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　　§6淬火钢在回火时的组织转变 概述： 回火定义：经淬火硬化的钢被加热至A1以下的某一温度，保温一段时间，然后以适当的冷速冷却至室温，这一工艺过程称回火 回火的目的 消除淬火应力，淬火应力（组织应力、热应力）σs变形，σb时引起裂纹，残余应力使钢的脆性上升 改善钢的韧性和塑性，使片状M中的Sv↓，使 M正方度下降，内应力↓（晶格间）↓ 3.调整钢的力性指标 4.稳定组织，稳定尺寸，使AR→k；AR→M→M回→B下 §6-1碳钢的淬火组织在回火时发生的转变 钢中含碳量不同时，钢在淬火后的组织也不尽相同 当0.2﹪C,获得板条M+少量AR 0.2-0.5﹪C 大部分为板条，少量为片状 0.6-1.0﹪C 混合M = 1 \* GB3 ①0.77﹪C M板+M片+AR = 2 \* GB3 ②0.8﹪C 75﹪M片+M板+AR 1.0﹪C 100M片+AR 淬火组织为亚稳定组织，及相对稳定状态 亚稳状态，一个系统内除可以出现一个稳定状态外，其他任何事件还可能发生，这种状态称之为亚稳状态，它是系统本身强制作用形成的，在一定条件下可转变为稳定状态 淬火钢被重新加热（回火）时，随加热温度升高，其比容和体积均发生变化，说明系统有组织转变发生，而且不同温度阶段有不同变化发生，这是钢从亚温状态向稳定状态变化的过程 碳原子的偏聚 淬火时M的C、N原子被强制溶入α相中，位于体心立方点阵（或体心正方点阵）的扁八面体间隙中心位置，使α点阵畸变，使系统的能量上升，而处于不稳定状态 另一方面淬火M中存在大量的缺陷，也使其处于不稳定状态 在室温附近，Me和Fe原子已经不能扩散，但C、N原子尚可以做短距离扩散，计算表明在0℃时，在一分钟内C、N可以迁移2埃 由于间隙造成的应力场与晶体缺陷造成的应力场相互作用，C、N原子扩散到这些微观晶体缺陷处，可是系统的能量降低——C、N原子发生偏聚 偏聚，M中的C、N原子在一定的温度下向点阵缺陷处聚积的过程，成为C、N原子的偏聚，偏聚过程是一个自发过程，可以表示为C+⊥=C⊥它是可逆过程，过程的方向取决于当时的系统能量状态 板条M中碳原子的偏聚 = 1 \* GB2 ⑴发生温度范围，室温——250℃，约在250℃基本完成，碳原子有相当强的扩散能力，板条M的亚结构为位错，发生C+⊥=C⊥，可使系统能量下降 = 2 \* GB2 ⑵发生偏聚的条件：当不具备从M中直接析出k的条件时，（例如C﹪低或加热温度低）；或是形成碳化物的稳定性低于形成偏聚区时，偏聚可能发生在淬火的过程中，也可能发生在淬火后室温停留或回火过程当中 = 3 \* GB2 ⑶性质：碳原子偏聚发生在固溶体内部，M仍为单相，而非析出状态 = 4 \* GB2 ⑷影响偏聚过程的因素 碳的偏聚时C原子向位错线附近扩散过程，因此偏聚过程与碳原子的扩散能力，M位错密度，及M中碳的含量有关 a.马氏体中的位错密度增大，C⊥发生的可能性增大、 b.当T升高时，Dα C升高，C往位错扩散，产生偏聚区，但温度过高，C的扩散能力很强，会使偏聚区的碳原子脱离，即“蒸发”，使偏聚区消失 c.当M中碳含量0.2%，碳原子完全处于偏聚区，则c/a=1，测不出c/a1 碳含量0.2%,碳偏聚位置饱和，多余的碳原子存在于M中，故c/a1 ∴0.2%正好是M中c/a最低碳含量 = 5 \* GB2 ⑸M的自回火 当M中﹪C为0.2%时，Ms300℃，当A被冷却至Ms点时，将发生A→M板,冷却过程一方面T下降，M板 M的自回火：淬火中M的碳原子在自然条件下，发生重新分布，完成偏聚过程 片状M中碳原子的偏聚 = 1 \* GB2 ⑴温度范围20-100℃ = 2 \* GB2 ⑵偏聚区的位置 首先为位错线，其次为晶界，孪晶区{110}M晶界上 = 3 \* GB2 ⑶偏聚区的尺寸，1.0%C,偏聚在孪晶面的C原子组成一片片小富集区 M的分解 使单相M组织→低碳M′+k的两相组织，随着回火温度↑，τ↑，碳原子将发生有序化转变，形成碳化物 板条M的分解 当0.2%时，在250-400℃回火时，在位错线附近的板条界的碳原子偏聚区形成θ-k，即cm小薄片，与母相共格关系，母相M′ 片状M的分解（80-250℃ = 1 \* GB2 ⑴片状M的双相分解 当T80℃，M片中的偏聚区形成细小片状ε-k，碳的扩散可以使ε-k长大（η-k）Fe2.5C,由于T低，DC小，ε（η）-k附近很小范围内做短距离扩散，扩散使ε（η）-k长大，使其周围的M含碳量下降，形成M′,在较远的地方仍为高碳M,即测量时，分别是两种正方度M,当T↑，τ↑， 故称为双相分解 M′的含碳量与M的原始碳含量及分解温度无关，为恒定值0.25-0.3% = 2 \* GB2 ⑵片状M的连续分解 当T150℃, DC↑，M′区分部整个片，使c/a变为一致，碳原子可做远距离扩散，ε-k可以从较远处M获得C原子长大；当T=300℃，M的c/a=1，此时M+ε（η）-k组织，称为回火M,M分解完成，ε-k的位置即为原偏聚区，其惯习面（100） 影响M分解速度的因素 = 1 \* roman i回火时间的影响 0.5h，随τ升高，C%↓↓,≥0.5h，α中C%下降缓慢，长时间保温α中碳含量趋于一定值 = 2 \* roman ii回火温度的影响 回火温度越高，M分解速度越快，α相中的C%下降的越多 = 3 \* roman iii M中C%高时，M的分解速度快，T回=250-300℃，α相中C%达到0.2-0.3% = 4 \* roman iv Me的影响 Me的加入对双相分解基本无影响，因Me不扩散，C作近距离扩散 Me对M连续分解有明显影响 强碳化物形成元素，使D↓,能延缓M的分解，使M的分解温度被推向高温 非碳化物形成元素，Si和Co能溶入ε-k，可以阻止ε-k长大 Ni、Mn影响不大 合金中加入一定量的Cr，Si可以使M分解温度延缓至350 碳化物的转化 温度范围250-400 板条M 250℃分解是在碳原子偏聚区和M板条边界形成θ-k小薄片，并与母相共格，当温度为300-400℃， 2.片状M 回火时碳化物的转化 = 1 \* ROMAN I当0.4-0.6%时， 250℃,M分解首先生成过渡相ε（η （ ε-k：Fe2.4C η-k ：Fe2.5 250℃，ε（η）-k溶入M中，分别在{112}M析出与母相共格的θ 400-500℃时，θ ～350℃时，α′ = 2 \* ROMAN II C%0.6% 250℃ M分解为ε 250℃, ε（η）-k重新溶解，在{112}M析出χ-k(Fe5C 350-450℃, χ 原位析出，在χ-k形核长大，形成θ-k与母相共格 离位析出{112}M χ-k溶入M中，另在{111}M面上析出θ-k 450℃，θ-k脱离与α 3.影响转化因素 = 1 \* GB2 ⑴温度和回火时间见图 T↑ ε-k→ε（η）+χ→ε（η）+χ+θ→χ+θ→θ τ↑ 转化温度下降 = 2 \* GB2 ⑵Me成分不同影响ε-k稳定化程度，从而影响k的转化温度 = 1 \* GB3 ①Me含量低时，碳化物形成元素，Ti、Zr、Ni、V、W、Mo、Cr（P94） 使Dc↓，推迟转化，移向高温 其中Si溶入ε-k，提高其稳定性，使ε-k溶解温度由250℃提高到 四、碳化物聚积球化和长大温度范围（400-700℃ 对一般的碳钢（Me含量低时），400℃,原子扩散Q↑↑,θ 当颗粒大小不均一，小颗粒周围的母相溶解速度大，大颗粒周围α相的溶解速度小，导致小颗粒溶解，大颗粒长大——聚积长大 从界面能考虑，小颗粒的界面相对多，使界面能升高，聚积大颗粒后，使相界面下降，界面能下降，系统总能量下降 当k呈针状，杆状，层片状，由于各处曲率半径不同，而使周围的溶解度不同，尖角处溶解，平滑处长大，直至曲率半径相同，k呈球形 由化学位考虑，直到？ 当T回600℃ Me的存在将强烈推迟k聚积长大的过程 Si溶入ε-k但不溶于θ-k，形成高Si墙 五、α相的回复与再结晶 1.α相的回复与再结晶的驱动力 = 1 \* GB3 ①相变硬化使晶体的缺陷增多，使位错密度增多，使孪晶增多 = 2 \* GB3 ②淬火应力：组织应力、热应力 = 3 \* GB3 ③k与母相共格造成晶格间应力（引起α点阵畸变造成内应力） 低碳板条M回火时α相回复与再结（400-700℃ = 1 \* GB3 ①α相回复，温度范围（400-500℃） 当T400℃时，α = 2 \* GB3 ②当T500-600℃时，α板条轮廓逐渐消失，逐渐形成等轴晶，此时位错密度更低，此时组织为等轴的晶粒α+其上细小分布粒状k为回火索氏体，当温度升高时，α相晶粒将长大（粗化） 3.片状M中α相的回复与再结晶 = 1 \* GB3 ①α相的回复（250-500℃） 250℃ 400℃ 500℃回火时，M片中形成多边化亚晶，但仍保持M片的轮廓 组织为α+细小k，回火屈氏体 (P96) = 2 \* GB3 ②α相的再结晶（600-700℃） 600℃ 组织为等轴晶粒+粒状k，称为回火屈氏体 因为M片一般为高碳，回火时析出的k数量多，k有阻碍α相再结晶过程的作用，固其再结晶温度范围比低中碳钢略高 4、当Me加入钢中将使α相回复再结晶发生温度范围提高，将延缓回复再结晶过程的进行 六、残余奥氏体的转变 残余奥氏体转变特点 = 1 \* GB2 ⑴AR与过冷奥氏体相比 = 1 \* GB3 ①所处的应力状态不同AR三向应力状态，由A→M,AR被加工硬化 = 2 \* GB3 ②成分不同，如B转变时，AR高碳,M转变时AR高碳 = 2 \* GB2 ⑵AR转变产物 = 1 \* GB3 ①当T200℃(ms)时，AR→M→M′ = 2 \* GB3 ②当T=200-300℃时，AR→B下 以上两种产物在显微镜下均呈黑色针状，统称为回火M = 3 \* GB3 ③当T≧300℃，残余奥氏体基本分解完成 = 4 \* GB3 ④AR与过冷奥氏体在筒温度下分解相比，转变方式相同，但AR→B下时所需孕育期较短，转变速度快，因为M的存在可加速B的转变 = 3 \* GB2 ⑶回火过程中合金元素对AR转变的影响 = 1 \* GB3 ①存在于AR中的Me使AR稳定性升高，AR的分解温度上升，当Me含量很高时，甚至要在等温后或在回火后冷却时才能转变为M，B下,或P = 2 \* GB3 ②二次淬火现象 当A中Me的含量高时，过冷的A稳定性升高，淬火后含有较多的AR，回火时AR向M的转变量多，可使钢的硬度提高2-3HRC，且AR是在回火冷却过程中转变为M,故称为二次淬火 二次淬火：钢中AR在回火冷却过程当中转变为M，使钢的硬度上升的现象 例如W18Cr4V 560℃三次回火使AR 总之：M和AR在回火时的转变可用下图表示 七、回火时内应力的消除 1.钢淬火后的组织中的内应力，因其产生的原因不同，可将其分为组织应力和热应力，按其分布不同，可将其分为三类。 （P96） 第一类内应力：由于工件淬火时各部分的温度不一致或相变不同时而造成工件上宏观区域的内应力，又称为宏观应力，它往往是造成工件在淬火冷却或室温放置时变形开裂的重要原因σ内1 第二类内应力：分布于各晶粒之间的或各亚晶之间的内应力σ内2 第三类内应力：由于C、N等间隙原子是过饱和状态，固溶于基体中使机体金属的点阵发生畸变而产生的内应力σ内3分布于晶胞之内的应力 通常将第二三类应力统称为微观应力 2.回火过程中内应力的消除，以碳钢在淬火回火时内应力的变化为例 ①第三类内应力的消除，T回=100-300℃ ②第二类内应力消除， 300℃ 300℃ 当T=500℃时，由于α = 3 \* GB3 ③第一类内应力的消除，随回火温度上升，而逐渐得到消除 回火过程应力变化规律 ①开始回火半小时，内应力↓↓，而后缓慢下降，延长保温时间对一定温度内应力为一定值 即钢中总存在一定的残余应力 T回温度越低，组织保留的残余应力越高。 八、淬火钢回火时力学性能的变化 1．碳钢 = 1 \* GB2 ⑴低碳钢回火时力学性能变化P172，图7-26 T回200℃，碳原子偏聚硬度变化不大，但σ内3下降，δ、、σ0.2有所 因为偏聚的原子可钉扎位错，使其σ0.2有所↑ T回=200-300℃，M发生分解，因有θ-k析出于板条界，细小弥散，与母相共格，并钉扎位错，故可以使σ0.2进一步上升，但ak↓，约300℃σ T回300℃, θ-k数量增多，并逐渐脱离共格，使HB↓↓，强度（σbσs sk） T回=400-700℃,k聚积长大，球化，α = 2 \* GB2 ⑵高碳钢（0.6%C）M片+AR P173图7-28 T回80℃ T回150℃ M发生双相分解，析出弥散细小的ε（η）-k与母相公格，故HRC↑，α相的c/a↓,使σ内3有所 T回=150-250℃时，M发生连续分解，由于固溶强化作用减弱（c/a↓ T回=200-300℃，一方面AR→M→M′（或AR→B下） T回=350℃，由于σ内急剧下降或基本消除，使σe T回=350-400℃时，以转化最后生成θ-k脱离母相共格，使硬度急剧下降，δ、 T回500℃时，α发生回复，T回600℃， 使硬度进一步下降，δ、↑，各类内应力基本消除。 高碳钢M中微裂纹在回火过程中将得到填合 T回200℃时，因M发生双相分解，ε（η）-k析出，σ内3显著下降，而使微裂纹敏感度Sv又↓↓，但最后仍有较大的裂纹存在，Sv↓，ak = 3 \* GB2 ⑶中碳钢，混合M符合上述分析的规律 总的说随回火温度的提高，硬度下降 T回200℃，各种性能变化不大（M分解出少量的ε T回200℃，由于残奥少，转变少，因此转变显示不出对硬度的影响，但σs、σe有所提高，约300℃时，σeσ0.2达峰值，当T回300℃，硬度强度都下降，而δ 2．合金钢淬火后回火时力学性能变化 = 1 \* GB3 ①回火稳定:淬火钢在回火时抵抗强度硬度下降的能力称为回火稳定性 回火稳定性的提高 = 1 \* ROMAN I随T回升高，硬度下降幅度较少 = 2 \* ROMAN II随T回升高，硬度下降的速度较小 在生产上意义重大 ②Me对回火稳定性的影响 300℃ 300℃,强碳化物形成元素作用明显，阻碍k的聚积长大，阻碍α 两种钢的硬度相同，则合金钢的回火温度高于碳钢 二次硬化 二次硬化：淬火钢如含有足够的强k形成元素，回火时析出特殊碳化物弥散的分布于α相中，并与α相保持共格，造成共格界面的严重畸变，使钢的硬度提高的现象 能使钢产生二次硬化的碳化物类型,Mo2C Mo6C W2C W 若回火温度过高会使k发生聚积长大，则钢的硬度会下降 3.回火脆性（回火在一定温度下发生韧性下降） = 1 \* GB3 ①第一类回火脆性250-400℃回火，韧性下降 = 1 \* GB2 ⑴特点： = 1 \* ROMAN I几乎所有工业用钢均会出现第一类回火脆性 = 2 \* ROMAN II具备不可逆性，把出现回火脆性的钢加热至足够高的温度保温冷却至室温，脆性消失，再将加热至出现第一类回火脆性的温度回火，不再出现回火脆性 = 2 \* GB2 ⑵影响因素 = 1 \* roman i成分：杂质，P、As、Sb、Cu、H、O、N 促进 B、Si、Mn、Cr、Ni 促进 Si+Cr 使脆性温度上升 Mo、W、Ti、Al 减轻抑制 = 2 \* roman ii组织因素 A晶粒粗大，AR数量增多，使脆性严重 = 3 \* GB2 ⑶第一类回火脆性形成机理 = 1 \* alphabetic a、AR转变理论 250-400℃回火AR→M，故塑性相减少，脆性相增多，产生脆性，更高温回火，AR发生完转变，再回火不发生脆性→不可逆性 b、k薄壳理论，（250-400℃）回火时恰好是ε-k→（χ-k）→θ-k温度范围，因沿晶界有k薄壳出现，割裂机体组织，故产生脆性，T回↑，θ-k c、晶界偏聚理论 杂质主要分布在A晶界，发生偏聚使晶界强度下降，导致沿晶断裂产生脆性，Si、Mn、Cr、Ni促进偏聚，促进脆性产生；Mo、W、Ti等阻碍偏聚，抑制回火脆性产生 = 4 \* GB2 ⑷减轻防止第一类回火脆性的方法 = 1 \* roman i 钢中杂质尽量少 = 2 \* ROMAN II 加入强碳化物形成元素（Mo、W、Ti等）或用Al脱氧细化晶粒 = 3 \* ROMAN III Si+Ni加入使回火脆性温度上升 = 4 \* ROMAN IV 避免在此温度区回火 = 5 \* ROMAN V 防止晶粒粗大 = 2 \* GB3 ②第二类回火脆性 = 1 \* Arabic 1.主要特点：较高的温度回火缓慢通过450-600℃引起脆化→高温脆性 2.具有可逆性，对出现此种回火脆性的钢重新加热