钢在回火时的转变与回火.ppt

第十章 钢的回火转变与回火 1 回火就是将淬火后钢在A1以下温度加热、保温，并 以适当速度冷却的工艺过程。 回火基本目的 提高淬火钢的塑性和 韧性，降低其脆性 降低或消除淬火所引 起的残余应力 不可避免地降低其 强度和硬度 稳定工具钢制品的 尺寸 2 对于合金钢，随着合金元素种类和数量的不同， AR的变化幅度可能更大一些。 10.1 淬火钢回火时的组织变化 淬火钢的组织马氏体残余奥氏体 当C%0.5时，AR量常小于2 当C%为0.8时，AR量约为6 当C%为1.25时，AR量超过30 对于碳钢 3 淬火钢的组织马氏体残余奥氏体 M中的碳是 高度过饱和的 M具有很高的 应变能和界面能 残A具有 一定数量 淬火组织是高度不稳定的 回火处理就是通过提高原子的活动能力、使转变能 以适当的速度进行，或在适当时间内使转变达到所 需要的程度。 一旦动力学条件具备，M转变就会自发进行 就是使原子具有足够的活动能力 4 根据在不同温度范围内发生的组织转变，碳钢的整 个回火过程可分为5个有区别而又相互重叠的阶段。 时效阶段（100以下）：马氏体中碳原子偏聚 回火第1阶段(80250)：马氏体分解 回火第2阶段(200300)：残余奥氏体分解 回火第3阶段(250400)：碳化物析出与转变 回火第4阶段(400以上)：渗碳体的聚集长大 与相的再结晶 回火转变随着温度的升高是连续进行的，由于所采用的试验 方法和精度不同，不同文献给出的各阶段的温度范围略有差 异，甚至对回火阶段的划分也不同。5 在80100以下回火时，虽然从组织和硬度方面 观察不到明显变化，但此时M中却发生了C的偏聚. 马氏体中碳原子偏聚时效阶段(100以下) 晶体点阵中的 微观缺陷较多 碳钢中M是碳在Fe中的过饱和固溶 体，C分布于bcc点阵的扁八面体间隙 中心，使晶体产生较大弹性变形 其弹性变形能 储存于M晶体内 处于不稳定状态，要自发地向稳定状态过渡 M的内能较高 6 低碳位错型马氏体中碳的偏聚 M中C原子分布在正常间隙位置时比偏聚在位错线附 近时的电阻要高，因此可通过测定淬火钢的电阻率 变化来间接推测C原子的偏聚行为。 在20100的范围内 板条M晶内存在 大量的位错 C原子可通过扩散从 八面体间隙位置迁出 迁入微观缺陷比较集 中的地方而发生偏聚 使M的内能降低 C倾向于在位错线附 近偏聚形成C偏聚区 间隙位置的弹性变形 减小 导致M弹性畸变能下降 7 高碳片状马氏体中碳原子的富集区 高碳片状M的亚结构为孪晶，可被利用的低能量位 错很少，因此除少量C原子可以向位错偏聚外，大 量碳原子可以在M的某一晶面(一般为 112或 100晶面)上富集，形成碳浓度比平均碳浓度高 的碳原子富集区。 偏聚区形成的条件 M中不具备形成碳化物 的条件，或形成的碳化 物稳定性小于偏聚区 碳原子扩散能力不能 过大，否则偏聚区将 因原子扩散而消失 8 C富集区的形状为片状，厚度为3，宽度为6，长为 7，每片中含23个碳原子。 富集区只是碳原子在某一晶面上的富集，因此，它 与母相马氏体保持密切的联系，它的存在将使马氏 体点阵发生畸变； 随富集区数量的增加，畸变量也增加，硬度将有所 提高，同时也使马氏体的电阻率有所提高。 C富集区的能量C偏聚区的能量 C富集区的稳定性C偏聚区的稳定性 9 在80250之间，随着回火温度的升高以及回火 时间的延长，偏聚区或富集区的碳原子将发生有 序化，继而转变成碳化物而析出，即M发生分解。 马氏体分解阶段，得到的组织是回火马氏体。 马氏体分解回火转变第一阶段(80250) 10 M分解过程中随着碳化物的析出，M中碳含量的不断下 降，将使点阵常数c下降，a升高，正方度c/a减小。 实验测定了高碳钢(1.4%C)M的正方度与回火温度之 间的关系 高碳马氏体的分解 回火温度 回火时间a/c/c/aC% 室温10年2.8462.880，3.021.012， 1.062 0.27， 1.4 1001h2.8462.882，3.021.013， 1.054 0.29， 1.2 1251h2.8462.8861.0130.29 1501h2.8522.8861.0120.27 1751h2.8572.8841.0090.21 2001h2.8592.8781.0060.14 2251h2.8612.8721.0040.08 2501h2.8632.8701.0030.06 11 当回火温 度低于 125 当回火温 度高于 125 M相呈现两种正方度M相呈现一种正方度 一种为 高碳M 另一种为 低碳M 随回火温度升高，正 方度c/a逐渐减小，M 相中碳含量逐渐降低 只存在一种M相 两种碳含量不同的M相 双相分解单相分解 12 当回火温度较低（20150）时，M的分解将以 双相分解方式进行。 双相分解 在高碳M分解过程中，碳以碳化物的形式析出，此时 析出的碳化物为亚稳碳化物，属于Fe3N型，一般称 为-碳化物，用-FeXC表示，其中X常为23。 双相分解 由于温度较低，碳原 子扩散能力很弱，- FeXC在M内某些碳富 集区通过能量、结构 和成分起伏形核，并 向M中长大。 13 -FeXC在长大时，要 吸收附近M中的碳原 子，而远离-FeXC的 M中碳原子仍然保持 不变。 双相分解 这样在同一片M就出现了两个成分不同而结构相同 的区域。 双相分解的速度与温度有关，温度越高，其分解速 度越快，而合金元素对M的双相式分解没有影响。 14 当温度超过125150后，M的分解将以单相分解 即连续式分解方式进行。此时碳原子的活动能力增 强，能够进行较长距离的扩散。 单相分解 因此，已经析出的 碳化物有可能从较 远处获得碳原子而 长大，M相内的碳浓 度梯度也可以通过C 的扩散而消除。 单相分解 15 回火温度达到300时，正方度c/a接近1，此时M相 的碳浓度已经接近平衡状态，M的脱溶分解过程基 本结束。 单相分解 如此，在M分解过 程中就不再存在两 种碳含量不同的区 域，但M相的碳浓 度及正方度c/a随 分解过程的进行而 不断下降。 16 低碳马氏体的分解 对于低碳的板条M （C%0.2%） 在回火温度为 100200时 在回火温度 高于200时 C仍以偏聚状态存在于 M内而不析出碳化物 才有可能通过单相分解 析出碳化物 证据：0.8%C钢，淬火后在200回火，使马氏体 析出-FeXC，然后塑性变形引入位错，重新在 200回火，发现位错区的-FeXC部分重溶。 17 综上所述，在80250内回火，主要发生的回火 转变是M分解。M经过分解获得的是（低碳M- FeXC）的混合组织，称为回火M。 注意，如果在80250范围内回火时间过长，回 火M会继续发生变化，碳化物聚集长大，-FeXC转 变为更稳定的碳化物。 中碳钢马氏体的分解 中碳钢正常淬火组织 单相分解双相分解 板条M片状M 18 残A分解回火转变第二阶段(200300) 由于M转变的不完全性 随回火温度的升高 淬火后组织为（M残A） M的分解使M对残A 的机械作用降低 Fe及C原子的 活动能力加强 残A将恢复转变的动力 在MS以下温度回火，残A转 变为M，然后分解为回火M 在B转变区回火，残 A转变为B下。 19 碳化物的转变回火转变第三阶段(250400) 在250400回火时，碳素钢M中过饱和的C几乎全 部析出，将形成比-FeXC更稳定的碳化物。 碳化物的转变，是通过-碳化物的溶解、碳化物 或-碳化物重新析出的方式完成的； 最终得到的组织是：铁素体与片状(或小颗粒状)渗 碳体的混合物，称为回火屈氏体(T)。 一种是-Fe5C2， 称为碳化物 另一种是-Fe3C，称 为碳化物 20 当回火温度高于200时，直接由偏聚区析出- Fe3C，也有可能从板条M边界上析出。 碳化物形成的方式 碳化物的形成是通过形核长大方式进行的。 在250以上低温回火时，M分解析出与M保持共格 联系的-FeXC，随着-FeXC的长大，将使母相的 点阵畸变增大，当-FeXC长大到一定尺寸后，共 格关系将被破坏，此时-FeXC将转变为更稳定的 碳化物。 低C钢 高C钢 21 转变为或时只能按独立形核长大方式；而 转变为时可以独立形核，也可以原位转变。 碳化物转变方式 碳化物转变也是一个形核及长大过程，具体可分为 两种类型： 原位形核长大：在原碳化物基础上，发生成分变 化和点阵重构，形成更稳定的碳化物，也称为原 位转变; 独立形核长大：原碳化物回溶到母相之中，而新 的、更稳定的碳化物在其他部位重新形核长大， 也称为离位转变。 22 随回火温度的升高，碳化物由亚稳定状态向稳定状 态过渡。 随回火保温时间的延长，碳化物的转变温度降低。 温度及时间对碳化物转变的影响 23 -FeXC碳化物转变为其他类型碳化物时，新生成 的碳化物往往呈薄片状，且常分布在M的孪晶界或M 边界处。随M的含碳量降低，薄片状碳化物减少。 研究表明，不论M的形态如何，在回火过程中，当 回火温度较低时，都存在这样的薄片状碳化物。 碳化物本身是一个脆性相，特别是当它呈薄片、分 布在M的孪晶界或M的晶界上时，将使钢材的脆性增 大。一般认为，这种状态分布的碳化物是产生第一 类回火脆性的原因之一。 碳化物的形态及分布 24 相的回复与再结晶及碳化物聚集长大 回火转变第四阶段(高于400) 在400700之间回火时 片状渗碳体将逐渐 球化并聚集长大 尺寸较大的渗碳体 等轴状铁素体 两者的混合物称为回火索氏体 铁素体也将发生 回复和再结晶 25 淬火时由于热应力与组织应力的存在，使工件淬 火后存在较大的内应力，这些内应力会随着回火 温度的升高而逐渐消失。 淬火应力的消失 淬火应力的消失 相的回复与再结晶 碳化物聚集长大 在回火第四阶段，将发生 第一类内应力第二类内应力第三类内应力 区域性晶粒内晶胞之间晶胞内原子之间 存在 范围 消除 温度 300左右 400左右500左右 26 相的回复与再结晶 淬火M 内部能量高，处于亚稳态 晶粒形状 非等轴状 内部位错等 缺陷密度较高 在回火过程中会发生回复与再结晶 27 低碳板条状马氏体 低C板条M 随回火 温度升高 位错线将 逐渐消失 内部亚结构为 高密度位错 晶体内的位错 密度逐渐下降 剩余的位错将重新 排列成墙，形成多 边化亚结构 回复后的相仍然 保持细板条状 回复的 确切温度 不易测出 当回火温度 400时，回 复已明显出现 回火温度600时，回复 后的相开始发生再结晶 由位错密度较低的等轴 相新晶粒逐步代替回复 后的板条状的相 28 第二相颗粒对晶界具有钉扎作用，回火时析出的碳 化物颗粒，对相的再结晶具有阻碍作用。钢中碳 含量愈高，相的再结晶愈困难。 通过相的回复与再结晶后，得到的组织为回火索 氏体，一般用S表示。组织为等轴状的铁素体加上 粒状渗碳体。 高碳片状马氏体 高碳片状M内部的亚结构主要是高密度的孪晶， 因此这类M的回复与再结晶过程不同于板条状M。 29 位错线的产生，可能是渗碳体析出时造成的体积变 化引起的。所得到的组织同样是回火索氏体(S)。 高碳片状M 随回火温度的升高，M内部的孪 晶亚结构逐渐消失而出现位错线 当温度高于250时 当温度高于400时 孪晶亚结构全部消失，全部变成位错 内部亚结构为 高密度孪晶 与板条M的回复、再结晶过程完全相同 400以上的过程 30 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。 碳化物聚集长大 淬火碳素钢在较高温度回火时 当温度高于400时 当温度高于600时 渗碳体会发生聚集长大和球化 渗碳体已经开始 聚集长大和球化 细粒状的渗碳体会 迅速聚集并粗化 31 研究表明，第二相粒子在固溶体中的溶解度Cr与第 二相粒子的半径r有关，可以由下式求出： 式中，Cr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； 第二相粒子的密度； 单位面积界面能； 可见，第二相粒子的半径r越小，其在基体中的溶 解度Cr越大。 32 如果已经析出的碳化物粒子的大小不一，则由于其 溶解度不同，将在相内形成浓度梯度，基体中小 颗粒内浓度较高的合金元素原子和碳原子将向浓度 较低的大颗粒碳化物处扩散，结果导致小颗粒碳化 物的溶解、大颗粒的长大。 若碳化物呈杆状或薄片状，则由于各碳化物部位的 曲率半径r不同，其溶解度也不同。r 较小的碳化 物部位将溶解，r 较大的碳化物部位将长大，这将 使杆或片发生断裂，导致碳化物球化。 33 总的规律是：合金元素的加入，都会使回火转变 推迟、转变温度升高。 10.2 钢中的合金元素对回火转变的影响 合金元素对回火转变的影响，包括对回火转变的 四个主要阶段的影响，即： 马氏体分解 残余奥氏体分解 碳化物析出与转变 渗碳体的聚集长大与相的再结晶 34 合金钢中的M分解与碳素钢相似，但其分解速度受 合金元素的影响非常显著，尤其是M分解的后期。 合金元素对M分解的影响，主要是通过影响C的扩散 来实现的。因此，合金元素对C的偏聚、双相式分 解的影响不大，而对单相分解的影响较大。 合金元素对M分解的影响 非碳化物形成元素 Ni、Mn与C的结合力与Fe相差不大，所以对C的扩散 影响不大，对M分解的影响也不大； Si、Co虽不形成碳化物，但可溶入-FeXC中而提 高其稳定性，使-FeXC不易聚集而推迟M的分解. 35 Cr、Mo、W、V、Ti等强碳化物形成元素与碳原子 结合力强，增大C在M中的扩散激活能，阻碍C原 子的扩散，可以将M分解温度提高100150。 强碳化物形成元素 在合金钢中，由于合金元素的作用，M分解的温 度将提高，通常把合金元素这种阻碍相中碳含 量降低和碳化物颗粒长大，从而使钢件保持高强 度和高硬度的性质，称为回火稳定性或抗回火性 。 36 合金钢中的残A转变与碳素钢基本相似，只是合金 元素可以改变残余A分解的温度和速度，从而可能 对残余A转变的性质和类型产生影响。 合金元素对残余奥氏体转变的影响 合金元素对残A转变的影响 淬火合金钢回火时，残A的转变与回火温度和残A 的稳定性有关。通常，合金元素的加入提高残A的 稳定性。 在Ms点以下温度回火，残A将转变为M。若Ms点较 高(100)，随后还将发生M的分解，形成M回。 37 残A在B区域内转变为贝氏体； 残A在P区域内转变为珠光体； 残A在回火加热和保温过程中不发生分解，而 在随后的冷却过程中转变为M。 Ms点以上温度回火时，残A可能发生以下转变： 回火的二次淬火、稳定化及催化现象 由于残A本身的稳定性高，或在P和B区之间比较 稳定的区域保温时，残A可以不发生分解，而在 随后冷却时转变为M，从而提高材料的强度和硬 度的现象。 二次淬火 38 研究发现，二次淬火所产生的M量，与二次淬火的 Ms点和钢材原Ms点之间的关系密切相关。 稳定化及催化现象 560回火时，Ms高于Ms，产生了催化作用。 250回火时，Ms低于Ms，产生了稳定化作用。 例如：W18Cr4V钢的回火工艺 MsMsMsMs 产生的二次淬火M量较多产生的二次淬火M量较少 催化稳定化 39 先在560回火，冷却到250再保温一定时间，再 冷却到室温时，MsMs，与250回火工艺效果相同 。 说明，W18Cr4V钢的稳定化与催化是可逆的，但并非 所有钢残A的稳定化和催化都是可逆的。 催化与稳定化机理的解释有以下几种观点： u 碳化物析出理论； u 相硬化消除理论； u C原子微扩散理论：用柯氏气团解释，柯氏气团 有一上限温度。 40 合金元素对回火时碳化物转变的影响 钢中加入合金元素，对回火时碳化物转变的性质并 无影响，但可以改变碳化物转变的温度范围。 合金元 素 非碳化物 形成元素 弱碳化物 形成元素 强碳化物 形成元素 Si可溶入-FeXC中使其稳定性提高，从而使- FeXC转变为其他类型碳化物的温度升高，而其它 非碳化物形成元素Co、Cu、Ni、Al的影响较小。 41 合金元 素 非碳化物 形成元素 弱碳化物 形成元素 强碳化物 形成元素 Cr、Mn使碳化物稳 定性提高，C扩散系 数减小，渗碳体不 易析出，使碳化物 的转变温度升高， Cr的作用大于Mn。 强碳化物形成元素Mo、 W、V、Ti使碳化物稳定 性显著提高，C的扩散 能力显著下降，显著提 高碳化物的转变温度， 提高回火稳定性。 42 合金元素不仅影响碳化物的转变温度，同时对碳化 物聚集与粗化也有很大的影响，使粗化温度升高， 使碳化物能保持较细小的状态。 合金钢回火时除了有-FeXC、-Fe5C2、-Fe3C外 还会出现特殊类型的碳化物。 合金钢中碳化物的类型 当回火析出后，继续升高回火温度，就会发生渗 碳体向更稳定的特殊类型碳化物的转变，合金元素 不同时，可以形成不同类型的特殊类型的碳化物。 43 例如：高Cr高碳钢淬火后，在回火过程中碳化物转变 过程为 (Fe,Cr)3C (Fe,Cr)3C+(Fe,Cr)7C3 (Fe,Cr)7C3 (Fe,Cr)23C6 (Fe,Cr)7C3+ (Fe,Cr)23C6 回火温度升高 44 特殊类型碳化物的形成方式 原位形核 长大 独立形核 长大 总之，回火时合金钢中碳化物的转变，与C及合金元 素在相和碳化物中的重新分配有着密切的关系。 碳化物形成元素在渗碳体中富 集，当浓度超过合金渗碳体中 的溶解度时，渗碳体的点阵就 改组成特殊碳化物的点阵，完 成向稳定碳化物的转变。 直接从相中析出特殊碳 化物的晶核，同时伴随有 合金渗碳体的溶解。通常 含有特殊类型碳化物形成 元素时，按此法进行。 45 通常情况下，碳钢在回火的第三阶段即碳化物转变 阶段，随着渗碳体颗粒的长大，钢件硬度将随回火 温度的升高而逐渐下降。 但当钢中含有某些特殊类型碳化物形成元素时，如 Mo、V、W、Ta、Nb、Ti等强碳化物形成元素，将减 弱钢件软化倾向。当M中含有足够量上述碳化物形 成元素时，在500以上回火时将析出细小的特殊 碳化物，导致因回火温度升高、渗碳体粗化而软化 的钢再度硬化，这种现象称为二次硬化。 回火时的二次硬化现象 46 10.10%C， 20.19%C，2.91%Cr 30.11%C，2.14%Mo 40.50%C，0.52%Ti 50.32%C，1.36%V 60.35%C，12%Cr 70.43%C，5.6%Mo 47 当钢中含有合金元素时， 在回火过程中，由于合金 元素扩散能力很低，新生 成的特殊碳化物弥散度极 高，又与相保持共格， 随回火温度的升高，特殊 碳化物尺寸加大，数量增 多，从而使相的共格畸 变增大，导致钢材在随回 火温度升高而出现硬度升 高的现象，即二次硬化。 二次硬化产生的原因 48 49 合金钢在高温回火时，如果能形成细小弥散分布的 特殊碳化物，由于碳化物又与相保持共格联系， 因而显著推迟相的回复与再结晶，使相处于较 大的畸变状态，此时钢的硬度、强度仍然可以保持 较高的数值，即具有很高的回火稳定性。 在合金钢中，常用合金元素如Mo、W、Ti、V、Cr 和Si等，均具有阻碍回火时各类畸变消除的作用， 而且一般都延缓相的回复与再结晶以及碳化物的 聚集长大过程，从而提高回火稳定性。 合金元素对回火时相回复与再结晶的影响 50 合金元素含量增高，这种延缓相的回复与再结晶 的作用越强。 钢中同时加入几种合金元素，其相互作用加剧。 总之，合金钢具有较高的回火稳定性，同时由于回 火时可以出现二次淬火和二次硬化现象，使零件回 火后仍具有较高的硬度和强度，使钢具有红硬性和 热强性，这对高温下工作的零件是非常重要的。 51 钢在回火时机械性能的变化，与其显微组织的变 化有着密切的关系。 10.3 淬火钢回火后机械性能的变化 不同碳含量的钢随 回火温度的升高， 钢的硬度逐渐降低 。 钢的硬度 52 马氏体的硬度主要来自 过饱和C的固溶强化。 在回火的时效阶段即100 时，回火组织的硬度 略有增加，低温回火峰 值的出现与-碳化物的共 格析出有关。 除时效阶段外，回火的整个过程都伴随着马氏体碳含 量降低，而过渡碳化物析出产生的硬化效果小于固溶 强化作用的减弱，因此钢的硬度下降。 53 当渗碳体已析出、基体碳含量已降低到平衡浓度 后，起强化作用的机理基本上是渗碳体的弥散强 化。因此，随着渗碳体的粗化和球化、以及铁素 体的回火和等轴化，钢的硬度将进一步降低。 54 虽然，钢中M将因碳化 物的析出而使硬度逐渐 降低，但又因残余A转 变为回火M或贝氏体而 使硬度升高。 硬度的变化还与钢中残 余A含量密切相关。 这两种相互矛盾因素的作用可使钢的硬度变化从缓 慢下降到保持不变，这种硬度的变化情况取决于残 余A量的多少。 高碳钢经相同温度回火后的硬度较低碳钢为高。 55 钢的强度和塑性 0.2%C钢 在回火温度较低时，由于 淬火应力的逐渐消除，钢 的强度有所升高，但当回 火温度高于250后，由 于渗碳体的析出，钢的强 度逐渐降低。 在整个回火过程中，钢的 塑性都是随着回火温度的 升高而逐渐升高的。 与回火脆性有关 56 0.41%C钢 在回火温度较低时，由于 淬火应力的逐渐消除，钢 的强度有所升高，但当回 火温度高于250后，由 于渗碳体的析出，钢的强 度逐渐降低。 在整个回火过程中，钢的 塑性都是随着回火温度的 升高而逐渐升高的。 57 0.82%C钢 由于低温回火时高碳 钢的脆性很大，拉伸 试验时发生早期脆断 ，因此测不出强度值 。 总的规律一样：钢的 强度随着回火温度升 高而逐渐降低，钢的 塑性随着回火温度的 升高而逐渐升高。 58 弹性极限值在300 400之间出现峰值 。 高温回火后的弹性极 限值低是因为高温回 火后钢的强度太低； 而低温回火后的弹性 极限值低是由于内应 力未得到充分消除。 因此，弹簧钢一般在300400回火。 59 前者借助于内应力的降低、M正方度的明显减小和体积收缩等 引起塑性流变起作用； 后者借助于碳化物长大时的桥接作用和扩散控制的愈合作用起 作用。 钢中的显微裂纹 高碳钢淬火组织中，在 片M的结合处往往生成许 多显微裂纹，回火对消 除这些显微裂纹具有明 显作用。 主要是-碳化物的共格 析出和碳化物的聚积长 大起作用。 60 通常，淬火钢在回火时， 随着回火温度的升高，由 于淬火内应力消除、碳化 物聚集长大和球化，以及 相的回复和再结晶，强度 和硬度降低，韧性升高。 但是，在许多钢的回火温 度与冲击韧性的关系曲线 中出现了两个低谷，一个 在200350之间，另一 个在450600之间。 10.4 钢的回火脆性 61 淬火钢在回火时的冲击韧 性，并不一定随回火温度 的升高而单调增加，许多 钢可能在两个温度区域出 现韧性下降的现象。 这种随回火温度的升高，冲击韧性反而下降的现象 ，称为“回火脆性”。 在200350之间出现的回火脆性称为第一类回火 脆性（低温回火脆性）；在450600之间出现的 回火脆性称为第二类回火脆性（高温回火脆性）。 62 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，即使再将工件在产生这种回 火脆性的温度区域内回火，也不会重新产生这 种脆性。因此，第一类回火脆性也称为不可逆 回火脆性。 第一类回火脆性的主要特征 几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。 第一类回火脆性 具有不可逆性 63 产生第一类回火脆性的工件，其断口大多为晶间( 沿晶界)断裂；而在非脆化温度区域回火的工件， 断口一般为穿晶(沿晶粒内部)断裂。 与回火后的冷却速度无关 第一类回火脆性与回火后的冷却速度无关，即在 产生回火脆性的温度区域保温后，无论随后是快 冷还是慢冷，钢件都会产生脆性。 断口为沿晶脆性断口 64 第一类回火脆性的影响因素 第一类回火脆性影响因素 第一类回火脆性就愈严重 愈粗大愈多 化学成分A晶粒度残余A量 如S、P、As、 Sb、Cu、N、H 、O等 如Mn、Si、Cr、Ni、 V等，还可能提高脆 性出现的温度 如Mo、W、Ti 、Al等，以Mo 效果最显著 有害 杂质 元素 促进 脆性 元素 减弱 脆性 元素 65 说法很多，尚无定论，很可能是多种因素综合作 用的结果，而对于不同的钢材来说，也可能是不 同因素所致。大致有以下三种观点： 第一类回火脆性的形成机制 最初认为第一类回火脆性产生的原因是由于残余A 转变所致。 残余A转变理论 碳化物析出理论 杂质偏聚理论 残余A转变理论 66 第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时 残A转变的温度范围相对应。 但有些钢第一类回火脆性与残A转变并不完全对应， 故残A转变理论不能解释各种钢的第一类回火脆性。 残余A存在于马氏体板条之间 如果回火时残余A分解如果回火时残余A不分解 在马氏体板条之间产生渗碳体薄膜 马氏体沿晶断裂或奥氏体穿晶断裂 改善钢的韧性 67 也有人认为，S、P、Sb、As等杂质元素在回火时向 晶界、亚晶界上偏聚，降低了晶界的断裂强度，引 起了第一类回火脆性。 碳化物析出理论 回火时-FeXC转变为-Fe5C2或-Fe3C的温度与产 生第一类回火脆性的温度相近，而新形成的碳化物 呈薄片状，且沿板条M的板条间、板条束的边界或 片状M的孪晶带或晶界上析出，从而使材料的脆性 增加。回火温度如进一步提高，薄片状碳化物将聚 集长大和球化，将导致脆性降低，冲击韧性升高。 杂质偏聚理论 68 降低钢中杂质元素的含量； 用Al脱氧，或加入Nb、V、Ti等合金元素细 化A晶粒； 加入Mo、W等可以减轻； 加入Cr、Si调整温度范围（推向高温）； 采用等温淬火代替淬火回火工艺。 第一类回火脆性的防止方法 目前没有一个有效的热处理方法或合金化方法能 够完全消除钢中的这种回火脆性。但可以采取以 下措施减轻第一类回火脆性。 69 在450600之间出现的回火脆性第二类回火脆 性，也称为高温回火脆性。 试验表明，出现这种回火脆性时，钢的冲击韧性 降低，脆性转折温度升高，但抗拉强度和塑性并 不改变，对许多物理性能也不产生影响。 第二类回火脆性 在产生回火脆性的温度区间缓慢冷却时产生第二 类回火脆性，而快速冷却时则可消除或减弱。 第二类回火脆性的主要特征 第二类回火脆性对回火后冷速敏感 70 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，则可以消除第二类回火脆性，回复 到韧化状态。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，故第二类 回火脆性为可逆回火脆性。 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。 第二类回火脆性具有可逆性 第二类回火脆性的断口为沿晶(晶间)断裂 71 回火脆性敏感度 一般用脆化处理 前后韧脆转折温 度之差()来描 述，也称为“ 回火脆度”。 回火脆性大小的表示方法 72 第一类为引起第二类回火脆性的杂质元素：如S、 P、B、Sn、Sb、As等。但当钢中不含Nb、Cr、Mn 、Si等合金元素时，这些杂质元素的存在不会引起 这些第二类回火脆性。 第二类回火脆性的影响因素 它是影响第二类回火脆性的最重要因素，按其作 用可分为三类： 化学成分 热处理工艺参数 组织因素 化学成分的影响 73 第二类为促进第二类回火脆性的合金元素：如Ni 、Cr、Mn、Si、C等，这些合金元素单独存在时 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，这类元素含量越多，脆化就越严重， 当两种以上元素同时存在时，脆化作用就更大； 第三类为抑制第二类回火脆性的元素：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，但加入量有一个最佳 值，超过该值后，其抑制效果减弱。 74 热处理工艺参数的影响 在550以下回火时，回火温度越低，脆化速度 越慢，但达到的脆化程度却越大； 在550以上回火时，随回火温度升高，脆化速 度减慢，能达到的脆化程度下降； 温度一定时，回火时间越长，脆化程度越大； 缓慢冷却使脆性增加，冷速越慢，脆化程度就越 大；而快冷则可以减轻或消除第二类回火脆性。 第二类回火脆性的脆化速度和脆化程度均与回火 温度和回火时间密切相关。 75 组织因素的影响 不论钢具有何种原始组织，经脆化处理后均可产 生第二类回火脆性。但以马氏体组织的回火脆性 最严重，贝氏体组织次之，珠光体组织最小。 第二类回火脆性还与奥氏体晶粒大小有关，奥氏 体晶粒粗大，则回火脆性敏感度增大。 76 是一种晶界脆化； 脆化与温度有关，脆化需要时间，脆化动力 学具有c形曲线征； 与钢料化学成分密切有关； 脆化过程具有可逆性； 原始组织为贝氏体与珠光体时也能发生脆化 。 第二类回火脆性产生的机理 第二类回火脆性的主要特征包括： 77 从上述特征来看，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。 这种可逆过程只可能有两种情况，即溶质原子在 晶界的偏聚与消失、以及脆性相沿晶界的析出与 回溶。 到目前为止，已经提出了各种各样的脆化模型，但 归纳起来，不外乎是脆性相析出理论和杂质元素偏 聚理论。 78 该理论是关于碳化物、氧化物、磷化物等脆性相 沿晶界析出的理论。 这一理论所依据的原理是：脆性相在Fe中的 溶解度随温度下降而减小，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的可逆性以及脆化与原 始组织无关的现象，但无法解释等温脆化以及化 学成分的影响。 脆性相析出理论 79 近年来，利用俄歇电子谱仪以及电子探针等表面极 薄层化学成分的探测技术，已经证明，沿原A晶界 的极薄层内确实偏聚了某些合金元素(如Cr、Ni等) 及杂质元素(如Sb、Sn、P等)，且杂质元素的偏聚 与第二类回火脆性有良好的对应关系。 因此认为： Sb、Sn、P等杂质元素向原始A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 杂质原子的亲和力大，在回火时其本身也向晶界偏 聚，同时将杂质元素带至晶界而引起