第七章淬火鋼在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變鋼在淬火后得到的是亞穩(wěn)的高硬度、高強(qiáng)度的M及Ar。為了滿足不同零件對(duì)性能的要求，將淬火鋼重新加熱到A1以下某一溫度，保溫一定時(shí)間使亞穩(wěn)的M及Ar轉(zhuǎn)變到一定程度后→冷至室溫，調(diào)整零件的性能——回火。在回火時(shí)所發(fā)生的轉(zhuǎn)變——回火轉(zhuǎn)變?；鼗鹂梢栽贏1以下很大范圍內(nèi)調(diào)整溫度→力學(xué)性能在很寬的范圍內(nèi)變化。因此，回火是調(diào)整鋼制零件的性能以滿足適用要求的有效手段?！?－1淬火鋼在回火時(shí)的組織轉(zhuǎn)變淬火鋼：M和一定量的Ar。淬火組織是高度不穩(wěn)定的，這是因?yàn)椋孩費(fèi)中的碳是高度過(guò)飽和的；②M有很高的應(yīng)變能和其它缺陷；③與M并存的還有一定量的Ar。由于M和Ar的不穩(wěn)定狀態(tài)與平衡狀態(tài)的自由焓差→驅(qū)動(dòng)力，使得回火轉(zhuǎn)變成為一種自發(fā)的過(guò)程。在動(dòng)力學(xué)條件具備時(shí)，轉(zhuǎn)變即可自發(fā)進(jìn)行——回火處理就是通過(guò)加熱提高原子的活動(dòng)能力，使轉(zhuǎn)變以適當(dāng)?shù)乃俣冗M(jìn)行，或在適當(dāng)時(shí)間內(nèi)，使轉(zhuǎn)變達(dá)到所要求的程度。根據(jù)在不同溫度范圍發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變，可將碳鋼的整個(gè)回火過(guò)程分為以下五個(gè)有區(qū)別而又相互重疊的階段。

淬火高碳鋼回火組織與物理性能變化

注：回火轉(zhuǎn)變是隨溫度升高連續(xù)進(jìn)行的，由于所采用的實(shí)驗(yàn)方法和精度不同，不同文獻(xiàn)給出的各階段溫度范圍會(huì)有一些差異，甚至對(duì)回火階段的劃分也不盡相同。階段溫度（℃）長(zhǎng)度熱效應(yīng)產(chǎn)物預(yù)備階段<100變化不大－馬氏體Ⅰ100～350減小放熱回火MⅡ190～300增大大量放熱Ar分解Ⅲ300～400減小放熱回火TⅣ>400減小放熱回火S含碳量＜0.2%的低碳M在200℃以下回火時(shí)所發(fā)生的主要是碳原子往位錯(cuò)等晶體缺陷的偏聚。用場(chǎng)離子顯微鏡、原子探針證實(shí)，含0.21%碳的鋼，經(jīng)1000℃奧氏體化淬火成M，經(jīng)150℃回火后α基底碳含量?jī)H0.0294%,而板條M條界則高達(dá)0.422％，較平均碳含量提高了一倍。碳在板條界的偏聚可能發(fā)生在淬火過(guò)程中，淬火后的室溫停留及回火過(guò)程中。在板條M邊界保留的Ar很可能與淬火過(guò)程中所發(fā)生的碳原子的偏聚有關(guān)。即已形成的M中的碳原子往邊界擴(kuò)散，提高了未轉(zhuǎn)變A的碳含量，再加以相硬化引起機(jī)械穩(wěn)定化，使A得以保留到室溫。M晶內(nèi)的碳原子在位錯(cuò)上的偏聚仍難以證實(shí)，而只能用其它方法給以間接證明。在－196℃測(cè)得不同碳含量淬火鋼的電阻值。(nextslide)p126高碳M比較復(fù)雜，高碳M在0℃以下具有異常正方度，點(diǎn)陣常數(shù)a及正方度c/a就有可能發(fā)生變化。這表明碳原子在x、y位置與z位置之間在0℃以下就有了跳動(dòng)。原子探針還證實(shí)了碳原子在片狀M的孿晶界面上的偏聚。對(duì)Fe-0.78C-0.65Mn鋼，經(jīng)1200℃、2hA化后水淬成M并立即在液氮中深冷，再在室溫時(shí)效24h，然后用原子探針測(cè)量。結(jié)果得出α基底碳含量為0.57%，低于平均碳含量，而孿晶界的碳含量為1.45%。如假定這些碳分布在孿晶界單原子層上，則可得出碳含量可高達(dá)5.04%。將淬火所得M加熱到160℃回火1h，則使碳原子更加偏聚在孿晶界，此時(shí)測(cè)得基體碳含量已降為0.32%，孿晶界碳含量已由1.45%提高到1.83%。

雙相分解在125～150℃以下。

隨碳化物的析出，出現(xiàn)了兩個(gè)正方度不同的α相。即具有高正方度的保持原始碳含量的未分解的M以及具有低正方度的碳已經(jīng)部分析出的M。進(jìn)一步的測(cè)定表明隨回火時(shí)間的延長(zhǎng)，正方度均不變，但高正方度α的衍射愈來(lái)愈弱，直至消失，而低正方度α相的衍射愈來(lái)愈強(qiáng)。這表明在低于150℃回火過(guò)程中，隨碳化物的析出，兩個(gè)α相的碳含量均未發(fā)生變化：只是高碳區(qū)↓，低碳區(qū)↑。

雙相分解過(guò)程：在碳原子富集區(qū)形成碳化物核，并依靠周圍的α相所提供的碳原子長(zhǎng)大成碳化物顆粒。碳化物析出——周圍將出現(xiàn)低碳的α相，而遠(yuǎn)離碳化物的α相仍保持原有的碳含量。由于溫度低，碳原子不能作遠(yuǎn)距離的擴(kuò)散，高碳區(qū)與低碳區(qū)之間的濃度梯度不易消失。已析出的碳化物不能進(jìn)一步長(zhǎng)大。M的進(jìn)一步分解只能依靠在高碳區(qū)形成新的碳化物核，析出碳化物粒子，在其周圍形成新的低碳區(qū)。隨著分解過(guò)程的進(jìn)行，高碳區(qū)愈來(lái)愈少，低碳區(qū)愈來(lái)愈多。當(dāng)高碳區(qū)完全消失時(shí)，雙相分解結(jié)束。即在分解過(guò)程中同時(shí)存在著兩種碳含量不同的α相——雙相分解。

經(jīng)測(cè)定，低碳區(qū)的碳含量與M的原始碳含量及分解溫度均無(wú)關(guān)，為恒定值，約為0.25～0.30%。此時(shí)碳化物與周圍的低碳α相之間處于膠態(tài)平衡。雙相分解的速度與溫度有關(guān)，溫度↑→速度↑?！鼫囟取纸馑俣取?。

M單相分解

>150℃時(shí)，M將以單相分解亦即連續(xù)分解方式進(jìn)行。此時(shí)，碳原子已具有較大的活動(dòng)能力，能夠作較長(zhǎng)距離擴(kuò)散。已析出的碳化物有可能從較遠(yuǎn)地區(qū)獲得碳原子而長(zhǎng)大，α相內(nèi)部碳濃度及正方度隨分解過(guò)程的進(jìn)行不斷下降。當(dāng)溫度達(dá)到300℃時(shí)，正方度c/a接近1，此時(shí)α相中的碳含量已接近平衡狀態(tài)，M分解過(guò)程基本上結(jié)束。

最初析出的是非常細(xì)小的一種亞穩(wěn)過(guò)渡碳化物，其晶體結(jié)構(gòu)及化學(xué)成分均極難測(cè)定。因此雖然已進(jìn)行了大量的研究，但還不能說(shuō)是已經(jīng)完全弄清。析出初期是ε－碳化物，厚約5nm的薄片，成分介于Fe2C-Fe3C之間，具有六方點(diǎn)陣，與基底α’保持共格聯(lián)系，與α’保持Jack位向關(guān)系：（0001）ε∥（011）α’、[

進(jìn)一步的研究發(fā)現(xiàn)，析出初期還有一種具有正交結(jié)構(gòu)點(diǎn)的過(guò)渡相η碳化物，厚約為3～5nm,對(duì)應(yīng)的成分為Fe2C,位向關(guān)系為（001）η∥（011）α’，[100]η∥[100]α’。////ε與η都是從過(guò)飽和的α相中析出的，但兩者之間的轉(zhuǎn)換與析出序列還不清楚。

ε與η極細(xì)小彌散分布在M基體中，不能用光學(xué)金相分辨出，但由于碳化物的析出使M易受腐蝕，在光鏡下呈黑色，與貝氏體極相似。用透射電鏡觀察可以看到條片狀的過(guò)渡亞穩(wěn)碳化物平行于{100}α’。因{100}α’晶面族有三個(gè)相互垂直的（100）面，故在α晶內(nèi)析出的亞穩(wěn)碳化物也相互垂直。用高分辨電鏡觀察可以看到碳化物是由許多5nm左右的薄片組成。2）低碳及中碳馬氏體的分解低碳鋼的Ms點(diǎn)比較高，在淬成M的過(guò)程中，除可能發(fā)生碳原子向位錯(cuò)的偏聚外，在最先形成的M中還有可能發(fā)生自回火，析出碳化物。Ms點(diǎn)愈高、淬火時(shí)的冷卻速度愈慢，回火析出的碳化物愈多。淬火后，在150℃以下回火時(shí)，不發(fā)生碳化物的析出，當(dāng)回火溫度高于200℃時(shí)，才有可能通過(guò)單相分解析出碳化物，使α相基底碳含量下降。綜上所述，固溶于M中的碳隨回火溫度的升高，將不斷以碳化物的形式自M中析出，M中的碳含量不斷下降。且原始碳含量不同的M，隨碳的析出，碳含量將趨于一致。中碳鋼在正常淬火時(shí)得到的是板條位錯(cuò)M與片狀M的混合組織，故回火時(shí)也兼有低碳M與高碳M的分解特征。

M經(jīng)過(guò)回火以后稱為回火M。

將淬火鋼加熱到臨界點(diǎn)A1以下的各個(gè)溫度等溫，高溫區(qū)→P，中溫區(qū)→B，但等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖與原過(guò)冷A的不完全相同。碳鋼中的Ar在回火加熱過(guò)程中極易分解，故難以觀察到等溫轉(zhuǎn)變，在加熱到200～300℃范圍內(nèi)將發(fā)生劇烈分解。用含有大量Ar的高碳鋼試樣在電子顯微鏡中進(jìn)行回火并作原位觀察，證實(shí)其分解產(chǎn)物為θ（Fe3C）碳化物和F。同時(shí)還發(fā)現(xiàn)，當(dāng)溫度為175℃時(shí)，Ar的分解始于它和回火M之間的界面，而當(dāng)溫度高于225℃時(shí)，分解也可以在A內(nèi)進(jìn)行。在所有情況下形成的θ碳化物均為粒狀，其大小為5nm，并含有缺陷。分解產(chǎn)物的位向關(guān)系為：

Ar分解過(guò)程的激活能為115KJ/mol，與碳在A中的擴(kuò)散激活能是一致的。

用高分辨TEM和精確暗場(chǎng)像研究低、中碳鋼中的Ar時(shí)發(fā)現(xiàn)，Ar以連續(xù)的薄層位于M板條之間時(shí)，在回火預(yù)備階段和回火第一階段，這部分Ar并不發(fā)生變化，而在200～300℃時(shí)分解為比較連續(xù)的板條間碳化物。板條間碳化物對(duì)韌性有害，它使得低、中碳鋼M回火后在使用中發(fā)生穿晶斷裂。殘余奧氏體向珠光體及貝氏體的轉(zhuǎn)變p130(自學(xué))殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變p131(自學(xué))

碳化物轉(zhuǎn)變可以通過(guò)兩種方式進(jìn)行：①一種是在原碳化物的基礎(chǔ)上通過(guò)成分的改變及點(diǎn)陣的改組逐漸轉(zhuǎn)化為新碳化物——原位（insitu）轉(zhuǎn)變。按此方式轉(zhuǎn)變時(shí)，新舊碳化物具有相同的析出位置與慣習(xí)面。{112}α‘孿晶面上的θ碳化物就是通過(guò)這一方式由χ碳化物轉(zhuǎn)化而來(lái)的。②新的碳化物通過(guò)形核、長(zhǎng)大獨(dú)立形成。由于新碳化物的析出，使α的碳含量降低，故細(xì)小的舊碳化物將重新溶入α相直至消失——獨(dú)立(separate)形核長(zhǎng)大。由亞穩(wěn)過(guò)渡碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)棣旨唉忍蓟锸峭ㄟ^(guò)這一方式進(jìn)行的。低溫析出的亞穩(wěn)過(guò)渡碳化物均勻分布在α基底上，慣習(xí)面為{100}α’，而χ及θ碳化物則集中于M內(nèi)孿晶界面，慣習(xí)面為{112}α’。2）低碳鋼中碳化物的析出

M中碳含量低于0.2%時(shí)在200℃以下碳原子僅偏聚于位錯(cuò)線而不析出碳化物。這是碳原子偏聚于位錯(cuò)線較之析出碳化物更為穩(wěn)定。當(dāng)回火溫度高于200℃時(shí)，將在碳偏聚區(qū)自M直接析出θ碳化物。由于低碳M的Ms點(diǎn)比較高，故在淬成M的過(guò)程中，在溫度降至200℃以前，有可能在已形成的M中發(fā)生自回火，析出碳化物。自回火析出的碳化物均在M板條內(nèi)纏結(jié)位錯(cuò)區(qū)形核長(zhǎng)成。一般呈長(zhǎng)約50～200nm、直徑約3.5～12nm的細(xì)針狀。碳化物針可以呈雜亂分布（稱為草狀碳化物），也可呈規(guī)律排列成魏氏組織花樣。除針狀碳化物外，自回火還將析出一些直徑為3～8nm的細(xì)顆粒狀碳化物。經(jīng)電子衍射證實(shí)，低碳M自回火析出的碳化物均為θ碳化物。250℃回火時(shí)，未發(fā)生自回火的M將發(fā)生回火。在M板條內(nèi)的位錯(cuò)纏結(jié)區(qū)析出細(xì)針狀碳化物。已析出的碳化物將長(zhǎng)大，長(zhǎng)度增至250nm以上，寬度增至20nm。電子衍射證實(shí)，析出的也是θ碳化物。除在位錯(cuò)纏結(jié)區(qū)析出碳化物外，還將沿板條M條界析出長(zhǎng)約100nm，寬約80nm薄片狀θ碳化物(lastslidFig.7.11)。進(jìn)一步提高回火溫度，板條界上的θ碳化物薄片在長(zhǎng)大的同時(shí)發(fā)生破碎而成為長(zhǎng)200～300nm，寬約100nm的短粗針狀碳化物。隨條界碳化物的長(zhǎng)大，條內(nèi)的細(xì)針狀及細(xì)顆粒狀碳化物將重新溶入α相?；鼗饻囟冗_(dá)500～550℃，條內(nèi)碳化物已經(jīng)消失，只剩下分布在界面上的較粗的直徑為200～300nm的顆粒狀碳化物。

5．α相狀態(tài)的變化和碳化物的聚集及球化（回火第四階段）1）回火對(duì)殘余應(yīng)力的影響淬火時(shí)，除由于M轉(zhuǎn)變所引起的位錯(cuò)與孿晶等晶內(nèi)缺陷的增加外，還將由于表面和中心的溫差所造成的熱應(yīng)力及組織應(yīng)力引起的塑性變形而使晶內(nèi)缺陷及各種內(nèi)應(yīng)力均有所增加。淬火后存在于零件中內(nèi)部的應(yīng)力可按其平衡范圍的大小分為三類:即在零件整體范圍內(nèi)的第一類內(nèi)應(yīng)力；在晶粒或亞晶粒范圍內(nèi)第二類內(nèi)應(yīng)力；在原子集團(tuán)范圍內(nèi)處于平衡的第三類內(nèi)應(yīng)力?；鼗疬^(guò)程中，隨回火溫度的升高，原子的活動(dòng)能力增加，晶內(nèi)缺陷及各種內(nèi)應(yīng)力均將下降?；鼗饡r(shí)析出的碳化物有可能產(chǎn)生新的晶內(nèi)缺陷。但總的趨勢(shì)仍是隨回火溫度的升高，殘余應(yīng)力及晶內(nèi)缺陷減少。

第一類內(nèi)應(yīng)力的消失第一類內(nèi)應(yīng)力的存在將引起零件變形。如零件在服役過(guò)程中所受外力與第一類內(nèi)應(yīng)力方向一致，相互疊加，則還將使零件提早破壞。只有在外力與內(nèi)應(yīng)力方向相反時(shí)，第一類內(nèi)應(yīng)力的存在才是有利的。因此，通常在淬火后都必須進(jìn)行回火，降低第一類內(nèi)應(yīng)力。隨回火時(shí)間的延長(zhǎng)，第一類內(nèi)應(yīng)力不斷下降。開(kāi)始時(shí)下降很快，超過(guò)2h后下降變慢?；鼗饻囟扔撸陆涤?，下降程度愈多。經(jīng)550℃回火，第一類內(nèi)應(yīng)力可基本消除。淬火后在室溫長(zhǎng)時(shí)間停留也可使第一類內(nèi)應(yīng)力有所減少，但下降速度極慢。2）碳化物的聚集、球化（400—700℃）碳鋼中滲碳體顆粒發(fā)生聚集并基本失去其原來(lái)析出時(shí)的針狀或片狀形態(tài)而逐漸球化。聚集粗化始于300～400℃之間，而球化則一直繼續(xù)到700℃。針片狀滲碳體球化的驅(qū)動(dòng)力是表面能的減少。在板條間的界面和原A晶界處的滲碳體會(huì)優(yōu)先長(zhǎng)大和球化，因?yàn)樵谶@種界面處的擴(kuò)散更容易進(jìn)行?？梢杂媚z態(tài)平衡理論估算第二相在固溶體中的溶解度與第二相粒子的半徑r的關(guān)系：式中M－第二相分子量，ρ－第二相密度，γ－單位面積界面能，R－氣體常數(shù)。粒子半徑越小，溶解度Cr越大。如已析出的碳化物粒子的大小不一，則由于溶解度的不同，將在α基體內(nèi)形成濃度梯度。碳原子和合金元素原子將向大顆粒碳化物擴(kuò)散，結(jié)果導(dǎo)致小顆粒溶解，大顆粒長(zhǎng)大。如碳化物呈針狀或薄片狀，則由于各部位半徑r不同，溶解度也將不同。r小的部位將溶解，r大的部位將長(zhǎng)