鋼的回火轉變

鋼的回火轉變第一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火是將淬火鋼加熱到低于臨界點A1的某一溫度保溫一定時間，使淬火組織轉變?yōu)榉€(wěn)定的回火組織，然后以適當方式冷卻到室溫的一種熱處理工藝。淬火鋼的組織主要是馬氏體或馬氏體加殘留奧氏體。馬氏體和殘留奧氏體在室溫下都處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，馬氏體處于含碳過飽和狀態(tài)，殘留奧氏體處于過冷狀態(tài)，它們都趨于向鐵素體加滲碳體(碳化物)的穩(wěn)定狀態(tài)轉化。但在室溫下，原子擴散能力很低，這種轉化很困難，回火則促進組織轉化。淬火鋼中內應力很大，淬火鋼件必須立即回火，以消除或減少內應力，防止變形或開裂，并獲得穩(wěn)定的組織和所需的性能。

第二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二為了保證淬火鋼回火獲得所需的組織和性能，必須研究淬火鋼在回火過程中的組織轉變，探討回火鋼性能和組織形態(tài)之關系，并為正確制訂回火工藝(溫度、時間等)提供理論依據。第三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二為什么淬火鋼要進行回火？鋼經淬火得到的組織主要由馬氏體和少量的殘余奧氏體等亞穩(wěn)定組織組成。

1、過飽和碳的馬氏體要發(fā)生脫溶分解；

2、殘余奧氏體是高溫相處于過冷狀態(tài)，也要發(fā)生轉變；

3、淬火過程還使鋼存在著較大的淬火應力。淬火應力要逐漸松弛。以上這些變化會引起鋼的性能、形狀和尺寸的變化。

4、太脆。第四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火可以減少或消除應力，可以得到穩(wěn)定的組織、尺寸形狀和性能，使工件達到服役狀態(tài)的要求。所以鋼一般不能在淬火狀態(tài)下使用，必須經過回火才能使用。

第五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二一、淬火鋼的回火轉變及其組織淬火碳鋼回火時，隨著回火溫度升高和回火時間的延長，相應地要發(fā)生如下幾種轉變。(一)馬氏體中碳的偏聚(二)馬氏體分解(三)殘留奧氏體的轉變(四)碳化物的轉變(五)滲碳體的聚集長大和a相回復、再結晶第六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(一)馬氏體中碳的偏聚馬氏體中過飽和的碳原子處于體心立方晶格扁八面體間隙位置，使晶體產生很大的晶格畸變，處于受擠壓狀態(tài)的碳原子有從晶格間隙位置脫溶出來的自發(fā)趨勢。但在80-100℃以下溫度回火時，鐵原子和合金元素還難以進行擴散遷移，碳原子也只能作短距離的擴散遷移。第七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二板條狀馬氏體存在大量位借，碳原子傾向于偏聚在位錯線附近的間隙位置，形成碳的偏聚區(qū)，降低馬氏體的彈性畸變能。例如含碳量<0.25％的低碳馬氏體，間隙原子進入馬氏體晶格中刃型位錯旁的拉應力區(qū)形成所謂“柯氏氣團”，使馬氏體晶格不呈現正方度，而成為立方馬氏體。只有當馬氏體中含碳量>0.25％，晶格缺陷中容納的碳原子達到飽和時，多余碳原子才形成碳原子偏聚區(qū)，從而使馬氏體的正方度增大（？）。第八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二片狀馬氏體的亞結構主要為孿晶，除少量碳原子向位錯線偏聚外，大量碳原子將向垂直于馬氏體C軸的(100)面富集，形成小片富碳區(qū)，碳原子偏聚區(qū)厚度只有零點幾個納米，直徑約為1.0nm。碳原子的偏聚現象不能用金相方法直接觀察到，但可用電阻法或內耗法間接證實。第九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(二)馬氏體分解當回火溫度超過80℃時，馬氏體開始發(fā)生分解，碳原子偏聚區(qū)的碳原子將發(fā)生有序化，繼而轉變?yōu)樘蓟飶倪^飽和a固溶體中析出。隨著馬氏體的碳含量降低，晶格常數c逐漸減小，a增大，正方度c／a減小。馬氏體的分解持續(xù)到350℃以上，在高合金鋼中可持續(xù)到600℃

。第十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二溫度對馬氏體的分解起決定作用。馬氏體的含碳量隨回火溫度的變化規(guī)律如圖9-58所示。馬氏體的含碳量隨回火溫度升高不斷降低，高碳鋼的馬氏體含碳量降低較快。第十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火時間對馬氏體中含碳量影響較小。當回火溫度高于150℃后，在一定溫度下，隨回火時間延長，在開始1-2h內，過飽和碳從馬氏體中析出很快，然后逐漸減慢，隨后再延長時間，馬氏體中含碳量變化不大。因此鋼的回火保溫時間常在2h左右?；鼗饻囟仍礁?，回火初期碳含量下降越多，最終馬氏體碳含量越低。第十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高碳鋼在350℃以下回火時，馬氏體分解后形成的低碳a相和彌散E碳化物組成的雙相組織稱為回火馬氏體。這種組織較淬火馬氏體容易腐蝕，故在光學顯微鏡下呈黑色針狀組織。回火馬氏體中a相含碳量0.2％-0.3％，E碳化物具有密排六方晶格，通常用E-FexC表示，其中x=2-3。經x射線測出，E-FexC與母相之間有共格關系，并保持一定的結晶學位向關系。第十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高碳鋼在80-150℃回火時，由于碳原子活動能力低，馬氏體分解只能依靠E碳化物在馬氏體晶體內不斷生核、析出，而不能依靠E碳化物的長大進行。在緊靠E碳化物的周圍，馬氏體的碳含量急劇降低，形成貧碳區(qū)，而距E碳化物較遠的馬氏體仍保持淬火后較高的原始碳含量。于是在低溫加熱后，鋼中除彌散E碳化物外，還存有碳含量高、低不同的兩種a相(馬氏體)。這種類型的馬氏體分解稱為兩相式分解。第十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二當回火溫度在150-350℃之間時，碳原子活動能力增加，能進行較長距離擴散。因此，隨著回火保溫時間延長，E碳化物可從較遠處獲得碳原子而長大，故低碳a相增多，高碳a相逐漸減少。最終不存在兩種不同碳含量的a相，馬氏體的碳含量連續(xù)不斷地下降。這就是所謂連續(xù)式分解。直到350℃左右，a相碳含量達到平衡時，正方度趨近于l。至此，馬氏體分解基本結束。析出的E碳化物存在于馬氏體形態(tài)的a相中。第十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二含碳量<0.2％的板條狀馬氏體在淬火冷卻時已發(fā)生自回火，析出碳化物。在100-200℃之間回火時，絕大部分碳原子都偏聚到位錯線附近，沒有E碳化物析出。第十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(三)殘留奧氏體的轉變鋼淬火后總是多少存在一些殘留奧氏體。殘留奧氏體隨淬火加熱時奧氏體中碳和合金元素的含量的增加而增多。含碳量>0.5％的碳鋼或低合金鋼淬火后，有可觀數量的殘留奧氏體。高碳鋼淬火后于250～300℃之間回火時，將發(fā)生殘留奧氏體分解。第十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二圖9-61是含碳1.06％的鋼于1000℃淬火，并經不同溫度回火保溫30min后，用x射線測定的殘留奧氏體量變化(淬火后殘留奧氏體體積分數尚存35％)?？梢?，隨回火溫度升高，殘留奧氏體量減少。第十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二殘留奧氏體與過冷奧氏體并無本質區(qū)別，它們的C曲線很相似，只是兩者的物理狀態(tài)不同而使轉變速度有所差異而已。圖9-62是高碳鉻鋼殘留奧氏體和過冷奧氏體的C曲線。與過冷奧氏體相比，殘留奧氏體向貝氏體轉變速度較快，而向珠光體轉變速度則較慢。第十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二殘留奧氏體在高溫區(qū)內回火時，先析出先共析碳化物，隨后分解為珠光體；在低溫區(qū)內回火時，將轉變?yōu)樨愂象w。在珠光體和貝氏體轉變溫度區(qū)間也存在一個殘留奧氏體的穩(wěn)定區(qū)。淬火高碳鋼在200-300℃回火時，殘留奧氏體分解為a相和E碳化物組成的機械混合物，稱為回火馬氏體或下貝氏體。第二十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(四)碳化物的轉變馬氏體分解及殘留奧氏體轉變形成的E碳化物是亞穩(wěn)定的過渡相。當回火溫度升高至250～400℃時，形成比E碳化物更穩(wěn)定的碳化物。碳鋼中比E碳化物穩(wěn)定的碳化物有兩種：一種是x-碳化物，化學式是Fe5C2，具有單斜晶格；另一種是更穩(wěn)定的滲碳體（Fe3C）。第二十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二碳化物的轉變主要取決于回火溫度，也與回火時間有關。圖9-63表示回火溫度和回火時間對淬火鋼中碳化物變化的影響。由圖可見，隨著回火時間的延長，發(fā)生碳化物轉變的溫度降低。回火溫度升高，達到相同效果所需時間減少。

第二十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火溫度高于250℃時，含碳量>0.4％的馬氏體中E碳化物逐漸溶解，同時沿{112}M晶面析出x-碳化物。x-碳化物呈小片狀平行地分布在馬氏體中，尺寸約5nm，它和母相馬氏體有共格界面并保持一定的位向關系。由于x-碳化物與E-碳化物的慣習面和位向關系不同，所以x-碳化物不是由E碳化物直接轉變來的，而是通過E碳化物溶解并在其他地方重新形核、長大的方式形成的。這種所謂“單獨形核”的方式，通常叫做“離位析出”。第二十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二隨著回火溫度升高，馬氏體中除析出x-碳化物以外，還同時析出滲碳體，即Fe3C。析出Fe3C的慣習面有兩組：一組是{112}M晶面，與x-碳化物的慣習面相同，說明這組Fe3C可能是從x-碳化物直接轉變過來的，即“原位析出”；另一組是{100}M晶面，說明這組Fe3C不是由x-碳化物直接轉變得到的，而是由x-碳化物首先溶解，然后重新形核長大，以“離位析出”方式形成的。剛形成的Fe3C與母相仍保持共格關系，當長大到一定尺寸時，共格關系難以維持，在300～400℃時共格關系陸續(xù)破壞，滲碳體脫離a相而析出。第二十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二當回火溫度升高到400℃以后，淬火馬氏體完全分解，但a相仍保持針狀外形，先前形成的E碳化物和x碳化物此時已經消失，全部轉變?yōu)榧毩顫B碳體。這種由針狀a相和無共格聯(lián)系的細粒狀滲碳體組成的機械混合物叫做回火托氏體。圖9-64為淬火高碳鋼400℃回火時得到的回火托氏體金相顯微組織，其滲碳體顆粒難以分辨。在電子顯微鏡下可以清楚地看出回火托氏體中a相和細粒狀滲碳體(見圖9-65)。第二十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二第二十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火溫度高于200℃時，含碳量<0.2％的馬氏體將在碳原子偏聚區(qū)通過連續(xù)式分解方式直接析出滲碳體。含碳量介于0.2％-0.4％的馬氏體可由E碳化物直接轉變?yōu)闈B碳體，而不形成x-碳化物。0.2——0.4

第二十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(五)滲碳體的聚集長大和a相回復、再結晶當回火溫度升高至400℃以上時，已脫離共格關系的滲碳體開始明顯地聚集長大。片狀滲碳體長度和寬度之比逐漸縮小，最終形成粒狀滲碳體。碳化物的球化和長大過程，是按照細顆粒溶解、粗顆粒長大的機制進行的(膠態(tài)平衡理論)。淬火碳鋼經高于500℃的回火后，碳化物已經轉變?yōu)榱顫B碳體。當回火溫度超過600℃時，細粒狀滲碳體迅速聚集并粗化。含碳0.34％的鋼中的滲碳體顆粒直徑與回火溫度、回火時間的關系示于圖9-66中。第二十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二在碳化物聚集長大的同時，a相的狀態(tài)也在不斷發(fā)生變化。馬氏體晶粒不呈等軸狀，而且是通過切變方式形成的，晶格缺陷密度很高，因此，在回火過程中a相也會發(fā)生回復和再結晶。板條狀馬氏體的回復過程主要是a相中位錯胞和胞內位錯線逐漸消失，使晶體的位錯密度減少，位錯線變得平直?；鼗饻囟葟?00℃到500℃以上時，剩余位錯發(fā)生多邊化，形成亞晶粒，a相發(fā)生明顯地回復，此時a相的形態(tài)仍然具有板條狀特征(見圖9-67)。第二十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二隨著回火溫度的升高，亞晶粒逐漸長大，亞晶界移動的結果可以形成大角度晶界。當回火溫度超過600℃時，a相開始發(fā)生再結晶，由板條晶逐漸變成位錯密度很低的等軸晶。圖9-68為a相發(fā)生部分再結晶的組織。第三十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二對于片狀馬氏體，當回火溫度高于250℃時，馬氏體片中的孿晶亞結構開始消失，出現位錯網絡。回火溫度升高到400℃以上時，孿晶全部消失，a相發(fā)生回復過程。當回火溫度超過600℃時，a相發(fā)生再結晶過程，a相的針狀形態(tài)消失，形成等軸的鐵素體晶粒。第三十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二淬火鋼在500—650℃回火得到的回復或再結晶了的鐵素體和粗粒狀滲碳體的機械混合物叫做回火索氏體。在光學顯微鏡下能分辨出顆粒狀滲碳體(圖9-69)，在電子顯微鏡下可看到滲碳體顆粒明顯粗化(圖9-70)。第三十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二另一方面，當回火溫度為400℃-600℃時，由于馬氏體分解、碳化物轉變、滲碳體聚集長大及a相回復或再結晶，淬火鋼的殘留內應力基本消除。第三十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火組織總結淬火鋼在不同的回火溫度下，處于不同的回火轉變階段，將會得到如下幾種回火組織。

(1)回火馬氏體

(2)回火屈氏體

(3)回火索氏體

(4)回火珠光體

第三十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(1)回火馬氏體回火馬氏體是150～250℃低溫回火時得到的組織。在馬氏體中已有大量的細小ε碳化物，殘余奧氏體發(fā)生了部分分解（200－300℃）。光學顯微鏡下，淬火組織的形貌沒有變化，只有在電鏡下可以清晰地觀察到，馬氏體基體中分布著大量的E碳化物。第三十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(2)回火托氏體淬火馬氏體經350～5000C中溫回火后得到的組織稱為回火托氏體?；鼗鹜惺象w組織是鐵素體基體中彌散分布著極細小的片狀或粒狀滲碳體。在光鏡下，鐵素體仍基本保持原馬氏體的形貌特征，分辨不出滲碳體的顆粒。

第三十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(3)回火索氏體回火索氏體是淬火馬氏體經500～650℃高溫回火后得到的組織。它是由鐵素體加球粒狀滲碳體組成的。在高倍的光鏡下可以清晰地觀察到滲碳體顆粒，原馬氏體的形貌已基本消失。第三十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(4)回火珠光體回火珠光體又稱回火球化組織，是淬火馬氏體經650℃以上長時間回火后得到的組織。滲碳體已完全球化，尺寸也已相當大了。

第三十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二二、淬火鋼在回火時性能的變化1、淬火鋼回火時，力學性能隨回火溫度的變化而發(fā)生一定的變化，這種變化與顯微組織的變化有密切關系。淬火鋼在回火時硬度變化的總趨勢是，隨著回火溫度的升高，鋼的硬度不斷下降。2、含碳量>0.8％的高碳鋼在100℃左右回火時，硬度反而略有升高，這是由于馬氏體中碳原子的偏聚及E碳化物析出引起彌散強化造成的。3、含碳量>0.8％的高碳鋼在200-300℃回火時，硬度下降的趨勢變得平緩。顯然，這是由于馬氏體分解使鋼的硬度下降及殘留奧氏體轉變使鋼的硬度升高兩方面因素綜合作用的結果。4、回火溫度在300℃以上時，由于滲碳體與母相的共格關系破壞以及滲碳體的聚集長大而使鋼的硬度呈直線下降。第三十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二碳鋼隨著回火溫度的升高，其強度不斷下降，而塑性不斷升高(見圖9-72)。但在200-300℃較低溫度回火時，由于內應力的消除，鋼的強度和硬度都得到提高。第四十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二對于一些工具材料，可采用低溫回火以保證較高的強度和耐磨性(圖9-72c)。但高碳鋼低溫回火后塑性較差。第四十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二低碳鋼低溫回火后具有良好的綜合力學性能(圖9-72a)。在300-400℃回火時，鋼的彈性極限最高，因此一些彈簧鋼件均采用中等溫度回火。當回火溫度進一步提高，鋼的強度迅速下降，但鋼的塑性和韌性卻隨回火溫度升高而增長。在500-600℃回火時，塑性達到較高的數值，并且保留相當高的強度。因此中碳鋼采用淬火加高溫回火可以獲得良好的綜合力學性能(圖9-72b)。第四十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二合金元素可使鋼的各種回火轉變溫度范圍向高溫推移，可以減少鋼在回火過程中硬度下降的趨勢，說明合金鋼耐回火性高，比碳鋼具有更高的抵抗回火軟化過程的能力，即回火抗力高。與相同含碳量的碳鋼相比，在高于300℃回火時，在相同回火溫度和回火時間情況下，合金鋼具有較高的強度和硬度。反過來，為得到相同的強度和硬度，合金鋼可以在更高溫度下回火，這又有利于鋼的韌性和塑性的提高。第四十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二三、回火脆性淬火鋼回火時的沖擊韌度并不總是隨回火溫度的升高單調地增大，有些鋼在一定的溫度范圍內回火時，其沖擊韌度顯著下降，這種脆化現象叫做鋼的回火脆性。鋼在250-400℃溫度范圍內出現的回火脆性叫第一類回火脆性，也叫低溫回火脆性；在450-650℃溫度范圍內出現的回火脆性叫做第二類回火脆性，也叫高溫回火脆性。第四十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二低溫回火脆性幾乎在所有的工業(yè)用鋼中都會出現。一般認為，低溫回火脆性是由于馬氏體分解時沿馬氏體條或片的界面析出斷續(xù)的薄殼狀碳化物，降低了晶界的斷裂強度，使之成為裂紋擴展的路徑，因而導致脆性斷裂。如果提高回火溫度，由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面狀況而使鋼的韌性又重新恢復或提高。第四十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二鋼中含有合金元素一般不能抑制低溫回火脆性，但Si、Cr、Mn等元素可使脆化溫度推向更高溫度。例如WSi=1.0％-1.5％的鋼，產生脆化的溫度為300-320℃；而WSi=1.0％～1.5％、WCr=1.5％～2.0％的鋼，脆化溫度可達350～370℃。到目前為止，還沒有一種有效地消除低溫回火脆性的熱處理或合金化方法。為了防止低溫回火脆性，通常的辦法是避免在脆化溫度范圍內回火。第四十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高溫回火脆性主要在合金結構鋼中出現，碳鋼一般不出現這種脆性。高溫回火脆性通常在回火保溫后緩冷的情況下出現，若快速冷卻，脆化現象將消失或受到抑制。因此這種回火脆性可以通過再次高溫回火并快冷的辦法消除，但是若將已消除脆性的鋼件重新高溫回火并隨后緩冷時脆化現象又再次出現。為此，高溫回火脆性又稱可逆回火脆性。鋼中含有Cr、Mn、P、As、Sb等元素時，會使高溫回火脆性傾向增大。如果鋼中除Cr以外，還含有Ni或相當的Mn量時，則高溫回火脆性更為顯著。而W、Mo等元素能減弱高溫回火脆性的傾向。例如鋼中含有鉬0.5％左右或W為1％時，可以有效地抑制高溫回火脆性。第四十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高溫回火脆性產生的原因亦有許多說法。目前比較引人注意的是晶界偏聚機制。Sb、Sn、P、As等雜質元素在回火處理時向原奧氏體晶界偏聚，減弱了奧氏體晶界上原子間的結合力，降低晶界斷裂強度是產生高溫回火脆性的主要原因。Ni、Cr等合金元素不但促進這些雜質元素的偏聚，而且本身也向晶界偏聚，進一步降低了晶界斷裂強度，從而增大了回火脆性傾向。Mo與雜質元素發(fā)生交互作用，抑制雜質元素向晶界偏聚，從而能減輕回火脆性傾向。上述雜質元素偏聚機制能較好地解釋高溫回火脆性的許多現象，并能有力地說明鋼在450～550℃長期停留使雜質原子有足夠時間向晶界偏聚而造成脆化的原因。卻難以說明這類回火脆性對冷速的敏感性。第四十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二防止或減輕高溫回火脆性的方法很多。采用高溫回火后快冷的方法可抑制回火脆性，但這種方法不適用于較大工件。在鋼中加入Mo、W等合金元素阻礙雜質元素在晶界上偏聚，也可以有效地抑制高溫回火脆性。此外，對亞共析鋼采用在A1-A3臨界區(qū)亞溫淬火方法，使P等雜質元素溶入殘留的鐵素體中，減輕P等雜質元素在原奧氏體晶界上的偏聚，也可以減小高溫回火脆性傾向。還有，選擇含雜質元素極少的優(yōu)質鋼材以及采用形變熱處理等方法都可以減輕高溫回火脆性。第四十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二四、淬火后的回火產物與奧氏體直接分解產物的性能比較同一鋼件經淬火加回火處理后，可以得到回火托氏體或回火索氏體組織；由過冷奧氏體直接分解可得到托氏體或索氏體組織。這兩類轉變產物的組織和性能有什么差別呢?

它們都是鐵素體加碳化物的珠光體類型組織，但是回火托氏體和回火索氏體中的碳化物是呈顆粒狀的，而托氏體和索氏體中的碳化物是片狀的。碳化物呈顆粒狀的組織使鋼的許多性能得到改善。第五十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二圖9-74表示在相同硬度下共析鋼片狀組織和粒狀組織的力學性能。

硬度在20-35HRC范圍內，淬火加回火產物是回火索氏體；而直接分解產物是細珠光體，即索氏體。在相同硬度時，兩類組織的抗拉強度相近，但回火索氏體組織的屈服強度和塑性指標均比索氏體高。尤其是硬度在25～30HRC范圍內，屈服強度和斷面收縮率的差別最大?？梢?，硬度為25-30HRC的回火索氏體組織綜合力學性能遠比索氏體好得多。第五十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二硬度為25-30HRC的回火索氏體組織綜合力學性能遠比索氏體好得多。這是由于片狀碳化物受力時會使基體產生很大的應力集中，易使碳化物片產生脆斷或形成微裂紋。而粒狀碳化物造成的應力集中小，微裂紋不易產生，故鋼的塑性、韌性好。因此，工程上凡是承受沖擊并要求優(yōu)良綜合力學性能的工件都要進行淬火加高溫回火處理，即調質處理，以得到具有優(yōu)良綜合力學性能的回火索氏體組織。第五十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二對于具有回火脆性的鋼種，與進行淬火加低溫回火獲得的回火馬氏體相比，進行等溫淬火獲得的下貝氏體性能更為優(yōu)越。圖9-75是在相同強度條件下40CrNiMo鋼兩種轉變產物沖擊韌度的比較。圖上的數字表示回火溫度或奧氏體等溫分解溫度。由圖可見，鋼分別進行淬火后在低溫回火脆性溫度范圍回火及在低溫回火脆性溫度范圍等溫淬火后，當強度相同時，下貝氏體的沖擊韌度顯著高于回火馬氏體。所以生產上在條件可能的情況下盡量采用等溫淬火方法，取代淬火加低溫回火，以獲得優(yōu)良的綜合力學性能。第五十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二為什么在硬度相同的情況下，淬火回火組織的塑性和韌性優(yōu)于正火組織？因為：1、滲碳體在兩種索氏體中形狀相差很大，在受力變形過程中，片狀滲碳體對基體連續(xù)性的損害作用比粒狀的大；2、片狀滲碳體易于斷裂形成微裂紋，而粒狀滲碳體則不易產生微裂紋。正由于鋼經淬火回火后，獲得的組織中強化相是粒狀均勻分布的，才具有好的綜合力學性能，塑性和韌性優(yōu)于正火組織。重要的鋼制工件需經正確的淬火回火處理后使用。

第五十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二以下內容是回火轉變的另一個版本PPT第五十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二定義鋼的回火是將淬火鋼加熱至A1以下的某一溫度，保溫，然后冷卻到室溫的一種熱處理工藝。鋼在淬火狀態(tài)下一般不能使用。

第五十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二為什么淬火鋼要進行回火？鋼經淬火得到的組織主要由馬氏體和少量的殘余奧氏體等亞穩(wěn)定組織組成。

1、過飽和碳的馬氏體要發(fā)生脫溶分解；

2、殘余奧氏體是高溫相處于過冷狀態(tài)，也要發(fā)生轉變；

3、淬火過程還使鋼存在著較大的淬火應力。淬火應力要逐漸松弛。以上這些變化會引起鋼的性能、形狀和尺寸的變化。

4、太脆。第五十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火可以減少或消除應力，可以得到穩(wěn)定的組織、尺寸形狀和性能，使工件達到服役狀態(tài)的要求。所以鋼一般不能在淬火狀態(tài)下使用，必須經過回火才能使用。

第五十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二一、淬火鋼在回火過程中的轉變

分三個階段：1．馬氏體分解2．殘余奧氏體的分解

3．鐵素體基體的回復與再結晶第五十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二1．馬氏體分解過程淬火馬氏體是碳在鐵素體中的過飽和固溶體，一旦加熱就會析出過飽和的碳，發(fā)生分解轉變，馬氏體的正方度c／a下降，逐漸趨于1。當回火溫度足夠高時，過飽和的碳全部析出，馬氏體最終轉變成鐵素體加碳化物的平衡組織，并會發(fā)生碳化物的長大和球化。

第六十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(1)碳原子偏聚過飽和的碳原子始終存在著從晶格中脫溶形成碳化物的趨勢。在室溫至100℃的溫度范圍內回火，碳原子不可能進行較長距離的擴散，只能做短距離擴散遷移，形成碳的偏聚區(qū)。碳原子可以向晶體缺陷處偏聚，例如偏聚在位錯線上形成柯垂爾氣團；碳原子也可以在板條馬氏體的{100}面、片狀馬氏體的孿晶面{112}上偏聚形成富碳原子團。第六十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二自回火在許多Ms點高的鋼中，馬氏體形成溫度高于100℃，所以在馬氏體剛一形成就已經發(fā)生了碳原子的遷移偏聚過程，這一過程稱為自回火。第六十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(2)形成過渡碳化物在100℃以上溫度回火，馬氏體內開始析出亞穩(wěn)定的過渡碳化物相。加熱至100～250℃時形成ε碳化物，ε碳化物呈條狀薄片或針狀，長度約為100nm，在光學顯微鏡下無法分辨，而在電鏡下可以清楚觀察到。ε碳化物的成分約為Fe2-3C，具有密排六方結構，慣析面為{001}M。ε碳化物形成的開始階段(低溫時)與馬氏體保持共格，與馬氏體的位向關系是：

(0001)E∥(011)M，[10T1]E∥[101]M。第六十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回火溫度升高，ε碳化物粗化，共格相界轉變?yōu)榘牍哺裣嘟??；鼗饻囟壬叩?50℃以上，Wc>0.4%的鋼中ε碳化物會逐漸溶解消失，同時沿著馬氏體{112}面形成X碳化物。X碳化物的成分大約是Fe5C，具有單斜結構，也是亞穩(wěn)定過渡相。X碳化物不是由ε碳化物直接轉化而來的，因為它們的慣析面不同。與亞穩(wěn)定過渡碳化物析出的同時，馬氏體的碳濃度逐漸減少，正方度逐步降低。

第六十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(3)滲碳體的形成淬火鋼在250～300℃回火時，即會有滲碳體Fe3C形成。滲碳體與過渡碳化物相比，有較低的吉布斯自由能。滲碳體可以通過過渡碳化物點陣轉化成滲碳體點陣而形成，也可以從馬氏體中直接析出形成。第六十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二滲碳體最初的形狀是細小的薄片狀，與馬氏體保持一定的位向關系：

(001)Fe3C∥(211)M[100]Fe3C∥[011]M[010]Fe3C∥[111]M。在形成滲碳體時，片狀馬氏體中的孿晶亞結構也同時消失。

第六十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(4)滲碳體的球化與長大回火溫度繼續(xù)升高，在碳素鋼中不再發(fā)生碳化物的轉變，只有碳化物的形態(tài)、分布和尺寸發(fā)生變化?；鼗饻囟仍?00～600℃時，片狀滲碳體聚集成球狀，并長大粗化；回火溫度到600℃以上時，球狀滲碳體迅速粗化。滲碳體的球化和粗化，都是通過曲率半徑小的，相對不穩(wěn)定的滲碳體溶解到鐵素體中，較穩(wěn)定的曲率半徑大的滲碳體長大來完成的。

第六十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二對于碳素鋼要注意幾點1、回火溫度升到約300℃時，馬氏體中過飽和的碳已基本以碳化物形式析出，正方度已減小到1，鐵素體的碳濃度也已接近平衡狀態(tài)，馬氏體轉變已基本結束。2、溫度高于300℃時，僅有過渡碳化物的轉變和滲碳體的球化和長大。3、Wc小于0.4％的馬氏體回火過程中，沒有X碳化物形成。4、濃度Wc小于0.2％的馬氏體回火時，也不析出ε碳化物，而是直接形成滲碳體。第六十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二2．殘余奧氏體的分解

含碳量大于0.4％的碳素鋼淬火后，組織中總含有較大量的殘余奧氏體（？）。在回火溫度為200～300℃時，殘余奧氏體便會發(fā)生分解，轉變?yōu)橄仑愂象w(過飽和鐵素體加E碳化物)。隨著回火溫度的升高，下貝氏體中過飽和鐵素體的碳濃度逐漸降低，E碳化物逐步轉變?yōu)闈B碳體，最后形成鐵素體加滲碳體組織。

第六十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二3．鐵素體基體的回復與再結晶回火溫度升高，隨著馬氏體的分解，碳的析出，基體由存在著大量晶體缺陷的過飽和碳的馬氏體，轉變?yōu)槿院写罅课诲e等晶體缺陷的鐵素體。但是鐵素體形態(tài)仍然保留原來的馬氏體形態(tài)?；鼗饻囟壤^續(xù)升高，鐵素體將逐步發(fā)生再結晶和晶粒長大。第七十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二鋼淬火后在400℃以下回火，基體仍保持原馬氏體的形態(tài)。高于400℃時，開始發(fā)生基體的回復過程，位錯密度逐漸減小。在回復過程中，淬火應力也在消失。第七十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二回復后的鐵素體基體的微觀組織仍保持原馬氏體板條狀和片狀特征。溫度升高至600℃以上，鐵素體基體開始再結晶，形成位錯密度更低的鐵素體等軸晶，板條狀、片狀特征消失。與此同時，鐵素體晶粒開始長大，但這時滲碳體顆粒阻礙鐵素體迅速長大。溫度在700℃以上(當然低于A1點)時，鐵素體晶粒將急劇長大粗化。第七十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二二、回火后的組織與性能

1．回火組織

2．回火后的力學性能第七十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二1．回火組織淬火鋼在不同的回火溫度下，處于不同的回火轉變階段，將會得到如下幾種回火組織。

(1)回火馬氏體

(2)回火屈氏體

(3)回火索氏體

(4)回火珠光體

第七十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(1)回火馬氏體回火馬氏體是150～250℃低溫回火時得到的組織。在馬氏體中已有大量的細小ε碳化物，殘余奧氏體發(fā)生了部分分解（200－300℃）。光學顯微鏡下，淬火組織的形貌沒有變化，只有在電鏡下可以清晰地觀察到，馬氏體基體中分布著大量的E碳化物。第七十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(2)回火托氏體淬火馬氏體經350～5000C中溫回火后得到的組織稱為回火托氏體?；鼗鹜惺象w組織是鐵素體基體中彌散分布著極細小的片狀或粒狀滲碳體。在光鏡下，鐵素體仍基本保持原馬氏體的形貌特征，分辨不出滲碳體的顆粒。

第七十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(3)回火索氏體回火索氏體是淬火馬氏體經500～650℃高溫回火后得到的組織。它是由鐵素體加球粒狀滲碳體組成的。在高倍的光鏡下可以清晰地觀察到滲碳體顆粒，原馬氏體的形貌已基本消失。第七十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二(4)回火珠光體回火珠光體又稱回火球化組織，是淬火馬氏體經650℃以上長時間回火后得到的組織。滲碳體已完全球化，尺寸也已相當大了。

第七十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二2．碳素鋼回火后的力學性能

右圖示出不同含碳量的碳素鋼回火后硬度與回火溫度之間的關系，硬度變化的總趨勢是，隨著回火溫度的升高而逐漸的降低。第七十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二在200℃以下回火，硬度變化不大，這是因為碳原子的偏聚和ε碳化物的析出所引起的硬化抵消了馬氏體畸變減小所產生的軟化。第八十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二含碳量大于O.8％的高碳鋼，在100℃左右回火硬度還稍許有所升高(1～2HRC)，這是由于碳原子的偏聚和ε碳化物的析出所引起的硬化效果超過了軟化的效果所致。第八十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高碳鋼在200～300℃回火出現一個硬度“平臺”，則是因為淬火組織中的殘余奧氏體分解使硬度上升，和馬氏體大量轉變使硬度下降兩個因素綜合作用的結果。第八十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高于300℃回火，馬氏體已經完全分解，亞穩(wěn)定的過渡碳化物轉變成滲碳體，滲碳體長大，以及鐵素體基體回復、再結晶等過程均使鋼軟化，因此硬度直線下降。第八十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二隨回火溫度的升高，碳鋼的硬度下降，強度也降低，而塑性升高。40鋼的各項力學性能與回火溫度的關系如圖所示。第八十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二在有關的手冊中，可以查到現有各種鋼回火后的性能與回火溫度之間的關系曲線或圖表，根據工件的服役要求利用這些數據就可以確定回火溫度。第八十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二高碳鋼淬火狀態(tài)（高碳馬氏體），雖然硬度高，但由于內應力大，組織中存在顯微裂紋，塑性和韌性低，表現出大的脆性，不能直接使用。高碳馬氏體經低溫回火后，內應力降低，顯微裂紋得到彌合，使鋼在保持高硬度的條件下，具有一定的塑性和韌性(雖然仍然很低)，可以作為工具加以使用(非配合性工具)。低碳馬氏體的塑性和韌性較好，經低溫回火后，內應力降低，表現出良好的強韌性。

第八十六頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二在硬度相同的情況下，淬火回火組織的塑性和韌性優(yōu)于正火組織。例如共析碳鋼，過冷奧氏體在650～600℃直接分解的產物為索氏體(細珠光體)，淬火后經600～650℃回火得到回火索氏體，雖然兩種組織都是鐵素體加滲碳體的混合物，滲碳體的彌散度也相似，但是回火索氏體的綜合性能優(yōu)于索氏體（？）。第八十七頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二第八十八頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二為什么在硬度相同的情況下，淬火回火組織的塑性和韌性優(yōu)于正火組織？因為：1、滲碳體在兩種索氏體中形狀相差很大，在受力變形過程中，片狀滲碳體對基體連續(xù)性的損害作用比粒狀的大；2、片狀滲碳體易于斷裂形成微裂紋，而粒狀滲碳體則不易產生微裂紋。正由于鋼經淬火回火后，獲得的組織中強化相是粒狀均勻分布的，才具有好的綜合力學性能，塑性和韌性優(yōu)于正火組織。重要的鋼制工件需經正確的淬火回火處理后使用。

第八十九頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二三、回火脆性

第九十頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二定義淬火鋼回火時，隨著回火溫度的升高，總趨勢是硬度和強度下降而塑性升高。然而，許多鋼的沖擊韌度卻不是隨著回火溫度的升高而一直升高。在250～4000C區(qū)間回火時出現的沖擊韌度下降現象，稱為第一類回火脆性；在450～6000C區(qū)間回火時出現的沖擊韌度下降現象稱為第二類回火脆性。

第九十一頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二1．第一類回火脆性發(fā)生第一類回火脆性的主要原因是，細小的薄片狀過渡碳化物（尤其是X型碳化物）和滲碳體在馬氏體的板條界，或是在馬氏體片的界面上析出，硬而脆的碳化物薄膜割裂了基體的連續(xù)性，使鋼的韌性下降。另外，在此溫度區(qū)間發(fā)生的殘余奧氏體的分解，也加重了這種回火脆性。第九十二頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二應避免在250～4000C區(qū)間回火。如果工件(例如彈簧)的服役條件要求高的彈性極限，必須采用此溫度區(qū)間的回火工藝，則應選用含適量Si的鋼種，因為Si可以使E碳化物向X碳化物轉變推遲到較高的溫度，從而推遲X碳化物沿馬氏體界面析出?；蛘卟捎玫葴卮慊鸸に?。第九十三頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二2．第二類回火脆性

第二類回火脆性主要發(fā)生在含Ni、Cr、Mn的鋼中。高溫回火脆性的特點是，淬火的鋼在450～6000C回火后慢冷，就出現沖擊韌度下降的現象，重新在此溫度回火然后快冷，沖擊韌度又會提高。如果再次在此溫度回火并慢冷，脆性又再此出現。由此可見第二類回火脆性具有可逆性，所以又稱可逆回火脆性。第一類回火脆性又稱作不可逆回火脆性。第九十四頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二發(fā)生第二類回火脆性的主要原因是，在450～6000C加熱后慢冷的過程中，發(fā)生了微量雜質元素P、As、Sb、Sn等向原奧氏體晶界偏聚，因而引起晶界弱化造成的。鋼中含有Ni、Cr、Mn等合金元素時，加速這種偏聚過程，更容易出現第二類回火脆性。重新在此溫度加熱，這些元素又會從晶界處擴散開，在快冷時來不及在晶界處偏聚，就不呈現脆性。第九十五頁，共一百零九頁，編輯于2023年，星期二鋼中加入0.5％Mo或者l％W，強烈阻礙有害元素的偏聚，可以基本上消除這種回火脆性。此外，采用在A1～A3溫度區(qū)