钢的回火转变优选ppt资料

钢的回火(huíhuǒ)转变第一页，共109页。回火是将淬火钢加热到低于临界点A1的某一温度保温一定时间，使淬火组织转变为稳定的回火组织，然后以适当方式冷却到室温的一种热处理工艺。淬火钢的组织主要是马氏体或马氏体加残留奥氏体。马氏体和残留奥氏体在室温下都处于亚稳定状态，马氏体处于含碳过饱和状态，残留奥氏体处于过冷状态，它们(tāmen)都趋于向铁素体加渗碳体(碳化物)的稳定状态转化。但在室温下，原子扩散能力很低，这种转化很困难，回火则促进组织转化。淬火钢中内应力很大，淬火钢件必须立即回火，以消除或减少内应力，防止变形或开裂，并获得稳定的组织和所需的性能。第二页，共109页。为了保证淬火钢回火获得所需的组织和性能，必须研究淬火钢在回火过程中的组织转变，探讨回火钢性能和组织形态之关系，并为正确制订回火工艺(温度(wēndù)、时间等)提供理论依据。第三页，共109页。为什么淬火(cuìhuǒ)钢要进行回火？钢经淬火得到的组织主要由马氏体和少量的残余奥氏体等亚稳定组织组成。1、过饱和碳的马氏体要发生脱溶分解；2、残余奥氏体是高温相处于过冷状态，也要发生转变；3、淬火过程还使钢存在着较大的淬火应力。淬火应力要逐渐松弛。以上(yǐshàng)这些变化会引起钢的性能、形状和尺寸的变化。4、太脆。第四页，共109页。回火可以减少或消除应力，可以得到稳定的组织、尺寸形状和性能(xìngnéng)，使工件达到服役状态的要求。所以钢一般不能在淬火状态下使用，必须经过回火才能使用。第五页，共109页。一、淬火钢的回火(huíhuǒ)转变及其组织淬火碳钢回火时，随着(suízhe)回火温度升高和回火时间的延长，相应地要发生如下几种转变。(一)马氏体中碳的偏聚(二)马氏体分解(三)残留奥氏体的转变(四)碳化物的转变(五)渗碳体的聚集长大和a相回复、再结晶第六页，共109页。(一)马氏体中碳的偏聚马氏体中过饱和的碳原子处于体心立方晶格(jīnɡɡé)扁八面体间隙位置，使晶体产生很大的晶格(jīnɡɡé)畸变，处于受挤压状态的碳原子有从晶格(jīnɡɡé)间隙位置脱溶出来的自发趋势。但在80-100℃以下温度回火时，铁原子和合金元素还难以进行扩散迁移，碳原子也只能作短距离的扩散迁移。第七页，共109页。板条状马氏体存在大量位借，碳原子倾向于偏聚在位错线附近的间隙位置，形成碳的偏聚区，降低马氏体的弹性畸变能。例如含碳量％的低碳马氏体，间隙原子进入马氏体晶格中刃型位错旁的拉应力区形成所谓“柯氏气团(qìtuán)”，使马氏体晶格不呈现正方度，而成为立方马氏体。只有当马氏体中含碳量％，晶格缺陷中容纳的碳原子达到饱和时，多余碳原子才形成碳原子偏聚区，从而使马氏体的正方度增大（？）。第八页，共109页。片状马氏体的亚结构主要为孪晶，除少量碳原子向位错线偏聚外，大量碳原子将向垂直于马氏体C轴的(100)面富集，形成小片富碳区，碳原子偏聚区厚度只有零点几个纳米，直径约为。碳原子的偏聚现象不能用金相方法直接(zhíjiē)观察到，但可用电阻法或内耗法间接证实。第九页，共109页。(二)马氏体分解(fēnjiě)当回火温度超过80℃时，马氏体开始发生分解，碳原子偏聚区的碳原子将发生有序化，继而转变为碳化物从过饱和a固溶体中析出。随着马氏体的碳含量(hánliàng)降低，晶格常数c逐渐减小，a增大，正方度c／a减小。马氏体的分解持续到350℃以上，在高合金钢中可持续到600℃。第十页，共109页。温度(wēndù)对马氏体的分解起决定作用。马氏体的含碳量随回火温度(wēndù)的变化规律如图9-58所示。马氏体的含碳量随回火温度(wēndù)升高不断降低，高碳钢的马氏体含碳量降低较快。第十一页，共109页。回火时间对马氏体中含碳量影响(yǐngxiǎng)较小。当回火温度高于150℃后，在一定温度下，随回火时间延长，在开始1-2h内，过饱和碳从马氏体中析出很快，然后逐渐减慢，随后再延长时间，马氏体中含碳量变化不大。因此钢的回火保温时间常在2h左右。回火温度越高，回火初期碳含量下降越多，最终马氏体碳含量越低。第十二页，共109页。高碳钢在350℃以下回火时，马氏体分解后形成的低碳a相和弥散E碳化物组成的双相组织(zǔzhī)称为回火马氏体。这种组织(zǔzhī)较淬火马氏体容易腐蚀，故在光学显微镜下呈黑色针状组织(zǔzhī)。回火马氏体中a相含碳量％％，E碳化物具有密排六方晶格，通常用E-FexC表示，其中x=2-3。经x射线测出，E-FexC与母相之间有共格关系，并保持一定的结晶学位向关系。第十三页，共109页。高碳钢在80-150℃回火时，由于碳原子活动能力低，马氏体分解只能依靠E碳化物在马氏体晶体内不断生核、析出，而不能依靠E碳化物的长大进行(jìnxíng)。在紧靠E碳化物的周围，马氏体的碳含量急剧降低，形成贫碳区，而距E碳化物较远的马氏体仍保持淬火后较高的原始碳含量。于是在低温加热后，钢中除弥散E碳化物外，还存有碳含量高、低不同的两种a相(马氏体)。这种类型的马氏体分解称为两相式分解。第十四页，共109页。当回火温度在150-350℃之间时，碳原子活动能力增加，能进行较长距离扩散(kuòsàn)。因此，随着回火保温时间延长，E碳化物可从较远处获得碳原子而长大，故低碳a相增多，高碳a相逐渐减少。最终不存在两种不同碳含量的a相，马氏体的碳含量连续不断地下降。这就是所谓连续式分解。直到350℃左右，a相碳含量达到平衡时，正方度趋近于l。至此，马氏体分解基本结束。析出的E碳化物存在于马氏体形态的a相中。第十五页，共109页。含碳量％的板条状马氏体在淬火冷却时已发生自回火，析出碳化物。在100-200℃之间回火时，绝大部分碳原子都偏聚到位错线附近(fùjìn)，没有E碳化物析出。第十六页，共109页。(三)残留(cánliú)奥氏体的转变钢淬火后总是多少存在一些(yīxiē)残留奥氏体。残留奥氏体随淬火加热时奥氏体中碳和合金元素的含量的增加而增多。含碳量％的碳钢或低合金钢淬火后，有可观数量的残留奥氏体。高碳钢淬火后于250～300℃之间回火时，将发生残留奥氏体分解。第十七页，共109页。图9-61是含碳％的钢于1000℃淬火(cuìhuǒ)，并经不同温度回火保温30min后，用x射线测定的残留奥氏体量变化(淬火(cuìhuǒ)后残留奥氏体体积分数尚存35％)。可见，随回火温度升高，残留奥氏体量减少。第十八页，共109页。残留奥氏体与过冷奥氏体并无本质区别，它们的C曲线很相似，只是两者的物理状态不同而使转变速度有所差异(chāyì)而已。图9-62是高碳铬钢残留奥氏体和过冷奥氏体的C曲线。与过冷奥氏体相比，残留奥氏体向贝氏体转变速度较快，而向珠光体转变速度则较慢。第十九页，共109页。残留奥氏体在高温区内回火时，先析出先共析碳化物，随后分解(fēnjiě)为珠光体；在低温区内回火时，将转变为贝氏体。在珠光体和贝氏体转变温度区间也存在一个残留奥氏体的稳定区。淬火高碳钢在200-300℃回火时，残留奥氏体分解(fēnjiě)为a相和E碳化物组成的机械混合物，称为回火马氏体或下贝氏体。第二十页，共109页。(四)碳化物的转变(zhuǎnbiàn)马氏体分解及残留奥氏体转变(zhuǎnbiàn)形成的E碳化物是亚稳定的过渡相。当回火温度升高至250～400℃时，形成比E碳化物更稳定的碳化物。碳钢中比E碳化物稳定的碳化物有两种：一种是x-碳化物，化学式是Fe5C2，具有单斜晶格；另一种是更稳定的渗碳体（Fe3C）。第二十一页，共109页。碳化物的转变主要取决于回火温度，也与回火时间有关。图9-63表示回火温度和回火时间对淬火(cuìhuǒ)钢中碳化物变化的影响。由图可见，随着回火时间的延长，发生碳化物转变的温度降低。回火温度升高，达到相同效果所需时间减少。第二十二页，共109页。回火温度高于250℃时，含碳量％的马氏体中E碳化物逐渐溶解，同时沿{112}M晶面析出x-碳化物。x-碳化物呈小片状平行地分布在马氏体中，尺寸约5nm，它和母相马氏体有共格界面并保持一定的位向关系。由于x-碳化物与E-碳化物的惯习面和位向关系不同，所以x-碳化物不是由E碳化物直接转变来的，而是通过E碳化物溶解并在其他(qítā)地方重新形核、长大的方式形成的。这种所谓“单独形核”的方式，通常叫做“离位析出”。第二十三页，共109页。随着回火温度升高，马氏体中除析出x-碳化物以外，还同时析出渗碳体，即Fe3C。析出Fe3C的惯习面有两组：一组是{112}M晶面，与x-碳化物的惯习面相同，说明这组Fe3C可能是从x-碳化物直接转变过来的，即“原位析出”；另一组是{100}M晶面，说明这组Fe3C不是由x-碳化物直接转变得到的，而是由x-碳化物首先溶解，然后重新形核长大，以“离位析出”方式形成的。刚形成的Fe3C与母相仍保持共格关系，当长大到一定尺寸(chǐcun)时，共格关系难以维持，在300～400℃时共格关系陆续破坏，渗碳体脱离a相而析出。第二十四页，共109页。当回火温度升高到400℃以后，淬火(cuìhuǒ)马氏体完全分解，但a相仍保持针状外形，先前形成的E碳化物和x碳化物此时已经消失，全部转变为细粒状渗碳体。这种由针状a相和无共格联系的细粒状渗碳体组成的机械混合物叫做回火托氏体。图9-64为淬火(cuìhuǒ)高碳钢400℃回火时得到的回火托氏体金相显微组织，其渗碳体颗粒难以分辨。在电子显微镜下可以清楚地看出回火托氏体中a相和细粒状渗碳体(见图9-65)。第二十五页，共109页。第二十六页，共109页。回火温度(wēndù)高于200℃时，含碳量％的马氏体将在碳原子偏聚区通过连续式分解方式直接析出渗碳体。含碳量介于％％的马氏体可由E碳化物直接转变为渗碳体，而不形成x-碳化物。

第二十七页，共109页。(五)渗碳体的聚集长大(chánɡdà)和a相回复、再结晶当回火温度升高至400℃以上时，已脱离共格关系的渗碳体开始明显地聚集长大。片状渗碳体长度(chángdù)和宽度之比逐渐缩小，最终形成粒状渗碳体。碳化物的球化和长大过程，是按照细颗粒溶解、粗颗粒长大的机制进行的(胶态平衡理论)。淬火碳钢经高于500℃的回火后，碳化物已经转变为粒状渗碳体。当回火温度超过600℃时，细粒状渗碳体迅速聚集并粗化。含碳％的钢中的渗碳体颗粒直径与回火温度、回火时间的关系示于图9-66中。第二十八页，共109页。在碳化物聚集长大的同时，a相的状态也在不断发生变化。马氏体晶粒不呈等轴状，而且是通过切变方式形成的，晶格缺陷密度很高，因此，在回火过程中a相也会发生回复和再结晶。板条状马氏体的回复过程主要(zhǔyào)是a相中位错胞和胞内位错线逐渐消失，使晶体的位错密度减少，位错线变得平直。回火温度从400℃到500℃以上时，剩余位错发生多边化，形成亚晶粒，a相发生明显地回复，此时a相的形态仍然具有板条状特征(见图9-67)。第二十九页，共109页。随着回火温度的升高，亚晶粒逐渐长大，亚晶界移动的结果可以形成大角度晶界。当回火温度超过600℃时，a相开始发生(fāshēng)再结晶，由板条晶逐渐变成位错密度很低的等轴晶。图9-68为a相发生(fāshēng)部分再结晶的组织。第三十页，共109页。对于片状马氏体，当回火温度高于250℃时，马氏体片中的孪晶亚结构开始消失，出现位错网络。回火温度升高到400℃以上时，孪晶全部消失，a相发生回复(huífù)过程。当回火温度超过600℃时，a相发生再结晶过程，a相的针状形态消失，形成等轴的铁素体晶粒。第三十一页，共109页。淬火钢在500—650℃回火得到的回复或再结晶了的铁素体和粗粒状渗碳体的机械混合物叫做回火索氏体。在光学(guāngxué)显微镜下能分辨出颗粒状渗碳体(图9-69)，在电子显微镜下可看到渗碳体颗粒明显粗化(图9-70)。第三十二页，共109页。另一方面，当回火温度为400℃-600℃时，由于马氏体分解、碳化物转变、渗碳体聚集长大及a相回复或再结晶，淬火(cuìhuǒ)钢的残留内应力基本消除。第三十三页，共109页。回火组织(zǔzhī)总结淬火钢在不同的回火温度(wēndù)下，处于不同的回火转变阶段，将会得到如下几种回火组织。(1)回火马氏体(2)回火屈氏体(3)回火索氏体(4)回火珠光体第三十四页，共109页。(1)回火(huíhuǒ)马氏体回火马氏体是150～250℃低温回火时得到的组织。在马氏体中已有大量的细小ε碳化物，残余奥氏体发生了部分分解（200－300℃）。光学显微镜下，淬火组织的形貌没有变化，只有在电镜下可以清晰(qīngxī)地观察到，马氏体基体中分布着大量的E碳化物。第三十五页，共109页。(2)回火(huíhuǒ)托氏体淬火马氏体经350～5000C中温回火(huíhuǒ)后得到的组织称为回火(huíhuǒ)托氏体。回火(huíhuǒ)托氏体组织是铁素体基体中弥散分布着极细小的片状或粒状渗碳体。在光镜下，铁素体仍基本保持原马氏体的形貌特征，分辨不出渗碳体的颗粒。第三十六页，共109页。(3)回火(huíhuǒ)索氏体回火(huíhuǒ)索氏体是淬火马氏体经500～650℃高温回火(huíhuǒ)后得到的组织。它是由铁素体加球粒状渗碳体组成的。在高倍的光镜下可以清晰地观察到渗碳体颗粒，原马氏体的形貌已基本消失。第三十七页，共109页。(4)回火(huíhuǒ)珠光体回火珠光体又称回火球化组织，是淬火马氏体经650℃以上长时间回火后得到(dédào)的组织。渗碳体已完全球化，尺寸也已相当大了。第三十八页，共109页。二、淬火钢在回火时性能(xìngnéng)的变化1、淬火钢回火时，力学性能随回火温度的变化而发生一定的变化，这种变化与显微组织的变化有密切关系。淬火钢在回火时硬度变化的总趋势是，随着回火温度的升高(shēnɡɡāo)，钢的硬度不断下降。2、含碳量％的高碳钢在100℃左右回火时，硬度反而略有升高(shēnɡɡāo)，这是由于马氏体中碳原子的偏聚及E碳化物析出引起弥散强化造成的。3、含碳量％的高碳钢在200-300℃回火时，硬度下降的趋势变得平缓。显然，这是由于马氏体分解使钢的硬度下降及残留奥氏体转变使钢的硬度升高(shēnɡɡāo)两方面因素综合作用的结果。4、回火温度在300℃以上时，由于渗碳体与母相的共格关系破坏以及渗碳体的聚集长大而使钢的硬度呈直线下降。第三十九页，共109页。碳钢随着回火(huíhuǒ)温度的升高，其强度不断下降，而塑性不断升高(见图9-72)。但在200-300℃较低温度回火(huíhuǒ)时，由于内应力的消除，钢的强度和硬度都得到提高。第四十页，共109页。对于一些工具材料，可采用低温(dīwēn)回火以保证较高的强度和耐磨性(图9-72c)。但高碳钢低温(dīwēn)回火后塑性较差。第四十一页，共109页。低碳钢低温回火后具有良好的综合力学性能(图9-72a)。在300-400℃回火时，钢的弹性极限最高，因此一些(yīxiē)弹簧钢件均采用中等温度回火。当回火温度进一步提高，钢的强度迅速下降，但钢的塑性和韧性却随回火温度升高而增长。在500-600℃回火时，塑性达到较高的数值，并且保留相当高的强度。因此中碳钢采用淬火加高温回火可以获得良好的综合力学性能(图9-72b)。第四十二页，共109页。合金元素可使钢的各种回火转变温度范围向高温推移，可以减少钢在回火过程中硬度下降的趋势，说明合金钢耐回火性高，比碳钢具有更高的抵抗回火软化过程的能力，即回火抗力(kànɡlì)高。与相同含碳量的碳钢相比，在高于300℃回火时，在相同回火温度和回火时间情况下，合金钢具有较高的强度和硬度。反过来，为得到相同的强度和硬度，合金钢可以在更高温度下回火，这又有利于钢的韧性和塑性的提高。第四十三页，共109页。三、回火(huíhuǒ)脆性淬火钢回火时的冲击韧度并不总是随回火温度的升高单调地增大，有些钢在一定的温度范围(fànwéi)内回火时，其冲击韧度显著下降，这种脆化现象叫做钢的回火脆性。钢在250-400℃温度范围(fànwéi)内出现的回火脆性叫第一类回火脆性，也叫低温回火脆性；在450-650℃温度范围(fànwéi)内出现的回火脆性叫做第二类回火脆性，也叫高温回火脆性。第四十四页，共109页。低温回火脆性几乎在所有的工业用钢中都会出现。一般认为，低温回火脆性是由于马氏体分解时沿马氏体条或片的界面析出断续的薄壳状碳化物，降低了晶界的断裂强度，使之成为裂纹扩展的路径，因而导致脆性断裂。如果提高回火温度(wēndù)，由于析出的碳化物聚集和球化，改善了脆化界面状况而使钢的韧性又重新恢复或提高。第四十五页，共109页。钢中含有合金元素一般不能抑制低温回火脆性，但Si、Cr、Mn等元素可使脆化温度推向更高温度。例如WSi％％的钢，产生脆化的温度为300-320℃；而WSi％～％、WCr％～％的钢，脆化温度可达350～370℃。到目前为止，还没有(méiyǒu)一种有效地消除低温回火脆性的热处理或合金化方法。为了防止低温回火脆性，通常的办法是避免在脆化温度范围内回火。第四十六页，共109页。高温回火(huíhuǒ)脆性主要在合金结构钢中出现，碳钢一般不出现这种脆性。高温回火(huíhuǒ)脆性通常在回火(huíhuǒ)保温后缓冷的情况下出现，若快速冷却，脆化现象将消失或受到抑制。因此这种回火(huíhuǒ)脆性可以通过再次高温回火(huíhuǒ)并快冷的办法消除，但是若将已消除脆性的钢件重新高温回火(huíhuǒ)并随后缓冷时脆化现象又再次出现。为此，高温回火(huíhuǒ)脆性又称可逆回火(huíhuǒ)脆性。钢中含有Cr、Mn、P、As、Sb等元素时，会使高温回火(huíhuǒ)脆性倾向增大。如果钢中除Cr以外，还含有Ni或相当的Mn量时，则高温回火(huíhuǒ)脆性更为显著。而W、Mo等元素能减弱高温回火(huíhuǒ)脆性的倾向。例如钢中含有钼％左右或W为1％时，可以有效地抑制高温回火(huíhuǒ)脆性。第四十七页，共109页。高温回火脆性产生的原因亦有许多说法。目前比较引人注意的是晶界偏聚机制。Sb、Sn、P、As等杂质元素在回火处理时向原奥氏体晶界偏聚，减弱了奥氏体晶界上原子间的结合力，降低晶界断裂强度是产生高温回火脆性的主要原因。Ni、Cr等合金元素不但促进这些杂质元素的偏聚，而且本身也向晶界偏聚，进一步降低了晶界断裂强度，从而增大了回火脆性倾向(qīngxiàng)。Mo与杂质元素发生交互作用，抑制杂质元素向晶界偏聚，从而能减轻回火脆性倾向(qīngxiàng)。上述杂质元素偏聚机制能较好地解释高温回火脆性的许多现象，并能有力地说明钢在450～550℃长期停留使杂质原子有足够时间向晶界偏聚而造成脆化的原因。却难以说明这类回火脆性对冷速的敏感性。第四十八页，共109页。防止或减轻高温(gāowēn)回火脆性的方法很多。采用高温(gāowēn)回火后快冷的方法可抑制回火脆性，但这种方法不适用于较大工件。在钢中加入Mo、W等合金元素阻碍杂质元素在晶界上偏聚，也可以有效地抑制高温(gāowēn)回火脆性。此外，对亚共析钢采用在A1-A3临界区亚温淬火方法，使P等杂质元素溶入残留的铁素体中，减轻P等杂质元素在原奥氏体晶界上的偏聚，也可以减小高温(gāowēn)回火脆性倾向。还有，选择含杂质元素极少的优质钢材以及采用形变热处理等方法都可以减轻高温(gāowēn)回火脆性。第四十九页，共109页。四、淬火后的回火产物与奥氏体直接分解(fēnjiě)产物的性能比较同一钢件经淬火加回火处理后，可以得到(dédào)回火托氏体或回火索氏体组织；由过冷奥氏体直接分解可得到(dédào)托氏体或索氏体组织。这两类转变产物的组织和性能有什么差别呢?它们都是铁素体加碳化物的珠光体类型组织，但是回火托氏体和回火索氏体中的碳化物是呈颗粒状的，而托氏体和索氏体中的碳化物是片状的。碳化物呈颗粒状的组织使钢的许多性能得到(dédào)改善。第五十页，共109页。图9-74表示在相同硬度下共析钢片状组织和粒状组织的力学性能。硬度在20-35HRC范围内，淬火加回火产物是回火索氏体；而直接分解产物是细珠光体，即索氏体。在相同硬度时，两类组织的抗拉强度相近，但回火索氏体组织的屈服强度和塑性指标均比索氏体高。尤其是硬度在25～30HRC范围内，屈服强度和断面收缩率的差别最大。可见(kějiàn)，硬度为25-30HRC的回火索氏体组织综合力学性能远比索氏体好得多。第五十一页，共109页。硬度为25-30HRC的回火索氏体组织综合力学性能远比索氏体好得多。这是由于片状碳化物受力时会使基体产生很大的应力集中，易使碳化物片产生脆断或形成微裂纹。而粒状碳化物造成的应力集中小，微裂纹不易(bùyì)产生，故钢的塑性、韧性好。因此，工程上凡是承受冲击并要求优良综合力学性能的工件都要进行淬火加高温回火处理，即调质处理，以得到具有优良综合力学性能的回火索氏体组织。第五十二页，共109页。对于具有(jùyǒu)回火脆性的钢种，与进行淬火加低温回火获得的回火马氏体相比，进行等温淬火获得的下贝氏体性能更为优越。图9-75是在相同强度条件下40CrNiMo钢两种转变产物冲击韧度的比较。图上的数字表示回火温度或奥氏体等温分解温度。由图可见，钢分别进行淬火后在低温回火脆性温度范围回火及在低温回火脆性温度范围等温淬火后，当强度相同时，下贝氏体的冲击韧度显著高于回火马氏体。所以生产上在条件可能的情况下尽量采用等温淬火方法，取代淬火加低温回火，以获得优良的综合力学性能。第五十三页，共109页。为什么在硬度(yìngdù)相同的情况下，淬火回火组织的塑性和韧性优于正火组织？因为：1、渗碳体在两种索氏体中形状(xíngzhuàn)相差很大，在受力变形过程中，片状渗碳体对基体连续性的损害作用比粒状的大；2、片状渗碳体易于断裂形成微裂纹，而粒状渗碳体则不易产生微裂纹。正由于钢经淬火回火后，获得的组织中强化相是粒状均匀分布的，才具有好的综合力学性能，塑性和韧性优于正火组织。重要的钢制工件需经正确的淬火回火处理后使用。第五十四页，共109页。以下内容是回火(huíhuǒ)转变的另一个版本PPT第五十五页，共109页。定义钢的回火是将淬火钢加热至A1以下的某一温度(wēndù)，保温，然后冷却到室温的一种热处理工艺。钢在淬火状态下一般不能使用。第五十六页，共109页。为什么淬火钢要进行(jìnxíng)回火？钢经淬火得到的组织主要由马氏体和少量的残余奥氏体等亚稳定组织组成。1、过饱和碳的马氏体要发生脱溶分解；2、残余奥氏体是高温相处于过冷状态，也要发生转变；3、淬火过程还使钢存在着较大(jiàodà)的淬火应力。淬火应力要逐渐松弛。以上这些变化会引起钢的性能、形状和尺寸的变化。4、太脆。第五十七页，共109页。回火可以减少或消除应力，可以得到稳定的组织、尺寸形状和性能(xìngnéng)，使工件达到服役状态的要求。所以钢一般不能在淬火状态下使用，必须经过回火才能使用。第五十八页，共109页。一、淬火钢在回火(huíhuǒ)过程中的转变分三个阶段(jiēduàn)：1．马氏体分解2．残余奥氏体的分解3．铁素体基体的回复与再结晶第五十九页，共109页。1．马氏体分解(fēnjiě)过程淬火马氏体是碳在铁素体中的过饱和固溶体，一旦加热就会析出过饱和的碳，发生分解转变，马氏体的正方度c／a下降，逐渐趋于1。当回火温度足够高时，过饱和的碳全部析出，马氏体最终(zuìzhōnɡ)转变成铁素体加碳化物的平衡组织，并会发生碳化物的长大和球化。第六十页，共109页。(1)碳原子偏聚过饱和的碳原子始终存在着从晶格中脱溶形成碳化物的趋势。在室温至100℃的温度范围内回火，碳原子不可能进行较长距离的扩散(kuòsàn)，只能做短距离扩散(kuòsàn)迁移，形成碳的偏聚区。碳原子可以向晶体缺陷处偏聚，例如偏聚在位错线上形成柯垂尔气团；碳原子也可以在板条马氏体的{100}面、片状马氏体的孪晶面{112}上偏聚形成富碳原子团。第六十一页，共109页。自回火在许多Ms点高的钢中，马氏体形成温度高于100℃，所以在马氏体刚一形成就已经发生了碳原子的迁移(qiānyí)偏聚过程，这一过程称为自回火。第六十二页，共109页。(2)形成(xíngchéng)过渡碳化物在100℃以上温度回火，马氏体内开始析出亚稳定的过渡碳化物相。加热至100～250℃时形成ε碳化物，ε碳化物呈条状薄片(báopiàn)或针状，长度约为100nm，在光学显微镜下无法分辨，而在电镜下可以清楚观察到。ε碳化物的成分约为Fe2-3C，具有密排六方结构，惯析面为{001}M。ε碳化物形成的开始阶段(低温时)与马氏体保持共格，与马氏体的位向关系是：(0001)E∥(011)M，[10T1]E∥[101]M。第六十三页，共109页。回火温度升高，ε碳化物粗化，共格相界转变为半共格相界。回火温度升高到250℃以上，Wc>0.4%的钢中ε碳化物会逐渐溶解消失，同时沿着马氏体{112}面形成X碳化物。X碳化物的成分大约是Fe5C，具有单斜结构，也是亚稳定过渡(guòdù)相。X碳化物不是由ε碳化物直接转化而来的，因为它们的惯析面不同。与亚稳定过渡(guòdù)碳化物析出的同时，马氏体的碳浓度逐渐减少，正方度逐步降低。第六十四页，共109页。(3)渗碳体的形成(xíngchéng)淬火钢在250～300℃回火时，即会有渗碳体Fe3C形成。渗碳体与过渡碳化物相比，有较低的吉布斯自由(zìyóu)能。渗碳体可以通过过渡碳化物点阵转化成渗碳体点阵而形成，也可以从马氏体中直接析出形成。第六十五页，共109页。渗碳体最初(zuìchū)的形状是细小的薄片状，与马氏体保持一定的位向关系：(001)Fe3C∥(211)M[100]Fe3C∥[011]M[010]Fe3C∥[111]M。在形成渗碳体时，片状马氏体中的孪晶亚结构也同时消失。第六十六页，共109页。(4)渗碳体的球化与长大(chánɡdà)回火温度继续升高，在碳素钢中不再发生碳化物的转变，只有(zhǐyǒu)碳化物的形态、分布和尺寸发生变化。回火温度在400～600℃时，片状渗碳体聚集成球状，并长大粗化；回火温度到600℃以上时，球状渗碳体迅速粗化。渗碳体的球化和粗化，都是通过曲率半径小的，相对不稳定的渗碳体溶解到铁素体中，较稳定的曲率半径大的渗碳体长大来完成的。第六十七页，共109页。对于(duìyú)碳素钢要注意几点1、回火温度升到约300℃时，马氏体中过饱和的碳已基本以碳化物形式析出，正方度已减小到1，铁素体的碳浓度也已接近平衡状态，马氏体转变已基本结束。2、温度高于300℃时，仅有过渡碳化物的转变和渗碳体的球化和长大。3、Wc小于％的马氏体回火过程中，没有X碳化物形成(xíngchéng)。4、浓度Wc小于％的马氏体回火时，也不析出ε碳化物，而是直接形成(xíngchéng)渗碳体。第六十八页，共109页。2．残余(cányú)奥氏体的分解含碳量大于％的碳素钢淬火后，组织中总含有较大量的残余奥氏体（？）。在回火温度为200～300℃时，残余奥氏体便会发生分解，转变为下贝氏体(过饱和铁素体加E碳化物)。随着回火温度的升高，下贝氏体中过饱和铁素体的碳浓度逐渐降低，E碳化物逐步转变为渗碳体，最后(zuìhòu)形成铁素体加渗碳体组织。第六十九页，共109页。3．铁素体基体(jītǐ)的回复与再结晶回火温度升高，随着马氏体的分解，碳的析出，基体由存在着大量晶体缺陷的过饱和碳的马氏体，转变为仍含有大量位错等晶体缺陷的铁素体。但是铁素体形态仍然保留(bǎoliú)原来的马氏体形态。回火温度继续升高，铁素体将逐步发生再结晶和晶粒长大。第七十页，共109页。钢淬火(cuìhuǒ)后在400℃以下回火，基体仍保持原马氏体的形态。高于400℃时，开始发生基体的回复过程，位错密度逐渐减小。在回复过程中，淬火(cuìhuǒ)应力也在消失。第七十一页，共109页。回复后的铁素体基体的微观组织仍保持(bǎochí)原马氏体板条状和片状特征。温度升高至600℃以上，铁素体基体开始再结晶，形成位错密度更低的铁素体等轴晶，板条状、片状特征消失。与此同时，铁素体晶粒开始长大，但这时渗碳体颗粒阻碍铁素体迅速长大。温度在700℃以上(当然低于A1点)时，铁素体晶粒将急剧长大粗化。第七十二页，共109页。二、回火后的组织(zǔzhī)与性能1．回火(huíhuǒ)组织2．回火(huíhuǒ)后的力学性能第七十三页，共109页。1．回火(huíhuǒ)组织淬火钢在不同的回火温度下，处于不同的回火转变阶段(jiēduàn)，将会得到如下几种回火组织。(1)回火马氏体(2)回火屈氏体(3)回火索氏体(4)回火珠光体第七十四页，共109页。(1)回火(huíhuǒ)马氏体回火(huíhuǒ)马氏体是150～250℃低温回火(huíhuǒ)时得到的组织。在马氏体中已有大量的细小ε碳化物，残余奥氏体发生了部分分解（200－300℃）。光学显微镜下，淬火组织的形貌没有变化，只有在电镜下可以清晰地观察到，马氏体基体中分布着大量的E碳化物。第七十五页，共109页。(2)回火(huíhuǒ)托氏体淬火马氏体经350～5000C中温回火后得到的组织称为回火托氏体。回火托氏体组织是铁素体基体中弥散分布着极细小(xìxiǎo)的片状或粒状渗碳体。在光镜下，铁素体仍基本保持原马氏体的形貌特征，分辨不出渗碳体的颗粒。第七十六页，共109页。(3)回火(huíhuǒ)索氏体回火索氏体是淬火马氏体经500～650℃高温回火后得到的组织。它是由铁素体加球粒状渗碳体组成的。在高倍的光镜下可以清晰(qīngxī)地观察到渗碳体颗粒，原马氏体的形貌已基本消失。第七十七页，共109页。(4)回火(huíhuǒ)珠光体回火珠光体又称回火球(huǒqiú)化组织，是淬火马氏体经650℃以上长时间回火后得到的组织。渗碳体已完全球化，尺寸也已相当大了。第七十八页，共109页。2．碳素钢回火(huíhuǒ)后的力学性能右图示出不同含碳量的碳素钢回火后硬度与回火温度之间的关系，硬度变化(biànhuà)的总趋势是，随着回火温度的升高而逐渐的降低。第七十九页，共109页。在200℃以下回火(huíhuǒ)，硬度变化不大，这是因为碳原子的偏聚和ε碳化物的析出所引起的硬化抵消了马氏体畸变减小所产生的软化。第八十页，共109页。含碳量大于％的高碳钢，在100℃左右回火硬度还稍许有所升高(1～2HRC)，这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(xiàoguǒ)超过了软化的效果(xiàoguǒ)所致。第八十一页，共109页。高碳钢在200～300℃回火出现(chūxiàn)一个硬度“平台”，则是因为淬火组织中的残余奥氏体分解使硬度上升，和马氏体大量转变使硬度下降两个因素综合作用的结果。第八十二页，共109页。高于300℃回火，马氏体已经完全分解，亚稳定的过渡碳化物转变成渗碳体，渗碳体长大，以及铁素体基体回复、再结晶等过程均使钢软化(ruǎnhuà)，因此硬度直线下降。第八十三页，共109页。随回火(huíhuǒ)温度的升高，碳钢的硬度下降，强度也降低，而塑性升高。40钢的各项力学性能与回火(huíhuǒ)温度的关系如图所示。第八十四页，共109页。在有关的手册中，可以查到现有(xiànyǒu)各种钢回火后的性能与回火温度之间的关系曲线或图表，根据工件的服役要求利用这些数据就可以确定回火温度。第八十五页，共109页。高碳钢淬火状态（高碳马氏体），虽然硬度高，但由于内应力大，组织中存在显微裂纹，塑性和韧性低，表现出大的脆性，不能直接使用。高碳马氏体经低温回火(huíhuǒ)后，内应力降低，显微裂纹得到弥合，使钢在保持高硬度的条件下，具有一定的塑性和韧性(虽然仍然很低)，可以作为工具加以使用(非配合性工具)。低碳马氏体的塑性和韧性较好，经低温回火(huíhuǒ)后，内应力降低，表现出良好的强韧性。第八十六页，共109页。在硬度相同的情况下，淬火回火组织(zǔzhī)的塑性和韧性优于正火组织(zǔzhī)。例如共析碳钢，过冷奥氏体在650～600℃直接分解的产物为索氏体(细珠光体)，淬火后经600～650℃回火得到回火索氏体，虽然(suīrán)两种组织都是铁素体加渗碳体的混合物，渗碳体的弥散度也相似，但是回火索氏体的综合性能优于索氏体（？）。第八十七页，共109页。第八十八页，共109页。析出Fe3C的惯习面有两组：一组是{112}M晶面，与x-碳化物的惯习面相同，说明这组Fe3C可能是从x-碳化物直接转变过来的，即“原位析出”；(1)回火(huíhuǒ)马氏体X碳化物的成分大约是Fe5C，具有单斜结构，也是亚稳定过渡(guòdù)相。4%的钢中ε碳化物会逐渐溶解消失，同时沿着马氏体{112}面形成X碳化物。对于有高温回火脆性倾向的钢，高温回火时应在水或油中快冷。(2)回火(huíhuǒ)托氏体得到的组织是回火马氏体(1)回火马氏体随回火(huíhuǒ)温度的升高，碳钢的硬度下降，强度也降低，而塑性升高。第五十页，共109页。当回火温度在150-350℃之间时，碳原子活动能力增加，能进行较长距离扩散(kuòsàn)。而直接分解产物是细珠光体，即索氏体。第五十八页，共109页。第九十一页，共109页。当回火温度超过600℃时，细粒状渗碳体迅速聚集并粗化。只有当马氏体中含碳量％，晶格缺陷中容纳的碳原子达到饱和时，多余碳原子才形成碳原子偏聚区，从而使马氏体的正方度增大（？）。为什么在硬度相同的情况下，淬火回火组织的塑性(sùxìng)和韧性优于正火组织？因为：1、渗碳体在两种索氏体中形状相差很大，在受力变形过程中，片状渗碳体对基体连续性的损害作用比粒状的大；2、片状渗碳体易于断裂形成微裂纹，而粒状渗碳体则不易产生微裂纹。正由于钢经淬火回火后，获得的组织中强化相是粒状均匀分布的，才具有好的综合力学性能，塑性和韧性优于正火组织。重要的钢制工件需经正确(zhèngquè)的淬火回火处理后使用。第八十九页，共109页。三、回火(huíhuǒ)脆性第九十页，共109页。定义淬火钢回火时，随着回火温度的升高，总趋势是硬度和强度下降(xiàjiàng)而塑性升高。然而，许多钢的冲击韧度却不是随着回火温度的升高而一直升高。在250～4000C区间回火时出现的冲击韧度下降(xiàjiàng)现象，称为第一类回火脆性；在450～6000C区间回火时出现的冲击韧度下降(xiàjiàng)现象称为第二类回火脆性。第九十一页，共109页。1．第一类回火(huíhuǒ)脆性发生第一类回火脆性的主要原因是，细小的薄片状过渡碳化物（尤其是X型碳化物）和渗碳体在马氏体的板条界，或是在马氏体片的界面上析出，硬而脆的碳化物薄膜割裂了基体的连续性，使钢的韧性下降。另外，在此温度区间发生的残余奥氏体的分解(fēnjiě)，也加重了这种回火脆性。第九十二页，共109页。应避免在250～4000C区间回火。如果工件(例如弹簧)的服役条件要求高的弹性(tánxìng)极限，必须采用此温度区间的回火工艺，则应选用含适量Si的钢种，因为Si可以使E碳化物向X碳化物转变推迟到较高的温度，从而推迟X碳化物沿马氏体界面析出。或者采用等温淬火工艺。第九十三页，共109页。2．第二类回火(huíhuǒ)脆性

第二类回火脆性主要发生在含Ni、Cr、Mn的钢中。高温回火脆性的特点是，淬火的钢在450～6000C回火后慢冷，就出现冲击韧度下降的现象，重新在此温度回火然后快冷，冲击韧度又会提高。如果(rúguǒ)再次在此温度回火并慢冷，脆性又再此出现。由此可见第二类回火脆性具有可逆性，所以又称可逆回火脆性。第一类回火脆性又称作不可逆回火脆性。第九十四页，共109页。发生第二类回火脆性的主要原因是，在450～6000C加热后慢冷的过程中，发生了微量杂质元素P、As、Sb、Sn等向原奥氏体晶界偏聚，因而(yīnér)引起晶界弱化造成的。钢中含有Ni、Cr、Mn等合金元素时，加速这种偏聚过程，更容易出现第二类回火脆性。重新在此温度加热，这些元素又会从晶界处扩散开，在快冷时来不及在晶界处偏聚，就不呈现脆性。第九十五页，共109页。钢中加入％Mo或者l％W，强烈阻碍有害元素的偏聚，可以基本上