回火及回火脆性

1、回火脆性!回火temperi ng将经过淬火的工件重新加热到低于下临界温度的适当温度，保 温一段时间后在空气或水、油等介质中冷却的金属热处理。钢铁工件 在淬火后具有以下特点：得到了马氏体、贝氏体、残余奥氏体等不平衡（即不稳定）组织。存在较大内应力。力学性能不能满足要求。因此，钢铁工件淬火后一般都要经过回火。作用回火的作用在于：提高组织稳定性，使工件在使用过程中不再发生组织转变，从而使工件几何尺寸和性能保持稳定。 消除内应力，以便改善工件的使用性能并稳定工件几何尺寸。 调整钢铁的力学性能以满足使用要求。回火之所以具有这些作用，是因为温度升高时，原子活动能力增 强，钢铁中的铁、碳和其他合金元素的原

2、子可以较快地进行扩散，实 现原子的重 新排列组合，从而使不稳定的不平衡组织逐步转变为稳 定的平衡组织。内应力的消除还与温度升高时金属强度降低有关。一 般钢铁回火时，硬度和强度下降，塑性提 高。回火温度越高，这些 力学性能的变化越大。有些合金元素含量较高的合金钢，在某一温度 范围回火时，会析出一些颗粒细小的金属化合物，使强度和硬度上升。这种现象称为二次硬化。要求 用途不同的工件应在不同温度下回火，以满足使用中的要求。刀具、轴承、渗碳淬火零件、表面淬火零件通常在250C以下进行低温回火。低温回火后硬度变化不大，内应力减小 ，韧性稍有 提高。弹簧在350500C下中温回火，可获得较高的弹性和必要 的

3、韧性。中碳结构钢制作的零件通常在 500600C进行高温回火， 以获得适宜的强度与韧性的良好 配合。淬火加高温回火的热处理工 艺总称为调质。钢在300C左右回火时，常使其脆性增大，这种现象称为第一 类回火脆性。一般不应在这个温度区间回火。某些中碳合金结构钢在 高温回火后，如果缓慢冷至室温，也易于变脆。这种现象称为第二类回火脆性。在钢中加入钼，或回火时在油或水中冷却，都可以防止第二类回火脆性。将第二类回火脆性的钢重新加热至原来的回火温度，便可以消除这种 脆性。回火temperi ng将淬火成 马氏体的钢加热到临界点 A1以下某个温度，保温适当 时间，再冷到室温的一种热处理工艺。回火的目的在于消除

4、淬火应力， 使钢的组织转变为相对稳定状态。在不降低或适当降低钢的硬度和强度的条件下改善钢的塑性和韧性，以获得所希望的性能。中碳和高碳钢淬火后通常硬度很高，但很脆，一般需经回火处理才能使用。钢 中的淬火马氏体，是碳在 a -Fe中的过饱和固溶体，具有体心正方结 构，其正方度c/a随含碳量的增加而增大(c/a=1+0.045wt % C)。马氏体组 织在热力学上是不稳定的，有向稳定组织过渡的趋势。许多钢 淬火后还有一定量的残留奥氏体， 也是不稳定的，回火过程中将发生 转变。因此，回火过程本质上是在 一定温度范围内加热粹火钢，使 钢中的热力学不稳定组织结构向稳定状态过渡的复杂转变过程。转变的内容和形

5、式则视淬火钢的化学成分和组织，以及加热温度而有所不同（见马氏体相变。碳钢的回火过程 淬火碳钢回火过程中的组织转变对于各种钢来 说都有代表性。回火过程包括马氏体分解，碳化物的析出、转化、聚 集和长大，铁素体回复和再结晶，残留奥氏体分解等四类反应。低、 中碳钢回火过程中的转变示意地归纳在图 1中。根据它们的反应温 度，可描述为相互交叠的四个阶段。第一阶段回火（250C以下） 马氏体在室温是不稳定的，填隙的 碳原子可以在马氏体内进行缓慢的移动，产生某种程度的碳偏聚。随 着回火温度的升高，马氏体开始分解，在中、高碳钢中沉淀出-碳化物（图2）,马氏体的正方度减小。高碳钢在 50100C回火后观 察到的硬

6、度增高现象，就是由于 -碳化物在马氏体中产生沉淀硬化 的结果（见脱溶）。-碳化物具有密排六方结构，呈狭条状或细棒 状，和基体有一定的取向关系。初生的-碳化物很可能和基体保持 共格。在250C回火后，马氏体内仍保持含碳约 0.25 %。含碳低于 0.2 %的马氏体在200C以下回火时不发生-碳化物沉淀，只有碳的 偏聚，而在更高的温度回火则直接分解出渗碳体。第二阶段回火（200300C）残留奥氏体转变。回火到200300C的温度范围，淬火钢中原来没有完全转变的残留奥氏体，此时 将会发生分解，形成贝氏体组织。在中碳和高碳钢中这个转变比较明显。含碳低于0.4 %的碳钢和低合金钢，由于残留奥氏体量很少，

7、所以这一转变基本上可以忽略不计。第三阶段回火（200350C）马氏体分解完成，正方度消失。 - 碳化物转化为渗碳体（Fe3C）。这一转化是通过 -碳化物的溶解和 渗碳体重新形核长大方式进行的。最初形成的渗碳体和基体保持严格 的取向关系。渗碳体往往在 -碳化物和基体的界面上、马氏体界面 上、高碳马氏体片中的孪晶界上和原始奥氏体晶粒界上形核（图3）。形成的渗碳体开始时呈薄膜状，然后逐渐球化成为颗粒状的Fe3C第四阶段回火（350700C）渗碳体球化和长大，铁素体回复和 再结晶。渗碳体从400C开始球化，600C以后发生集聚性长大。过 程进行中，较小的渗碳体颗粒溶于基体，而将碳输送给选择生长的较大颗

8、粒。位于马氏体晶界和原始奥氏体晶粒间界上的碳化物颗粒球 化和长大的速度最快，因为在这些区域扩散容易得多。铁素体在350600C发生回复过程。此时在低碳和中碳钢中，板条马氏体的板条内和板条界上的位错通过合并和重新排列，使位错密度显著降低，并形成和原马氏体内板条束密切关联的长条状铁素 体晶粒。原始马氏体板条界可保持稳定到 600C ;在高碳钢中，针状 马氏体内孪晶消失而形成的铁素体，此时也仍然保持其针状形貌。在600700C间铁素体内发生明显的再结晶，形成了等轴铁素体晶粒。此后，Fe3C颗粒不断变粗，铁素体晶粒逐渐长大。合金元素的影响 对一般回火过程的影响 合金元素硅能推迟碳 化物的形核和长大，并

9、有力地阻滞-碳化物转变为渗碳体；钢中加 入2%左右硅可以使e -碳化物保持到400C。在碳钢中，马氏体的 正方 度于300C基本消失，而含 Cr、Mo W V、Ti和Si等元素的 钢，在450C甚至500C回火后仍能保持一定的正方度。说明这些元 素能推迟铁碳过饱和固溶体的分解。反之，Mn和Ni促进这个分解过程（见合金钢）。合金元素对淬火后的残留奥氏体量也有很大影响。残留奥氏体围绕马氏体板条成细网络；经300C回火后这些奥氏体分解，在板条界 产生渗碳体薄膜。残留奥 氏体含量高时，这种连续薄膜很可能是造 成回火马氏体脆性（300350C）的原因之一。合金元素，尤其是Cr、 Si、W Mo等，进入渗

10、碳体结构内，把 渗碳体颗粒粗化温度由350 400C提高到500550C，从而抑制回火软化过程，同时也阻碍铁素 体的晶粒长大。特殊碳化物和次生硬化 当钢中存在浓度足够高的强碳化物形成 元素时，在温度为450650C范围内，能取代渗碳体而形成它们自 己的特殊碳化物。形成特殊碳化物时需要合金元素的扩散和再分配，而这些元素在铁中的扩散系数比 C、N等元素要低几个数量级。因此 在形核长大前需要一定的温度条件。基于同样理由，这些特殊碳化物的长大速度 很低。在450650C形成的高度弥散的特殊碳化物，即 使长期回火后仍保持其弥散性。图 4表明，在450650C之间合金 碳化物的形成对基体产生强化作用，使钢

11、的硬度重新升高，出现峰值。这一现象称为次生硬化钢在回火后的性能 淬火钢回火后的性能取决于它的内部显微组织；钢的显微组织又随其化学成分、淬火工艺及回火工艺而异。碳钢在100250C之间回火后能获得较好的力学性能。合金结构钢在200700C之间回火后的力学性能的典型变化如图5所示。从图5可以看出，随着回火温度的升高，钢的抗拉强度Zb单调下降；屈服强度Z 0.3先稍升高而后降低；断面收缩率和伸长率5不断改 善；韧性（用断裂韧度K1c为指标）总的趋势是上升，但在300400C 之间和500550C之间出现两个极小值，相应地被称为低温回火脆 性与 高温回火脆性。因此，为了获得良好的综合力学性能，合金结

12、构钢往往在三个不同温度范围回火：超高强度钢约在200300C;弹 簧钢在460C附近；调质 钢在550650C回火。碳素及合金工具钢 要求具有高硬度和高强度，回火温度一般不超过200C。回火时具有 次生硬化的合金结构钢、模具钢和高速钢等都 在500650C范围内 回火。回火脆性 是回火中必须注意的问题:低温回火脆性 许多合金钢淬火成马氏体后在 250400C回火 中发生的脆化现象。已经发生的脆化不能用重新加热的方法消除，因此又称为不可逆回火脆性。引起低温回火脆性的原因已作了大量研究。普遍认为，淬火钢在250400C范围内回火时，渗碳体在原奥 氏体晶界或在马氏体界面上析出， 形成薄壳，是导致低温

13、回火脆性的 主要原因。钢中加入一定量的硅，推迟回火时渗碳体的形成，可提高 发生低温回火脆性的温度，所以含硅的超高强度钢可在300320C回火而不发生脆化，有利于改进综合力学性能。高温回火脆性 许多合金钢淬火后在500550C之间回火，或在 600C以上温度回火后以缓慢的冷却速度通过 500550C区间时发 生的脆化现象。如果重新加热到600C以上温度后快速冷却，可以恢 复韧性，因此又称为可逆回火脆性。已经证明，钢中P、Sn、Sb、As 等杂质元素在500550C温度向原奥氏体晶 界偏聚，导致高温回火 脆性;Ni、Mn等元素可以和P、Sb等杂质元素发生晶界协同偏聚 (cosegregatio n

14、),Cr元素则又促进这种协同偏聚，所以这些元素都加剧钢的高温回火脆性。相反，钼与磷交互作用，阻碍磷在晶界的偏 聚，可以减轻高温回火脆性。稀土元素也有类似的作用。钢在600C以上温度回火后快速冷却可以抑止磷的偏析，在热处理操作中常用来避免发生高温回火脆性。淬火钢回火时，随着回火温度的升高，通常其强度，硬度降低，而塑性， 韧性提高。但在某些温度范围内回火时，钢的冲击韧性不仅没有提高， 反而显著降低，这种脆化现象称为回火脆性。因此，一般不在250 350度进行回火，这就是因为淬火钢在这个温 度范围内回火时要发生回火脆性。 这种回火脆性称为低温回火脆性或 第一类回火脆性。产生低温回火脆性的原因，目前还

15、不十分清楚。一般认为是由于碳化 物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出所造成的。 这种 硬而脆的薄片碳化物与马氏体间的结合较弱， 降低了马氏体晶界处的强度，因而使冲击韧性反而下降凡是淬成马氏体的钢均有这类脆性，具有不可逆性。400 550 C发生的回火脆性经快速冷却可以消除。Mn钢、Cr钢、Cr-Mn钢、Cr-Ni钢等钢易发生第一类回火脆性。补充一下，常用材料的回火脆性温度范围钢号第一类回火脆性第二类回火脆性30Mn2250350500 55020MnV30036025Mn 2V25035051061035Si Mn500 65020Mn 2B25035045Mn2B450 55015

16、MnVB 250 3520MnVB200 260520左右40MnVB200 350500 6040Cr300370450 6538CrSi250 350450 5535CrMo250400无明显脆性20CrM nM o250 35030CrM nTi400 4530Cr MnSi 250380460 65020CrNi3A 250 35045055012CrNi4A 250 35037CrNi330040048055040CrNiMo 300 400般无脆性38CrMoAlA300 450无脆性70Si3 MnA 400 4254Cr9Si2450 600有回火脆性65Mn 60Si2 Mn

17、50CrVA2003004CrW2Si2503505CrW2Si300400 6CrW2Si 30045Mn CrWV250 左右4SiCrV6003Cr2W8V5506509SiCr210 250CrWMn2503009Mn 2V190- 230T8T12200300GCr152002401Cr135205602Cr134505606007503Cr133505506007501Cr17Ni2400580 1# tegong3333回火脆性是指淬火钢回火后出现韧性下降的现象。回火脆性：淬火钢在回火时，随着回火温度的升高，硬度降低，韧性升高，但是在许多钢的回火温度与冲击韧性的关系曲线中出现了

18、两个低谷，一个在200400C之间，另一个在 450650C之间。随回 火温度的升高，冲击韧性反而下降的现象，回火脆性可分为第一类回 火脆性和第二类回火脆性。第一类回火脆性第一类回火脆性又称不可逆回火脆性， 低温回火脆性，主要发生在回火温度为 250400C时，特征(1)具有不可逆性；(2)与回火后的冷却速度无关；(3)断口为沿晶脆性断口。1、产生的原因三种观点：(1)残余A转变理论2)碳化物析出理论(3)杂质偏聚理论2、防止方法无法消除，不在这个温度范围内回火，没有能够有效抑制产生这种回火脆性的合金兀素(1)降低钢中杂质兀素的含量；(2)用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素细化A晶粒；(3)加入Mo、W等可以减轻;(4) 加入Cr、Si调整温度范围(推向高温)；(5) 采用等温淬火代替淬火回火工艺。第二类回火脆性第二类回火脆性又称可逆回火脆性， 高温回火脆性。发生的温度 在 400650 C,特征(1) 具有可逆性；(2) 与回火后的冷