第9章 钢中的回火转变

第9章钢的回火转变及回火教学目的：以马氏体分解时碳化物的析出为中心线索，详细地把握相的变化过程和碳化物的析出、转化规律，全面了解淬火钢回火转变的知识。主要内容：淬火碳钢回火时的组织转变，合金元素对回火转变的影响，回火时力学性能的变化、回火工艺、二次硬化、回火脆性等。前言淬火：把钢加热到临界点以上，保温并随之以大于临界冷却速度冷却，使过冷奥氏体转变为马氏体或下贝氏体组织的热处理工艺方法。钢经淬火获得的马氏体组织具有较高的硬度、强度和耐磨性，大的淬火应力，是非平衡的不稳定组织；淬火组织中的残余奥氏体也是不稳定组织；不能直接使用。结构钢通过淬火和回火之后，可获得良好的综合力学性能。回火工艺：将淬火后的合金过饱和固溶体重新加热到低于相变临界点的某一温度，保温一定时间，使亚稳的马氏体和残余奥氏体发生某种程度的转变，再冷却到室温，从而调整零件的使用性能。回火转变：在回火过程中发生的组织结构变化。回火目的：在适当降低硬度的同时，消除大部分淬火应力，降低脆性、增加塑性和韧性，获得所需要的稳定组织和性能，使其尺寸稳定性大大提高。马氏体的回火产物有：回火马氏体：低温回火得到的-相（立方马氏体）和（或）—碳化物等相组成的组织。回火托氏体：中温回火得到的尚保留着马氏体形貌特征的铁素体和片状（或细小颗粒）渗碳体的组织（回火屈氏体）。回火索氏体：高温回火得到的等轴状铁素体+较大颗粒状-碳化物的组织。回火过程完全受碳及合金元素的扩散与铁的自扩散的控制。一、碳原子的偏聚（预备阶段或时效阶段）温度条件：80~100ºC以下。扩散情况：铁及合金元素难以扩散；碳、氮等间隙原子能作短距离扩散，由正常间隙位置向晶体缺陷处偏聚，导致马氏体弹性畸变能下降。板条状马氏体，其亚结构是大量位错，所以：当碳含量小于0.2%时，马氏体为立方点阵结构当碳含量大于0.2%时，马氏体为正方点阵结构9.1淬火钢回火时的组织转变通过测定淬火钢的电阻率来推测碳原子的偏聚电阻率：C原子分布在正常间隙位置时比偏聚在位错线附近时高。板条马氏体：亚结构是位错，碳原子在位错线附近偏聚。片状马氏体：亚结构主要是孪晶，大量C原子在孪晶面上富集成厚度小于1nm的富碳区，所以马氏体为正方点阵结构。富碳区的形成使马氏体的电阻率和硬度提高。二、马氏体的分解（回火第一阶段）温度条件：80~250ºC中、高碳马氏体中的富碳区的碳原子转变为碳化物而析出，马氏体开始分解，马氏体的正方度减小。低碳马氏体中的碳原子继续偏聚-碳化物：密排六方点阵，成分介于Fe2C~Fe3C之间，一般x=2.4；-碳化物与基体之间保持共格；-碳化物细小薄片长约100nm、直径5nm左右，惯习面{100}′1、高碳马氏体的分解随回火温度升高，正方度减小。不同温度回火，高碳马氏体的分解将以双相分解和单相分解的方式进行：为什么？表1高碳马氏体正方度和碳含量及回火温度的关系回火温度回火时间a,Acc/aC%室温10年2.8462.880，3.021.012，1.0620.27，1.41001h2.8462.882，3.021.013，1.0540.29，1.21251h2.8462.8861.0130.291501h2.8522.8861.0120.271751h2.8572.8841.0090.212001h2.8592.8781.0060.142251h2.8612.8721.0040.082501h2.8632.8701.0030.06说明：回火温度低于125ºC，随着碳化物的析出，出现两种正方度的相；回火温度高于125ºC后，只有一种正方度。即随回火温度不同，高碳马氏体中碳化物析出方式不同。（1）马氏体的双相分解回火温度在125~150ºC以下在碳原子富集区析出碳化物，使周围变成低碳区，远处为高碳区。低温下浓度差不能消除。随着亚稳的-碳化物的析出，出现两种正方度的相：高正方度的未分解马氏体、低正方度的碳已部分析出的相。温度低时，碳原子不能做远程扩散，碳化物不能继续长大，只能在其他高碳区析出碳化物。随时间延长，高碳区减少而低碳区增多，析出碳化物增多，但两种相的碳含量不变。低碳区的碳含量与马氏体原始碳含量及分解温度无关：为一恒定值0.25~0.3%。双向分解的速度与温度有关：温度越高分解速度越快。（2）马氏体的单相分解回火温度高于125~150ºC，马氏体连续单相分解。碳原子活动能力增强，相的碳含量及正方度随分解过程的进行而下降。温度达到300ºC时，正方度接近1，马氏体的脱溶分解结束。相内的碳浓度梯度可通过扩散消除。2、低碳马氏体的分解低碳钢：Ms点较高，淬火时伴随自回火。由于马氏体在自回火时已析出了碳化物，所以在100~200ºC之间回火时，低碳板条状马氏体不析出碳化物，碳原子仍偏聚在位错附近。当回火温度高于200ºC时，才可能发生单相分解。3、中碳钢：淬火时得：板条M+片状M回火特征：低碳马氏体+高碳马氏体分解

小结：在回火第一阶段，随回火温度升高，固溶于正方马氏体中的过饱和碳不断以微小碳化物析出，最终变成立方马氏体。原始碳含量不同的马氏体，在高于200ºC以后碳含量趋于一致，如图回火第一阶段产物：立方马氏体+微小-碳化物的混合组织——回火马氏体。三、残余奥氏体的转变（回火第二阶段）温度在200~300ºC之间时，残余奥氏体向低碳马氏体和-碳化物分解（回火马氏体），分解过程受已转变的马氏体的影响。1、残余奥氏体向珠光体及贝氏体的转变：淬火钢加热到Ms点以上、A1点以下的高温区等温，残余奥氏体转变为珠光体；中温区转变为贝氏体。一定量马氏体的存在能促进残余奥氏体的转变马氏体量达到一定后，将使残余奥氏体稳定化贝氏体均在马氏体与残余奥氏体的交界面上形核，故一定量马氏体的存在能促进残余奥氏体的转变。2、残余奥氏体向马氏体的转变（1）等温转变成马氏体温度：低于Ms点等温受已转变的马氏体分解所控制，转变量很少。（2）二次淬火成马氏体目的：消除奥氏体热稳定化现象定义：将淬火钢加热到较高温度回火，保温时残余奥氏体不分解，在回火冷却时转变为马氏体的现象称为“二次淬火”

。四、碳化物析出（回火第三阶段）回火温度：250~400ºC转变：亚稳的-碳化物向稳定的-碳化物转化。方式：-碳化物的溶解和-碳化物重新从M基体中析出。组织：回火托氏体（铁素体+片状或小颗粒状渗碳体）。-碳化物：Fe2C~Fe3C，与基体之间保持共格；-碳化物细小薄片长约100nm、直径5nm左右，惯习面{100}′-碳化物：Fe5C2，薄片状，复杂斜方点阵，与基体有位相关系；惯习面{112}′-碳化物：渗碳体Fe3C，复杂斜方点阵；惯习面{110}′{112}′碳化物转变的两种方式：原位转变：旧碳化物通过成分改变和点阵改组转化为新碳化物。独立形核：新碳化物在其它部位形核、长大，使母相碳含量下降，细小的旧碳化物重新溶入母相消失。碳化物转变方式主要取决于新旧碳化物与母相的惯习面和位相关系：相同时原位转变:如

不同时独立形核:如，

1、高碳马氏体中的碳化物析出随回火温度升高，淬火高碳钢回火中的碳化物转变过程为：′(与基体共格，条状薄片，<250℃,惯习面{100}′)(沿孪晶面析出，薄片状,>250℃,惯习面{112}′)

(与基体共格，条片状,>300℃,惯习面{110}′{112}′)+++2、低碳马氏体中的碳化物析出

马氏体自回火可在位错处析出细针状-碳化物；温度高于200ºC时，未发生自回火的M在位错处直接析出细针状-碳化物；板条界间析出薄片状-碳化物；回火温度提高到500ºC时，板条内的碳化物将重新溶入相中，板条界间的碳化物长大到200~300nm；3、中碳马氏体的碳化物析出含碳量：0.2~0.6%在200ºC以下回火时，先析出亚稳的-碳化物，随回火温度的升高，亚稳的-碳化物将直接转变为稳定的-碳化物。由板条马氏体中析出的碳化物呈薄片状分布在板条界面上；由孪晶马氏体中析出的碳化物呈条片状分布在孪晶界面上；回火托氏体：在350～500℃进行中温回火以后得到，由细小的粒状渗碳体和铁素体组成。五、相状态变化及碳化物聚集长大

（回火第四阶段）温度：高于400ºC内应力消失，片状渗碳体将球化并聚集长大，铁素体基体将发生回复和再结晶回火组织：回火索氏体—等轴铁素体+粒状渗碳体随回火温度升高，原子活动能力增强，晶体内缺陷及各种残余内应力均逐渐下降1、内应力消失第三类内应力：由于碳原子过饱和固溶使晶格畸变、以及保持共格关系使晶格弹性畸变所引起的内应力。随回火温度升高，原子活动能力增强，在回火温度达到300ºC时，马氏体分解完毕，第三类内应力也基本消失；第二类内应力：由于工件中几个晶粒内的温度不一致和相变不同时而造成的微观区域性的内应力，当回火温度达到500ºC时消失；第一类内应力：由工件内外温度不一致和相变不同时而造成的宏观区域性的内应力，当回火温度高于550ºC时，-FexC转变为渗碳体且长大、与母相的共格关习已破坏，所以内应力消失。2、回复与再结晶（

相的形态变化）中低碳钢：板条状马氏体的亚结构主要是位错，马氏体晶粒形状为非等轴状。回复阶段：晶体中的位错将通过滑移和攀移而逐渐消失，剩余位错重新排列成位错墙而形成亚晶粒。回火温度高于400ºC时，相的形态为宽板条状。再结晶：回火温度高于600ºC，回复后的相开始发生再结晶，形成等轴晶粒，板条消失。颗粒状碳化物均匀分布在等轴相晶粒内。

高碳钢：淬火所得片状马氏体的亚结构主要是孪晶。回火温度高于250ºC时，孪晶开始消失；回火温度达到400ºC时，孪晶全部消失；出现胞块。回火温度高于600ºC时，发生再结晶。碳化物钉扎晶界而阻止再结晶，所以高碳马氏体的再结晶温度高于中低碳钢。3、碳化物的聚集长大回火温度高于400ºC时碳化物开始聚集长大，回火温度高于600ºC时碳化物迅速长大长大机制：小颗粒溶解、大颗粒长大，使碳化物球状化。第二相粒子的半径越小，溶解度越大，将在基体内形成浓度梯度。回火索氏体：淬火钢在500~650℃回火后得到，由粒状渗碳体与铁素体组成小结：淬火碳钢随回火温度的升高，发生的转变主要是：马氏体中碳原子的偏聚马氏体分解（回火第一阶段）残余奥氏体转变（回火第二阶段）碳化物析出（回火第三阶段）内应力消除、相的回复与再结晶、碳化物的聚集长大（回火第四阶段）如表9.1

第二节合金元素对回火转变的影响一、合金元素对马氏体分解的影响非碳化物形成元素Ni和弱碳化物形成元素Mn与碳的结合力小，对马氏体分解无明显影响；强碳化物形成元素Cr、Mo、W、V、Ti阻碍C的扩散，减慢马氏体的分解速度；非碳化物形成元素Si、Co能溶解到碳化物中，使碳化物稳定。推迟马氏体的分解；合金元素的作用：通过影响碳的扩散而影响马氏体的分解过程以及碳化物粒子的聚集长大速度，来影响碳浓度的下降速度。加入合金元素可提高碳的完全脱溶温度，从而使合金钢在较高温度时仍保持高的硬度和强度，这种性质称为合金元素的“抗回火性”。二、合金元素对残余奥氏体转变的影响合金元素可改变残余奥氏体分解的温度：在Ms点以下回火时，残余奥氏体转变为马氏体，Ms较高时还发生自回火；在Ms点以上回火时，残余奥氏体有三种转变：在贝氏体区等温转变成贝氏体，在珠光体区等温转变成珠光体，加热、保温过程中不分解，冷却时转变成马氏体（二次淬火）。二次淬火应用：高速钢W18Cr4V热处理工艺：1280C，淬火；560C三次回火1h。三、合金元素对碳化物转变的影响非碳化物形成元素只提高-碳化物向渗碳体转变的温度。强碳化物形成元素强烈推迟-碳化物向渗碳体转变，且渗碳体会转变成特殊类型碳化物。合金钢：随回火温度升高或时间延长，合金元素将在渗碳体和铁素体相之间重新分配，碳化物形成元素向渗碳体中扩散，形成更稳定的特殊碳化物；非碳化物形成元素向相中扩散。合金钢回火时碳化物转变的可能顺序为：-碳化物（<150C）→渗碳体(150~400C)→合金渗碳体(400~550C)→亚稳特殊碳化物

(>500C)→稳定特殊碳化物特殊碳化物的形成取决于：合金元素的性质和含量、碳和氮的含量、回火温度和时间等。特殊碳化物形成机制：

原位转变：先在渗碳体中富集，过饱和时渗碳体点阵改组成特殊碳化物点阵，提高温度可加速转变过程。单独形核：直接从相中析出特殊碳化物，同时有合金渗碳体的溶解。四、回火时的二次硬化现象碳钢：在回火第三阶段，随温度升高，渗碳体颗粒长大，硬度将不断下降.合金钢的二次硬化：当马氏体中含有足够量的碳化物形成元素时，在500ºC以上回火，将会析出细小的特殊碳化物，使软化的钢再次硬化。二次硬化产生原因：弥散、细小的特殊碳化物的析出；相中的位错密度；碳化物与相之间的共格畸变。提高二次硬化效应的方法：

1、增大钢的位错密度：低温形变淬火。

2、钢中加入某些合金元素：减慢特殊碳化物形成元素的扩散、抑制细小碳化物的长大。二次硬化的应用：热状态下使用的工件。五、合金元素对相回复和再结晶的影响合金钢中的常用合金元素：均具有阻碍回火时各类畸变消除的作用，且延缓相的回复和再结晶以及碳化物的聚集长大，从而提高钢的回火稳定性。钢中加入几种合金元素，其相互作用加剧。合金钢的性能特点：高的回火稳定性，高的红硬性，高的热强性。合金钢的应用：切削刀具，热作模具，工具钢.淬火钢回火的主要目的：提高韧性和塑性，获得韧性、塑性和强度、硬度的良好配合。回火种类：低温回火、中温回火、高温回火。

150-250C，250-500C，500-650C随回火温度和回火时间的变化，力学性能将发生变化：淬火后的硬度主要取决于回火温度，与回火时间的关系较小。总趋势：随回火温度的升高，钢的硬度和强度连续下降，而塑性和韧性不断上升。第三节回火时力学性能的变化回火产物的力学性能：回火马氏体：低温回火得到的过饱和相和—碳化物。具有很高的强度、硬度和耐磨性以及一定的韧性和塑性。硬度达HRC(61~65)，用于工具、量具钢、混动轴承钢等。

回火屈氏体：中温回火得到的尚保留着马氏体形貌特征的铁素体（仍过饱和）和片状（或细小颗粒）渗碳体。具有较高的弹性极限和一定的韧性，可用作弹簧钢。回火索氏体：高温回火得到的等轴状铁素体+较细小颗粒状渗碳体的组织。具有较高的屈服强度、韧性和塑性，具有优良的强度和韧性、塑性的配合。可承受各种复杂受力条件，如发动机主轴等。一、硬度和强度的变化低碳钢：200C以下硬度变化不大；250C以下，弹性极限随回火温度升高而增大。高碳钢：100C回火时，碳原子偏聚、-碳化物析出使硬度稍升；200~300C时，残余奥氏体转变、马氏体分解产生硬度平台。合金元素：减小硬度和强度降低的趋势。二、塑性和韧性的变化总趋势：强、硬度下降，塑、韧性升高。高碳钢低于300C回火时塑性几乎为零低碳钢有良好的性能回火脆性：随回火温度升高，冲击韧性在某个温度区域内反而下降。三、钢的回火脆性1、第一类回火脆性温度范围：250~400ºC，低温回火脆性。主要特征：在高温区回火可消除脆性，既不可逆回火脆性；与回火后的冷却速度无关；断口为沿晶断裂。影响因素：（1）化学成分：1、有害元素S、P、N、O、H将导致出现第一类回火脆性；2、Mn、Si、Cr、V促进第一类回火脆性或将其推向高温；3、Mo、W、Ti、Al将减弱第一类回火脆性；（2）奥氏体晶粒越大、残余奥氏体量越多，第一类回火脆性越大。第一类回火脆性形成机制简介：残余奥氏体转变：温度相应，晶界析出碳化物；新生成碳化物：沿条界、束界、晶界析出引起的；晶界偏聚：奥氏体化时杂质元素在晶界、亚晶界偏聚所至。预防办法：不能消除，只能减轻。降低钢中杂质元素含量；细化奥氏体晶粒，以减少残余奥氏体量；加入Mo、W、Al等减轻第一类回火脆性的元素；加入Cr、Si调整产生第一类回火脆性的温度范围；采用等温淬火获得下贝氏体组织，代替淬火加回火工艺。2、第二类回火脆性温度范围：450~600ºC，高温回火脆性。性能特点：冲击韧性下降；强度、塑性不变。主要特征：对回火后的冷却速度敏感：缓冷时产生第二类回火脆性，快冷时可消除或减弱；有可逆性：韧化状态的钢，再经脆化处理则脆化端口为沿晶界断裂。影响因素：（1）化学成分：P、S、B、Sn等引起合金钢（含Ni、Cr、Mn）的第二类回火脆性；杂质元素与Ni、Cr、Mn等同在时促进第二类回火脆性；Mo、W、V、Ti等抑制第二类回火脆性。（2）热处理工艺参数：与回火温度和回火时间有关，等温脆化动力学曲线呈“C”字形；与冷速有关。（3）组织因素：任何组织的钢经脆化处理后均可产生回火脆性，马氏体最严重、珠光体最轻。（4）奥氏体晶粒度：晶粒越大，回火脆性越敏感。预防方法：1）选用高纯度钢：以降低钢中的杂质元素含量；2）细化奥氏体晶粒：以降低单位晶界面积杂质元素的含量；3）加入能抑制第二类回火脆形的合金元素：Mo、W；4）避免在450~600°C之间回火；快冷；5）形变热处理以细化晶粒。1、回火温度的选择和确定：取决于工件的使用性能、技术要求、钢种、淬火状态。回火工艺的分类：按回火温度及组织变化分为：低温回火、中温回火、高温回火。按回火部位分为：全部回火、局部回火。按加热速度分为：普通回火、快速回火。第四节回火工艺（1）低温回火：温度低于250C的回火：目的：要求有高的强度、硬度、耐磨性及一定韧性的淬火零件，在150~