1、1,第十章鋼的回火轉(zhuǎn)變與回火,2,回火就是將淬火后鋼在A1以下溫度加熱、保溫，并以適當(dāng)速度冷卻的工藝過程。,回火基本目的,3,對于合金鋼，隨著合金元素種類和數(shù)量的不同，AR的變化幅度可能更大一些。,10.1 淬火鋼回火時的組織變化,4,回火處理就是通過提高原子的活動能力、使轉(zhuǎn)變能以適當(dāng)?shù)乃俣冗M(jìn)行，或在適當(dāng)時間內(nèi)使轉(zhuǎn)變達(dá)到所需要的程度。,一旦動力學(xué)條件具備，M轉(zhuǎn)變就會自發(fā)進(jìn)行,5,根據(jù)在不同溫度范圍內(nèi)發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變，碳鋼的整個回火過程可分為5個有區(qū)別而又相互重疊的階段。,時效階段（100以下）：馬氏體中碳原子偏聚 回火第1階段(80250)：馬氏體分解 回火第2階段(200300)：殘余奧氏體分

2、解 回火第3階段(250400)：碳化物析出與轉(zhuǎn)變 回火第4階段(400以上)：滲碳體的聚集長大與相的再結(jié)晶,回火轉(zhuǎn)變隨著溫度的升高是連續(xù)進(jìn)行的，由于所采用的試驗(yàn)方法和精度不同，不同文獻(xiàn)給出的各階段的溫度范圍略有差異，甚至對回火階段的劃分也不同。,6,在80100以下回火時，雖然從組織和硬度方面觀察不到明顯變化，但此時M中卻發(fā)生了C的偏聚., 馬氏體中碳原子偏聚時效階段(100以下),晶體點(diǎn)陣中的微觀缺陷較多,碳鋼中M是碳在Fe中的過飽和固溶體，C分布于bcc點(diǎn)陣的扁八面體間隙中心，使晶體產(chǎn)生較大彈性變形,7, 低碳位錯型馬氏體中碳的偏聚,M中C原子分布在正常間隙位置時比偏聚在位錯線附近時的電

3、阻要高，因此可通過測定淬火鋼的電阻率變化來間接推測C原子的偏聚行為。,在20100的范圍內(nèi),板條M晶內(nèi)存在大量的位錯,8, 高碳片狀馬氏體中碳原子的富集區(qū),高碳片狀M的亞結(jié)構(gòu)為孿晶，可被利用的低能量位錯很少，因此除少量C原子可以向位錯偏聚外，大量碳原子可以在M的某一晶面(一般為 112或100晶面)上富集，形成碳濃度比平均碳濃度高的碳原子富集區(qū)。,偏聚區(qū)形成的條件,9,C富集區(qū)的形狀為片狀，厚度為3，寬度為6，長為7，每片中含23個碳原子。,富集區(qū)只是碳原子在某一晶面上的富集，因此，它與母相馬氏體保持密切的聯(lián)系，它的存在將使馬氏體點(diǎn)陣發(fā)生畸變； 隨富集區(qū)數(shù)量的增加，畸變量也增加，硬度將有所提高

4、，同時也使馬氏體的電阻率有所提高。,10,在80250之間，隨著回火溫度的升高以及回火時間的延長，偏聚區(qū)或富集區(qū)的碳原子將發(fā)生有序化，繼而轉(zhuǎn)變成碳化物而析出，即M發(fā)生分解。 馬氏體分解階段，得到的組織是回火馬氏體。, 馬氏體分解回火轉(zhuǎn)變第一階段(80250),11,M分解過程中隨著碳化物的析出，M中碳含量的不斷下降，將使點(diǎn)陣常數(shù)c下降，a升高，正方度c/a減小。,實(shí)驗(yàn)測定了高碳鋼(1.4%C)M的正方度與回火溫度之間的關(guān)系, 高碳馬氏體的分解,12,當(dāng)回火溫度低于125,當(dāng)回火溫度高于125,13,當(dāng)回火溫度較低（20150）時，M的分解將以雙相分解方式進(jìn)行。, 雙相分解,在高碳M分解過程中，

5、碳以碳化物的形式析出，此時析出的碳化物為亞穩(wěn)碳化物，屬于Fe3N型，一般稱為-碳化物，用-FeXC表示，其中X常為23。,雙相分解,由于溫度較低，碳原子擴(kuò)散能力很弱，-FeXC在M內(nèi)某些碳富集區(qū)通過能量、結(jié)構(gòu)和成分起伏形核，并向M中長大。,14,-FeXC在長大時，要吸收附近M中的碳原子，而遠(yuǎn)離-FeXC的M中碳原子仍然保持不變。,雙相分解,這樣在同一片M就出現(xiàn)了兩個成分不同而結(jié)構(gòu)相同的區(qū)域。,雙相分解的速度與溫度有關(guān)，溫度越高，其分解速度越快，而合金元素對M的雙相式分解沒有影響。,15,當(dāng)溫度超過125150后，M的分解將以單相分解即連續(xù)式分解方式進(jìn)行。此時碳原子的活動能力增強(qiáng)，能夠進(jìn)行較長

6、距離的擴(kuò)散。, 單相分解,因此，已經(jīng)析出的碳化物有可能從較遠(yuǎn)處獲得碳原子而長大，M相內(nèi)的碳濃度梯度也可以通過C的擴(kuò)散而消除。,單相分解,16,回火溫度達(dá)到300時，正方度c/a接近1，此時M相的碳濃度已經(jīng)接近平衡狀態(tài)，M的脫溶分解過程基本結(jié)束。,單相分解,如此，在M分解過程中就不再存在兩種碳含量不同的區(qū)域，但M相的碳濃度及正方度c/a隨分解過程的進(jìn)行而不斷下降。,17, 低碳馬氏體的分解,對于低碳的板條M （C%0.2%）,18,綜上所述，在80250內(nèi)回火，主要發(fā)生的回火轉(zhuǎn)變是M分解。M經(jīng)過分解獲得的是（低碳M-FeXC）的混合組織，稱為回火M。 注意，如果在80250范圍內(nèi)回火時間過長，回

7、火M會繼續(xù)發(fā)生變化，碳化物聚集長大，-FeXC轉(zhuǎn)變?yōu)楦€(wěn)定的碳化物。, 中碳鋼馬氏體的分解,中碳鋼正常淬火組織,19, 殘A分解回火轉(zhuǎn)變第二階段(200300),由于M轉(zhuǎn)變的不完全性,隨回火溫度的升高,20, 碳化物的轉(zhuǎn)變回火轉(zhuǎn)變第三階段(250400),在250400回火時，碳素鋼M中過飽和的C幾乎全部析出，將形成比-FeXC更穩(wěn)定的碳化物。,碳化物的轉(zhuǎn)變，是通過-碳化物的溶解、碳化物或-碳化物重新析出的方式完成的； 最終得到的組織是：鐵素體與片狀(或小顆粒狀)滲碳體的混合物，稱為回火屈氏體(T)。,21,當(dāng)回火溫度高于200時，直接由偏聚區(qū)析出-Fe3C，也有可能從板條M邊界上析出。, 碳

8、化物形成的方式,碳化物的形成是通過形核長大方式進(jìn)行的。,在250以上低溫回火時，M分解析出與M保持共格聯(lián)系的-FeXC，隨著-FeXC的長大，將使母相的點(diǎn)陣畸變增大，當(dāng)-FeXC長大到一定尺寸后，共格關(guān)系將被破壞，此時-FeXC將轉(zhuǎn)變?yōu)楦€(wěn)定的碳化物。, 低C鋼, 高C鋼,22,轉(zhuǎn)變?yōu)榛驎r只能按獨(dú)立形核長大方式；而轉(zhuǎn)變?yōu)闀r可以獨(dú)立形核，也可以原位轉(zhuǎn)變。, 碳化物轉(zhuǎn)變方式,碳化物轉(zhuǎn)變也是一個形核及長大過程，具體可分為兩種類型：,原位形核長大：在原碳化物基礎(chǔ)上，發(fā)生成分變化和點(diǎn)陣重構(gòu)，形成更穩(wěn)定的碳化物，也稱為原位轉(zhuǎn)變; 獨(dú)立形核長大：原碳化物回溶到母相之中，而新的、更穩(wěn)定的碳化物在其他部位重新形

9、核長大，也稱為離位轉(zhuǎn)變。,23,隨回火溫度的升高，碳化物由亞穩(wěn)定狀態(tài)向穩(wěn)定狀態(tài)過渡。 隨回火保溫時間的延長，碳化物的轉(zhuǎn)變溫度降低。, 溫度及時間對碳化物轉(zhuǎn)變的影響,24,-FeXC碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌愋吞蓟飼r，新生成的碳化物往往呈薄片狀，且常分布在M的孿晶界或M邊界處。隨M的含碳量降低，薄片狀碳化物減少。 研究表明，不論M的形態(tài)如何，在回火過程中，當(dāng)回火溫度較低時，都存在這樣的薄片狀碳化物。 碳化物本身是一個脆性相，特別是當(dāng)它呈薄片、分布在M的孿晶界或M的晶界上時，將使鋼材的脆性增大。一般認(rèn)為，這種狀態(tài)分布的碳化物是產(chǎn)生第一類回火脆性的原因之一。, 碳化物的形態(tài)及分布,25, 相的回復(fù)與再結(jié)晶

10、及碳化物聚集長大 回火轉(zhuǎn)變第四階段(高于400),在400700之間回火時,26,淬火時由于熱應(yīng)力與組織應(yīng)力的存在，使工件淬火后存在較大的內(nèi)應(yīng)力，這些內(nèi)應(yīng)力會隨著回火溫度的升高而逐漸消失。, 淬火應(yīng)力的消失,淬火應(yīng)力的消失 相的回復(fù)與再結(jié)晶 碳化物聚集長大,區(qū)域性,晶粒內(nèi)晶胞之間,晶胞內(nèi)原子之間,300左右,400左右,500左右,27, 相的回復(fù)與再結(jié)晶,淬火M,28, 低碳板條狀馬氏體,低C板條M,29,第二相顆粒對晶界具有釘扎作用，回火時析出的碳化物顆粒，對相的再結(jié)晶具有阻礙作用。鋼中碳含量愈高，相的再結(jié)晶愈困難。 通過相的回復(fù)與再結(jié)晶后，得到的組織為回火索氏體，一般用S表示。組織為等軸

11、狀的鐵素體加上粒狀滲碳體。, 高碳片狀馬氏體,高碳片狀M內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的孿晶，因此這類M的回復(fù)與再結(jié)晶過程不同于板條狀M。,30,位錯線的產(chǎn)生，可能是滲碳體析出時造成的體積變化引起的。所得到的組織同樣是回火索氏體(S)。,高碳片狀M,當(dāng)溫度高于250時,當(dāng)溫度高于400時,400以上的過程,31,碳化物的球化、長大過程，是按照小顆粒溶解，大顆粒長大的機(jī)制進(jìn)行的。, 碳化物聚集長大,淬火碳素鋼在較高溫度回火時,當(dāng)溫度高于400時,當(dāng)溫度高于600時,32,研究表明，第二相粒子在固溶體中的溶解度Cr與第二相粒子的半徑r有關(guān)，可以由下式求出：,式中，Cr第二相粒子半徑為r時的溶解度； C第

12、二相粒子半徑為時的溶解度； M第二相粒子的相對分子質(zhì)量； 第二相粒子的密度； 單位面積界面能；,可見，第二相粒子的半徑r越小，其在基體中的溶解度Cr越大。,33,如果已經(jīng)析出的碳化物粒子的大小不一，則由于其溶解度不同，將在相內(nèi)形成濃度梯度，基體中小顆粒內(nèi)濃度較高的合金元素原子和碳原子將向濃度較低的大顆粒碳化物處擴(kuò)散，結(jié)果導(dǎo)致小顆粒碳化物的溶解、大顆粒的長大。 若碳化物呈桿狀或薄片狀，則由于各碳化物部位的曲率半徑r不同，其溶解度也不同。r 較小的碳化物部位將溶解，r 較大的碳化物部位將長大，這將使桿或片發(fā)生斷裂，導(dǎo)致碳化物球化。,34,總的規(guī)律是：合金元素的加入，都會使回火轉(zhuǎn)變推遲、轉(zhuǎn)變溫度升高

13、。,10.2 鋼中的合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響,合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響，包括對回火轉(zhuǎn)變的四個主要階段的影響，即：,35,合金鋼中的M分解與碳素鋼相似，但其分解速度受合金元素的影響非常顯著，尤其是M分解的后期。 合金元素對M分解的影響，主要是通過影響C的擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn)的。因此，合金元素對C的偏聚、雙相式分解的影響不大，而對單相分解的影響較大。, 合金元素對M分解的影響, 非碳化物形成元素,Ni、Mn與C的結(jié)合力與Fe相差不大，所以對C的擴(kuò)散影響不大，對M分解的影響也不大； Si、Co雖不形成碳化物，但可溶入-FeXC中而提高其穩(wěn)定性，使-FeXC不易聚集而推遲M的分解.,36,Cr、Mo、W、V、T

14、i等強(qiáng)碳化物形成元素與碳原子結(jié)合力強(qiáng)，增大C在M中的擴(kuò)散激活能，阻礙C原子的擴(kuò)散，可以將M分解溫度提高100150。, 強(qiáng)碳化物形成元素,在合金鋼中，由于合金元素的作用，M分解的溫度將提高，通常把合金元素這種阻礙相中碳含量降低和碳化物顆粒長大，從而使鋼件保持高強(qiáng)度和高硬度的性質(zhì)，稱為回火穩(wěn)定性或抗回火性。,37,合金鋼中的殘A轉(zhuǎn)變與碳素鋼基本相似，只是合金元素可以改變殘余A分解的溫度和速度，從而可能對殘余A轉(zhuǎn)變的性質(zhì)和類型產(chǎn)生影響。, 合金元素對殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的影響, 合金元素對殘A轉(zhuǎn)變的影響,淬火合金鋼回火時，殘A的轉(zhuǎn)變與回火溫度和殘A的穩(wěn)定性有關(guān)。通常，合金元素的加入提高殘A的穩(wěn)定性。,在

15、Ms點(diǎn)以下溫度回火，殘A將轉(zhuǎn)變?yōu)镸。若Ms點(diǎn)較高(100)，隨后還將發(fā)生M的分解，形成M回。,38,殘A在B區(qū)域內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w； 殘A在P區(qū)域內(nèi)轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w； 殘A在回火加熱和保溫過程中不發(fā)生分解，而在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)镸。,Ms點(diǎn)以上溫度回火時，殘A可能發(fā)生以下轉(zhuǎn)變：, 回火的二次淬火、穩(wěn)定化及催化現(xiàn)象,由于殘A本身的穩(wěn)定性高，或在P和B區(qū)之間比較穩(wěn)定的區(qū)域保溫時，殘A可以不發(fā)生分解，而在隨后冷卻時轉(zhuǎn)變?yōu)镸，從而提高材料的強(qiáng)度和硬度的現(xiàn)象。, 二次淬火,39,研究發(fā)現(xiàn)，二次淬火所產(chǎn)生的M量，與二次淬火的Ms點(diǎn)和鋼材原Ms點(diǎn)之間的關(guān)系密切相關(guān)。, 穩(wěn)定化及催化現(xiàn)象,560回火時，Ms高于M

16、s，產(chǎn)生了催化作用。 250回火時，Ms低于Ms，產(chǎn)生了穩(wěn)定化作用。,例如：W18Cr4V鋼的回火工藝,MsMs,MsMs,40,先在560回火，冷卻到250再保溫一定時間，再冷卻到室溫時，MsMs，與250回火工藝效果相同。,說明，W18Cr4V鋼的穩(wěn)定化與催化是可逆的，但并非所有鋼殘A的穩(wěn)定化和催化都是可逆的。,催化與穩(wěn)定化機(jī)理的解釋有以下幾種觀點(diǎn)： 碳化物析出理論； 相硬化消除理論； C原子微擴(kuò)散理論：用柯氏氣團(tuán)解釋，柯氏氣團(tuán)有一上限溫度。,41, 合金元素對回火時碳化物轉(zhuǎn)變的影響,鋼中加入合金元素，對回火時碳化物轉(zhuǎn)變的性質(zhì)并無影響，但可以改變碳化物轉(zhuǎn)變的溫度范圍。,42,43,合金元素

17、不僅影響碳化物的轉(zhuǎn)變溫度，同時對碳化物聚集與粗化也有很大的影響，使粗化溫度升高，使碳化物能保持較細(xì)小的狀態(tài)。,合金鋼回火時除了有-FeXC、-Fe5C2、-Fe3C外還會出現(xiàn)特殊類型的碳化物。, 合金鋼中碳化物的類型,當(dāng)回火析出后，繼續(xù)升高回火溫度，就會發(fā)生滲碳體向更穩(wěn)定的特殊類型碳化物的轉(zhuǎn)變，合金元素不同時，可以形成不同類型的特殊類型的碳化物。,44,例如：高Cr高碳鋼淬火后，在回火過程中碳化物轉(zhuǎn)變過程為,(Fe,Cr)3C,45, 特殊類型碳化物的形成方式,總之，回火時合金鋼中碳化物的轉(zhuǎn)變，與C及合金元素在相和碳化物中的重新分配有著密切的關(guān)系。,46,通常情況下，碳鋼在回火的第三階段即碳化

18、物轉(zhuǎn)變階段，隨著滲碳體顆粒的長大，鋼件硬度將隨回火溫度的升高而逐漸下降。 但當(dāng)鋼中含有某些特殊類型碳化物形成元素時，如Mo、V、W、Ta、Nb、Ti等強(qiáng)碳化物形成元素，將減弱鋼件軟化傾向。當(dāng)M中含有足夠量上述碳化物形成元素時，在500以上回火時將析出細(xì)小的特殊碳化物，導(dǎo)致因回火溫度升高、滲碳體粗化而軟化的鋼再度硬化，這種現(xiàn)象稱為二次硬化。, 回火時的二次硬化現(xiàn)象,47,10.10%C， 20.19%C，2.91%Cr 30.11%C，2.14%Mo 40.50%C，0.52%Ti 50.32%C，1.36%V 60.35%C，12%Cr 70.43%C，5.6%Mo,48,當(dāng)鋼中含有合金元素時

19、，在回火過程中，由于合金元素?cái)U(kuò)散能力很低，新生成的特殊碳化物彌散度極高，又與相保持共格，隨回火溫度的升高，特殊碳化物尺寸加大，數(shù)量增多，從而使相的共格畸變增大，導(dǎo)致鋼材在隨回火溫度升高而出現(xiàn)硬度升高的現(xiàn)象，即二次硬化。, 二次硬化產(chǎn)生的原因,49,50,合金鋼在高溫回火時，如果能形成細(xì)小彌散分布的特殊碳化物，由于碳化物又與相保持共格聯(lián)系，因而顯著推遲相的回復(fù)與再結(jié)晶，使相處于較大的畸變狀態(tài)，此時鋼的硬度、強(qiáng)度仍然可以保持較高的數(shù)值，即具有很高的回火穩(wěn)定性。 在合金鋼中，常用合金元素如Mo、W、Ti、V、Cr和Si等，均具有阻礙回火時各類畸變消除的作用，而且一般都延緩相的回復(fù)與再結(jié)晶以及碳化物的

20、聚集長大過程，從而提高回火穩(wěn)定性。, 合金元素對回火時相回復(fù)與再結(jié)晶的影響,51,合金元素含量增高，這種延緩相的回復(fù)與再結(jié)晶的作用越強(qiáng)。 鋼中同時加入幾種合金元素，其相互作用加劇。 總之，合金鋼具有較高的回火穩(wěn)定性，同時由于回火時可以出現(xiàn)二次淬火和二次硬化現(xiàn)象，使零件回火后仍具有較高的硬度和強(qiáng)度，使鋼具有紅硬性和熱強(qiáng)性，這對高溫下工作的零件是非常重要的。,52,鋼在回火時機(jī)械性能的變化，與其顯微組織的變化有著密切的關(guān)系。,10.3 淬火鋼回火后機(jī)械性能的變化,不同碳含量的鋼隨回火溫度的升高，鋼的硬度逐漸降低。,鋼的硬度,53,馬氏體的硬度主要來自過飽和C的固溶強(qiáng)化。 在回火的時效階段即100

21、時，回火組織的硬度略有增加，低溫回火峰值的出現(xiàn)與-碳化物的共格析出有關(guān)。,除時效階段外，回火的整個過程都伴隨著馬氏體碳含量降低，而過渡碳化物析出產(chǎn)生的硬化效果小于固溶強(qiáng)化作用的減弱，因此鋼的硬度下降。,54,當(dāng)滲碳體已析出、基體碳含量已降低到平衡濃度后，起強(qiáng)化作用的機(jī)理基本上是滲碳體的彌散強(qiáng)化。因此，隨著滲碳體的粗化和球化、以及鐵素體的回火和等軸化，鋼的硬度將進(jìn)一步降低。,55,雖然，鋼中M將因碳化物的析出而使硬度逐漸降低，但又因殘余A轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗餗或貝氏體而使硬度升高。,硬度的變化還與鋼中殘余A含量密切相關(guān)。,這兩種相互矛盾因素的作用可使鋼的硬度變化從緩慢下降到保持不變，這種硬度的變化情況取決

22、于殘余A量的多少。 高碳鋼經(jīng)相同溫度回火后的硬度較低碳鋼為高。,56,鋼的強(qiáng)度和塑性,0.2%C鋼,在回火溫度較低時，由于淬火應(yīng)力的逐漸消除，鋼的強(qiáng)度有所升高，但當(dāng)回火溫度高于250后，由于滲碳體的析出，鋼的強(qiáng)度逐漸降低。 在整個回火過程中，鋼的塑性都是隨著回火溫度的升高而逐漸升高的。,57,0.41%C鋼,在回火溫度較低時，由于淬火應(yīng)力的逐漸消除，鋼的強(qiáng)度有所升高，但當(dāng)回火溫度高于250后，由于滲碳體的析出，鋼的強(qiáng)度逐漸降低。 在整個回火過程中，鋼的塑性都是隨著回火溫度的升高而逐漸升高的。,58,0.82%C鋼,由于低溫回火時高碳鋼的脆性很大，拉伸試驗(yàn)時發(fā)生早期脆斷，因此測不出強(qiáng)度值。 總的

23、規(guī)律一樣：鋼的強(qiáng)度隨著回火溫度升高而逐漸降低，鋼的塑性隨著回火溫度的升高而逐漸升高。,59,彈性極限值在300400之間出現(xiàn)峰值。 高溫回火后的彈性極限值低是因?yàn)楦邷鼗鼗鸷箐摰膹?qiáng)度太低；而低溫回火后的彈性極限值低是由于內(nèi)應(yīng)力未得到充分消除。,因此，彈簧鋼一般在300400回火。,60,前者借助于內(nèi)應(yīng)力的降低、M正方度的明顯減小和體積收縮等引起塑性流變起作用； 后者借助于碳化物長大時的橋接作用和擴(kuò)散控制的愈合作用起作用。,鋼中的顯微裂紋,高碳鋼淬火組織中，在片M的結(jié)合處往往生成許多顯微裂紋，回火對消除這些顯微裂紋具有明顯作用。 主要是-碳化物的共格析出和碳化物的聚積長大起作用。,61,通常，淬火

24、鋼在回火時，隨著回火溫度的升高，由于淬火內(nèi)應(yīng)力消除、碳化物聚集長大和球化，以及相的回復(fù)和再結(jié)晶，強(qiáng)度和硬度降低，韌性升高。 但是，在許多鋼的回火溫度與沖擊韌性的關(guān)系曲線中出現(xiàn)了兩個低谷，一個在200350之間，另一個在450600之間。,10.4 鋼的回火脆性,62,淬火鋼在回火時的沖擊韌性，并不一定隨回火溫度的升高而單調(diào)增加，許多鋼可能在兩個溫度區(qū)域出現(xiàn)韌性下降的現(xiàn)象。,這種隨回火溫度的升高，沖擊韌性反而下降的現(xiàn)象，稱為“回火脆性”。 在200350之間出現(xiàn)的回火脆性稱為第一類回火脆性（低溫回火脆性）；在450600之間出現(xiàn)的回火脆性稱為第二類回火脆性（高溫回火脆性）。,63,如果將已經(jīng)產(chǎn)生

25、第一類回火脆性的工件加熱到更高溫度回火，則可以消除脆性，使沖擊韌性重新升高。此時，即使再將工件在產(chǎn)生這種回火脆性的溫度區(qū)域內(nèi)回火，也不會重新產(chǎn)生這種脆性。因此，第一類回火脆性也稱為不可逆回火脆性。, 第一類回火脆性的主要特征,幾乎所有的鋼均存在第一類回火脆性。, 第一類回火脆性, 具有不可逆性,64,產(chǎn)生第一類回火脆性的工件，其斷口大多為晶間(沿晶界)斷裂；而在非脆化溫度區(qū)域回火的工件，斷口一般為穿晶(沿晶粒內(nèi)部)斷裂。, 與回火后的冷卻速度無關(guān),第一類回火脆性與回火后的冷卻速度無關(guān)，即在產(chǎn)生回火脆性的溫度區(qū)域保溫后，無論隨后是快冷還是慢冷，鋼件都會產(chǎn)生脆性。, 斷口為沿晶脆性斷口,65, 第

26、一類回火脆性的影響因素,第一類回火脆性影響因素,第一類回火脆性就愈嚴(yán)重,66,說法很多，尚無定論，很可能是多種因素綜合作用的結(jié)果，而對于不同的鋼材來說，也可能是不同因素所致。大致有以下三種觀點(diǎn)：, 第一類回火脆性的形成機(jī)制,最初認(rèn)為第一類回火脆性產(chǎn)生的原因是由于殘余A轉(zhuǎn)變所致。, 殘余A轉(zhuǎn)變理論,67,第一類回火脆性出現(xiàn)的溫度范圍正好與碳鋼回火時殘A轉(zhuǎn)變的溫度范圍相對應(yīng)。 但有些鋼第一類回火脆性與殘A轉(zhuǎn)變并不完全對應(yīng)，故殘A轉(zhuǎn)變理論不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。,殘余A存在于馬氏體板條之間,如果回火時殘余A分解,如果回火時殘余A不分解,68,也有人認(rèn)為，S、P、Sb、As等雜質(zhì)元素在回火時向

27、晶界、亞晶界上偏聚，降低了晶界的斷裂強(qiáng)度，引起了第一類回火脆性。, 碳化物析出理論,回火時-FeXC轉(zhuǎn)變?yōu)?Fe5C2或-Fe3C的溫度與產(chǎn)生第一類回火脆性的溫度相近，而新形成的碳化物呈薄片狀，且沿板條M的板條間、板條束的邊界或片狀M的孿晶帶或晶界上析出，從而使材料的脆性增加?；鼗饻囟热邕M(jìn)一步提高，薄片狀碳化物將聚集長大和球化，將導(dǎo)致脆性降低，沖擊韌性升高。, 雜質(zhì)偏聚理論,69, 降低鋼中雜質(zhì)元素的含量； 用Al脫氧，或加入Nb、V、Ti等合金元素細(xì)化A晶粒； 加入Mo、W等可以減輕； 加入Cr、Si調(diào)整溫度范圍（推向高溫）； 采用等溫淬火代替淬火回火工藝。, 第一類回火脆性的防止方法,目前

28、沒有一個有效的熱處理方法或合金化方法能夠完全消除鋼中的這種回火脆性。但可以采取以下措施減輕第一類回火脆性。,70,在450600之間出現(xiàn)的回火脆性第二類回火脆性，也稱為高溫回火脆性。 試驗(yàn)表明，出現(xiàn)這種回火脆性時，鋼的沖擊韌性降低，脆性轉(zhuǎn)折溫度升高，但抗拉強(qiáng)度和塑性并不改變，對許多物理性能也不產(chǎn)生影響。, 第二類回火脆性,在產(chǎn)生回火脆性的溫度區(qū)間緩慢冷卻時產(chǎn)生第二類回火脆性，而快速冷卻時則可消除或減弱。, 第二類回火脆性的主要特征, 第二類回火脆性對回火后冷速敏感,71,將已經(jīng)處于脆化狀態(tài)的試樣重新回火加熱并快速冷卻至室溫，則可以消除第二類回火脆性，回復(fù)到韌化狀態(tài)。與此相反，對處于韌化狀態(tài)的試

29、樣，再經(jīng)脆化處理，又會變成脆化狀態(tài)，故第二類回火脆性為可逆回火脆性。,這表明第二類回火脆性與原奧氏體晶界存在某些雜質(zhì)元素有密切關(guān)系。, 第二類回火脆性具有可逆性, 第二類回火脆性的斷口為沿晶(晶間)斷裂,72,回火脆性敏感度一般用脆化處理前后韌脆轉(zhuǎn)折溫度之差()來描述，也稱為“回火脆度”。, 回火脆性大小的表示方法,73,第一類為引起第二類回火脆性的雜質(zhì)元素：如S、P、B、Sn、Sb、As等。但當(dāng)鋼中不含Nb、Cr、Mn、Si等合金元素時，這些雜質(zhì)元素的存在不會引起這些第二類回火脆性。, 第二類回火脆性的影響因素,它是影響第二類回火脆性的最重要因素，按其作用可分為三類：, 化學(xué)成分的影響,74

30、,第二類為促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素：如Ni、Cr、Mn、Si、C等，這些合金元素單獨(dú)存在時不會引起第二類回火脆性，必須與雜質(zhì)元素同時存在時才能引起第二類回火脆性；當(dāng)雜質(zhì)元素含量一定時，這類元素含量越多，脆化就越嚴(yán)重，當(dāng)兩種以上元素同時存在時，脆化作用就更大； 第三類為抑制第二類回火脆性的元素：如Mo、W、V、Ti以及稀土元素La、Nd、Pr等，這類合金元素可以抑制第二類回火脆性，但加入量有一個最佳值，超過該值后，其抑制效果減弱。,75, 熱處理工藝參數(shù)的影響,在550以下回火時，回火溫度越低，脆化速度越慢，但達(dá)到的脆化程度卻越大； 在550以上回火時，隨回火溫度升高，脆化速度減慢，能達(dá)到的

31、脆化程度下降； 溫度一定時，回火時間越長，脆化程度越大； 緩慢冷卻使脆性增加，冷速越慢，脆化程度就越大；而快冷則可以減輕或消除第二類回火脆性。,第二類回火脆性的脆化速度和脆化程度均與回火溫度和回火時間密切相關(guān)。,76, 組織因素的影響,不論鋼具有何種原始組織，經(jīng)脆化處理后均可產(chǎn)生第二類回火脆性。但以馬氏體組織的回火脆性最嚴(yán)重，貝氏體組織次之，珠光體組織最小。 第二類回火脆性還與奧氏體晶粒大小有關(guān)，奧氏體晶粒粗大，則回火脆性敏感度增大。,77, 是一種晶界脆化； 脆化與溫度有關(guān)，脆化需要時間，脆化動力學(xué)具有c形曲線征； 與鋼料化學(xué)成分密切有關(guān)； 脆化過程具有可逆性； 原始組織為貝氏體與珠光體時也

32、能發(fā)生脆化。, 第二類回火脆性產(chǎn)生的機(jī)理,第二類回火脆性的主要特征包括：,78,從上述特征來看，第二類回火脆性的脆化過程必然是一個受擴(kuò)散控制的、發(fā)生于晶界的、能使晶界弱化的、與馬氏體及殘余奧氏體無直接關(guān)系的可逆過程。 這種可逆過程只可能有兩種情況，即溶質(zhì)原子在晶界的偏聚與消失、以及脆性相沿晶界的析出與回溶。,到目前為止，已經(jīng)提出了各種各樣的脆化模型，但歸納起來，不外乎是脆性相析出理論和雜質(zhì)元素偏聚理論。,79,該理論是關(guān)于碳化物、氧化物、磷化物等脆性相沿晶界析出的理論。 這一理論所依據(jù)的原理是：脆性相在Fe中的溶解度隨溫度下降而減小，在回火后的緩冷過程中脆性相沿晶界析出而引起脆化。溫度升高時，

33、脆性相重新回溶而使脆性消失。 這一理論可以解釋回火脆的可逆性以及脆化與原始組織無關(guān)的現(xiàn)象，但無法解釋等溫脆化以及化學(xué)成分的影響。, 脆性相析出理論,80,近年來，利用俄歇電子譜儀以及電子探針等表面極薄層化學(xué)成分的探測技術(shù)，已經(jīng)證明，沿原A晶界的極薄層內(nèi)確實(shí)偏聚了某些合金元素(如Cr、Ni等)及雜質(zhì)元素(如Sb、Sn、P等)，且雜質(zhì)元素的偏聚與第二類回火脆性有良好的對應(yīng)關(guān)系。 因此認(rèn)為： Sb、Sn、P等雜質(zhì)元素向原始A晶界的偏聚是產(chǎn)生第二類回火脆性的主要原因。 促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素(如Cr、Ni等)：與雜質(zhì)原子的親和力大，在回火時其本身也向晶界偏聚，同時將雜質(zhì)元素帶至晶界而引起脆化。, 雜質(zhì)元素偏聚理論,81,抑制第二類回火脆性的合金元素：如果與雜質(zhì)元素的親和力很大(如Mo等)，在晶內(nèi)就形成穩(wěn)定的化合物而析出，故能夠起到凈化晶界的作用，從而抑制回火脆性的產(chǎn)生；如果與雜質(zhì)元素的親和力不大，即使向晶界偏聚，也不能將雜質(zhì)元素帶至晶界，故不會引起脆化。 雜質(zhì)元素晶界偏聚理論，能較好地解釋回火脆性的可逆性、晶間斷裂和粗大晶粒的回火脆性傾向大等現(xiàn)象。,82,選用高