第八章回火转变与钢的回火.ppt

钢的热处理 原理和工艺 第八章淬火钢在回火的转变与钢的回火主讲教师从善海 材料与冶金学院金属材料工程系 一 基本概念二 淬火组织回火时的变化三 关于马氏体的分解四 碳化物的析出 转变及聚集长大五 相状态的变化六 关于残余奥氏体的转变七 关于淬火组织的三类内应力八 关于淬火钢回火的组织特征 一 基本概念1 回火的定义淬火钢件加热到低于A1点以下某一温度保温一段时间 然后冷却 一般是空冷到室温 的操作 称为回火 2 回火的目的1 使工件获得所要求的机械性能2 减少或消除内应力3 稳定工件的组织和尺寸回火使淬火后得到的具有高硬度 高强度的亚稳马氏体及残余奥氏体组织 发生分它具有 调整组织 改善力学性能 消除淬火造成的残余应力的作用 它是最后一道热处理工序 极为重要 3 回火前的淬火组织状态 A 或有未溶碳化物K 其中 为体心正方马氏体 即碳溶解在 Fe中的过饱和固溶体 4 残余奥氏体钢淬火之后 总有一少部分奥氏体不能转变为马氏体而被保留下来 这部分奥氏体称为残余奥氏体 常用符号A 表示 5 碳化物成分为FexC Fe2C Fe2 4C Fe2 3C 它是高碳孪晶马氏体中 低温 100 250 析出来的碳化物 属不稳定碳化物 当温度超过250 时又重新溶解 同时析出 碳化物 6 碳化物 也称 碳化物 成分为Fe5C2 它是高碳孪晶马氏体中 在超过250 时由 碳化物转变而来的碳化物 属亚稳定碳化物 当温度超过400 时转变为 碳化物 7 碳化物 即渗碳体Fe3C 二 淬火组织回火时的变化 分为一个前奏四个阶段 前奏 碳原子的重新分布 时效阶段 第一阶段 100 300 过渡碳化物 或 的沉淀也称 淬火马氏体分解 碳化物 成分为FexC Fe2C Fe2 4C Fe2 3C 碳化物 也称 碳化物 成分为Fe5C2 碳原子重新分布 马氏体内发生碳的偏聚合集聚 碳在条状马氏体位错线 或在片状马氏体 100 面上集聚 此阶段组织为回火马氏体 第二阶段 200 300 残余奥氏体 A 分解阶段 第三阶段 200 350 过渡碳化物 或 转变为Fe3C也称碳化物类型变化 A 回火M或B下此阶段的组织为回火马氏体 粒状Fe3C此阶段的组织为回火屈氏体 T 第四阶段 350 以上 Fe3C的粗化和球化 等轴a Fe晶粒形成 即 相回复和再结晶及渗碳体粗化和球化 Fe3C的集聚长大接近球状 a Fe再结晶 F从条状 等轴块状 在350 700 期间 随着回火温度升高 此时组织为回火索氏体 S 必须指出 上述四个阶段在不同温度范围内进行的 显示每一种过程有一定的阶段性 但是这些过程进行的温度范围又是交叉的 重叠的 另外四个阶段的温度范围因钢种成分及淬火工艺的不同而有所不同 应予辩证地看问题 淬火马氏体中的C原子在以K形式析出前 将首先向大量存在于M中的位错及孪晶界面偏聚 发生碳原子偏聚和聚集 成为碳原子偏聚区和C原子集团 一 关于马氏体的分解 1 关于马氏体分解前碳原子偏聚区的形成 现象 a 温度20 100 b 具有一定位错密度的板条M c 不具备形成K或K不稳定 d 碳的扩散能力不大 在此温度范围 C N原子尚有一定扩散能力 C原子向位错附近的间隙位置偏聚 或在孪晶面形成富碳聚集区域 条件 淬火M中碳原子分布在其体心立方的八面体中心 使晶体产生严重畸变 原因 C原子比较小 直径d 0 154nm 1 54A 在常温可通过扩散向晶内缺陷偏聚 扩散常数D0 0 394mm2 秒在130 移动0 2nm 2A 需2 5ms 由于回火先低后升高 C原子的扩散对高C马氏体出现了正方度不同的两种 相的双相分解和一种 相的单相分解现象 2 马氏体分解 当温度超过100 时马氏体便发生分解 随着回火温度T 和时间t 已偏聚富集的C以碳化物形式析出 使M中的C 的晶格常数C 正方度 c a比值 降低 图7 1马氏体碳浓度与回火温度的关系 M内过饱和的C原子脱溶 沉淀析出与母相共格的 碳化物 基体成为含C 0 25 左右的过饱和固溶体 相 M分解以双相分解方式进行 表现为 具有高正方度的 相保持原始C含量 相的正方度c a 1 054 1 062 具有低正方度的 相已部分析出碳化物 c a 1 013 此阶段对于高碳马氏体出现双相分解现象 X ray结构分析发现 回火温度T 150 高碳马氏体出现两个不同的正方度 相 过程 首先C原子富集 因回火温度尚低 C原子不易扩散过来 不易进一步长大 出现了两种C含量的 经有序化形成K核 相所提供的C原子长大成K颗粒 周围的 相中C含量由C0 C M进一步分解 由高C区形成的新K核重复上述过程 双相分解过程示意图 回火T C原子的活动能力 能作较长距离扩散 K析出后 周围低C浓度的 相 可以通过C扩散来消除C浓度差 使K长大 相的正方度随分解过程而不断下降 当T 300 c a 1 接近平衡状态 当回火T 150 时 高碳M分解以单相分解 连续分解 方式进行 综上所述 对于高碳M 在100 250 回火 固溶在M中的过饱和C原子脱溶沉淀而析出 碳化物 碳化物 用透射电镜观察 它长1000A 100nm 条状薄片的 K由50A 左右的小粒子组成 如图7 3 7 4所示 马氏体的分解过程就是C原子以碳化物形式不断析出的过程 图7 30 79 C钢淬火后150 回火72小时的透射电镜显微图像 图7 4低C钼钢淬火225 回火碳化物透射电镜图像 含C量 0 4 的钢 淬火后存在残余奥氏体A 淬火组织在200 300 回火时 发生残余奥氏体分解 表现为 二 关于残余奥氏体的转变 1 残余奥氏体分解与直接过冷A转变有相似之处 包括分解产物与动力学曲线 2 分解产物从高温到低温依次为 先共析相 F或Fe3C P B M A 1 残余奥氏体向马氏体的转变 200 如 GCr15钢经1100 淬火 Ms 159 A 为17 经T 159 回火就有M分解得同时 A 转变为M 一般高C钢中的A 在T 200 回火没有明显变化 有些低合金钢在Ms以下 从室温 200 的升温或恒温过程 A 可部分 M并同时发生回火得到回火M 也有的可部分A B下 图7 7TTT曲线 残余奥氏体 过冷奥氏体 2 残余奥氏体分解自200 开始分解 300 分解基本完成 在较低温度下A B 在较高温度下A 先析出K 再转变P A 的孕育期较过冷A短 3 残余奥氏体在快速加热到较高温度回火时向B上或P的转变 如图7 7所示 有些高合金钢的A 均稳定 即使在较高温度下回火也不发生分解或不能完全分解 但在回火冷却时转变为M 主要是回火时由于析出 K 使其C 合金元素含量 提高了M转变的Ms 促使它在随后冷却时 M 高速钢的淬火M 经三次高温回火的二次硬化现象就是如此 总之 A 分解产物特征 是 Fe3C的特征 其 相的C含量相当于同温度下M回火的C含量 初期析出K仍具有共格联系的 碳化物 300 时析出Fe3C 4 残余奥氏体在回火后冷却到Ms点以下时向M转变 1 在200 350 回火 M内过饱和C原子几乎全部脱溶 沉淀析出比 碳化物更为稳定的K 2 低C钢在200 350 回火时 偏聚在位错线附近的C原子 可在偏聚区内直接析出 碳化物 即渗C体Fe3C 3 高C孪晶M在200 350 回火 当T 200 碳化物重新溶解 同时析出 碳化物 见图7 5 7 6 4 T 350 析出的碳化物 Fe3C 逐渐聚集 球化和长大 图7 7 三 过渡碳化物 或 转变为Fe3C 碳化物类型变化 M的分解是以析出K的方式进行的 回火温度T从100到350 K析出的类型 形态 大小及分布发生一系列的变化 对低碳条状马氏体 四 350 以上 Fe3C的粗化和球化 等轴a Fe晶粒形成 回火温度T 350 相中的位错 亚结构将发生回复和再结晶 回复阶段温度约350 550 再结晶阶段温度 600 700 相亚晶粒通过铁原子扩散而长大形成位错密度较低的等轴状 新晶粒 逐步替代回复后的条状组织 原马氏体晶粒形态消失 随着回火温度升高 相晶粒和碳化物颗粒进一步长大 相内部的位错胞和位错线逐渐消失 位错密度下降 重新组合后的亚晶粒位错网络变的平直 但 相仍为板条状 回复现象 再结晶现象 当回火温度T 300 M片内的孪晶逐渐消失 而出现位错胞和位错线 2 对于高碳的孪晶马氏体 T 400 时 孪晶全部消失 T 400 时 相也发生回复与再结晶 其过程与位错型马氏体的变化相同 3 在 相回复与再结晶过程中 工件淬火组织中的三类内应力逐步消失 回复与再结晶过程示意图 图7 9淬火钢的再结晶组织 1000 a 0 2 钢再结晶组织 上部已回复但未再结晶 下部已完全在结晶 b Fe 0 18 C600 96h回火 等轴F Fe3C b a 5 淬火碳钢回火时组织变化过程一览表 接上表 淬火M是过饱和C因溶于 相中 除了引起位错 孪晶等晶内缺陷增加处 同时还因工件表面与心部温差造成宏观区域的组织应力 热应力及微区的各种内应力增加 按存在于工件内部的应力平衡范围的大小 把内应力分为三类 第三类内应力 第一类内应力 第二类内应力 三 关于淬火组织的三类内应力 3 危害性最大 1 第一类内应力 550 以上回火 才能基本上消除 在零件整体范围内处于平衡的内应力称为第一类内应力 1 定义 工件内外温度不一致和相变的不同时造成的宏观区域性的淬火应力 2 产生原因 引起零件变形 开裂 如高碳马氏体的 a a高达8 10 3 折合成应力约为150Mpa 相当于的马氏体屈服极限 2 第二类内应力 回火T 500 才能消失 定义 由于工件中的几个晶粒内的温度不一致和相变的不同时而造成的微观区域性的淬火应力称为第二类内应力 它属于在晶粒或亚晶粒范围内处于平衡的内应力 其大小可以用点阵常数变化 a a表示 a a 则应力 由于C原子过饱和固溶使晶格畸变以及M相变停止后仍保持共格关系 使晶格弹性畸变而引起的内应力称为第三类内应力 3 第三类内应力 对C钢而言M在300 分解完毕该应力才消失 C原子的固溶引起第三类内应力 当C原子析出 正方度c a 1 而第三类内应力才消失 定义 它属于在原子集团范围内处于平衡的内应力 不同的回火温度 淬火M的转变程度不同 回火后得到的组织也不同 生产中常按其组织特征将回火组织分为三种 四关于淬火钢回火的组织特征 回火马氏体 回火屈氏体 回火索氏体 图7 1245 钢900 水冷组织 条状M 片状M 1 回火马氏体 C钢淬火M为条状 片状混合组织 图7 12 150 250 回火 仍保持其形态 浸蚀后颜色变深 图7 13 a 500 b 5000 图7 1345 钢水冷200 回火M 条状 片状 的金相和电镜图 a 500 b 5000 图7 1420CrNiMo钢1100 水冷组织的金相和电镜图 条状M 低C钢M 低温回火以后 M中只发生C原子偏聚 尚未析出K 金相观察条状M的形态 图7 14 a 500 b 5000 图7 1520CrNiMo钢1100 水冷200 5h回火的金相和电镜图 条状回火M 在250 450 中温回火 便得到回火屈氏体 金相组织特征 仍然基本保持原来的条状或片状M形态 Fe3C颗粒很细小 但能分辨 图7 16 2 回火屈氏体 T a 500 b 5000 图7 1345 钢水冷200 回火M 条状 片状 的金相和电镜图 a 500 b 5000 图7 1645 钢水冷400 1h回火的金相和电镜图 回火屈氏体 a 500 b 5000 图7 1745 钢水冷650 1h回火的金相和电镜图 回火索氏体 淬火钢在450 650 高温回火得到回火索氏体组织 金相组织特征 F 粒状Fe3C 碳钢调质处理后就是这种组织 一般没有针状形态的F 但某些热稳定性很好的合金钢调质后 仍会有些F保持针状 图7 17 3 回火索氏体 S 淬火M硬度 强度高 但塑性 韧性差 其高强度来自于相硬化强化 固溶强化及时效强化 8 2淬火钢回火时力学性能变化 淬火钢通过回火 发生组织转变和结构变化 上述强化逐渐减弱 消失 决定淬火钢回火后性能的主要结构因素有以下方面 低温回火 100 250 时为 相中的碳含量 高温回火 450 650 时为 Fe3C分散度 相的物理状态及成分 中温回火 250 450 时为 相中的碳含量 Fe3C分散度 低 中碳钢在100 700 回火1h的力学性能变化 从图7 18 7 19给出了力学性能变化曲线 可以看出 1 在250 以下回火时 具有很高的强度 b S sK 和硬度 HRC HV 同时也有一定的塑性 强度和硬度随着回火温度升高而降低 而塑性和韧性随着回火温度升高而升高 2 在中温回火时可获得高的弹性极限 e 3 冲击韧性 aK 随着回火温度升高而降低 出现低点 然后又升高 图7 20 7 21 这是发生了回火脆性问题 图7 19低碳钢 0 20 C0 89 Mn 回火温度对拉伸性能的影响 A化温度910 回火引起二次硬化 二次硬化 是指某些淬火合金钢在500一650 回火后硬度增高 在硬度 回火温度曲线上出现峰值的现象 含量超过一定值的强碳化物形成元素 如钒 钛 钼 钨 铬等 引起二次硬化 二次硬化本质上是一种共格析出的合金碳化物的弥散强化 合金碳化物越稳定越细小 强化效果就越大 二次硬化效应在工业上有十分重要的意义 例如工具钢靠它可保持高的红硬性 某些耐热钢靠它可维持高温强度 某些结构钢和不锈钢靠它可以改善机械性能 1 回火脆性 淬火钢在某一温度范围回火时 冲击韧性比其在较低温度回火时反而显著下降 这种脆性现象称回火脆性 二 关于回火脆性 TE 现象 随着回火T 钢的 b HRC 但冲击韧性 aK 却不是简单地增加 有些钢在某一温度范围回火时 冲击韧性出现了低谷 图7 20 7 21 主要发生在中碳铬镍钢 图7 20铬锰钢低温回火脆性图7 21中碳铬镍钢aK与回火温度的关系 在250 400 回火时出现的aK反常降低称为第一类回火脆性 2 回火脆性分类 把在450 650 回火出现的aK反常降低称为第二类回火脆性 第一类回火脆性 低温回火脆性 第二类回火脆性 高温回火脆性 1 冲击值显著降低 2 不可逆性 即不能通过回火冷却方法 快冷 加以改善 无论快冷或慢冷都使aK 只有再加热到更高温度回火 可以消除脆性 才能使aK 3 脆性断口 晶间断裂 3 第一类回火脆性特征 产生机理 以往认为是在温度范围回火残余奥氏体分解的结果 a 出现脆性的温度范围与A 分解温度范围相符b A M B 韧性下降时理所当然的 1 在450 650 之间加热和缓慢冷却时将产生脆性 2 与钢材化学成分密切相关 3 具有可逆性 即把已产生脆性的工件 只要重新加热到650 并随之快冷 即可消除回火脆性 4 出现脆性的试样 总是沿奥氏体晶界破断 图7 22 4 第二类回火脆性特征 这是合金结构钢调质处理常涉及到的问题 a 光学金相组织500 b 扫描电镜组织1700 图7 22已发生回火脆性的组织 以往认为是在残余奥氏体分解导致 a 出现脆性的温度范围与A 分解温度范围相符b A M B 韧性下降时理所当然的 产生机理 现在认为A 的分解只是原因之一 而不是主要的 a 在低碳低合金钢中 A 量极少 会出现第一类回火脆性 b 在200 350 回火时 由 转变来的碳化物沿马氏体板条边界 束界或孪晶带 晶界处析出 呈断续的碳化物薄片 与马氏体结合较弱 降低了晶界断裂强度 导致韧性降低 其他温度范围回火是不存在这种碳化物薄片 因而不出现这类脆性 现在还有一种观点是 微量杂质元素如S P As Sn Sb N H O在晶界 亚晶界偏聚所造成的 这些说法 但尚不能很好解释现象 不过在200 350 回火时 在M条间析出碳化物薄片 见图7 4 是引起该脆性的重要原因 杂质元素向M条间偏聚增加了回火脆性 主要是化学成分 有害杂质元素的影响 S P As Sn Sb N H O导致第一类回火脆性 b 促进该回火脆性的元素 Mn Si Cr Ni V C一般认为Cr Mn Si促进较大 Si使脆化温度向高温方向移动 单独加Ni影响不大 Ni Si同时就显著增大 c 减弱脆性的元素 Mo W Ti Al 的效果最显著 影响第一类回火脆性因素 a 降低钢中杂质元素 b 细化A晶粒 用Al脱氧或添加Nb Ni MO W元素 c 加入Cr Si使脆性温度上移 d 等温淬火代替淬火回火 防止方法或减轻方法 化学成分 a 至脆元素 Ni Cr Mn Si C b 促脆元素 P Sn Sb B S c 去脆元素 Mo W Ti V 热处理工艺a 在450 650 回火 保温时间 回火脆化 b 500 550 回火 脆化速度最大 c 高温回火后快冷 则脆化 即aK 组织 a M最严重 B次 P轻 b A晶粒度越细 回火脆性越轻 影响第二类回火脆性的因素 平衡偏聚理论 P226 和非平衡偏聚理论 P226 沿原子晶界5 10A 的薄层内偏聚了某些合金元素和杂质元素所致 即 能促进第二类回火脆性的合金元素 Ni Cr Mn Si C与杂质元素P Sn Sb As B S等在A化时由于内吸附而偏聚于A晶粒界 在脆化温度回火时 这些元素把杂质元素吸引至晶界面引起脆化 吸引是亲合力大所致 第二类回火脆性的机理 a 降低杂质元素 加入Nb V Ti等细化A晶粒元素 增大晶界面积 减小杂质元素偏聚量 c 加入Mo W等元素控制回火脆性 d 尽量避免在450 650 内回火 或回火后快冷 以减轻脆性 第二类回火脆性防止办法 本书把回火脆性分为以下两类 2 回火脆性 TE 350 550 1 回火马氏体脆性 TME 250 400 残余奥氏体分解导致 TME 杂质偏聚在原奥氏体晶界引起 TME 杂质偏聚和马氏体板条间的碳化物引起 TME 一定成分的淬火钢在350 550 回火较长时间或回火后慢冷产生的回火脆性 制订回火工艺 主要根据以下几点 化学成分 工件的性能要求 淬火后的组织 硬度来正确地选择回火温度 保温时间 回火后的冷却以及回火方法 保证满足工件的组织与性能 4 回火工艺制订 回火温度是决定钢件回火后组织与硬度的最重要因素 根据对性能的需要 所有的回火温度分低 中 高温回火 低温回火 T 250 工具 量具 模具 滚动轴承等工件 要求它们具有高的强度 硬度 耐磨性 制作时 用高C钢制作 淬火后才能达到高硬度 但组织韧性极差孪晶M 内应力较大 需采用低温回火 150 250 回火 即降低了内应力 沉淀析出了 碳化物 aK 又保持高硬度 强度和耐磨性 中温回火 350 500 用于弹簧钢 可获得疲劳极限 弹性极限 强度 aK配合最好 0 6 0 9 C碳素钢 0 45 0 75 C合金钢在此温度回火 可获得最大弹性极限 中温回火后得到回火T组织 K已开始聚集球化 弥散分布在铁素体基体上 并且基体已开始回复 高温回火 500 主要用于要求有优良综合机械性能的结构零件 如 发动机曲轴 连杆 汽车拖拉机半轴 机体主轴 齿轮 调质处理就是淬火后高温回火处理 获得回火S 组织 即 F基体上弥散分布着球状Fe3C 基体已基本上回复和再结晶 内应力基本消除 所以综合性好 1 使工件表内温度均匀 2 保证组织转变充分进行 3 尽可能降低或消除内应力 4 回火后的性能符合技术要求 确定回火温度和时间应保证 4 1回火温度的具体确定方法 回火温度多采用试验值法 见下表 为防止第一次回火后硬度低于技术要求 建议在淬火硬度正常情况下 回火温度先选下限进行 比较回火后的实测硬度与技术要求偏差程度后再做调整 钢材回火温度与回火后硬度对照表 对