第十四章：淬火钢的回火转变 本章重点： (1)淬火钢回火的组织转变过程和与之相对应的基本组织；(2)掌握并区分相似名称的各种显微组织(如淬火马氏体和回火马氏体；奥氏体、过冷奥氏体和残余奥氏体；索氏体和回火索氏体；屈氏体和回火屈氏体；平衡态α相和非平衡态α相)。 本章难点： 淬火钢回火的组织转变过程 回火是淬火后将零件加热到低于临界点某一温度，保持一定时间，然后以适当的冷却方式(避免回火脆性时快冷；防止热应力缓冷；否则对冷却速度无限制)冷却到室温的热处理操作 回火的目的是①为了使亚稳定的α′相转变为接近平衡相或平衡相，以便获得所需要的相对稳定组织与性能②消除或减小内应力。 §13-1 回火时物理性能的变化 1.比容变化：马氏体＞回火马氏体＞回火屈氏体＞回火索氏体＞残余奥氏体。 2.相变潜热：过冷奥氏体保存了奥氏体相变时吸收的潜热，淬火形成马氏体释放了一部分潜热，仍保留部分潜热，这部分潜热在回火过程中不断放出。残余奥氏体转变将使体积变大，放出相变潜热。 3.电阻率：回火初期阶段(回火温度低于100℃时)，由于C原子向位错线偏聚(板条马氏体)使电阻率降低；向某些晶面富集(片状马氏体)使电阻率升高。 §13-2 淬火钢回火时组织转变 1.马氏体中C原子偏聚(＜100℃) ①由于转变温度较低，Fe与合金元素原子难以扩散；C、N溶质原子只能做短程偏聚，板条马氏体晶内存在大量位错，C、N原子向位错线附近偏聚。 ②片状马氏体由于位错较少，除了少量C、N原子向位错线附近偏聚，大量溶质原子向孪晶面(110)α′偏聚，形成厚度几个?直径十几个?的富碳区。 ③板条马氏体中C、N原子向位错线附近偏聚，降低弹性畸变能；而片状马氏体由于C、N原子向孪晶面(110)α′偏聚，使弹性畸变能可能升高。 ④C+⊥→⊥C； 2.马氏体分解(80~250℃)——转变第一阶段 回火温度超过80℃马氏体开始分解，马氏体中C%降低，c轴减小，a轴变大，正方度c/a降低，马氏体转变成回火马氏体。 片状马氏体 ①从马氏体析出与其共格的ε-FexC，ε-FexC为密排六方结构，X=2~3。此时马氏体点阵常数a增加，c减小，正方度c/a降低。 ②光学显微镜下看不见ε-FexC，易腐蚀成黑色，电子显微镜下可以观察到ε-FexC为长1000?条状(空间形态为薄片状) ③ε-FexC为亚稳相，温度升高可以继续转变。 ④马氏体分解形式取决于回火温度，回火温度低(80~150℃)，二相式分解，C原子短程扩散；回火温度高(150~350℃)，连续式分解，C原子长程扩散。 ⑤马氏体分解转变为回火马氏体，即： α′ M回(α1′ + ε-FexC) ～0.25%C 共格 2~3 板条状马氏体 低碳(＜0.2%C)板条马氏体在100~200℃回火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状态，不析出ε-FexC。 3.残余奥氏体转变(200~300℃)——转变第二阶段 (1)残余奥氏体与过冷奥氏体相比，①两者都是C在α-Fe中的固溶体，转变的动力学曲线很相似；②物理状态不同，残余奥氏体在淬火过程中发生了高度塑性变形，存在很大的畸变；③发生了机械稳定化和热稳定化。 (2)对于高碳Cr钢，残余奥氏体在珠光体形成先析碳化物和珠光体，在贝氏体区形成贝氏体，在珠光体和贝氏体区之间有稳定存在区。 (3)淬火高碳钢，残余奥氏体转变产物是α相和ε-FexC的混合组织，称回火马氏体或下贝氏体，此时α相的C%不仅与回火马氏体相近，而且与下贝氏体的C%相近、结构也相似。残余奥氏体分解可表示为：A残→M回或B下(α相+ε-FexC)，残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体称为二次淬火。 (4)200~300℃是残余奥氏体反应激烈的温度范围，不是其开始和终了温度，开始转变温度更低。 4.碳化物转变(270~400℃)——转变第三阶段 碳钢中马氏体过饱和的C几乎全部脱溶，但仍具有一定的正方度。形成两种比ε-FexC更加稳定的碳化物，即：一种是χ-Fe5C2——单斜晶系 一种是θ-Fe3C——正交晶系，具体形成过程可表示为： α′→α相+ε-FexC→α相+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2+ε-FexC→α相+ θ-Fe3C+χ-Fe5C2→α相+θ-Fe3C。 (1)碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温度可以降低。 (2)是否出现χ-Fe5C2与钢的C%有关，C%增加有利于χ-Fe5C2产生(板条马氏体不易产生χ-Fe5C2)。 (3)回火时碳化物析出的惯习面和位向关系与碳化物类型有关。中、低碳钢： χ-Fe5C2的惯习面为{112}α′；位向关系为(100)χ//(121)α′，(010)χ//(101)α′，[001]χ//[111]α′。 θ-Fe3C的惯习面为{110}α′或{112}α′；位向关系为(001)θ//(112)α′，(010)θ//(111)α′，[100]θ//[110]α′。 (4)碳化物形核长大可分为两类，取决于新旧碳化物与母相的位向关系，新旧碳化物与母相位向关系相同则“原位”形核长大；不相同则“单独”形核长大。 ①在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构称“原位形核长大转变”。 ②原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核长大称“单独形核长大转变”。 ε-FexC与χ-Fe5C2和θ-Fe3C的惯习面和位向关系不同，单独形核长大；χ-Fe5C2和θ-Fe3C的惯习面和位向关系可能相同也可能不同，既可以“原位形核长大转变”，也可以“单独形核长大转变”。 (5)低碳马氏体由于Ms点较高，淬火冷却时往往析出θ-Fe3C碳化物称自回火。 (6)最终组织：具有一定过饱和度的α相和与其无共格关系的θ-Fe3C碳化物混合组织——回火屈氏体。 对于合金钢，回火过程中形成细小弥散的与α相共格的特殊碳化物，导致钢的硬度增加称为二次硬化。 5.α相回复再结晶及碳化物聚集长大(＞400℃) 主要发生α相回复再结晶，同时碳化物聚集长大。 (1)α相回复：α相回复包括内应力消除和缺陷的减少或逐渐消失。内应力分三类： 第一类内应力：区域性的，存在于一组晶粒(多个晶粒)和一组晶粒之间。 第二类内应力：晶粒内，晶胞间。 第三类内应力：晶胞内，原子间。 缺陷：淬火马氏体位错、孪晶密度很高，与冷变形金属相似，回复过程中①板条马氏体的位错降低，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络——多边化。这是比较稳定的状态，这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。②片状马氏体回火温度高于250℃时孪晶开始消失，400℃孪晶全部消失，前三个阶段回复就开始发生。回复过程马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状，片状马氏体仍片状)。 (2)再结晶：回火温度高于600℃发生再结晶，板条马氏体形成位错密度很低的等轴α相取代板条α晶粒——再结晶；片状马氏体回火温度高于400℃孪晶全部消失，出现胞块组织，温度高于600℃发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核心)、长大过程。 (3)碳化物长大：温度高于400℃，碳化物已与α相脱离共格关系而聚集球化。细粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化，满足d=kτ3(碳化物长大公式)，并对α相的再结晶有阻碍作用。 (4)最终组织：回复和再结晶的α相与聚集长大的粒状碳化物(与α相无共格关系)的混合组织称为回火索氏体组织。 值得指出钢在连续加热回火过程中的各种转变，不是单独发生的，而是相互重叠的，每一阶段的回火温度区间也是相互重叠的。 §13-3 淬火钢回火时机械性能变化 高温回火：回火索氏体(＜250℃) 按回火温度的不同，将回火分成 中温回火：回火屈氏体(350~500℃) 一、硬度 低温回火：回火马氏体(＞500℃) 回火温度升高，硬度总的趋势是下降。 (1)高碳钢(＞0.8%C)100℃左右回火时硬度稍有上升，是由于C原子偏聚和共格ε-FexC析出造成的。 (2)200~300℃回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。 (3)合金元素能够不同程度上阻碍回火硬度的降低，同时回火时(500~600℃)可以造成二次硬化。 二、度和塑性 回火温度升高，强度不断下降，塑性不断上升。 (1)低温回火时，高碳钢片状马氏体塑性几乎为零，低碳钢具有良好的综合性能。 (2)300~450℃回火时钢的弹性极限最高(回火屈氏体组织)。 (3)合金元素加入与相同含碳量的碳钢对比，强度高(回火高于300℃)。 三、韧性 实验发现钢在250~400℃和450~600℃回火，出现韧性下降(脆化)现象，称为回火脆性。 (一)第一类回火脆性 1.定义：250~400℃回火时出现的回火脆性称第一类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂。 (2)与回火冷却速度无关。 (3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火，脆性消失，重新在其脆性温度区回火，也不产生回火脆性，这种特性称回火脆性的不可逆。 (3)不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。 3.产生机制： (1)残余奥氏体转变理论——在此温度回火正是残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体温度区，由于残余奥氏体转变致脆。此观点不能解释低碳钢(含有少量残余奥氏体)回火脆性，并且有些钢残余奥氏体转变温度与此脆性温度不重合。 (2)杂质偏聚理论——最近研究发现，第一类回火脆性断口有三种，即①沿原奥氏体晶界断裂：低温回火时P、S、As向原奥氏体晶界偏聚引起强度降低(能谱分析已经证实)。②沿马氏体板条晶界断裂：ε-FexC转变为χ-Fe5C2或θ-Fe3C的温度与第一类回火脆性温度相近，新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析出造成脆性增加。③穿晶断裂：夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物，或片状马氏体的孪晶界析出碳化物，当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4.避免方法： (1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mo、Si等。 (2)不在此温度区间回火。 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性 1.定义：450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。 (2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆性，慢冷产生第二类回火脆性。 (3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。 (4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆性＞珠光体的第二类回火脆性。 (5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3.产生机制(无定论)： 杂质偏聚理论——杂质元素P、Sn、As、Sb等向原奥氏体晶界偏聚，合金元素Ni、Cr、Mn也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚，处于韧性状态时没有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火500℃时，P在原奥氏体晶界显著偏聚，回火时间增加，P在原奥氏体晶界的偏聚量增加，超过500℃时，P扩散离去，再次冷至500℃时，P又偏聚在原奥氏体晶界——可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系。 4.避免方法： (1)降低杂质元素含量，减少合金元素Ni、Cr、Mn含量。 (2)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。 (3)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相对增加，第二类回火脆性增大。 (4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。 (6)亚共析钢采用亚温淬火使P溶入到α相中，减少其在奥氏体晶界的偏聚。