金属学及热处理 第七章 钢的回火转变及合金时效.ppt

1、金属学及热处理第7章钢的回火转变及合金时效,7.1 钢的回火转变及合金时效,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，使淬火钢组织转变为稳定的回火组织，然后以适当的方式冷却到室温的一种热处理工艺。 钢淬火后的组织主要是马氏体和残余奥氏体，它们在室温下都是不稳定组织，有向铁素体加渗碳体的稳定态组织转变的趋势。室温下原子不易运动，转变不能完成，加热后转变可以发生。 回火处理的目的是稳定组织，降低应力，改善性能。,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,淬火钢回火时，随着回火温度升高和时间的延长，将发生以下几种转变： 前期阶段：马氏体中碳的偏聚； 第一阶

2、段：马氏体分解； 第二阶段：残余奥氏体的转变； 第三阶段：碳化物的转变； 后期阶段：渗碳体长大及铁素体回复与再结晶,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,淬火马氏体高能量的主要原因：碳原子在扁八面体间隙，过饱和，马氏体中高密度晶体缺陷。 在20100回火时，铁原子不能扩散，碳原子可以通过短距离扩散，在马氏体微观缺陷的间隙处偏聚，减低马氏体的能量。 板条状马氏体中存在大量位错，碳原子偏聚于位错线附近的间隙位置；片状马氏体亚结构为孪晶，碳原子在马氏体的某些晶面上直接偏聚。,（1）马氏体中碳的偏聚,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,在8

3、0350回火时，随回火温度升高，析出碳化物，马氏体碳含量下降，正方度降低。 高碳钢在350以下回火时，马氏体分解析出-FexC化合物，马氏体的晶体结构变回体心立方，含碳量降至0.25%。这种体心立方马氏体与-FexC化合物的混合组织称为回火马氏体。 含碳量小于0.2%的板条马氏体在淬火冷却时已发生自回火，碳原子已经偏聚，200以下不析出碳化物。,（2）马氏体的分解,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,-FexC化合物是尺寸非常细小的亚稳定碳化物，x=2-3，随温度升高，它将向稳定的Fe3C渗碳体转变。 在回火马氏体中，马氏体仍然保持针状形态。,（2）马氏体的分解

4、,回火马氏体组织,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,含碳量大于0.4%的碳钢淬火后，组织中含有一定量的残余奥氏体，在250300温度区间回火时，这些残余奥氏体将发生分解。随回火温度升高，残余奥氏体数量逐渐减少。 残余奥氏体在250300的分解产物为过饱和铁素体和碳化物的机械混合物，也可称为回火马氏体或下贝氏体。,（3）残余奥氏体的转变,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,与或冷奥氏体相比，残余奥氏体中弹性畸变能较高，转变曲线相近，但有差别：残余奥氏体向贝氏体转变速度加快，向珠光体转变速度减慢。在珠光体和贝氏体两种转变之间，存在一

5、个残余奥氏体的稳定区。,（3）残余奥氏体的转变,含碳量1.1%的铬钢两种奥氏体等温转变图,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,在250400回火时，马氏体中过饱和碳原子全部脱溶，生成比碳化物更为稳定的碳化物。,（4）碳化物的转变,淬火高碳钢回火时碳化物转变示意图,含碳量大于0.4%的碳钢淬火后，250以上温度回火时，碳化物逐渐溶解，析出较为稳定的碳化物（Fe5C2）；温度继续升高，开始析出稳定的碳化物（Fe3C渗碳体）。,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,碳含量小于0.4%的马氏体回火时不形成碳化物；小于0.2%时，不析出碳化物

6、，直接形成碳化物。,（4）碳化物的转变,回火屈氏体,当回火温度升高到400时，淬火马氏体完全分解，但铁素体仍保持针状，碳化物全部变为碳化物。这种由针状铁素体和与其无共格关系的细小渗碳体组成的机械混合物，称为回火屈氏体。,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,（5）渗碳体长大和铁素体回复再结晶,淬火板条马氏体回火温度高于400时，铁素体相开始发生回复，位错胞和胞内位错线逐渐消失，晶内位错密度下降，剩余位错重新排列，形成二维网络，构成亚晶粒，但铁素体相仍具有板条状特征。回火温度达到600时，铁素体发生再结晶，由位错密度很低的等轴状晶粒逐渐取代板条状晶粒。 片状马氏体回

7、火温度高于250时，马氏体孪晶亚结构消失，出现位错网络，400时，孪晶全部消失，铁素体发生回复，600时发生再结晶。,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.1 淬火钢的回火转变及组织,淬火钢在500650回火时，渗碳体聚集成较大颗粒，马氏体针状形态消除，形成多边形铁素体，这种铁素体和粗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。,回火索氏体,回火温度达到300时，碳原子从铁素体中析出，第三类内应力得到消除；350时，铁素体回复，第二类内应力下降；500600，第一类内应力消除。,（5）渗碳体长大和铁素体回复再结晶,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.2 淬火钢回火时机械性能的变化,淬火钢随回火

8、温度的升高，硬度连续下降。碳含量较高时，在100左右由于碳原子偏聚和碳化物析出，使硬度略有升高，在200300回火时，由于残余奥氏体分解为下贝氏体或回火马氏体，硬度下降平缓。,回火温度对硬度的影响,回火温度超过300后，碳化物转变为渗碳体，渗碳体长大，共格界面破坏，硬度持续下降。,（1）硬度,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.2 淬火钢回火时机械性能的变化,钢中合金元素可以减小回火过程硬度下降速度，提高回火稳定性。强碳化物形成元素可以在高温回火时析出弥散的特殊合金碳化物，造成二次硬化。,随回火温度升高，钢的强度不断下降，塑性不断提高。300以上回火使钢的塑性提高明显；350左右回火时，钢

9、的弹性极限达到极大值。,（1）硬度,（2）强度和塑性,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.3 回火脆性,随回火温度提高，淬火钢冲击韧性上升是总的变化趋势，但在某些温度区间回火，可能出现冲击韧性显著降低的现象，这种脆化现象称为钢的回火脆性。 在250400温度范围内回火时出现的脆化现象称为第一类回火脆性，或低温回火脆性。 在450650温度范围内回火时出现的脆化现象称为第二类回火脆性，或高温回火脆性。,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.3 回火脆性,第一类回火脆性的特点：已经产生回火脆性的工件在更高温度回火时，脆性消失，再在回火脆性温度区间回火，不会重新变脆，不可逆性；第一类回火脆性与

10、回火后的冷却速度无关；脆化工件的断口为晶间断裂或穿晶断裂。 第一类回火脆性产生原因：碳化物析出状态不良。 避免方法：不在发生回火脆性的温度范围内回火。,（1）第一类回火脆性,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.3 回火脆性,第二类回火脆性的特点：对冷却速度的敏感性；可逆性；脆化工件的断口为晶间断裂。 第二类回火脆性敏感度： 韧性状态的冲击韧性（aK1）与脆性状态的冲击韧性（aK2）之比，比值大于1，比值越大，回火脆性倾向越严重。 脆化处理前后脆性转变温度之差（），回火脆度。 产生机制：P等杂质元素在原奥氏体晶界的偏聚。,（2）第二类回火脆性,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.3 回火

11、脆性,第二类回火脆性的影响因素：化学成分：需要一定的C含量，C含量极低的钢一般不发生第二类回火脆；P元素增大回火脆敏感性，P含量很低的钢回火脆倾向很小；Cr，Mn，Ni等元素促进杂质元素向晶界偏聚，同时本身也向晶界偏聚，使回火脆性倾向增大；Mo和W元素可抑制杂质元素向晶界偏聚，能够减弱回火脆性倾向。奥氏体化温度提高，奥氏体晶粒长大，回火脆性增大。,（2）第二类回火脆性,7.1 钢的回火转变及合金时效,7.1.3 回火脆性,第二类回火脆性的预防与减轻方法： 回火快冷，低温去应力退火，工件尺寸小。 在钢中添加Mo元素。 降低钢中P等杂质元素含量。 采用高温形变淬火。,（2）第二类回火脆性,小结,钢

12、的回火转变过程： 马氏体中碳的偏聚；马氏体分解；残余奥氏体的转变；碳化物的转变；渗碳体长大及铁素体回复与再结晶。,淬火钢回火转变时机械性能的变化： 硬度；强度；塑性；韧性。 第一类回火脆性，第二类回火脆性,7.2 合金的时效,从过饱和固溶体中析出第二相或形成溶质原子偏聚区及亚稳过渡相的过程称为脱溶。 合金在脱溶过程中其机械性能、物理性能、化学性能等随之变化这种现象称为时效。 合金在脱溶过程中硬度和强度升高的现象称为时效硬化或时效强化。 时效硬化就是脱溶引起的沉淀硬化。,7.2 合金的时效,具有时效现象的合金的最基本条件是在其相图上有溶解度的变化，并且固溶度随温度的降低而显著减小。 固溶体合金加

13、热到略低于固相线的温度，保温足够时间，使溶质原子充分溶解后立即淬火，得到亚稳定的过饱和固溶体，这种处理称为固溶处理。,时效硬化合金相图,7.2 合金的时效,经固溶处理的合金在室温下放置或加热到一定温度保持，合金将产生脱溶析出。 析出相往往不是相图的平衡相，而是亚稳相或溶质原子的偏聚区。脱溶过程中过饱和固溶体逐渐变为饱和固溶体。 室温下放置产生的时效称为自然时效，加热进行的时效称为人工时效。,时效硬化合金相图,7.2 合金的时效,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素, G.P.区的形成 Cu原子通过扩散，沿母相Al的100晶面偏聚富集，形成的薄片状的Cu原子富集区，称为G.P.区。 G.P.

14、区的形状：薄片状 G.P.区的尺寸：片厚0.3-0.6nm，直径8nm G.P.区的晶体结构：与母相相同，面心立方 G.P.区与基体的界面：完全共格,（1）脱溶过程,以Al-4%Cu合金为例,7.2 合金的时效,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素,过渡相”的形成 Cu原子进一步扩散， G.P.区长大，形成有序结构，因其有一定的成分和结构，称为过渡相” 。 ”相的形状：薄片状 ”相的尺寸：片厚0.8-2nm，直径15-40nm ”相的晶体结构：正方结构，a=0.404nm, c=0.76-0.86nm ”相与基体的界面：完全共格,（1）脱溶过程,以Al-4%Cu合金为例,7.2 合金的时效

15、,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素,过渡相的形成 Cu原子进一步扩散， ” 相长大，点阵常数变化，成分接近Al2Cu，界面共格下降，称为过渡相 。 相的形状：片状 相的尺寸：进一步长大 相的晶体结构：正方结构，a=0.404nm, c=0.58nm 相与基体的界面：部分共格,（1）脱溶过程,以Al-4%Cu合金为例,7.2 合金的时效,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素,平衡相的形成 相进一步长大，点阵常数变化，界面共格消失，形成稳定化合物Al2Cu，称为平衡相。 相的形状：块状 相的尺寸：很大 相的晶体结构：正方结构，a=0.607nm, c=0.478nm 相与基体的界面：不

16、共格,（1）脱溶过程,以Al-4%Cu合金为例,7.2 合金的时效,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素, 时效温度的影响 时效温度提高，原子活动能力增强，脱溶速度加快 。 时效温度升高，过饱和度降低，脱溶速度降低。 选择适当的脱溶温度，加快时效过程。 时效温度过高，析出相长大，时效强化效果降低。,（2）影响脱溶动力学的因素,7.2 合金的时效,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素,合金成分的影响 时效温度相同时，合金的熔点越低，原子间的结合力越弱，原子的活动能力越强，脱溶沉淀速度越快。 溶质原子与溶剂原子的尺寸差越大，固溶沉淀速度越快。 固溶体的过饱和度越大，脱溶沉淀速度越快。,（2

17、）影响脱溶动力学的因素,7.2 合金的时效,7.2.1 脱溶过程及影响脱溶动力学因素,晶体缺陷的影响 增加晶体缺陷，新相易于形成，使脱溶速度加快。 G.P.区的形成与空位密度有关。 过渡相的形成与位错密度有关。,（2）影响脱溶动力学的因素,7.2 合金的时效,7.2.2 脱溶后的显微组织,时效后合金的性能与脱溶沉淀相的种类、形状、大小、数量、分布、以及脱溶相与基体之间的界面状态有关。 G.P.区尺寸很小，不能用光学显微镜分辨，必须用电镜进行观察；过渡相和平衡相初期尺寸也很小，后期长大到一定尺寸才能用光学显微镜观察。 根据脱溶方式和显微组织不同，脱溶可分为三个不同类型：局部脱溶、连续脱溶和不连续

18、脱溶。,7.2 合金的时效,7.2.2 脱溶后的显微组织,局部脱溶是脱溶相在晶界和滑移带等晶体缺陷处优先形核而发生的脱溶。因此脱溶相基本分布在晶界或滑移带上。,（1）局部脱溶及其显微组织,晶界析出的同时，还会在晶界附近形成无析出带，一般认为是由于晶界附近空位密度降低，原子扩散困难所致。,晶界无析出带组织照片,7.2 合金的时效,7.2.2 脱溶后的显微组织,如新相析出是均匀形核，则为连续脱溶，脱溶相均匀分布在晶粒中。,（2）连续脱溶及其显微组织,母相与脱溶物中的相的成分变化不连续，组织类似珠光体。,（3）不连续脱溶及其显微组织,7.2 合金的时效,7.2.3 合金时效时性能的变化,硬度随时效时间的变化规律称为时效硬化曲线。 时效温度较低时，随时间增加，硬度上升，到一定程度后保持不变，称为冷时效。提高时效温度，硬度上升速度块，达到的硬度值高，可以缩短时效时间。 时效温度较高时，随时效时间增加，硬度先上升，到达峰