈多，脆化就愈严重。当两种以上元素同时存在时，脆化作用就更大。第三类第三类:抑制第二类回火脆性的合金元素抑制第二类回火脆性的合金元素，如Mo、W、V、Ti以及稀土元素La、Nd，Pr等。这类合金元素可以抑制第二类回火脆性，但加入量有一最佳值，超过最佳值后，其抑制效果减弱。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（2）影响第二类回火脆性的因素 热处理工艺参数的影响 第二类回火脆性的脆化速度和脆化程度均与第二类回火脆性的脆化速度和脆化程度均与T回火回火和和t回火回火密切相关密切相关。T一定时，随t回火，脆化程度。在550以下，T回火，脆化速度，但脆化程度；在550以上，随T回火，脆化速度，脆化程度下降。所以，第二类回火脆性的等温脆化动力学曲线亦呈“C字形，鼻尖温度为550。第二类回火脆性与第二类回火脆性与回火后的冷却速度回火后的冷却速度密切相关密切相关。缓慢冷却将使脆性增加，冷却速度，脆化程度。而快速冷却则可消除或减轻第二类回火脆性。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（2）影响第二类回火脆性的因素 组织因素的影响与原始组织有关 与奥氏体晶粒度有关，奥氏体晶粒粗大，则回火脆性敏感性增大。马氏体马氏体回火脆性回火脆性贝氏体贝氏体回火脆性回火脆性珠光体珠光体回火脆性回火脆性严重严重最小最小2.第二类回火脆性第二类回火脆性（3）第二类回火脆性的形成机制 根据上述特征来看，第二类回火脆性的脆化过程必然是一个受扩散控制的、发生于晶界的、能使晶界弱化的、与马氏体及残余奥氏体无直接关系的可逆过程。而可逆过程只可能有两种情况，即脆性相沿晶界的析出与回溶以及溶质原子在晶界上的偏聚与消失，因此提出了脆性相析出理论和杂质元素偏聚理论。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（3）第二类回火脆性的形成机制 脆性相析出理论脆性相析出理论：碳化物、氧化物、磷化物等脆性相沿晶界析出引起第二类回火脆性。其理论依据是脆性相在-Fe中的溶解度随温度降低而减小，在回火后的缓冷过程中脆性相沿晶界析出而引起脆化。温度升高时脆性相重新回溶而使脆性消失。这一理论可以解释回火脆性的可逆性的现象，但无法解释等温脆化以及化学成分的影响。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（3）第二类回火脆性的形成机制 杂质元素偏聚理论杂质元素偏聚理论 俄歇谱仪、电子探针等证实：钢在呈现第二类回火脆性时，沿原始奥氏体晶界的极薄层内确实偏聚了某些合金元素(如Cr、Ni等)以及杂质元素(如Sb、Sn、P等)，而且回火脆化倾向随杂质元素在原始奥氏体晶界上偏聚程度的增大而增大。处于韧化状态时，未发现有合金元素或杂质元素在原始奥氏体晶界上的偏聚。因此认为，Sb、Sn、P等杂质元素向原始奥氏体晶界的偏聚是产生第二类回火脆性的主要原因。促进第二类回火脆性的合金元素(如Cr、Ni等)与杂质元素的亲和力适中，在回火时其本身也向晶界偏聚，同时将杂质元素带至晶界，引起脆化;2.第二类回火脆性第二类回火脆性（3）第二类回火脆性的形成机制 杂质元素偏聚理论杂质元素偏聚理论 抑制第二类回火脆性的合金元素(如Mo等)与杂质元素的亲和力很大，在晶内就形成稳定的化合物而析出，故能起到净化晶界的作用而抑制回火脆性的发生;若合金元素与杂质元素的亲和力不大时，即使其向晶界偏聚，也不能将杂质元素带至晶界，故不会引起脆化。杂质元素晶界偏聚理论杂质元素晶界偏聚理论能较好地解释回火脆性的可逆性、晶间断裂和粗大晶粒的回火脆性倾向性大等现象。2.第二类回火脆性第二类回火脆性（4）预防或减轻第二类回火脆性的方法 选用高纯度钢，降低钢中杂质元素的含量。加入能细化奥氏体晶粒的合金元素(如Nb，V、Ti等)以细化奥氏体 晶粒，增加晶界面积，降低单位晶界面积杂质元素的含量。加入适量能抑制第二类回火脆性的合金元素(如Mo、W等)。避免在450-600温度范围内回火，在600 以上温度回火后应采取快冷。对亚共析钢采用亚温淬火方法，在淬火加热时，使P等元素溶入残留的相中，降低P等元素在原奥氏体晶界上的偏聚浓度。采用形变热处理方法，细化奥氏体晶粒并使晶界呈锯齿状，增大晶界面积，减轻回火时杂质元素向晶界的偏聚。