钢的热处理 西北工业大学 第8章 钢的回火转变及回火
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扩散 以上因素此时不是过程转变的控制因
素，故影响弱
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3、Si中温回火时→ 阻碍碳化物类型 转变 → 显著提高回火抗力
4、除Ni、P外，其它合金元素随回 火温度升高，阻碍碳化物粗化、F 再结晶→提高回火抗力
5、如残余A在回火保温时未分解P 或B，则回火冷却时→二次淬火→ 硬度提高、脆性增加→进行再次回 火
第八章 钢的回火转变及回火
回火：将淬火钢加热到A1以下某一温度， 经过保温，然后以一定的冷却方法冷至室 温的工艺过程。
目的：去除残余应力；调整性能；稳定尺寸 驱动力
原始组织是非平衡相 M中碳过饱和 M具有高的界面和应变能
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M回火加热时组织转变
随温度升高： C偏聚：100 ℃以下（时效） M分解：100~ 300 ℃（过渡碳化物析
再次在此温区回火不产生脆性→ 不可逆）
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2、产生原因（不定论）
残余A分解 脆化温区与残余A分解温区相同，加合金元 素→脆化温区会升高 低、中碳钢板条之间渗碳体薄膜生长所致
A晶界杂质偏聚 俄歇实验高纯度材料→回火脆性倾向降低 S、P →杂质偏聚 弱化晶界
残余A分解+A晶界 Sb、Sn、P、S、As 杂
原位转变
相界面形核 二次硬化效果差（碳化物较粗）
独立转变
位错处形核→长大→碳化物细小→效果 好
多组元→效果佳
转型序列
Fe3C → VC Fe3C →W2C → W6C
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4、工程意义
工具钢→提高红硬性 耐热钢→高温强度好 结构钢→提高材料强度、韧性→轻量
化设计
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5、提高二次硬化效果的途径
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三、残余AR分解
与M分解同时进行 C%> 0.4%明显 分解发生在相界或残余AR晶体内部 分解产物为α相+θ（稳定碳化物）或M、B 碳化物颗粒状，与残余A有取向关系 低M板条之间的残余AR → 分解形成的碳化
物连续→导致回火脆性
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四、碳化物类型的转变
与A分解同时进行 低C位错M：偏聚在位错附近的C原子，
内应力基本消除。 高碳M 亚稳定碳化物先形成χ →随后被稳定
碳化物取代
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ε碳化物晶格结构 密排六方点阵 成分：Fe2C－Fe3C
χ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe5C2
θ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe3C
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碳化物转变方式
原位转变：成分、结构改变 独立 转变 ：亚稳定碳化物溶解，稳定
质偏聚
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3、措施
降低杂质 细化晶粒降低杂质% （脱氧剂；细化
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二、引起二次硬化
1、产生条件 500~650℃ 含有强碳化物形成元素（Ti、Cห้องสมุดไป่ตู้、V、
……）的钢 强碳化物形成元素超过一定% 2、 实质 Mo2C W2C VC TiC Cr7C3 共
格碳化物的 弥散强化 作用 超温→过时效→硬度降低（碳化物类型
转变）
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3、合金碳化物取代渗碳体方式
形变+淬火 位错密度提高→碳化物弥散析出
加合金元素（Co、Al、Si、Nb） 抑制特殊碳化物生长
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§4 钢的回火脆性
一、 （ 第一类 、低温、不可逆） 回火 马氏体 脆 1、特征 韧性降低；冷脆转化温度升高；沿晶断裂 250~400℃产生，与冷却速度无关 几乎所有钢都存在 不能消除，只能减轻 已产生此脆性工件在高温区回火→消除（
§2 回火后的性能变化
一、硬度 在100℃时略高（亚稳定碳化物共格作
用>M中析出C的弱化作用） 温度 > 100℃后→硬度↓，因为：
M中C析出→固溶强化效果↓ 残余A分解 碳化物析出→基体C平衡 碳化物粗化 F等轴化（再结晶）
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二、强度、塑性
随温度升高→强度降低、塑性升高 碳钢均在300~400℃时弹性最好
出ε、η 析出） 残余AR分解：200~ 300 ℃ 碳化物类型转变：200~ 350℃ 碳化物粗化、F形成：350℃以上
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§1 回火时的组织变化
一、碳原子的重新分布（M分解） 实验： 选Ms <室温、不会发生自回火现象的材料 新鲜M在低于室温或其附近→硬度↑ 电阻率上升 M以调幅机理分解 场离子显微镜分析→富碳区随时间↑ →C%
↑ C、N偏聚在缺陷处
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二、过渡碳化物析出（M分解）
低温回火加热→M中析出规则分布的ε 、η亚稳定碳化物（弥散），M形貌 保留
ε、η与基体M共格、有位向关系 ε、η结构相似，形态棒、片或针状 ε、η在富碳区形成，但 成分不同。 低碳钢直接从富碳区析出稳定碳化物 此时M中C%↓，但仍过饱和，c/a >1
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§3 合金元素对回火的影响
过程与碳钢回火相同，推迟进程 特点
提高回火抗力 某些钢产生二次硬化现象 影响回火脆性
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一、提高回火抗力
1、时效、低温回火 →影响小 2、 316℃ 中温回火 合金元素降低碳的扩散系数 Ni、Si等非碳化物形成元素向M中扩
散 Cr、 V 等 碳化物形成元素 向 碳 化 物 中
可直接析出θ-K（Fe3C)。位置：析出在 位错线附近或M条间界上，呈细小片状 高C孪晶M：最先析出ε-K，当回火温度 高于250 ℃析出χ-K和θ-K。位置：M孪 晶面｛112｝M上。
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低、中碳钢在板条内形核，与M有惯习面和 取向关系，因小角度相界的消失→板条粗化
基体M中C%平衡， c/a =1。 但仍保持淬 火时形态
碳化物在其它部位形核、长大
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五、碳化物聚集、等轴F形成
碳化物由棒、片→球 → 粗化（大吞小） → 系统能量下降
渗碳体因密度小于F →较小的碳化物溶入 基体 → 产生空位→促进渗碳体长大
大角度相界合并→晶粒长大→等轴F M形貌消失 残余应力消除 c/a =1
综上所述：总体变化
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三、韧性
除回火脆性外，温度升高→韧性升高 高碳钢回火韧性提高显著
亚稳定碳化物析出 → 内应力降低 →M收缩 → 显微裂纹减少
碳化物 聚集→焊合显微裂纹
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小结
• 硬度：
200℃以下，HRC不变。 >300℃，HRC降低。
• 弹性极限： 在300-400 ℃最高。 • 塑 性： 在600-650 ℃最高。
素，故影响弱
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3、Si中温回火时→ 阻碍碳化物类型 转变 → 显著提高回火抗力
4、除Ni、P外，其它合金元素随回 火温度升高，阻碍碳化物粗化、F 再结晶→提高回火抗力
5、如残余A在回火保温时未分解P 或B，则回火冷却时→二次淬火→ 硬度提高、脆性增加→进行再次回 火
第八章 钢的回火转变及回火
回火：将淬火钢加热到A1以下某一温度， 经过保温，然后以一定的冷却方法冷至室 温的工艺过程。
目的：去除残余应力；调整性能；稳定尺寸 驱动力
原始组织是非平衡相 M中碳过饱和 M具有高的界面和应变能
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M回火加热时组织转变
随温度升高： C偏聚：100 ℃以下（时效） M分解：100~ 300 ℃（过渡碳化物析
再次在此温区回火不产生脆性→ 不可逆）
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2、产生原因（不定论）
残余A分解 脆化温区与残余A分解温区相同，加合金元 素→脆化温区会升高 低、中碳钢板条之间渗碳体薄膜生长所致
A晶界杂质偏聚 俄歇实验高纯度材料→回火脆性倾向降低 S、P →杂质偏聚 弱化晶界
残余A分解+A晶界 Sb、Sn、P、S、As 杂
原位转变
相界面形核 二次硬化效果差（碳化物较粗）
独立转变
位错处形核→长大→碳化物细小→效果 好
多组元→效果佳
转型序列
Fe3C → VC Fe3C →W2C → W6C
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4、工程意义
工具钢→提高红硬性 耐热钢→高温强度好 结构钢→提高材料强度、韧性→轻量
化设计
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5、提高二次硬化效果的途径
精品课件
三、残余AR分解
与M分解同时进行 C%> 0.4%明显 分解发生在相界或残余AR晶体内部 分解产物为α相+θ（稳定碳化物）或M、B 碳化物颗粒状，与残余A有取向关系 低M板条之间的残余AR → 分解形成的碳化
物连续→导致回火脆性
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四、碳化物类型的转变
与A分解同时进行 低C位错M：偏聚在位错附近的C原子，
内应力基本消除。 高碳M 亚稳定碳化物先形成χ →随后被稳定
碳化物取代
精品课件
ε碳化物晶格结构 密排六方点阵 成分：Fe2C－Fe3C
χ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe5C2
θ碳化物 复杂斜方点阵 成分：Fe3C
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碳化物转变方式
原位转变：成分、结构改变 独立 转变 ：亚稳定碳化物溶解，稳定
质偏聚
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3、措施
降低杂质 细化晶粒降低杂质% （脱氧剂；细化
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二、引起二次硬化
1、产生条件 500~650℃ 含有强碳化物形成元素（Ti、Cห้องสมุดไป่ตู้、V、
……）的钢 强碳化物形成元素超过一定% 2、 实质 Mo2C W2C VC TiC Cr7C3 共
格碳化物的 弥散强化 作用 超温→过时效→硬度降低（碳化物类型
转变）
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3、合金碳化物取代渗碳体方式
形变+淬火 位错密度提高→碳化物弥散析出
加合金元素（Co、Al、Si、Nb） 抑制特殊碳化物生长
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§4 钢的回火脆性
一、 （ 第一类 、低温、不可逆） 回火 马氏体 脆 1、特征 韧性降低；冷脆转化温度升高；沿晶断裂 250~400℃产生，与冷却速度无关 几乎所有钢都存在 不能消除，只能减轻 已产生此脆性工件在高温区回火→消除（
§2 回火后的性能变化
一、硬度 在100℃时略高（亚稳定碳化物共格作
用>M中析出C的弱化作用） 温度 > 100℃后→硬度↓，因为：
M中C析出→固溶强化效果↓ 残余A分解 碳化物析出→基体C平衡 碳化物粗化 F等轴化（再结晶）
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二、强度、塑性
随温度升高→强度降低、塑性升高 碳钢均在300~400℃时弹性最好
出ε、η 析出） 残余AR分解：200~ 300 ℃ 碳化物类型转变：200~ 350℃ 碳化物粗化、F形成：350℃以上
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§1 回火时的组织变化
一、碳原子的重新分布（M分解） 实验： 选Ms <室温、不会发生自回火现象的材料 新鲜M在低于室温或其附近→硬度↑ 电阻率上升 M以调幅机理分解 场离子显微镜分析→富碳区随时间↑ →C%
↑ C、N偏聚在缺陷处
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二、过渡碳化物析出（M分解）
低温回火加热→M中析出规则分布的ε 、η亚稳定碳化物（弥散），M形貌 保留
ε、η与基体M共格、有位向关系 ε、η结构相似，形态棒、片或针状 ε、η在富碳区形成，但 成分不同。 低碳钢直接从富碳区析出稳定碳化物 此时M中C%↓，但仍过饱和，c/a >1
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§3 合金元素对回火的影响
过程与碳钢回火相同，推迟进程 特点
提高回火抗力 某些钢产生二次硬化现象 影响回火脆性
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一、提高回火抗力
1、时效、低温回火 →影响小 2、 316℃ 中温回火 合金元素降低碳的扩散系数 Ni、Si等非碳化物形成元素向M中扩
散 Cr、 V 等 碳化物形成元素 向 碳 化 物 中
可直接析出θ-K（Fe3C)。位置：析出在 位错线附近或M条间界上，呈细小片状 高C孪晶M：最先析出ε-K，当回火温度 高于250 ℃析出χ-K和θ-K。位置：M孪 晶面｛112｝M上。
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低、中碳钢在板条内形核，与M有惯习面和 取向关系，因小角度相界的消失→板条粗化
基体M中C%平衡， c/a =1。 但仍保持淬 火时形态
碳化物在其它部位形核、长大
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五、碳化物聚集、等轴F形成
碳化物由棒、片→球 → 粗化（大吞小） → 系统能量下降
渗碳体因密度小于F →较小的碳化物溶入 基体 → 产生空位→促进渗碳体长大
大角度相界合并→晶粒长大→等轴F M形貌消失 残余应力消除 c/a =1
综上所述：总体变化
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三、韧性
除回火脆性外，温度升高→韧性升高 高碳钢回火韧性提高显著
亚稳定碳化物析出 → 内应力降低 →M收缩 → 显微裂纹减少
碳化物 聚集→焊合显微裂纹
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小结
• 硬度：
200℃以下，HRC不变。 >300℃，HRC降低。
• 弹性极限： 在300-400 ℃最高。 • 塑 性： 在600-650 ℃最高。