1、關(guān)于鋼的回火轉(zhuǎn)變及合金時(shí)效第一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 一.基本概念1.回火的定義 淬火鋼件加熱到低于A1點(diǎn)以下某一溫度保溫一段時(shí)間，然后冷卻（一般是 空 冷 到室溫）的操作，稱為回火。2. 回火的目的1）使工件獲得所要求的機(jī)械性能2）減少或消除內(nèi)應(yīng)力3）穩(wěn)定工件的組織和尺寸 回火使淬火后得到的具有高硬度、高強(qiáng)度的亞穩(wěn)馬氏體及殘余奧氏體組 織，發(fā)生分它具有調(diào)整組織、改善力學(xué)性能、消除淬火造成的殘余 應(yīng)力的作用。它是最后一道熱處理工序，極為重要。第二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月3.回火前的淬火組織狀態(tài) + A（或有未溶碳化物K）其中：為體心正方馬氏體，即碳溶解

2、在-Fe中的過飽和固溶體。4. 殘余奧氏體 鋼淬火之后，總有一少部分奧氏體不能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而被保留下 來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體。常用符號A表示。5. -碳化物 成分為FexC（ Fe2C 、Fe2.4C、 Fe23C）,它是高碳孿晶馬氏體中，低溫(100250)析出來的碳化物，屬不穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過250時(shí)又重新溶解，同時(shí)析出-碳化物。第三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月6. -碳化物 成分為Fe5C2,它是高碳孿晶馬氏體中，在超過250時(shí)由-碳化 物轉(zhuǎn)變而來的碳化物，屬亞穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過400時(shí)轉(zhuǎn) 變?yōu)?碳化物。7. -碳化物 即滲碳體Fe3C。第四張，PPT共一

3、百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月二.淬火組織回火時(shí)的變化分為一個(gè)前奏四個(gè)階段 前奏：碳原子的重新分布時(shí)效階段第一階段： 100300： 過渡碳化物（/或）的沉淀 也稱：淬火馬氏體分解-碳化物成分為FexC（ Fe2C 、Fe2.4C、 Fe23C）-碳化物成分為Fe5C2碳原子重新分布，馬氏體內(nèi)發(fā)生碳的偏聚合集聚，碳在條狀馬氏體位錯線，或在片狀馬氏體（100）面上集聚。此階段組織為回火馬氏體第五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第二階段： 200300：殘余奧氏體（A）分解階段第三階段：200350：過渡碳化物（/ ）轉(zhuǎn)變?yōu)镕e3C 也稱碳化物類型變化A回火M或B下 此階段的組織為回火

4、馬氏體 粒狀Fe3C 此階段的組織為回火屈氏體（T）第六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第四階段： 350 以上， Fe3C的粗化和球化， 等軸-Fe晶粒形成即：相回復(fù)和再結(jié)晶及滲碳體粗化和球化Fe3C的集聚長大接近球狀、-Fe再結(jié)晶（F從條狀等軸塊 狀）在350700期間，隨著回火溫度升高 此時(shí)組織為回火索氏體（S）第七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月必須指出：上述四個(gè)階段在不同溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，顯示每一種過程有一定的階段性，但是這些過程進(jìn)行的溫度范圍又是交叉的，重疊的。另外四個(gè)階段的溫度范圍因鋼種成分及淬火工藝的不同而有所不同，應(yīng)予辯證地看問題。 第八張，PPT共一

5、百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月淬火馬氏體中的C原子在以碳化物形式析出前，將首先向大量存在于M中的位錯及孿晶界面偏聚，發(fā)生碳原子偏聚和聚集，成為碳原子偏聚區(qū)和C原子集團(tuán)（一） 關(guān)于馬氏體的分解1. 關(guān)于馬氏體分解前碳原子偏聚區(qū)的形成 現(xiàn)象第九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 a.溫度20100 b.具有一定位錯密度的板條M； c.不具備形成K或K不穩(wěn)定； d.碳的擴(kuò)散能力不大。在此溫度范圍，C、N原子尚有一定擴(kuò)散能力，C原子向位錯附近的間隙位置偏聚，或在孿晶面形成富碳聚集區(qū)域。條件第十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月淬火M中碳原子分布在扁八面體間隙，使晶體產(chǎn)生 嚴(yán)重畸變；

6、馬氏體微觀缺陷多，體系能量高，不穩(wěn)定。原因C原子比較小，直徑d0.154nm1.54A在常溫可通過擴(kuò)散向晶內(nèi)缺陷偏聚。擴(kuò)散常數(shù)D00.394mm2/ 秒 在130，移動0.2nm2A需 2.5ms第十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月由于回火先低后升高，C原子的擴(kuò)散對高C馬氏體出現(xiàn)了正方度不同的兩種 相的雙相分解和一種 相的單相分解現(xiàn)象。2. 馬氏體分解 當(dāng)溫度超過100時(shí)馬氏體便發(fā)生分解隨著回火溫度T和時(shí)間t已偏聚富集的C以碳化物形式析出，使M中的C%的晶格常數(shù)C,正方度（ca比值）降低第十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 馬氏體碳濃度與回火溫度的關(guān)系 M內(nèi)過飽和的

7、C原子脫溶，沉淀析出與母相共格的碳化物，基體成為含C=0.25左右的過飽和固溶體（相）。第十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月M分解以雙相分解方式進(jìn)行，表現(xiàn)為：具有高正方度的相保持原始C含量（ 相的正方度 c/a1.0541.062）具有低正方度的 相已部分析出碳化物（c/a1.013）此階段對于高碳馬氏體出現(xiàn)雙相分解現(xiàn)象： X-ray結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn)：回火溫度T150，高碳馬氏體出現(xiàn)兩個(gè)不同的正方度 相。第十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月過程：首先C原子富集因回火溫度尚低，C原子不易擴(kuò)散過來，不易進(jìn)一步長大，出現(xiàn)了兩種C含量的 經(jīng)有序化形成K核，相所提供的C原子長 大

8、成K顆粒，周圍的 相中C含量由C0CM進(jìn)一步分解，由高C區(qū)形成的新K核重復(fù)上述過程第十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月雙相分解過程示意圖第十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月回火T，C原子的活動能力，能作較長距離擴(kuò)散，K析出后，周圍低C濃度的相，可以通過C擴(kuò)散來消除C濃度差，使K長大。相的正方度隨分解過程而不斷下降。當(dāng)T300，c/a1，接近平衡狀態(tài)。 當(dāng)回火T150時(shí)，高碳M分解以單相分解（連續(xù)分解）方式進(jìn)行。第十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月綜上所述：對于高碳M，在100250回火，固溶在M中的過飽和 C原子脫溶沉淀而析出-碳化物（-碳化物，用透射

9、電 鏡觀察，它長1000A（100nm），條狀薄片的-K由 50A左右的小粒子組成，如圖 所示）。 馬氏體的分解過程就是C原子 以碳化物形式不斷析出的過程；第十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 0.79%C鋼淬火后150回火72小時(shí)的透射電鏡顯微圖像 低C鉬鋼淬火225回火碳化物透射電鏡圖像第十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月含C量0.4的鋼，淬火后存在殘余奧氏體A，淬火組織在200 300回火時(shí)，發(fā)生殘余奧氏體分解，表現(xiàn)為：（二） 關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變1.殘余奧氏體分解與直接過冷A轉(zhuǎn)變有相似之處，包括分解產(chǎn)物與動力學(xué)曲線。2.分解產(chǎn)物從高溫到低溫依次為：先共析相（

10、F或Fe3C）、P、B、M+A第二十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月1）殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變（200）如：GCr15鋼經(jīng)1100淬火（Ms159），A為17，經(jīng)T159回火就 有M分解得 同時(shí)，A轉(zhuǎn)變?yōu)镸。 一般高C鋼中的A在T200回火沒有明顯變化，有些低合金鋼在Ms以下，從室溫200的升溫或恒溫過程。A可部分M并同時(shí)發(fā)生回火得到回火M；也有的可部分A B下第二十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 TTT曲線殘余奧氏體 -過冷奧氏體 2）殘余奧氏體分解自200開始分解300分解基本完成在較低溫度下AB；在較高溫度下A先析出K， 再轉(zhuǎn)變PA的孕育期較過冷A短。3）殘

11、余奧氏體在快速加熱到較高溫度回火時(shí)向B上或P的轉(zhuǎn)變 ，如圖 所示：第二十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月有些高合金鋼的A均穩(wěn)定，即使在較高溫度下回火也不發(fā)生分解或不能完全分解。但在回火冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)镸。主要是回火時(shí)由于析出K，使其C，合金元素含量，提高了M轉(zhuǎn)變的Ms，促使它在隨后冷卻時(shí)M。 高速鋼的淬火M，經(jīng)三次高溫回火的二次硬化現(xiàn)象就是如此。 總之：A分解產(chǎn)物特征，是Fe3C的特征： 其相的C含量相當(dāng)于同溫度下M回火的C含量； 初期析出K仍具有共格聯(lián)系的碳化物，300時(shí)析出Fe3C。4）殘余奧氏體在回火后冷卻到Ms點(diǎn)以下時(shí)向M轉(zhuǎn)變第二十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6

12、月1. 在200350回火，M內(nèi)過飽和C原子幾乎全部脫溶，沉淀析出比 碳化物 更為穩(wěn)定的K。2. 低C鋼在200350回火時(shí)，偏聚在位錯線附近的C原子，可在偏聚 區(qū)內(nèi)直接析出 碳化物，即滲C體Fe3C。3. 高C孿晶M在200350回火，當(dāng)T200，碳化物重新溶解， 同時(shí)析出 碳化物，見圖7-5、7-6。4. T350，析出的碳化物 （Fe3C）逐漸聚集、球化和長大。圖7-7 （三）過渡碳化物（/ ）轉(zhuǎn)變?yōu)镕e3C 碳化物類型變化M的分解是以析出K的方式進(jìn)行的，回火溫度T從100到350，K析出的類型、形態(tài)、大小及分布發(fā)生一系列的變化。第二十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第二十

13、五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第二十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第二十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月對低碳條狀馬氏體（四）350 以上， Fe3C的粗化和球化， 等軸-Fe晶粒形成回火溫度T350，相中的位錯、亞結(jié)構(gòu)將發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶回復(fù)階段溫度約350550再結(jié)晶階段溫度：600700第二十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月相亞晶粒通過鐵原子擴(kuò)散而長大形成位錯密度較低的等軸狀新晶粒，逐步替代回復(fù)后的條狀組織。原馬氏體晶粒形態(tài)消失。隨著回火溫度升高，相晶粒和碳化物顆粒進(jìn)一步長大。相內(nèi)部的位錯胞和位錯線逐漸消失，位錯密度下降，重新組合

14、后的亞晶粒位錯網(wǎng)絡(luò)變的平直，但相仍為板條狀?；貜?fù)現(xiàn)象再結(jié)晶 現(xiàn) 象第二十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月當(dāng)回火溫度T300，M片內(nèi)的孿晶逐漸消失，而出現(xiàn)位錯胞和位錯線，2. 對于高碳的孿晶馬氏體 T=400時(shí)，孿晶全部消失，T400時(shí)，相也發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，其過程與位錯型馬氏體的變化相同。第三十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月3.在相回復(fù)與再結(jié)晶過程中，工件淬火組織中的三類內(nèi)應(yīng)力逐步消失?；貜?fù)與再結(jié)晶過程示意圖第三十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 圖7-9淬火鋼的再結(jié)晶組織（1000） （a） 0.2%鋼再結(jié)晶組織，上部已回復(fù)但未再結(jié)晶，下部已完全再結(jié)

15、晶,（b） -Fe-0.18%C60096h回火，等軸F+Fe3C ba第三十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月5）淬火碳鋼回火時(shí)組織變化過程一覽表 回火溫度（） 組織轉(zhuǎn)變階段 回火組織、結(jié)構(gòu)變化 條狀（位錯）M 片狀（孿晶）M 20100 C偏聚或聚集C原子偏聚在位錯線附近間隙位置 C原子聚集在M110M面形成高碳聚集區(qū)域 （10A） 100300馬氏體分解250時(shí)C原子幾乎全部偏聚在位錯線附近間隙位置 1）在M110M面上共格析出片狀- 碳化物；2）M正方度下降，當(dāng)含C0.25時(shí)基體為過飽和碳的相（體心立方）。 200300殘余奧氏體分解A分解為B下組織：相碳化物。 20035

16、0碳化物類型變化1. M中C原子全部脫溶在M條內(nèi)、條界或晶界直接析出； 2. 相保持條狀形態(tài)。 1. 250，-碳化物重新溶解，同時(shí)在孿晶面 112M析出-碳化物； 2.溫度升高，112M面上的-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)?K，同時(shí)在110M面上也析出-K； 3. 250孿晶亞結(jié)構(gòu)逐步消失，至400全部消 失，同時(shí)產(chǎn)生位錯胞及位錯線。 第三十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月回火溫度（） 組織轉(zhuǎn)變階段 回火組織、結(jié)構(gòu)變化 350600相回復(fù)，滲碳體球化 1. 片狀滲C體球化； 2. 相回復(fù)，位錯亞結(jié)構(gòu)逐步消失，位移密度下降，剩余的位錯 形成位錯網(wǎng)絡(luò)，把相分剖成許多亞晶粒； 3. 相基本上仍保持有

17、條狀或針狀（片狀）形態(tài)。 600720 相再結(jié)晶，滲碳體粗化 1.球狀滲C體粗化； 2. 相再結(jié)晶，成為等軸狀鐵素體； 3.鐵素體晶粒長大。 接上表：第三十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月淬火M是過飽和C因溶于相中，除了引起位錯、孿晶等晶內(nèi)缺陷增加處，同時(shí)還因工件表面與心部溫差造成宏觀區(qū)域的組織應(yīng)力、熱應(yīng)力及微區(qū)的各種內(nèi)應(yīng)力增加，按存在于工件內(nèi)部的應(yīng)力平衡范圍的大小，把內(nèi)應(yīng)力分為三類：第三類內(nèi)應(yīng)力第一類內(nèi)應(yīng)力第二類內(nèi)應(yīng)力三.關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力第三十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月3）危害性最大1.第一類內(nèi)應(yīng)力（550以上回火，才能基本上消除）在零件整體范圍內(nèi)處

18、于平衡的內(nèi)應(yīng)力稱為第一類 內(nèi)應(yīng)力1）定義工件內(nèi)外溫度不一致和相變的不同時(shí)造成的宏觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力2）產(chǎn)生原因引起零件變形、開裂第三十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月如高碳馬氏體的 a/a高達(dá)810-3，折合成 應(yīng)力約為150Mpa,相當(dāng)于的馬氏體屈服極限。2. 第二類內(nèi)應(yīng)力（回火T500才能消失）定義由于工件中的幾個(gè)晶粒內(nèi)的溫度不一致和相變的不同時(shí)而造成的微觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力稱為第二類內(nèi)應(yīng)力。它屬于在晶?；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力，其大小可以用點(diǎn)陣常數(shù)變化a/a表示，a/a，則應(yīng)力第三十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月由于C原子過飽和固溶使晶格畸變以及M相變停

19、止后仍保持共格關(guān)系,使晶格彈性畸變而引起的內(nèi)應(yīng)力稱為第三類內(nèi)應(yīng)力。3.第三類內(nèi)應(yīng)力 對C鋼而言M在300分解完畢該應(yīng)力才消失C原子的固溶引起第三類內(nèi)應(yīng)力， 當(dāng)C原子析出正方度c/a1，而第三類內(nèi)應(yīng)力才消失。定義它屬于在原子集團(tuán)范圍內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力第三十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月不同的回火溫度，淬火M的轉(zhuǎn)變程度不同，回火后得到的組織也不同。生產(chǎn)中常按其組織特征將回火組織分為三種：四 關(guān)于淬火鋼回火的組織特征回火馬氏體回火屈氏體回火索氏體。第三十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月圖7-12 45#鋼900水冷組織，條狀M+片狀M 1. 回火馬氏體，C鋼淬火M為條狀

20、片狀混合組織（圖7-12），150250回火，仍保持其形態(tài)，浸蝕后顏色變深（圖7-13）第四十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 (a)500 (b)5000圖7-13 45#鋼水冷200回火M(條狀+片狀)的金相和電鏡圖 第四十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月(a)500 (b)5000圖7-14 20CrNiMo鋼1100水冷組織的金相和電鏡圖，條狀M 低C鋼M，低溫回火以后，M中只發(fā)生C原子偏聚，尚未析出K。金相觀察條狀M的形態(tài)（圖7-14）。第四十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 (a)500 (b)5000圖7-15 20CrNiMo鋼1100水

21、冷2005h回火的金相和電鏡圖,條狀回火M 第四十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月在250450中溫回火，便得到回火屈氏體。 金相組織特征：仍然基本保持原來的條狀或片狀M形態(tài)，F(xiàn)e3C顆粒很細(xì)小，但能分辨（圖7-16）。 2.回火屈氏體（T） (a)500 (b)5000圖7-13 45#鋼水冷200回火M(條狀+片狀)的金相和電鏡圖 第四十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 (a)500 (b)5000圖7-16 45#鋼水冷4001h回火的金相和電鏡圖，回火屈氏體 第四十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 (a)500 (b)5000圖7-17 45#

22、鋼水冷6501h回火的金相和電鏡圖，回火索氏體 淬火鋼在450650高溫回火得到回火索氏體組織。金相組織特征：F粒狀Fe3C。碳鋼調(diào)質(zhì)處理后就是這種組織。一般沒有針狀形態(tài)的F，但某些熱穩(wěn)定性很好的合金鋼調(diào)質(zhì)后，仍會有些F保持針狀（圖7-17）。3.回火索氏體(S)第四十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月淬火M硬度、強(qiáng)度高，但塑性、韌性 差，其高強(qiáng)度來自于相硬化強(qiáng)化、固 溶強(qiáng)化及時(shí)效強(qiáng)化8-2 淬火鋼回火時(shí)力學(xué)性能變化第四十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月淬火鋼通過回火，發(fā)生組織轉(zhuǎn)變和結(jié)構(gòu)變化，上述強(qiáng)化逐漸減弱、消失。決定淬火鋼回火后性能的主要結(jié)構(gòu)因素有以下方面：低溫回

23、火（100250）時(shí)為：相中的碳含量高溫回火（450650）時(shí)為Fe3C分散度、相的物理狀態(tài)及成分中溫回火（250450）時(shí)為：相中的碳含量、Fe3C分散度第四十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月低、中碳鋼在100700回火1h的力學(xué)性能變化第四十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月從圖7-18、7-19給出了力學(xué)性能變化曲線，可以看出：1. 在250以下回火時(shí)，具有很高的強(qiáng)度（b、S、sK）和硬度 （HRC、HV），同時(shí)也有一定的塑性（、）。強(qiáng)度和硬度隨著回火溫度升高而降低，而塑性和韌性隨著回火溫度升高而升高。2.在中溫回火時(shí)可獲得高的彈性極限（e）。 3.沖擊韌性（a

24、K）隨著回火溫度升高而降低，出現(xiàn)低點(diǎn)，然后又升高 ，這是發(fā)生了回火脆性問題。第五十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月圖7-19 低碳鋼（0.20%C0.89%Mn）回火溫度對拉伸性能的影響（A化溫度910）第五十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第五十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第五十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第五十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月回火引起二次硬化二次硬化，是指某些淬火合金鋼在500一650回火后硬度增高，在硬度回火溫度曲線上出現(xiàn)峰值的現(xiàn)象。 含量超過一定值的強(qiáng)碳化物形成元素(如釩、鈦、鉬、鎢、鉻等)引起

25、二次硬化。二次硬化本質(zhì)上是一種共格析出的合金碳化物的彌散強(qiáng)化。合金碳化物越穩(wěn)定越細(xì)小，強(qiáng)化效果就越大。二次硬化效應(yīng)在工業(yè)上有十分重要的意義，例如工具鋼靠它可保持高的紅硬性，某些耐熱鋼靠它可維持高溫強(qiáng)度，某些結(jié)構(gòu)鋼和不銹鋼靠它可以改善機(jī)械性能。第五十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月1. 回火脆性淬火鋼在某一溫度范圍回火時(shí)，沖擊韌性比其在較低溫度回火時(shí)反而顯著下降，這種脆性現(xiàn)象稱回火脆性。二. 關(guān)于回火脆性（TE）現(xiàn)象 隨著回火T，鋼的b、HRC、，但沖擊韌性（aK）卻不是簡單地增加，有些鋼在某一溫度范圍回火時(shí)，沖擊韌性出現(xiàn)了低谷（圖7-20、7-21）。主要發(fā)生在中碳鉻鎳鋼第五十六

26、張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 圖7-20 鉻錳鋼低溫回火脆性 圖7-21中碳鉻鎳鋼aK與回火溫度的關(guān)系 第五十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月在250400回火時(shí)出現(xiàn)的aK 反常降低稱為第一類回火脆性2. 回火脆性分類把在450650回火出現(xiàn)的aK 反常降低稱為第二類回火脆性第一類回火脆性（低溫回火脆性）第二類回火脆性（高溫回火脆性）第五十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月（1）沖擊值顯著降低；（2）不可逆性:即不能通過回火冷卻方法（快冷） 加以改善，無論快冷或慢冷都使aK，只有 再加熱到更高溫度回火，可以消除脆性， 才能使aK。（3）脆性斷口、晶間斷

27、裂3. 第一類回火脆性特征第五十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 產(chǎn)生機(jī)理：以往認(rèn)為是在溫度范圍回火殘余奧氏體分解的結(jié)果： a. 出現(xiàn)脆性的溫度范圍與A分解溫度范圍相符 b. AM(B), 韌性下降時(shí)理所當(dāng)然的。第六十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月（1） 在450650之間加熱和緩慢冷卻時(shí)將產(chǎn)生脆性；（2）與鋼材化學(xué)成分密切相關(guān)（3）具有可逆性。即把已產(chǎn)生脆性的工件，只要重新加 熱到650并隨之快冷，即可消除回火脆性；（4）出現(xiàn)脆性的試樣，總是沿奧氏體晶界破斷。 （圖7-22）4. 第二類回火脆性特征這是合金結(jié)構(gòu)鋼調(diào)質(zhì)處理常涉及到的問題。第六十一張，PPT共一百零九

28、頁，創(chuàng)作于2022年6月 a.光學(xué)金相組織 500 b.掃描電鏡組織 1700圖7-22 已發(fā)生回火脆性的組織 第六十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月以往認(rèn)為是在殘余奧氏體分解導(dǎo)致： a. 出現(xiàn)脆性的溫度范圍與A分解溫度范圍相符 b. AM(B), 韌性下降時(shí)理所當(dāng)然的。產(chǎn)生機(jī)理：現(xiàn)在認(rèn)為A的分解只是原因之一，而不是主要的： a.在低碳低合金鋼中，A量極少，會出現(xiàn)第一類回火脆性； b.在200350回火時(shí)，由轉(zhuǎn)變來的碳化物沿馬氏體板條邊界、束界或?qū)\晶帶、晶界處析出，呈斷續(xù)的碳化物薄片，與馬氏體結(jié)合較弱，降低了晶界斷裂強(qiáng)度，導(dǎo)致韌性降低。其他溫度范圍回火是不存在這種碳化物薄片，因而

29、不出現(xiàn)這類脆性。第六十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月現(xiàn)在還有一種觀點(diǎn)是:微量雜質(zhì)元素如S、P、As、Sn、Sb、N、H、O在晶界、亞晶界偏聚所造成的。這些說法，但尚不能很好解釋現(xiàn)象。不過在200350回火時(shí)，在M條間析出碳化物薄片（見圖7-4），是引起該脆性的重要原因，雜質(zhì)元素向M條間偏聚增加了回火脆性。第六十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月主要是化學(xué)成分:有害雜質(zhì)元素的影響：S、P、As、Sn、Sb、N、H、O 導(dǎo)致第一類回火脆性。b. 促進(jìn)該回火脆性的元素：Mn、Si、Cr、Ni、V、C一般認(rèn)為Cr、 Mn、Si促進(jìn)較大，Si使脆化溫度向高溫方向移動，單獨(dú)加N

30、i影響不大，Ni、Si同時(shí)就顯著增大。c. 減弱脆性的元素：Mo、W、Ti、Al，的效果最顯著。影響第一類回火脆性因素第六十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 a. 降低鋼中雜質(zhì)元素； b. 細(xì)化A晶粒，用Al脫氧或添加Nb、Ni、 MO、W 元素； c. 加入Cr、Si使脆性溫度上移； d. 等溫淬火代替淬火回火。 防止方法或減輕方法第六十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月化學(xué)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。熱處理工藝 a. 在450650回火，保溫時(shí)間，回火脆化。 b.

31、500 550回火，脆化速度最大。 c. 高溫回火后快冷，則脆化，即aK。組織： a. M最嚴(yán)重，B次，P輕。 b. A晶粒度越細(xì)，回火脆性越輕。影響第二類回火脆性的因素第六十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第六十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月平衡偏聚理論（P226）和非平衡偏聚理論（P226）沿原子晶界510A的薄層內(nèi)偏聚了某些合金元素和雜質(zhì)元素所致。即：能促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素：Ni、Cr、Mn、Si、C與雜質(zhì)元素P、Sn、Sb、As、B、S等在A化時(shí)由于內(nèi)吸附而偏聚于A 晶粒界，在脆化溫度回火時(shí)，這些元素把雜質(zhì)元素吸引至晶界面引起脆化（吸引是親合力大所

32、致）。 第二類回火脆性的機(jī)理第六十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月a. 降低雜質(zhì)元素； 加入Nb、V、Ti等細(xì)化A晶粒元素，增大晶界面積，減小雜質(zhì)元素偏聚量； c. 加入Mo、W等元素控制回火脆性； d. 盡量避免在450650內(nèi)回火，或回火后快冷，以減輕脆性第二類回火脆性防止辦法 第七十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月合金的時(shí)效 (Aging) 本節(jié)主要內(nèi)容：固溶、脫溶及時(shí)效相關(guān)概念A(yù)l-Cu合金的時(shí)效脫溶過程的動力學(xué)影響因素脫溶后的顯微組織時(shí)效時(shí)的性能變化 第七十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 相關(guān)概念1、固溶處理： 將鋼或合金加熱到一定的較高溫度

33、，使碳或合金元素溶入固溶體中，然后以較快的速度冷卻下來，得到過飽和的固溶體或過飽和的新相。第七十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月2、脫溶及時(shí)效工藝： 脫溶是固溶處理的逆過程，從過飽和的固溶體中析出第二相（沉淀相）或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程稱為脫溶或時(shí)效。（是一種擴(kuò)散過程）。 脫溶可顯著提高合金的強(qiáng)度和硬度，稱為沉淀（硬化）強(qiáng)化或時(shí)效強(qiáng)化，是強(qiáng)化金屬材料的重要途徑之一。 第七十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月3、時(shí)效處理時(shí)效處理是合金經(jīng)固溶處理后在室溫或高于室溫的適當(dāng)溫度保溫，以達(dá)到沉淀硬化目的的熱處理工藝簡稱時(shí)效。第七十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作

34、于2022年6月4、時(shí)效分類 自然時(shí)效室溫人工時(shí)效室溫以上某一溫度第七十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月5、時(shí)效硬化時(shí)效硬化的實(shí)質(zhì)是過飽和固溶體發(fā)生脫溶沉淀引起的沉淀硬化。 時(shí)效可以提高合金的強(qiáng)度、硬度，是強(qiáng)化材料的一種重要途徑，如鋁合金，鎂合金，耐熱合金，沉淀硬化不銹鋼、馬氏體時(shí)效鋼等都是經(jīng)過時(shí)效處理進(jìn)行強(qiáng)化。第七十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月6、脫溶沉淀的條件 合金能否固溶處理和脫溶沉淀可由相圖。 具有脫溶沉淀轉(zhuǎn)變的最基本條件是，合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度的變化，并且固溶度隨溫度降低而減少。第七十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 第七十八張，P

35、PT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月7、固溶處理及時(shí)效在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用（1）有色金屬的固溶處理及時(shí)效（鋁合金、鎂合金、銅合金等）（2）低碳鋼的應(yīng)變時(shí)效；（3）馬氏體時(shí)效鋼的固溶處理與時(shí)效；（4）奧氏體不銹鋼的固溶處理等第七十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月 脫溶過程過飽和固溶體的脫溶分解也是形核、長大過程；驅(qū)動力：自由能差實(shí)際過飽和固溶體脫溶過程：溶質(zhì)原子偏聚區(qū)（G.P區(qū)）過渡相（亞穩(wěn)相）平衡脫溶沉淀相第八十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月以Al-Cu合金為例在固溶處理后時(shí)效，結(jié)構(gòu)變化過程：1）最先形成的是銅原子的富集區(qū)(G.P區(qū))2）相(G.PII區(qū))，3）相，

36、4）相，即CuAl2即：G.P.區(qū) 相 相 相第八十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月1) G.P形成G.P是溶質(zhì)原子富集區(qū)。形核：均勻形核形態(tài)：為薄片狀，含90%銅與母相共格，平行于100，分布：均勻分布在基體上，形成彈性畸變能導(dǎo)致硬度升高。形成溫度：190C以下，200C以上要瓦解，升高的硬度將下降.第八十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月G.P形成第八十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月2) ”形成隨時(shí)效溫度的升高，已形成的G.P區(qū)將瓦解，形成較為穩(wěn)定的形核：均勻形核形狀：薄片狀，厚0.8-2nm，直徑15-40nm慣習(xí)面：100結(jié)構(gòu)：正方結(jié)構(gòu)，a=b

37、=0.404nm, c=0.768nm性能：為了保持與母相共格，產(chǎn)生彈性畸變區(qū)使硬度升高第八十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第八十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月3)形成時(shí)效溫度進(jìn)一步提高形成。形核：不均勻形核（在位錯及胞壁處）形態(tài)：薄片狀慣習(xí)面：(001)位向關(guān)系：100/100100 /010 , 在(001)面上與保持共格或半共格結(jié)構(gòu)：正方點(diǎn)陣 a=b=0.404, c=0.58nm成分：與CuAl2 相當(dāng)。第八十六張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第八十七張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月4) 相形成當(dāng)長大到一定程度，共格破壞，與完全脫

38、離而成為穩(wěn)定的相。結(jié)構(gòu)：正方點(diǎn)陣，a=0.607,c=0.487nm, 成分：CuAl2，形成CuAl2后性能下降(發(fā)生了過時(shí)效)第八十八張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第八十九張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第九十張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月第九十一張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月脫溶沉淀過程的動力學(xué)脫溶的驅(qū)動力是新相與母相的化學(xué)自由能差脫溶阻力是形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能第九十二張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月（1）時(shí)效溫度的影響影響脫溶動力學(xué)的因素 溫度越高，原子活動能力越強(qiáng)，脫溶速度越快。溫度越高，合金過飽和度減小，脫溶相

39、與母相自由能差減小，脫溶速度降低。第九十三張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月（2）合金成分的影響時(shí)效溫度相同時(shí)合金熔點(diǎn)越低，脫溶沉淀速度越快。熔點(diǎn)低，原子間結(jié)合力弱，原子活動能力強(qiáng)。低熔點(diǎn)合金時(shí)效溫度可以低一點(diǎn)。溶質(zhì)與溶劑原子尺寸差別越大，脫溶沉淀速度越快。過飽和度越大，脫溶沉淀速度越快。第九十四張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月（3）晶體缺陷的影響 空位、位錯和晶界對脫溶產(chǎn)生一定的影響，它們影響擴(kuò)散、偏聚、形核過程。 空位影響： 固溶處理合金激冷至室溫，可以將高溫的空位凍結(jié)下來，過飽和的空位在室溫或稍高溫度下將通過空位運(yùn)動而發(fā)生凝聚或移到晶界、表面等處 空位的凝聚是形成偏聚區(qū)的有利地點(diǎn)。 空位促進(jìn)代位原子片狀偏聚區(qū)形成機(jī)制一般是通過形成位錯圈，促進(jìn)形成片狀偏聚區(qū)第九十五張，PPT共一百零九頁，創(chuàng)作于2022年6月位錯的影響 位錯線是擴(kuò)散的通道，加速其遷移，溶質(zhì)原子常在位錯線上