钢在回火时的转变与回火
淬火钢的回火转变
1、新鲜马氏体在低温回火时性能的变化
在马氏体形成最初就开始过饱和固溶体的脱溶，即回火转变。一般的被 称为“淬火马氏体”的组织，实质上是脱溶初期阶段的某种状态（碳原 子的偏聚）。
为了研究Fe-C马氏体回火脱溶的全过程，尤其是脱溶初期的行为，首先 要获得一个“新鲜”的即未发生任何脱溶的马氏体。
3、θ-Fe3C的过渡相
碳化物的晶体学参数
Fe3C
ε-Fe2.4C
过渡相ε-Fe2.4C是20世纪50年 代初测定的。
70年代以后测定出η-Fe2C， 认为ε-Fe2.4C就是η-Fe2C，因 而出现六方和正交之争。
目前，人们还在不同钢中进 行逐一测定，尚不能作出普 遍性的结论。
η-Fe2C是20 世纪70年代弘津测定
中、高碳钢的淬冷硬度，在低速淬冷时，硬 度高；在高速淬冷时，硬度变低。低速的代表 值v1约为1500℃/s。在此冷速范围，马氏体的 硬度（H1）与一般工业淬火硬度没有什么差异。 高速（v2）的代表值约为23000℃/s。用此速度 或更快的速度淬冷，得到的硬度（H2）显然较 低，而且保持恒定。
“新鲜”马氏体回火时电阻 率的变化
③中碳马氏体中存在位错和孪晶两种亚结构，其 析出过程
从碳原子气团Hc、Dc状态于100℃即开始析出过渡相 η-Fe2C或ε-Fe2.4C，温度高于200℃时，即有θ-Fe3C的析出， 即在位错气团基础上直接析出平衡相。 100～300℃范围内析出的η-Fe2C或ε-Fe2.4C则是孪晶型 马氏体序列的环节。 至今未见中碳马氏体析出–Fe5C2的报导。
②高碳片状孪晶马氏体的脱溶过程
温度高于100℃即开始析出过渡相η-Fe2C或ε-Fe2.4C， 呈极细小的片状；
温度高于200℃时，η-Fe2C（或ε-Fe2.4C）开始回溶， 同时析出另一个过渡相-Fe5C2，并且迅即开始平衡相 θ-Fe3C的析出。
钢的热处理及组织转变
二、钢在加热及冷却时的组织转变
② 贝氏体型转变 ：
一、钢的热处理
钢的退火：
⑴ 退火的定义 将钢加热到一定温度，保温一定时间，然后缓慢冷却下 来，获得接近平衡状态的组织的热处理工艺，称为退火。 ⑵ 退火的目的
① 降低硬度，提高塑性和韧性；
② 消除残余内应力，减轻变形和防止开裂； ③ 均匀成分，细化晶粒，为最终热处理作准备； ④ 改善或消除铸造、轧制、焊接等加工中的组织缺陷。
降低钢的硬度和耐磨性。
温度过低，在淬火组织中出现铁素体，使淬火组织出现软 点，降低钢的强度和硬度。
一、钢的热处理
钢的淬火：
理想的淬火冷却曲线 应该是：在650～550 0 C范围要快冷，其它 温度区间不需快冷， 尤其在Ms点以下更不 需快冷，以免引起工 作变形或开裂。
一、钢的热处理
钢的淬火：
保持适当时间，缓慢冷却，重新形成均匀的晶粒，以消除
形变强化效应和残余应力的退火工艺。
目的：
温度 再结晶温度
消除加工硬化
提高塑性
改善切削加工性能
时间
一、钢的热处理
钢的正火：
⑴ 定义：将钢加热到 AC3 或 Accm 以上 30～50℃，保温一定
时间，出炉后在空气中冷却的热处理工艺，称为钢的正火。
上贝氏体 （羽毛状）
500
下贝氏体 （针叶状）
二、钢在加热及冷却时的组织转变
② 贝氏体型转变 ：
性能上看上贝氏体的脆性较大，无实用价值；而下贝 氏体则是韧性较好的组织，是热处理时（如采用等温淬火） 常要求获得的组织。
原因：上贝氏体中的碳 化物呈较粗的片状，分
布在铁素体板条间，且
不均匀，使板条容易发 生脆废；
获得的球化效果较好，在大件和大批量生产中难以实现，
钢的热处理原理及工艺
6.67 0.89 14.8 0.41 0.02
表明： 相界面向α一侧推移速度比向Fe3C一侧的推移速度快14.8倍。 通常情况下，片状珠光体的α片厚度比Fe3C片厚度大7倍。 所以奥氏体等温形成时，总是α先消失，剩余Fe3C。
3)残余Fe3C溶解
未溶解，这些Fe3C称为残余Fe3C。
也是一个点阵重构和碳的扩散过程。
（1）过冷奥氏体缓慢冷却，分解的过冷度很小，得到 近于平衡的珠光体组织。 （2）冷却速度较快时，可把过冷奥氏体过冷到较低温 度，碳原子尚可扩散，铁原子不能扩散，得到贝氏体组织。 （3）更快速的冷却，奥氏体迅速过冷到不能进行扩散 分解，得到马氏体组织。
Figure 8. TTT Diagram and microstructures obtained by different types of cooling rates
dC
A 长大
∆Cr↔k
dx
∆Cr↔α
2）奥氏体晶格改组
一般认为： ①平衡加热过热度很小时，通过Fe原子子扩散完成晶格改组。
②当加热过热度很大时，晶格改组通过Fe原子切变完成。
2）奥氏体晶核的长大速度
奥氏体晶核向铁素体和渗碳体两侧推移速度是不同的。
780℃时，
v v Fe 3C
C Fe 3C C
α→γ结束后，还有相当数量的Fe3C尚
残余Fe3C溶解
4）奥氏体均匀化
在原来Fe3C部位，C%较高，而原来α部位C% 较低，必须经过适当保温后，奥氏体中的C%才能均 匀。
A 均匀化
共析碳钢A形成过程示意图
1.奥氏体晶核的形成 2.奥氏体晶核的长大 3.残余渗碳体的溶解 4.奥氏体成分的均匀化
钢的淬火与回火
一、 钢在回火时的组织转变
1. 马氏体分解
2.余奥氏体转变 余奥氏体转变
在 200~300℃ 之 ℃ 间, 钢中的残余奥氏体 也发生分解 ， 转变为 回火马氏体或下贝氏 体。
当回火温度在100~200℃时， ℃ 当回火温度在 马氏体开始发生部分分解， 马氏体开始发生部分分解， 析出ε碳化物 碳化物， 析出 碳化物 ， 这种碳化物 与马氏体保持共格关系。 与马氏体保持共格关系。 ε碳化物不是平衡相 ， 而是 碳化物不是平衡相， 碳化物不是平衡相 向渗碳体转变前的一个过渡 相。 这一阶段转变完成后, 钢的 这一阶段转变完成后 组织由有一定过饱和度的固 溶体和与其有共格关系的ε 溶体和与其有共格关系的 碳化物所组成， 碳化物所组成，这种组织称 为回火马氏体。 为回火马氏体。
第七章
钢的淬火与回火
第一节
钢的淬火
• 淬火 ： 将钢件加热到 3 或 Ac1 以上某一温 淬火：将钢件加热到Ac 保持一定时间（ 使奥氏体化） 度 ， 保持一定时间 （ 使奥氏体化 ） ， 然后 适当速度冷却， 获得马氏体和（ 以 适当速度冷却 ， 获得马氏体和 （ 或 ） 贝 氏体组织的热处理工艺。 氏体组织的热处理工艺。 • 淬火的目的： 淬火的目的： 使钢件获得所需的马氏体组织； 使钢件获得所需的马氏体组织； 提高工件的硬度， 提高工件的硬度 ， 强度和耐磨性及其他性 能 为后续热处理作好组织准备等。 为后续热处理作好组织准备等。
淬透性曲线
半M与碳含量 与碳含量
（二）临界直径法 生产中也常用临界淬火直径表示钢的 淬透性。 淬透性。 临界淬火直径——圆棒试样在某介质中淬火 临界淬火直径 圆棒试样在某介质中淬火 时所能得到的最大淬透直径（ 时所能得到的最大淬透直径（ 即心部被淬成 表示。 半马氏体的最大直径） 半马氏体的最大直径），用D0表示。
钢的退火、正火、淬火和回火
利用淬透性可控制淬硬层深度。
对于截面承载均匀的重要件,要全 部淬透。如螺栓、连杆、模具等。 对于承受弯曲、扭转的零件可不 必淬透(淬硬层深度一般为半径的 1/2~1/3)，如轴类、齿轮等。
高强螺栓
淬硬层深度与工件尺寸有关,设计 时应注意尺寸效应。
柴油机连杆
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齿轮
细A
温 度
不同冷却条件下的转变产物
回火托氏体
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④Fe3C聚集长大和铁素体多边形化
400℃以上, Fe3C开始 聚集长大。
450℃ 以上铁素体发生 多边形化，由针片状变 为多边形.
这种在多边形铁素体基 体上分布着颗粒状 Fe3C的组织称回火索 氏体，用S回表示。
回火索氏体
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回火时的性能变化 回火时力学性能变化总的趋势是随回火温度提高，钢的强度、
化物(- FeXC)，使马氏体过饱和度降低。析出的碳化物以细 片状分布在马氏体基体上，这种组织称回火马氏体，用M回 表示。
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透射电镜下的回火马氏体形貌
在光镜下M回为黑色，A’为白色。 0.2%C 时，不析出碳化物。只发生碳在位错附近的偏聚。
②残余奥氏体分解 200-300℃时, 由于马
Ac3+30~50℃保温 后缓冷的退火工艺， 主要用于亚共析 钢.
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⑵ 等温退火 亚共析钢加热到Ac3+30~50℃, 共析、过共析钢加热到
Ac1+30~50℃，保温后快冷到Ar1以下的某一温度下停留，待 相变完成后出炉空冷。等温退火可缩短工件在炉内停留时间。
高速钢等温退火与普通退火的比较
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3、回火脆性 淬火钢的韧性并不总
是随温度升高而提高。 在某些温度范围内回
第七章 钢的回火转变
等轴F的形成
①再结晶；②晶粒长大的结果
淬火内应力的消除—第一、第二、第三类内应力
高碳钢中回火马氏体与下贝氏体的区别
从显微组织的形态和分布来看，下贝氏体与高碳钢回火马氏体很相似， 都是暗黑色针状，各个针状物之间都有一定的交角，而它们的区别是 ：
1）高碳钢的回火马氏体表面浮凸呈N字形，下贝氏体的表面浮凸是不平行 的，相交成“v”形或“Λ”形； 2）高碳钢回火马氏体中存在位错与孪晶，下贝氏体中铁素体也有位错缠结 存在，但没有孪晶结构存在； 3）下贝氏体中碳化物的分布与高碳钢回火马氏体中碳化物的分布明显不 同，前者沿着与贝氏体长轴呈50~60倾斜的直线规律排列，与相间析出相 似，而后者在相中均匀分布； 4）在高碳钢中回火马氏体的韧性低于同强度下贝氏体的韧性。
2.合金元素对AR转变的影响 1）ARB、 ARP 、AR M 二次淬火—当AR在B和P之间的A稳定区域保持，AR不发生分解，在随后冷 却转变为M。 2）回火时的二次淬火和稳定化、催化现象 催化—回火时二次淬火的Ms’Ms产生的二次M的量较多 稳定化—回火时二次淬火的Ms’Ms 产生的二次M的量较少 二次淬火M 脆性--必须再进行回火 3.合金元素对碳化物聚集长大的影响 合金碳化物的聚集长大：小颗粒碳化物的溶解，碳和合金元素扩散到大颗粒
Fe5C2 单斜晶系 /-碳化物与-碳化物的惯习面不同 -碳化物不是由/-碳化物转变而来
单独形核并长大 离位析出 -碳化物 {112} 从-碳化物直接转变而来—就地形核（原位析出）
{110} 重新形核长大 变化趋势：由具有一定饱和度的相与其有共格联系的-碳化物的混合组织， 转变为相与其无共格联系的-碳化物的混合组织。 转变后的组织—回火屈氏体 注：①在碳浓度＜0.4%的马氏体回火时， 不形成-碳化物； ②在碳浓度＜0.2%的马氏体回火时， 不析出-碳化物，而是直接形成-碳 化物。
材料热处理第7章钢的回火转变
低碳钢的Ms点较高，淬火时发生自回火。
在淬火形成马氏体的过程中，除了可能发生碳原子向位错的偏聚外，在最先形成
的马氏体中还可能发生自回火，析出碳化物。钢的Ms点愈高，淬火冷却速度愈慢， 则自回火析出的碳化物就愈多。
回火温度较低不析出碳化物，高于200℃的回火析出碳化物。 淬火后在100～200℃之间回火时，低碳板条状马氏体不析出碳化物，C原子仍然 偏聚在位错线附近，这是由于C原子偏聚的能量状态低于析出碳化物的能量状态。 当回火温度高于200℃时，才有可能通过单相分解析出碳化物，使α基体中的碳含 量降低。
560 ℃ 如Ta= 250℃
等温 停留
二次淬火现象产生的原因：
a. C 、N原子气团作用。
一定温度 （如560℃）保温，破坏了柯氏气团，C、N原子将从位错逸出而使
原子气团“蒸发”，从而减小相变阻力，起到催化（反稳定化）作用。
b. 碳化物的析出提高了残余奥氏体的Ms点。
碳化物析出使其碳含量和合金元素含量下降。
马氏体分解（回火第一阶段转变）
总结：
随着回火温度↑——→不断析出过饱和碳——→马氏体的 碳含量↓ ——→立方马氏体＋ε碳化物
淬火＋低温回火
回火M B下组织相似
不同碳含量马 氏体回火时碳 浓度的变化
（三） 残余奥氏体转变（200～300℃）
残余奥氏体转变
1）残余奥氏体向珠光体及贝氏体的转变
2）残余奥氏体向马氏体的转变
a. 马氏体的双相分解
温度： 回火温度在125～150℃以下; 特征：
C0
碳化物
C1
碳化物
随着碳化物的析出，出现两种正方度不同的α相：
具有高正方度的保持原始碳含量的未分解的M； 具有低正方度的碳已部分析出的M。
淬火钢在回火时的组织转变
§6淬火钢在回火时的组织转变概述：一、回火定义：经淬火硬化的钢被加热至A1以下的某一温度，保温一段时间，然后以适当的冷速冷却至室温，这一工艺过程称回火二、回火的目的1.消除淬火应力，淬火应力（组织应力、热应力）>σs变形，>σb时引起裂纹，残余应力使钢的脆性上升2.改善钢的韧性和塑性，使片状M中的Sv↓，使M正方度下降，内应力↓（晶格间）↓3.调整钢的力性指标4.稳定组织，稳定尺寸，使A R→k；A R→M→M回→B下§6-1碳钢的淬火组织在回火时发生的转变钢中含碳量不同时，钢在淬火后的组织也不尽相同当<0.2﹪C,获得板条M+少量A R0.2-0.5﹪C 大部分为板条，少量为片状0.6-1.0﹪C混合M ①0.77﹪C M板+M片+A R②>0.8﹪C 75﹪M片+M板+A R>1.0﹪C 100M片+A R淬火组织为亚稳定组织，及相对稳定状态亚稳状态，一个系统内除可以出现一个稳定状态外，其他任何事件还可能发生，这种状态称之为亚稳状态，它是系统本身强制作用形成的，在一定条件下可转变为稳定状态淬火钢被重新加热（回火）时，随加热温度升高，其比容和体积均发生变化，说明系统有组织转变发生，而且不同温度阶段有不同变化发生，这是钢从亚温状态向稳定状态变化的过程一、碳原子的偏聚淬火时M的C、N原子被强制溶入α相中，位于体心立方点阵（或体心正方点阵）的扁八面体间隙中心位置，使α点阵畸变，使系统的能量上升，而处于不稳定状态另一方面淬火M中存在大量的缺陷，也使其处于不稳定状态在室温附近，Me和Fe原子已经不能扩散，但C、N原子尚可以做短距离扩散，计算表明在0℃时，在一分钟内C、N可以迁移2埃的距离由于间隙造成的应力场与晶体缺陷造成的应力场相互作用，C、N原子扩散到这些微观晶体缺陷处，可是系统的能量降低——C、N原子发生偏聚偏聚，M中的C、N原子在一定的温度下向点阵缺陷处聚积的过程，成为C、N原子的偏聚，偏聚过程是一个自发过程，可以表示为C+⊥<=>C⊥它是可逆过程，过程的方向取决于当时的系统能量状态1.板条M中碳原子的偏聚⑴发生温度范围，室温——250℃，约在250℃基本完成，碳原子有相当强的扩散能力，板条M的亚结构为位错，发生C+⊥<=>C⊥，可使系统能量下降⑵发生偏聚的条件：当不具备从M中直接析出k的条件时，（例如C﹪低或加热温度低）；或是形成碳化物的稳定性低于形成偏聚区时，偏聚可能发生在淬火的过程中，也可能发生在淬火后室温停留或回火过程当中⑶性质：碳原子偏聚发生在固溶体内部，M仍为单相，而非析出状态⑷影响偏聚过程的因素碳的偏聚时C原子向位错线附近扩散过程，因此偏聚过程与碳原子的扩散能力，M位错密度，及M中碳的含量有关a.马氏体中的位错密度增大，C⊥发生的可能性增大、b.当T升高时，Dα C升高，C往位错扩散，产生偏聚区，但温度过高，C的扩散能力很强，会使偏聚区的碳原子脱离，即“蒸发”，使偏聚区消失c.当M中碳含量<0.2%，碳原子完全处于偏聚区，则c/a=1，测不出c/a>1碳含量>0.2%,碳偏聚位置饱和，多余的碳原子存在于M中，故c/a>1∴0.2%正好是M中c/a最低碳含量⑸M的自回火当M中﹪C为0.2%时，Ms>300℃，当A被冷却至<Ms点时，将发生A→M板,冷却过程一方面T下降，M板增多，另一方面，碳原子发生偏聚，至室温时90%偏聚M的自回火：淬火中M的碳原子在自然条件下，发生重新分布，完成偏聚过程2.片状M中碳原子的偏聚⑴温度范围20-100℃⑵偏聚区的位置首先为位错线，其次为晶界，孪晶区{110}M晶界上⑶偏聚区的尺寸，1.0%C,偏聚在孪晶面的C原子组成一片片小富集区二、M的分解使单相M组织→低碳M′+k的两相组织，随着回火温度↑，τ↑，碳原子将发生有序化转变，形成碳化物1.板条M的分解当<0.2%时，在250-400℃回火时，在位错线附近的板条界的碳原子偏聚区形成θ-k，即cm 小薄片，与母相共格关系，母相M′随k析出，碳含量下降2.片状M的分解（80-250℃）⑴片状M的双相分解当T>80℃，M片中的偏聚区形成细小片状ε-k，碳的扩散可以使ε-k长大（η-k）Fe2.5C,由于T低，D C小，ε（η）-k附近很小范围内做短距离扩散，扩散使ε（η）-k长大，使其周围的M含碳量下降，形成M′,在较远的地方仍为高碳M,即测量时，分别是两种正方度M,当T↑，τ↑，ε-k不断增加长大，是高碳M继续分解，直到高碳区域全部消失故称为双相分解M′的含碳量与M的原始碳含量及分解温度无关，为恒定值0.25-0.3%⑵片状M的连续分解当T>150℃, D C↑，M′区分部整个片，使c/a变为一致，碳原子可做远距离扩散，ε-k可以从较远处M获得C原子长大；当T=300℃，M的c/a=1，此时M+ε（η）-k组织，称为回火M,M分解完成，ε-k的位置即为原偏聚区，其惯习面（100）M，且与M保持共格和一定的位向关系影响M分解速度的因素i回火时间的影响<0.5h，随τ升高，C%↓↓,≥0.5h，α中C%下降缓慢，长时间保温α中碳含量趋于一定值ii回火温度的影响回火温度越高，M分解速度越快，α相中的C%下降的越多iii M中C%高时，M的分解速度快，T回=250-300℃，α相中C%达到0.2-0.3%iv Me的影响Me的加入对双相分解基本无影响，因Me不扩散，C作近距离扩散Me对M连续分解有明显影响a、强碳化物形成元素，使D↓,能延缓M的分解，使M的分解温度被推向高温b、非碳化物形成元素，Si和Co能溶入ε-k，可以阻止ε-k长大c、Ni、Mn影响不大合金中加入一定量的Cr，Si可以使M分解温度延缓至350℃三、碳化物的转化温度范围250-400℃1.板条M>250℃分解是在碳原子偏聚区和M板条边界形成θ-k小薄片，并与母相共格，当温度为300-400℃，θ-k长大到一定尺寸，因共格畸变能太大，使其与母相的共格关系遭到破坏，成为与母相非共格关系的渗碳体，也就是从母相中析出2.片状M 回火时碳化物的转化I当0.4-0.6%时，<250℃,M分解首先生成过渡相ε（η）-k（ε-k：Fe2.4C η-k ：Fe2.5C）>250℃，ε（η）-k溶入M中，分别在{112}M析出与母相共格的θ-k>400-500℃时，θ-k脱离母相，形成渗碳体～350℃时，α′中含碳量为0.2%，接近平衡成分II C%>0.6%<250℃ M分解为ε-k>250℃, ε（η）-k重新溶解，在{112}M析出χ-k(Fe5C2)>350-450℃, χ-k有两种去向原位析出，在χ-k形核长大，形成θ-k与母相共格离位析出{112}M χ-k溶入M中，另在{111}M面上析出θ-k>450℃，θ-k脱离与α共格形成cm3.影响转化因素⑴温度和回火时间见图T↑ε-k→ε（η）+χ→ε（η）+χ+θ→χ+θ→θτ↑转化温度下降⑵Me成分不同影响ε-k稳定化程度，从而影响k的转化温度①Me含量低时，碳化物形成元素，Ti、Zr、Ni、V、W、Mo、Cr（P94）使Dc↓，推迟转化，移向高温其中Si溶入ε-k，提高其稳定性，使ε-k溶解温度由250℃提高到350℃四、碳化物聚积球化和长大温度范围（400-700℃）对一般的碳钢（Me含量低时），>400℃,原子扩散Q↑↑,θ脱离母相共格为cm，开始球化当颗粒大小不均一，小颗粒周围的母相溶解速度大，大颗粒周围α相的溶解速度小，导致小颗粒溶解，大颗粒长大——聚积长大从界面能考虑，小颗粒的界面相对多，使界面能升高，聚积大颗粒后，使相界面下降，界面能下降，系统总能量下降当k呈针状，杆状，层片状，由于各处曲率半径不同，而使周围的溶解度不同，尖角处溶解，平滑处长大，直至曲率半径相同，k呈球形由化学位考虑，直到？当T回>600℃,聚积球化过程加快Me的存在将强烈推迟k聚积长大的过程Si溶入ε-k但不溶于θ-k，形成高Si墙五、α相的回复与再结晶1.α相的回复与再结晶的驱动力①相变硬化使晶体的缺陷增多，使位错密度增多，使孪晶增多②淬火应力：组织应力、热应力③k与母相共格造成晶格间应力（引起α点阵畸变造成内应力）2.低碳板条M回火时α相回复与再结（400-700℃）①α相回复，温度范围（400-500℃）当T>400℃时，α相发生回复，位错密度下降，位错包消失，发生？，位错线排成网络，但仍保持原M的轮廓，此时得到的组织称为回火屈氏体，即板条M轮廓+其上细小k②当T>500-600℃时，α板条轮廓逐渐消失，逐渐形成等轴晶，此时位错密度更低，此时组织为等轴的晶粒α+其上细小分布粒状k为回火索氏体，当温度升高时，α相晶粒将长大（粗化）3.片状M中α相的回复与再结晶①α相的回复（250-500℃）>250℃回火时，M片中的孪晶开始消失，出现位错线，位错包。
钢在回火时的转变
ε转变为χ或θ时只能按独立形核长大方式，而χ转变为θ时可以独立形 核，也可以原位转变。
.
第六章 钢在回火时的转变
2）温度及时间对碳化物转变的影响
碳化物类型的转变与回火温度有关，随回火温度的升高，由亚稳定状态 向稳定状态过渡。另外，碳化物类型的转变与回火时间也有一定的关系，通 常随回火保温时间的延长，碳化物类型的转变温度降低。
由于回火温度不同，碳化物析出可以有两种不同方式，即双相分解和单 相分解。
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第六章 钢在回火时的转变
表 6.1 高碳（1.4%C）马氏体正方度和碳含量及回火温度的关系
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第六章 钢在回火时的转变
（1）马氏体的双相分解
回火温度在 125～150℃以下，马氏体以双相分解方式进行分解。此时， 随着碳化物的析出，出现两种正方度不同的相，即具有高正方度的保持原 始碳含量的未分解的马氏体以及具有低正方度的碳已部分析出的相。
随着回火时间延长，即随着碳化物析出，两种相的碳含量均不发生改 变，只是高碳区愈来愈少，而低碳区愈来愈多。
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第六章 钢在回火时的转变
马氏体双相分解示意图
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第六章 钢在回火时的转变
马氏体双相分解时碳的分布
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第六章 钢在回火时的转变
为什么会出现两种正方度？
由于温度较低，碳原子扩散能力很弱，ε-FeXC在马氏体某些碳的富集区 通过能量、结构和成分起伏形核，并向马氏体中长大。在长大时，要吸收碳， 所以碳化物附近的马氏体向其提供碳原子，而远离ε-FeXC的马氏体中碳原子 保持不变。这样在同一片马氏体出现了成分不同，而结构相同的两个区域， 每个区域相当于一相，所以称之为两相分解。合金元素对马氏体的两相式分 解没有影响。
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。
在铸钢生产中，目前，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，大家在工作繁忙之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，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。
回火转变与钢的回火
>300℃回火，硬度降低，塑性有所上升。
∵碳化物继续析出和随后的聚集长大、球 化以及α相的回复再结晶。
与低碳钢相比，由于高碳钢的碳含量高， 回火时析出碳化物的数量较多，经一样温 度回火后，钢的硬度仍然较低碳钢为高。
高碳钢淬火裂纹在回火时可发生自动“焊 合〞，消除或减少裂纹。
结论：高碳钢一般采用不完全淬火，使奥 氏体中碳含量在0.5%左右。淬火后低温 回火以获高的硬度，并生成大量弥散分布 的碳化物以提高耐磨性， 细化奥氏体晶 粒。
性能：强度、硬度↓，塑性、韧性↑，淬火 时晶格畸变所造成的内应力大大消除。
3C的粗化和球化，以及等轴铁素体晶粒的形
成—回火第四阶段(350℃以上)
(1) 淬火应力的消失
350℃时，第三类应力(晶格畸变)消除— 由 于C原子从基体α相中析出。
>350℃时，第二类应力(微观应力)开场下降， 到500℃根本消除—由α相回复所致。
回火转变与钢的回火
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本章主要内容
回火过程中的组织变化(5个阶段) 回火后力学性能的变化 回火脆化现象的产生及其防止 回火工艺(3种)
实质：马氏体发生了分解。
M→M’(过饱和α+ε-FexC，α含碳量约 为0.25%)
ε-FexC(x=2~3)，HCP构造，与基体马氏 体保持共格关系。过渡相。
产物：回火马氏体(M’)。有一定过饱和 度的α固溶体(立方马氏体)和与其有共格 关系的ε碳化物所组成的复相混合组织。
在普通金相显微镜下，观察不出回火马氏 体中的ε碳化物。回火马氏体在形态上与 淬火马氏体相似，但回火马氏体易腐蚀， 成黑色组织。
第七章钢的回火转变
• 温度对马氏体的分解起决定作用。马氏 体的含碳量随回火温度的变化规律如图958所示。马氏体的含碳量随回火温度升 高不断(bùduàn)降低，高碳钢的马氏体含碳量 降低较快。
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• 回火时间对马氏体中含碳量影响较小。当回火温度高 于150℃后，在一定温度下，随回火时间延长，在开 始1-2h内，过饱和碳从马氏体中析出很快，然后逐渐 减慢，随后再延长时间，马氏体中含碳量变化(biànhuà)不 大。因此钢的回火保温时间常在2h左右。
• 淬火钢中内应力很大，淬火钢件必须立即回火，以 消除或减少内应力，防止变形或开裂，并获得稳 定的组织和所需的性能。
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• 为了保证淬火钢回火获得所需的组织 和性能，必须研究淬火钢在回火过程 中的组织转变，探讨回火钢性能和组 织形态之关系，并为正确制订回火工 艺(gōngyì)(温度、时间等)提供理论依据。
• 碳钢中比E碳化物稳定的碳化物有两种： 一种是x-碳化物，化学式是Fe5C2，具有 (jùyǒu)单斜晶格；另一种是更稳定的渗碳体 （ Fe3C）。
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• 碳化物的转变主要取决于回火温度，也 与回火时间有关。图9-63表示(biǎoshì)回火温 度和回火时间对淬火钢中碳化物变化的 影响。由图可见，随着回火时间的延长 ，发生碳化物转变的温度降低。回火温 度升高，达到相同效果所需时间减少。
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• 淬火钢在500—650℃回火得到的回复或 再结晶了的铁素体和粗粒状渗碳体的机 械混合物叫做(jiàozuò)回火索氏体。在光学显 微镜下能分辨出颗粒状渗碳体(图9-69)， 在电子显微镜下可看到渗碳体颗粒明显 粗化(图9-70)。
• 淬火高碳钢在200-300℃回火时， 残留奥氏体分解为a相和E碳化物组 成的机械混合物，称为回火马氏体 或下贝氏体。
第六章钢的回火转变
一、合金元素对马氏体分解的影响
• 在马氏体分解阶段要发生马氏体中过饱和 碳的脱溶和碳化物粒子的析出与聚集长大， 同时基体α相中的碳含量下降。
• 合金元素的作用主要在于通过影响碳的扩 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，从而影响α相中碳浓度 的下降速度。这种作用的大小因合金元素 与碳的结合力的大小不同而异。
一、马氏体中C 原子偏聚(＜100℃)
• 当碳含量超过0.2%时，偏聚于位错等晶体缺陷处 的碳原子已经达到饱和状态，多余的碳原子只能 处于无缺陷晶格的扁八面体间隙位置，即处于非 偏聚状态，从而导致对电阻率有较大贡献。
• 用碳原子在晶体缺陷处偏聚的观点能够较圆满地 解释碳含量小于0.2%时，马氏体不呈现正方度， 为立方点阵结构，而当碳含量高于0.2%时，才可 能测出正方度的现象。
• （1）马氏体的双相分解
125-150℃以下，随碳化物的析出，出现两 种正方度不同的α相，即具有高正方度的保持原 始碳含量的未分解的马氏体以及具有低正方度的 碳已部分析出的α相。
随着回火时间的延长，即随着碳化物析出， 两种α相的碳含量均不发生改变，只是高碳区愈 来愈少，低碳区愈来愈多。
（1）马氏体的单相分解
(2)再结晶： 回火温度高于600℃发生再结晶，板条马氏体形成
位错密度很低的等轴α相取代板条α晶粒——再结晶；
片状马氏体回火温度高于400℃孪晶全部消失，出 现胞块组织，温度高于600℃发生再结晶。这一过程也 是形核(亚晶界为核心)、长大过程。
(3)碳化物长大： 温度高于400℃，碳化物已与α相脱离共格关系而
• 板条状马氏体
• 低碳(＜0.2%C)板条马氏体在100-200℃回 火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状 态，不析出ε-FexC。
简述淬火钢回火时力学性能与回火温度之间的关系
简述淬火钢回火时力学性能与回火温度之间的关系⑴ 硬度与回火温度之间的关系中、低碳钢在250C一下回火时，机械性能无明显变化。
这是因为只有碳的偏聚，而无其他组织变化。
高碳钢那么不同，由丁c相共格析出，引起弥散强化，硬度略有升高。
250-400C回火时，一方面由丁马氏体分解、正方度减小以及碳化物转变和聚集长大，硬度趋丁降低；另一方面，由丁剩余奥氏体转变为下贝氏体，硬度那么有所升高。
二者综合影响，使得中、低碳钢硬度下降，而高碳钢硬度升高。
回火温度在400C以上升高时，产生a相的回复与再结晶及碳化物聚集并球化，均使硬度下降。
⑵强度和塑性与回火温度的关系高、中、低碳钢回火时，弹性极限随回火温度上升而增加，大约在350C左右出现峰值。
这与回火过程中碳的偏聚、£碳化物的析出、a相中碳过饱和度下降以及渗碳体析出a相回复等组织结构变化相联系。
钢的塑性一般随回火温度的升高而加大。
⑶冲击韧性与回火温度之间的关系随着回火温度的升高，碳钢冲击值〔a k〕变化的总趋势是增加的。
但是，高碳钢经扭转冲击试验，可测出250C左右回火后冲击值下降的脆化现象。
⑷断裂韧性与回火温度之间的关系在400C以下，随回火温度增高，断裂韧性和冲击韧性均降低。
400C以上回火时，断裂韧性增大。
解释碳钢回火脆性的定义、原因及消除或改善方法在250-400C和450-650C区域存在着冲击韧显著下降的现象，这种脆化现象称为回火脆性。
⑴其中在250-400C范围内回火时出现的脆性称为第一类回火脆性，存在丁一切钢种之中。
此后假设重新加热至第一类回火脆化温区，也不再出现脆性。
故乂称不可逆回火脆性。
因其出现与低温回火温度范围，故乂称低温回火脆性。
发生第一类回火脆性的钢件，断口呈晶间断裂；无第一次回火脆性的钢件，呈穿晶断裂。
消除或改善的方法：①以极快的速度加热和冷却以及高温形变热处理。
②以非碳化合物形成元素〔Si〕来合金化，一起有效地推迟马氏体脱溶的作用，使低温回火脆性温度区上移，从而使钢获得高强韧性。
热处理工艺---淬火、回火、正火、退火的区分
热处理工艺---淬火、回火、正火、退火的区分
回火是将淬火后的金属成材或零件加热到某一温度，保温一定时间后，以一 定方式冷却的热处理工艺，回火是淬火后紧接着进行的一种操作，通常也是工件 进行热处理的最后一道工序，因而把淬火和回火的联合工艺称为最终处理。 淬火与回火的主要目的是： 1）减少内应力和降低脆性，淬火件存在着很大的应力和脆性，如没有及时回火 往往会产生变形甚至开裂。 2）调整工件的机械性能，工件淬火后，硬度高，脆性大，为了满足各种工件不 同的性能要求，可以通过回火来调整，硬度，强度，塑性和韧性。 3）稳定工件尺寸。通过回火可使金相组织趋于稳定，以保证在以后的使用过程 中不再发生变形。 4）改善某些合金钢的切削性能。
3
热处理工艺---淬火、回火、正火、退火的区分
回火的作用在于：
① 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。
② 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。
③ 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
7
热处理工艺---淬火、回火、正火、退火的区分
④ 对低碳钢和低碳低合金钢，采用正火，可得到较多的细片状珠光体组织，使 硬度增高到HB140-190，避免切削时的“粘刀”现象，改善切削加工性。对中碳 钢，在既可用正火又可用退火的场合下，用正火更为经济和方便。 ⑤ 对普通中碳结构钢，在力学性能要求不高的场合下，可用正火代替淬火加高 温回火，不仅操作简便，而且使钢材的组织和尺寸稳定。 ⑥ 高温正火(Ac3以上150～200℃)由于高温下扩散速度较高,可以减少铸件和锻件 的成分偏析。高温正火后的粗大晶粒可通过随后第二次较低温度的正火予以细 化。 ⑦ 对某些用于汽轮机和锅炉的低、中碳合金钢，常采用正火以获得贝氏体组织， 再经高温回火，用于400～550℃时具有良好的抗蠕变能力。 ⑧ 除钢件和钢材以外，正火还广泛用于球墨铸铁热处理，使其获得珠光体基体， 提高球墨铸铁的强度。
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M具有很高的 应变能和界面能
残A具有 一定数量
淬火组织是高度不稳定的
一旦动力学条件具备，M转变就会自发进行
就是使原子具有足够的活动能力
回火处理就是通过提高原子的活动能力、使转变能
以适当的速度进行，或在适当时间内使转变达到所
需要的程度。
编辑ppt
4
根据在不同温度范围内发生的组织转变，碳钢的整 个回火过程可分为5个有区别而又相互重叠的阶段。
间隙位置的弹性变形 减小
使M的内能降低
导致M弹性畸变能下降
M中C原子分布在正常间隙位置时比偏聚在位错线
附近时的电阻要高，因此可通过测定淬火钢的电阻
率变化来间接推测C原子的编辑偏ppt 聚行为。
7
偏聚区形成的条件
M中不具备形成碳化物 的条件，或形成的碳化 物稳定性小于偏聚区
碳原子扩散能力不能 过大，否则偏聚区将 因原子扩散而消失
在80～100℃以下回火时，虽然从组织和硬度方面
观察不到明显变化，但此时M中却发体中碳的偏聚
在20～100℃的范围内
C原子可通过扩散从 八面体间隙位置迁出
迁入微观缺陷比较集 中的地方而发生偏聚
板条M晶内存在 大量的位错
C倾向于在位错线附 近偏聚形成C偏聚区
1.013
0.29
150℃
1h
2.852 2.886
1.012
0.27
175℃
1h
2.857 2.884
1.009
0.21
200℃
1h
2.859 2.878
1.006
0.14
225℃
1h
2.861 2.872
1.004
0.08
250℃
1h
2.863 编2.辑87pp0t
1.003
0.06 11
当回火温 度低于 125℃
第十章 钢的回火转变与回火
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1
回火就是将淬火后钢在A1以下温度加热、保温，并 以适当速度冷却的工艺过程。
回火基本目的
提高淬火钢的塑性和 韧性，降低其脆性
降低或消除淬火所引 起的残余应力
不可避免地降低其 强度和硬度
稳定工具钢制品的 尺寸
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2
10.1 淬火钢回火时的组织变化
淬火钢的组织
马氏体
残余奥氏体
对于碳钢
当 C% ＜ 0.5 ％ 时 ， AR 量 常 小 于 2 ％
当C%为0.8％时，AR量约为6％
当 C% 为 1.25 ％ 时 ， AR 量 超 过 30 对于合金钢，随％着合金元素种类和数量的不同，
AR的变化幅度可能更大一些。
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3
淬火钢的组织
马氏体
残余奥氏体
M中的碳是 高度过饱和的
C富集区的能量 ＞ C偏聚区的能量
C富集区的稳定性 ＜ C偏聚区的稳定性
富集区只是碳原子在某一晶面上的富集，因此，它 与母相马氏体保持密切的联系，它的存在将使马氏 体点阵发生畸变；
随富集区数量的增加，畸变量也增加，硬度将有所
提高，同时也使马氏体的电阻率有所提高。
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9
㈡ 马氏体分解——回火转变第一阶段(80～250℃)
M相呈现两种正方度
一种为 高碳M
另一种为 低碳M
两种碳含量不同的M相
当回火温 度高于 125℃
M相呈现一种正方度
随回火温度升高，正 方度c/a逐渐减小，M 相中碳含量逐渐降低
只存在一种M相
双相分解
单相分解
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12
在高碳M分解过程中，碳以碳化物的形式析出，此
时析出的碳化物为亚稳碳化物，属于Fe3N型，一般 称为ε-碳化物，用ε-FeXC表示，其中X常为2～3。
因此，已经析出的 碳化物有可能从较 远处获得碳原子而 长大，M相内的碳 浓度梯度也可以通 过C的扩散而消除。
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15
单相分解
如此，在M分解过 程中就不再存在两 种碳含量不同的区 域，但M相的碳浓 度 及 正方 度 c/a 随 分解过程的进行而 不断下降。
异，甚至对回火阶段的划分也不编同辑pp。t
5
㈠ 马氏体中碳原子偏聚——时效阶段(100℃以下)
碳钢中M是碳在α–Fe中的过饱和固溶 体，C分布于bcc点阵的扁八面体间隙 中心，使晶体产生较大弹性变形
其弹性变形能 储存于M晶体内
晶体点阵中的 微观缺陷较多
M的内能较高
处于不稳定状态，要自发地向稳定状态过渡
⑵ 高碳片状马氏体中碳原子的富集区
高碳片状M的亚结构为孪晶，可被利用的低能量位
错很少，因此除少量C原子可以向位错偏聚外，大
量碳原子可以在M的某一晶面(一般为 {112}α或
{100}α晶面)上富集，形成碳浓度比平均碳浓度高
的碳原子富集区。
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8
C富集区的形状为片状，厚度为3Å，宽度为6Å，长 为7Å，每片中含2～3个碳原子。
在80～250℃之间，随着回火温度的升高以及回 火时间的延长，偏聚区或富集区的碳原子将发生 有序化，继而转变成碳化物而析出，即M发生分 解。
马氏体分解阶段，得到的组织是回火马氏体。
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10
M分解过程中随着碳化物的析出，M中碳含量的不断 下降，将使点阵常数c下降，a升高，正方度c/a减小 ⑴。高碳马氏体的分解
时效阶段（100℃以下）：马氏体中碳原子偏 聚
回火第1阶段(80～250℃)：马氏体分解
回火第2阶段(200～300℃)：残余奥氏体分解
回火第3阶段(250～400℃)：碳化物析出与转 变
回火转回变火随第着4温阶度段的(升40高0是℃连以续上进)行：的渗，碳由体于的所采聚用集的长试大验 方法和精度不同，不同文献给出的各阶与段α的相温的度范再围结略晶有差
这样在同一片M就出现了两个成分不同而结构相同 的区域。
双相分解的速度与温度有关，温度越高，其分解速 度越快，而合金元素对M的双相式分解没有影响。
编辑ppt
14
② 单相分解
当温度超过125～150℃后，M的分解将以单相分 解即连续式分解方式进行。此时碳原子的活动能力 增强，能够进行较长距离的扩散。
单相分解
① 双相分解
当回火温度较低（20～150℃）时，M的分解将以
双相分解方式进行。
由于温度较低，碳原
子 扩 散 能 力 很 弱 ， ε-
FeXC在M内某些碳富 集区通过能量、结构
和成分起伏形核，并
双相分解
编辑ppt 向M中长大。
13
双相分解
ε-FeXC在长大时，要 吸收附近M中的碳原 子，而远离ε-FeXC的 M中碳原子仍然保持 不变。
实回验火温测度定了回火高时碳间钢(a1/.Å4%Cc)M/Å的正方度c/a与回火温C%度之
间室温的关系 10年
2.846
2.880，3.02 1.012， 1.062
0.27， 1.4
100℃
1h
2.846
2.882，3.02 1.013， 1.054
0.29， 1.2
125℃
1h
2.846 2.886