有关铸钢件热处理过程中回火的几个问题

#有关铸钢件热处理过程中回火的几个问题中国铸造协会李传栻除少量耐热钢铸件可以铸态交付使用外，绝大部分铸钢件都需要热处理。碳钢铸件，大都经退火或正火处理。各种低合金钢铸件，为了充分利用合金元素的功能，大都经淬火、回火处理。结构用低合金钢铸件，经淬火、高温回火后，材质可以获得强度与塑性、韧性最佳的配合。这种热处理方式通常称之为调质处理。耐磨用铸钢件，经淬火和低温回火后，材质具有相当高的硬度和耐磨性，并保持一定的韧性。随着工业的进步和科学技术的发展, 各种低合金钢的应用增长很快。前,各种低合金钢铸件的产量已在总产量中占有绝大多数的份额。各种低合金钢铸件的热处理过程中, 回火通常被视为一项辅助工序,际往往未能给予应有的重视。回火, 看似简单,其中却蕴含着很多问题,在铸钢生产中,目大家在工作繁忙之而且对铸钢件的使用性能有非常重要的影响。就我所知，生产中由此而致材质力学性能不太好的情况时有发生。钢经淬火处理后，可以具有高硬度和高强度，但是，经淬火的钢，组织为马氏体，存在位错、层错、孪晶等晶体缺陷。在碳及合金元素含量较高的情况下，淬火后还存在较多的残留奥氏体。这种亚稳定的组织，导致钢的塑性、韧性低，铸件的内应力大，产生脆性断裂的倾向较大。因此，铸钢件淬火后必须及时予以妥善的回火处理，以消除内应力，从而获得稳定的组织、保证材质具有要求的力学性能。热处理属于另一个专业，不少中、小型铸钢企业往往缺少热处理专业的技术人员，回火又是一项简单的辅助工序，因而，企业往往对此缺乏应有的了解。有鉴于此，我想在这里谈谈低合金钢铸件淬火后回火的问题。在这里，只讨论低合金钢的回火问题，不涉及各种高合金钢的热处理。为了了解回火过程中的组织转变，还要简单地提到马氏体组织的一些特点。一、淬火钢中马氏体组织的一些特点钢经淬火后组织转变为马氏体，可以使其具有很高的硬度和强度。淬火是使钢强化的重要措施。钢经奥氏体化后，使其转变为马氏体需要两个条件：一是冷却速率高，抑制其发生扩散性的转变；再就是快速冷却到马氏体开始转变温度Ms以下。因此，马氏体转变是在较低的温度下、在很短的时间内发生的。在这样的条件下，铁原子、碳原子都来不及扩散。马氏体转变时，晶格为面心正立方的奥氏体转变为体心正立方的a -Fe,这种晶格改组不是由铁原子扩散、移动完成的，而是通过切变方式完成的。碳在奥氏体中的溶解度可达2.11%,而在a-Fe中的溶解度很小，只不过0.006%。发生马氏体转变时，碳原子不可能通过扩散迁移，只能以过饱和的状态存在于a -Fe中，这样就形成了一种新相——马氏体。马氏体是碳在a-Fe中的过饱和固溶体。转变过程中，铁的晶格改组、碳原子不扩散、也无成分变化,是典型的非扩散型相变。马氏体虽然还保持体心正立方晶格，具有a-Fe的特征，但是，由于晶格转变是经由切变完成的,又因碳过饱和而使晶格发生畸变,其硬度、强度都大幅度提高了,性能与铁素体截然不同。就晶格特征而言，有a-Fe的特征、却又不是a-Fe,我们只能称之为a，相。马氏体可以呈现多种形态，如板条状、片状（也称为针状） 、蝴蝶状、薄片状和&-马氏体。结构用低合金钢中，常见的是板条状马氏体和片状马氏体。碳含量低于0.2%的钢，淬火后得到板条状马氏体，在 200C以上形成。碳含量高于1.0%的钢，淬火后得到片状马氏体，在 200C以下形成。常用的低合金钢，淬火后都是板条状马氏体和片状马氏体的混合组织。马氏体中，过饱和的碳原子和以切变方式完成的晶格改组，造成了很多晶格缺陷，如位错、孪晶、层从等。从热力学的观点看来，淬火钢具有自行向稳定态转变的倾向，但是，在常温下这种转变十分缓慢，一般是察觉不到的。回火，就是将铸钢件加热到临界温度 A1以下某一温度，以加速这种转变，但又不至于使钢再次奥氏体化。二、淬火钢回火时的组织转变由于钢中含有的各种合金元素对淬火钢的回火转变都有不可忽视的影响， 而且各种元素都有其各自的特点。虽然碳钢铸件一般都不进行调质处理，但是，为了对淬火钢的回火转变有基础性的了解，还是先讨论碳钢淬火后的回火转变，以后再讨论合金元素的影响。经淬火后组织为马氏体的碳钢，回火过程发生以下的组织转变。1、 碳原子的偏聚在固态钢中，碳原子的扩散能力比铁原子和各种合金元素的原子大几个数量级。在常温下，钢中的碳原子的扩散是可以测定的，迁移 0.2nm的距离大约需要20s。随着温度的升高，扩散能力显著增强，在 100C下，迁移0.2nm的距离就只需0.01s左右。经淬火的钢，在常温下放置，马氏体中过饱和的碳原子也会通过扩散而向一定的部位集聚，这一过程称之为碳原子的偏聚。在回火早期的加热过程中，虽然温度还不很高，但碳的偏聚却逐渐增强。低碳板条状马氏体中，碳原子偏聚在位错线附近；高碳片状马氏体中，碳原子偏聚在一定的晶面上、形成薄片状偏聚区。偏聚区的碳含量逐渐增高，为碳化物的析出准备了条件。2、 马氏体分解、碳化物析出和渗碳体形成随着回火温度逐渐升高，高碳片状马氏体、低碳板条状马氏体都要析出碳化物，但析出的情况有所不同。1） 高碳片状马氏体在80C以上，高碳片状马氏体中过饱和的碳就逐步脱溶析出，在偏聚区形成亚稳定的&-碳化物，&-碳化物的成分介于Fe2C与FesC之间，一般以针状或薄片状析出。回火温度在150〜250C之间，碳原子的扩散能力逐步增强，能作较长距离的扩散。随着保温时间的延长，a-Fe基体中的碳含量不断下降，& -碳化物不断长大。这样，高碳马氏体就逐渐转变为碳含量过饱和程度较低（ 0.2〜0.3%）的久/相和&-碳化物的混合组织，这也就是回火马氏体组织。温度在250C以上，&-碳化物逐渐又回溶于基体，并在孪晶界面处析出新的亚稳定x -碳化物，组成为FesCb，呈薄片状。温度进一步升高后，&-碳化物和X-碳化物就转变为稳定的B-碳化物，也就是渗碳体（Fe3C）。2） 低碳板条状马氏体在200C以下回火，低碳板条状马氏体中，碳原子仍然向位错线附近偏聚，但不析出&-碳化物。回火温度高于200C以后，在偏聚区直接析出渗碳体。无论是片状渗碳体、还是板条状马氏体，从析出渗碳体起，就开始了一个新的过程。温度升高到300C以后，渗碳体就开始聚合、逐渐变粗、逐渐成为粒状。随着温度继续升高，渗碳体粒度越来越大，a，相基体中的碳含量越来越低。回火温度升高到350〜450C,a/相中的碳含量逐渐回复到接近a -Fe的水平，回复为铁素体，但晶格的畸变仍然保持。在钢的显微组织中，仍保持原板条状、或片状马氏体的形貌。这种铁素体与弥散分布的细小粒状渗碳体组成的复相组织，称为 回火托氏体。3、 a-Fe的回复、再结晶回火温度升高到500C以后，a，相中的碳含量已完全回复到平衡状态，由于温度升高后铁原子的扩散能力显著提高，晶格的畸变也开始逐渐回复，这也就是a -Fe（铁素体）的再结晶。由细小的板条状或片状晶体，逐渐转变为细小的等轴晶。其在显微组织中的形貌，是细小的粒状渗碳体弥散于团块状铁素体中的复相组织，通常称之为 回火索氏体。低合金钢，淬火、高温回火后的组织主要是回火索氏体。4、 残留奥氏体转变碳含量低于0.5%的碳钢，淬火后残留的奥氏体很少，组织和性能方面都反映不出来，一般不考虑残留奥氏体转变的问题。碳含量较高、或含有合金元素的钢，马氏体转变终了的温度（Mf点）一般都低于室温。通常铸件淬火后都只将其冷却到室温，就会有未转变的奥氏体残留下来。这是存在残留奥氏体的主要原因。再则，淬火过程中，形成大量马氏体后，留下的奥氏体存在于马氏体板条之间，在各方向都受到很大的压力，也会抑制其继续向马氏体转变。钢中碳含量越高，马氏体开始转变的温度（Ms）越高，淬火后残留的奥氏体量（Ar）也就越多。这种情况也适用于合金元素及其他因素对残留奥氏体量（ Ar）的影响，即：所有使Ms温度降低的因素，都导致Ar增加。低合金钢中常用的几种合金元素，都会使 Ms降低、Ar增多，参见表1。表1钢中的合金元素对马氏体转变温度（Ms）和淬火后残留马氏体量（Ar）的影响元素加入元素1%导致Ms的变化，「C）加入元素1%导致Ar的变化， （％）元素加入元素1%导致Ms的变化，（C）加入元素1%导致Ar的变化，（％）C-300+50W-11+8Mn-33+20Si-11+6Cr-22+11Al-7+4Ni-17+10Co-6+3Mo-11+9高碳钢中的残留奥氏体，一般在 180〜300C之间分解。在此温度范围内，如果仍处于马氏体转变温度 Ms以上，残留奥氏体转变为由铁素体和渗碳体组成的贝氏体；处于 Ms以下，则转变为马氏体。合金元素对残留奥氏体的转变有较大的影响，低合金钢中，残留奥氏体大约在 250450C才转变为贝氏体。三、合金元素对回火转变的影响合金元素对低温（250C以下）回火没有显著的影响，合金钢中，马氏体分解的速度大体上与碳钢相同，因为在低温下合金元素在钢的扩散能力很小，回火组织中的& -碳化物中就未发现过合金元素的存在。在300C以上进行中温、或高温回火时，合金元素能抑制& -碳化物向渗碳体的转变，抑制渗碳体的析出和渗碳体微粒的聚集。 合金元素这种作用的强弱， 因其与碳的结合能力而有所不同。在这方面， Ni镍和少量锰的影响较小；铬、钼、钨、钒、钛、锆等碳化物形成元素，硅、钴等非碳化物形成元素，都有抑制碳化物聚集的作用，从而减缓马氏体中碳浓度的下降，减缓马氏体的分解。镍不是碳化物形成元素，在钢中起固溶强化的作用，无论是在高温或低温下，对回火硬度的影响都不大。锰在低温下的影响小，但在较高的温度下，含量 0.5％以上的锰却有很强的影响，这可能是因为高温下锰进入碳化物，锰扩散的过程阻碍了碳化物的聚集。硅是不溶于碳化物的元素，碳化物析出时，硅富集在碳化物周围，阻碍碳化物聚集、长大。因此，低合金钢铸件的回火温度应略高于碳含量相同的碳钢铸件， 提高的幅度决定于合金元素的品种和其在钢中的含量。实际生产中，请参照相关的资料，并经试验核定。高碳、高合金钢，如高速工具钢、模具钢之类，在回火过程中还可能出现‘二次淬火'、‘二次硬化'这类问题。‘二次淬火'——钢中碳和合金元素的含量很高，淬火后组织中存在大量残留奥氏体（可达20〜30%）,回火过程中不能完全分解，在随后的冷却过程中转变为淬火马氏体。在这种情况下，不得不再次回火，使马氏体分解。高速钢工件，往往要经 4、5次高温回火才能解决问题。‘二次硬化’一一因为钢中含有大量形成M2C型、MC型碳化物的合金元素，如钼、钨、钒、钛和铌等，在高温回火过程中，由于碳和合金元素在马氏体中的固溶度降低，析出大量弥散分布的碳化物导致钢的硬度提高。由于我们比较关心的是铸造低合金钢铸件，这些方面就不多说了。四、回火脆性钢淬火后要进行回火，主要是为了消除脆性，但有时候却事与愿违，回火反而导致脆性。钢件淬火后在一定的温度下回火时发生脆化的现象，称为回火脆性。最早发现回火脆性是在19世纪后期，见于铬镍钢。后来，发现碳钢、低合金钢也有在回火过程中发生脆化的情况，从而引起了人们的关注，相继开展了很多研究工作。实际生产中，因回火处理不当而致材质冲击韧性不符合要求的情况并不鲜见。据美国铸钢工作者学会（SFSA）的研究报告，他们曾发现过铸钢件因回火脆性而破断、且有石状断口特征的事例。回火脆性，按其产生的温度范围，分为低温回火脆性和高温回火脆性两类。这两类回火脆性的影响有许多相似之处，但却是两种不同的现象，因为它们不仅产生的温度不同，而且低温回火脆性产生的过程要比高温回火脆性快得多。低温回火脆性的产生，通常在1小时的回火期间即可完成；高温回火脆性的产生，虽然温度较高，但也还需要较长的时间。迄今为止，对这两类回火脆性产生的机制，都仍未能建立一致的认识，仍有待进一步的研究、探讨。1、低温回火脆性低温回火脆性是经淬火的钢在250〜370C回火时产生的脆性，也称为第一类回火脆性，美国还称之为回火马氏体脆性。为避免这种脆性，应尽可能地不在此温度范围内回火。淬火后采用低温回火的，一般都是碳含量都比较高的钢，在铸钢件生产中，所占的份额不大，主要是一些低合金钢耐磨件。1）低温回火脆性的主要特点无论是碳钢或合金钢，在此温度范围内回火，都会不同程度地产生这种脆性。其特点是钢的冲击韧性降低，而伸长率、强度并不降低，硬度也不明显升高。出现这种回火脆性后，再次将钢加热到较高的温度，脆性可以消除。此后，再将其在此温度范围内回火，不会再产生这种脆性。由此可见，低温回火脆性是不会反复出现的，是不可逆的，所以也称之为不可逆的回火脆性。因低温回火脆性断裂的钢件，大多为沿晶断裂，表明这种脆性与原奥氏体晶界处存在杂质元素有关。偶而也见到有穿晶解理断裂的特征。2）一些对低温回火脆性有影响的因素钢中含有硫、磷、砷、锡、氮、氢、氧等杂质元素，易出现低温回火脆性。杂质元素含量很低的清洁钢对低温回火脆性不敏感。钢中含有锰、硅、铬、镍、钒等合金元素，对低温回火脆性的敏感性增强。钢中含有钼、钨、钛等合金元素，能减轻对低温回火脆性的敏感性。除化学成分外，原奥氏体晶粒度和淬火后钢中残留奥氏体含量，对钢的低温回火脆性也有影响。原奥氏体晶粒越细，脆化的程度越轻。钢淬火后残留奥氏体的量越多，脆化的程度越重。3）产生低温回火脆性的机制对于低温回火脆性形成的机制，目前我们的认识还很不全面，经试验、检测确认的，有3种不同的脆化模式。在我看来，这3种观点之间并不矛盾，实际上是互补增益的。a得到普遍认同的致脆因素是析出碳化物薄膜低温回火的淬火钢，组织中大都以板条状马氏体为主。回火过程中，马氏体分解，析出的X-碳化物和B-碳化物以薄膜状沉积在板条状马氏体的条界处，如组织中有少量片状马氏体，也可沉积在片状马氏体的孪晶带和原奥氏体的晶界处。这种薄膜状碳化物当然会使钢具有脆性特征。如果将具有回火脆性的钢加热到较高的温度，薄膜状碳化物就会聚集、长大、球状化。此后，再次将钢加热到200〜350C重复回火，已聚集、长大、球状化的碳化物不可能再次形成薄膜，回火脆性也就不会回复。所以，此种回火脆性是不可逆性的。b、 1978年，美国G.Thomas用透射电镜研究发现，马氏体板条间存在残留的奥氏体薄膜也是致脆因素淬火过程中，钢中残留的奥氏体存在于马氏体板条之间。在 180〜300C之间，残留奥氏转变为马氏体，并由马氏体析出碳化物，沉积在板条之间， 是致脆的因素。如果新形成的马氏体稳定而不分解，存在于原板条结构之间，当然也是致脆因素。c、 析出于原奥氏体晶界的杂质元素使回火脆性增强偏聚于晶界的杂质元素使晶界弱化，从而能促进低温回火脆性的发展。其中，最有害的是锑、磷、锡和砷。考虑杂质元素的影响时，还要注意钢中所含的合金元素与杂质元素的协同作用。例如，P含量较高的钢冲击韧性很低，加入0.5%左右的钼，可使磷的负面作用大为减轻。3）低温回火脆性的应对措施目前还不可能完全避免低温回火脆性，只能根据对其形成机制的认识，提出一些减轻这种回火脆性的的措施，如：改进钢的熔炼工艺，降低杂质元素的含量，炼清洁钢；钢中原奥氏体晶粒细小可减轻低温回火脆性，炼钢过程中做好用铝终脱氧的作业；必要时，钢中加入少量的钼，减轻杂质元素的负面影响；硅、铬、锰等元素都具有抑制碳化物聚集、长大的作用，可以使脆化产生于较高的温度。采用低温回火工艺时，适当调整硅、铬、锰的含量，可使之避开要求的回火温度；如果铸钢件热处理后具有低温回火脆性，挽救的措施是再次淬火、回火。2、高温回火脆性高温回火脆性，是经淬火的低合金钢在 450〜650C回火后、缓慢冷却过程中产生的脆性，也称为第二类回火脆性，美国称之为回火脆性。在更高的温度下回火后缓慢冷却，在650C以下也会产生回火脆性。1）高温回火脆性的主要特点钢件的高温回火脆性，是在此温度范围内回火后缓慢冷却（空冷或炉冷）过程中产生的，如快速冷却（水淬或油淬），就不会产生回火脆性。已经出现高温回火脆性的钢，再次加热回火，然后快速冷却到室温，就不再出现回火脆性，钢的冲击韧性提高。已经消除回火脆性、处于韧性状态的钢，再次加热回火并缓慢冷却，仍然会再次脆化。由此可见，高温回火脆性是可以反复出现的，是可逆的，所以也称之为可逆的回火脆性。产生高温回火脆性时，脆化的速度和脆化程度都与回火温度和保温时间有关。因高温回火脆性断裂的钢件，断口为沿晶断裂，表明高温回火脆性与原奥氏体晶界处存在杂质元素有关。2）一些对高温回火脆性有影响的因素虽然对形成高温回火脆性的确切机制尚有待进一步的探讨， 但是，基于长期的生产实践中的经验总结和近年来的大量研究工作，目前，对导致高温回火脆性的成分因素和回火条件却已经知之甚详。a、成分因素钢的化学成分是影响其是否出现高温回火脆性最重要的因素。钢中含有磷、锡、锑、砷、硼、硫等杂质元素，易于偏聚与晶界，导致高温回火脆性，其中磷、锡、锑和砷的有害作用最为明显。钢中常用的合金元素硅、锰、铬、镍等，有促进高温回火脆性形成的作用。尤其值得注意的是合金元素与杂质元素之间的相互作用。含合金元素的钢，如杂质元素的含量较高，对高温回火脆性非常敏感；如杂质元素的含量很低，则不会出现高温回火脆性。不含合金元素的碳钢，对高温回火脆性是不敏感的，即使钢中含有少量杂质元素，也不会出现高温回火脆性。钼和钨在钢