脆性转变温度及回火脆性
铸钢件的热处理方式
铸钢件的热处理方式按加热和冷却条件不同，铸钢件的主要热处理方式有：退火(工艺代号：5111)、正火(工艺代号：5121)、均匀化处理、淬火(工艺代号：5131)、回火(工艺代号：5141)、固溶处理(工艺代号：5171)、沉淀硬化、消除应力处理及除氢处理。
1．退火(工艺代号：5111) 退火是将铸钢件加热到Acs以上20～30℃，保温一定时间，冷却的热处理工艺。
退火的目的是为消除铸造组织中的柱状晶、粗等轴晶、魏氏组织和树枝状偏析，以改善铸钢力学性能。
碳钢退火后的组织：亚共析铸钢为铁素体和珠光体，共析铸钢为珠光体，过共析铸钢为珠光体和碳化物。
适用于所有牌号的铸钢件。
图11—4为几种退火处理工艺的加热规范示意图。
表ll—1为铸钢件常用退火工艺类型及其应用。
2．正火(工艺代号：5121) 正火是将铸钢件目口热到Ac。
温度以上30～50℃保温，使之完全奥氏体化，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。
图11—5为碳钢的正火温度范围示意图。
正火的目的是细化钢的组织，使其具有所需的力学性能，也可作为以后热处理的预备处理。
正火与退火工艺的区别有两个：其一是正火加热温度要偏高些；其二是正火冷却较快些。
经正火的铸钢强度稍高于退火铸钢，其珠光体组织较细。
一般工程用碳钢及部分厚大、形状复杂的合金钢铸件多采用正火处理。
正火可消除共析铸钢和过共析铸钢件中的网状碳化物，以利于球化退火；可作为中碳钢以及合金结构钢淬火前的预备处理，以细化晶粒和均匀组织，从而减少铸件在淬火时产生的缺陷。
3．淬火(工艺代号：5131) 淬火是将铸钢件加热到奥氏体化后(Ac。
或Ac＆#8226;以上)，保持一定时间后以适当方式冷却，获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺。
常见的有水冷淬火、油冷淬火和空冷淬火等。
铸钢件淬火后应及时进行回火处理，以消除淬火应力及获得所需综合力学性能。
图11—6为淬火回火工艺示意图。
铸钢件淬火工艺的主要参数：(1)淬火温度：淬火温度取决于铸钢的化学成分和相应的临界温度点。
金属学与热处理名词解释汇总
金属学与热处理名词解释汇总热处理：在生产中，通过加热、保温和冷却，使钢发生固态相变，借此改变其内部组织结构，从而达到改善力学性能的目的的操作被称为热处理。
正火：将工件加热至Ac3(Ac是指加热时自由铁素体全部转变为奥氏体的终了温度，一般是从727℃到912℃之间)或Acm(Acm是实际加热中过共析钢完全奥氏体化的临界温度线)以上30~50℃，保温一段时间后，从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。
淬火：将钢加热到Ac3或Ac1以上的某一温度，保温一定时间，然后取出进行水冷或油冷获得马氏体的热处理工艺。
等温淬火：将奥氏体化的工件淬入温度稍高于Ms的熔盐中，等温保持足够时间，使过冷奥氏体恒温发生贝氏体转变，待转变结束后取出在空气中冷却的处理方法称为等温淬火。
分级淬火：将奥氏体化的工件淬入温度稍高于或稍低于Ms的熔盐中，待工件内外温度均匀后，从熔盐中取出置于空气中冷却至室温，以获得马氏体组织，这种处理方法称为分级淬火。
单液淬火：将奥氏体化的工件投入一种淬火介质中，直至转变结束。
双液淬火：将奥氏体化的工件先放入一种冷却能力强的冷却介质冷却一定时间，当冷却至稍高于Ms后立即将工件取出并放入另外一种冷却能力缓一些的冷却介质冷却，使之转变为马氏体的热处理工艺。
回火：将淬火钢加热到低于临界点A1某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的一种热处理工艺。
回火索氏体：淬火碳钢500~650℃回火时，得到粗粒状渗碳体和多边形铁素体所构成的复相组织。
回火屈氏体：淬火碳钢350~500℃回火时，得到细粒状渗碳体和针状铁素体所构成的复相组织。
回火马氏体：淬火碳钢在250℃以下回火时，得到的过饱和的α固溶体和弥散分布的碳化物组成的复相组织。
退火：是将钢加热到临界点以上或以下的某一温度，保温一定时间后，随炉冷却的一种热处理工艺。
它是热处理工艺中应用最广、种类最多的一种工艺，不同种类的退火目的也各不相同。
等温退火：将亚共析钢工件加热到A3以上20〜30°C，保温一定时间，然后在Arl以下珠光体转变区间的某一温度进行等温，使之转变为珠光体后出炉空冷的一种热处理工艺。
金属材料学名词解释
热处理名词解释1.A0温度：210℃，Χ碳化物转变为渗碳体的温度。
2.A1温度：727 ℃，共析转变温度。
3.A2温度：770 ℃（居里点），发生α铁的磁性转变，居里点以上磁性消失。
4.A3温度：912 ℃，体心立方的α铁转变为面心立方的奥氏体。
5.A4温度：1394 ℃，面心立方的奥氏体转变为体心立方的δ铁。
6.在1538℃以上，纯铁由固体转变为液态。
1495℃为包晶转变温度，1148℃为共晶转变温度。
7.奥氏体：碳在γ-Fe中的间隙固溶体，体心立方结构，性能与纯铁基本相同。
8.铁素体：碳在α-Fe中的间隙固溶体称，为面心立方结构，塑性很好，且具有顺磁性。
9.珠光体：共析转变产物，珠光体是铁素体与渗碳体片层相间的组织，有较好的强度和韧性但总体上说比较软。
10.莱氏体：共晶转变产物为莱氏体，莱氏体是共晶奥氏体和共晶渗碳体的机械混合物，呈蜂窝状，莱氏体是塑性很差的组织。
11.马氏体：碳在α-Fe中形成的过饱和间隙固溶体称为马氏体，有着高的强度和硬度。
12.二次渗碳体：从奥氏体中析出的渗碳体，称为二次渗碳体。
二次渗碳体通常沿着奥氏体晶界呈网状分布。
13.贝氏体：钢在奥氏体化后被过冷到珠光体转变温度区间以下，马氏体转变温度区间以上这一中温度区间转变而成的由铁素体及其内分布着弥散的碳化物所形成的亚稳组织，具有较高的强韧性配合。
14.网状碳化物：过共析碳素钢、合工钢、高碳铬轴承钢等钢材在轧后冷却过程中，在Acm～Ar1温度范围内，浓度过高的碳以碳化物形式沿奥氏体晶粒边界析出，包围着奥氏体晶粒，在显微镜下呈现网状，叫网状碳化物。
15.带状碳化物：高碳铬轴承钢钢锭冷却时形成的结晶偏析，在热轧变形时延伸而成的碳化物富集带，呈颗粒状，叫带状碳化物。
16.变态莱氏体：莱氏体在727℃以下即发生共析反应后的莱氏体称为变态莱氏体，变态莱氏体塑性很差，难以进行变形加工,但因具有共晶转变,有良好的铸造性能。
17.钢的奥氏体化：将钢加热到A1温度以上，珠光体开始向奥氏体转变，加热到Ac3或Acm以上将全部变为奥氏体的工艺与过程。
关于35CrMo钢的回火脆性的讨论
※理论上，35CrMo 钢究竟有没有第二类回火脆性呢?我认为应该没有。 因为正常的 35CrMo 钢所加入的 Mo 其中有个作用就是为了达到"没有回火脆 性倾向"的，但具体到"man"，"shaod"所述的 35CrMo 钢，我认为不能排除有回火 脆性的问题。因为回火脆性不但与冷却速度有关而且还与钢的化学成分(主要合 金元素，特别是杂质元素的含量)，组织状态，原始 A 晶粒度，强度等因素有关 系。 例 1，35CrMo 钢若经高温锻造后出现严重的 W 组织，接着对该钢进行调质 处理时，该钢就很可能出现第二类回火脆性。 例 2，35CrMo 钢的主要合金元素达标，而其杂质含量若严重超标的话(特别是 P，As，S，Sn 等)，这样尽管我们认真对该钢进行了调质处理，但也不能排除出
由此在结合我们加工中回火后缓冷零件加工容易，而快冷零件加工中有粘刀。 不断屑等现象存在，看来的确有回火脆性现象，我们也调整了热处理工艺，在此 我要谢谢大家的帮助。但让我现在也闹不明白的是：为什么两种工艺下的冲击韧 性会相差无几？
第7章 淬火钢在回火时的转变
第7章淬火钢在回火时的转变Ø7.1 淬火钢在回火时的组织变化Ø7.2 淬火钢回火后的机械性能的变化Ø7.3 合金元素对回火的影响Ø7.4 回火脆性现象7.1 淬火钢在回火时的组织变化Ø淬火组织是高度不稳定的6M中的碳是高度过饱和的6M有很高的应变能和界面能6与M并存的还有一定量的ArØ回火目的6提高淬火钢的塑性和韧性，降低其脆性6降低或消除淬火引起的残余内应力Ø回火分为五个阶段：7.1 淬火钢在回火时的组织变化一、过渡碳化物（ε/η或ε`）的析出—回火第一阶段（100‾200 ℃）6M 中的碳原子发生偏聚，碳浓度降低，正方度减小，并析出碳化物h ε碳化物，密排六方，成分介于Fe2C 与Fe3C 之间（ε-FexC)，但低碳钢中沉淀ε碳化物可能性较小。
位向关系为h Fe2C(η或ε`碳化物），片状，正交晶系，与基底保持共格联系，位向关系为6薄片状ε碳化物分布在低过饱和度的M 中，此即回火M （M 回）二、残余A的分解—回火第二阶段（200‾300℃）6随着M→M 回转变时，由于压应力的减小，残余奥氏体发生分解生成B下（α相+ε-碳化物）6此时由于碳化物的析出，使M回极易腐蚀，在光镜下呈黑色，与B 下极相似，很难区分三、过渡碳化物（ε/η或ε`）转变为Fe3C —回火第三阶段（200‾350 ℃）6渗碳体（θ相）在M 板条中形核，位向关系为6高碳M 此阶段析出的是Х-Fe5C2,复杂斜方点阵，呈薄片状6α相的过饱和度明显减少转变为F ，内应力大大消除，这时的组织为在针状铁素体上均匀分布极细的渗碳体，称为回火屈氏体（T 回）。
7.1 淬火钢在回火时的组织变化四、Fe3C 的粗化和球化及等轴F 的形成—回火第四阶段（350℃以上）6400℃以上，Fe3C 聚集长大，600℃以上F 粗化，同时450℃以上α相开始再结晶形成多边形F ，固溶强化作用消失，HB 、σb ↓，AK ↑6得到平衡状的多边形铁素体中分布着颗粒状的碳化物混合组织，称为回火索氏体（S回）。
铸钢件常见热处理工艺
按加热和冷却条件不同，铸钢件的主要热处理方式有：退火、正火、均匀化处理、淬火、回火、固溶处理、沉淀硬化、消除应力处理及除氢处理。
1．退火：退火是将铸钢件加热到Ac3以上20～30℃，保温一定时间，冷却的热处理工艺。
退火的目的是为消除铸造组织中的柱状晶、粗等轴晶、魏氏组织和树枝状偏析，以改善铸钢力学性能。
碳钢退火后的组织：亚共析铸钢为铁素体和珠光体，共析铸钢为珠光体，过共析铸钢为珠光体和碳化物。
适用于所有牌号的铸钢件。
2．正火：正火是将铸钢件加热到Ac3温度以上30～50℃保温，使之完全奥氏体化，然后在静止空气中冷却的热处理工艺。
正火的目的是细化钢的组织，使其具有所需的力学性能，也是作为以后热处理的预备处理。
正火与退火工艺的区别有两个：其一是正火加热温度要偏高些；其二是正火冷却较快些。
经正火的铸钢强度稍高于退火铸钢，其珠光体组织较细。
一般工程用碳钢及部分厚大、形状复杂的合金钢铸件多采用正火处理。
正火可消除共析铸钢和过共析铸钢件中的网状碳化物，以利于球化退火；可作为中碳钢以及合金结构钢淬火前的预备处理，以细化晶粒和均匀组织，从而减少铸件在淬火时产生的缺陷。
3．淬火：淬火是将铸钢件加热到奥氏体化后(Ac。
或Ac＆#8226;以上)，保持一定时间后以适当方式冷却，获得马氏体或贝氏体组织的热处理工艺。
常见的有水冷淬火、油冷淬火和空冷淬火等。
铸钢件淬火后应及时进行回火处理，以消除淬火应力及获得所需综合力学性能铸钢件淬火工艺的主要参数：(1)淬火温度：淬火温度取决于铸钢的化学成分和相应的临界温度点。
原则上，亚共析铸钢淬火温度为Ac。
以上20～30℃，常称之为完全淬火。
共析及过共析铸钢在Ac。
以上30～50℃淬火，即所谓亚临界淬火或两相区淬火。
这种淬火也可用于亚共析钢，所获得的组织较一般淬火的细，适用于低合金铸钢件韧化处理。
(2)淬火介质：淬火的目的是得到完全的马氏体组织。
为此，铸件淬火时的冷却速率必须大于铸钢的临界冷却速率。
脆性转变温度及回火脆性
脆性转变温度及回火脆性一般钢材随着温度的降低，冲击韧性（冲击功）降低，当降至某一温度时，冲击韧性（冲击功）急剧下降，钢材由韧性断裂变为脆性断裂，这种转变称为冷脆转变，转变的温度就称为冷脆温度，也即是脆性转变温度。
影响脆性转变温度的因素很多，有材料本身的因素，如晶体结构及强度等级、合金元素及夹杂物、晶粒大小等，有外部因素，如形变速度、应力状态、试样尺寸等。
(一)第一类回火脆性1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素在200～350℃之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。
如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火，可以将脆性消除，使冲击韧性重新升高。
此时若再在200～350℃温度范围内回火将不再会产生这种脆性。
由此可见，第一类回火脆性是不可逆的，故又可称之为不可逆回火脆性。
几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。
如含碳不同的Cr-Mn钢回火后的冲击韧性均在350℃出现一低谷。
第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性，而且还使冷脆转变温度50％FATTe（钢料的冲击韧性）随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度，即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度，用50％FATT(℃）表示，详见金属力学性能]升高，断裂韧性Kle下降。
如Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo钢经225℃回火后Kle为117.4MN／m，而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性，使KIe降至73.5MN／m。
出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂，但也有少数为穿晶解理断裂。
影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。
可以将钢中元素按其作用分为三类。
1)有害杂质元素，其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。
钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。
不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。
2)促进第一类回火脆性的元素。
属于这一类的合金元素有Mn、Si、Cr、Ni、V 等。
这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。
第一二类回火脆性
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250～400℃。
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。
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元素（1）降低钢中杂质元素的含量；（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。
第二类回火脆性又称可逆回火脆性，高温回火脆性。
发生的温度在400～650℃。
特征：（1）具有可逆性；（2）与回火后的冷却速度有关；回火保温后，缓冷出现，快冷不出现，出现脆化后可重新加热后快冷消除。
（3）与组织状态无关，但以M的脆化倾向大；（4）在脆化区内回火，回火后脆化与冷却速度无关；（5）断口为沿晶脆性断口。
影响第二类回火脆性的因素：（1）化学成分（2）A晶粒大小（3）热处理后的硬度产生的机理：（1）出现回火脆性时，Ni、Cr、Sb、Sn、P等都向原A晶界偏聚，都集中在2~3个原子厚度的晶界上，回火脆性随杂质元素的增多而增大。
Ni、Cr不仅自身偏聚，而且促进杂质元素的偏聚。
（2）淬火未回火或回火未经脆化处理的，均未发现合金元素及杂质元素的偏聚现象。
（3）合金元素Mo能抑制杂质元素向A晶界的偏聚，而且自身也不偏聚。
以上说明：Sb、Sn、P等杂质元素向原A晶界偏聚是产生第二类回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不仅促进杂质元素的偏聚，且本身也偏聚，从而降低了晶界的断裂强度，产生回火脆性。
防止方法：（1）提高钢材的纯度，尽量减少杂质；（2）加入适量的Mo、W等有益的合金元素；（3）对尺寸小、形状简单的零件，采用回火后快冷的方法；（4）采用亚温淬火（A1~A3）：细化晶粒，减少偏聚。
加热后为A+F（F为细条状），杂质会在F中富集，且F溶解杂质元素的能力较大，可抑制杂质元素向A晶界偏聚。
金属材料学思考题2
金属材料学思考题2金属材料学思考题答案2绪论、第一章、第二章1．钢中的碳化物按点阵结构分为哪两大类，各有什么特点？答：分为简单点阵结构和复杂点阵结构，前者熔点高、硬度高、稳定性好，后者硬度低、熔点低、稳定性差。
2．何为回火稳定性、回火脆性、热硬性？合金元素对回火转变有哪些影响？答：回火稳定性：淬火钢对回火过程中发生的各种软化倾向（如马氏体的分解、残余奥氏体的分解、碳化物的析出与铁素体的再结晶）的抵抗能力回火脆性：在200-350℃之间和450-650℃之间回火，冲击吸收能量不但没有升高反而显著下降的现象热硬性：钢在较高温度下，仍能保持较高硬度的性能合金元素对回火转变的影响：①Ni、Mn影响很小，②碳化物形成元素阻止马氏体分解，提高回火稳定性，产生二次硬化，抑制C和合金元素扩散。
③Si比较特殊：小于300℃时强烈延缓马氏体分解，3．合金元素对Fe-Fe3C相图S、E点有什么影响？这种影响意味着什么？答：凡是扩大奥氏体相区的元素均使S、E点向左下方移动，如Mn、Ni等；凡是封闭奥氏体相区的元素均使S、E点向左上方移动，如Cr、Si、Mo等？E点左移：出现莱氏体组织的含碳量降低，这样钢中碳的质量分数不足2％时就可以出现共晶莱氏体。
S点左移：钢中含碳量小于0.77％时，就会变为过共析钢而析出二次渗碳体。
4．根据合金元素在钢中的作用，从淬透性、回火稳定性、奥氏体晶粒长大倾向、韧性和回火脆性等方面比较下列钢号的性能:40Cr、40CrNi、40CrMn、40CrNiMo。
1）淬透性：40CrNiMo 〉40CrMn 〉 40CrNi 〉 40Cr2）回火稳定性：40CrNiMo 〉40CrNi 〉 40CrMn 〉 40Cr3）奥氏体晶粒长大倾向：40CrMn 〉40Cr 〉40CrNi 〉40CrNiMo4）韧性：40CrNiMo 〉40CrNi 〉40Cr〉40CrMn (Mn少量时细化组织)5）回火脆性： 40CrMn 〉40CrNi> 40Cr 〉40CrNiMo5.怎样理解“合金钢与碳钢的强度性能差异，主要不在于合金元素本身的强化作用，而在于合金元素对钢相变过程的影响。
工程材料名词解释答案
习题集名词解释1.冲击韧性：材料抵抗冲击载荷而不破坏的能力称为冲击韧性，以在冲击力作用下材料破坏时单位面积所吸收的能量a k表示。
2.布氏硬度：是压入法硬度试验之一，所施加的载荷与压痕表面积的比值即为布氏硬度值。
3.洛氏硬度：是压入法硬度试验之一，它是以压痕深度的大小来表示硬度值。
4.韧脆转变温度：材料的冲击韧性随温度下降而下降，在某一温度范围内a k值发生急剧下降的现象称为韧脆转变，发生韧脆转变的温度范围称为韧脆转变温度。
5.工艺性能：表示材料加工难易程度的性能。
6.金属键：金属离子通过正离子和自由电子之间引力而相互结合，这种结合键称为金属键。
7.晶格：为了研究方便，将构成晶体的原子抽象为平衡中心位置的纯粹几何点，称为结点或阵点。
用一些假想的空间直线将这些点连接起来，构成一个三维的空间格架，称为空间点阵，简称为晶格或点阵。
8.晶胞：反映晶格特征的最小几何单元来分析晶体中原子排列的规律，这个最小的几何单元称为晶胞。
9.致密度：晶胞中原子本身所占有的体积与晶胞体积之比称为致密度。
10.晶体和非晶体：原子在三维空间作有规律的周期性重复排列的物质称为晶体，否则为非晶体。
11.空位：空位是指在正常晶格结点上出现了空位，空位的产生是由某些能量高的原子通过热振动离开平衡位置引起的。
12.间隙原子：间隙原子是指个别晶格间隙中存在的多余原子。
间隙原子可以是基体金属原子，也可以是外来原子。
13.位错：当晶格中一部分晶体相对于另一部分晶体沿某一晶面发生局部滑移时，滑移面上滑移区与未滑移区的交界线称为位错。
14.各向异性：晶体中，由于各晶面和各晶向上的原子排列的密度不同，因而同一晶体的不同晶向和晶面上的各种性能不同，这种现象称为各向异性。
15.晶粒和晶界：多晶体中每个外形不规则的小晶体称为晶粒，晶粒之间的交界面就是晶界。
16.合金：合金是指由两种或两种以上金属元素、或金属元素与非金属元素组成的具有金属特性的物质。
17.相：金属或合金中，凡成分相同、结构相同，并与其他部分有界面分开的均匀组成部分称为相。
钢材之韧性与热处理
对于不完全淬火组织之韧性， 合金元素之影响甚大。
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钢材的韧性
合金元素对韧性之影响
锰(Mn) 之影响
添加Mn可以提高淬火性，有效改善肥粒铁、波来铁钢之韧性。但 Mn亦有助长回火脆性之作用，导致韧性之下降。
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钢材的韧性
合金元素对韧性之影响
硅(Si) 之影响
适量 (0.15~0.40%) 的 Si 有脱氧剂之作用，可 得清净均匀结晶粒之钢，而使韧性提高。 过量则使延脆转换温度上升，降低钢材韧性。
结晶粒度对韧性之影响
结晶粒微细化可使钢材强度与韧性同时提高
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钢材的韧性
金相组织对韧性之影响
淬火完全之100%麻 田散铁回火后之韧 性，较不完全淬火 之 波来 铁 、 变 韧铁 、 麻田散铁之混合组 织为高。 完全麻田散铁组织回 火后之韧性不太受合 金元素之影响。
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钢材的韧性
合金元素对韧性之影响
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工具钢的韧性与热处理
1. 基地之韧性
(1). 含碳量
淬火麻田散铁之硬度愈 低，则回火后之变形能 愈大，亦即韧性愈佳。
(2). 晶粒大小
晶粒愈粗大，冲击值愈降 低，亦即韧性愈差。 較低的淬火溫度可得較佳 之韌性。
须要高韧性时选用 < 0.5% C 之钢种
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工具钢的韧性与热处理
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钢材之回火脆性
高温回火脆性
多发生于Ni-Cr合金钢
一次回火脆性： 发生于450~550OC回 火， 与冷却速度无关 二次回火脆性： 发生于600~650OC回 火后 徐冷时
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钢材之回火脆性
高温回火脆性之影响因子
热处理工艺对钢材的回火效果和抗拉性能的优化
热处理工艺对钢材的回火效果和抗拉性能的优化热处理是一种通过加热和冷却来改善钢材性能的工艺。
在热处理工艺中，回火是一种重要的步骤，它可以优化钢材的回火效果和抗拉性能。
首先，回火是通过在加热后冷却过程中对钢材进行再加热来进行的。
这个过程可以有效地消除钢材中的内部应力，减少硬度和脆性，增加韧性和抗拉性能。
具体来说，回火可以通过以下几个方面对钢材的性能进行优化。
首先，回火温度是影响回火效果和抗拉性能的重要因素之一。
回火温度过低会使钢材的硬度不够低，韧性不足，无法满足需求。
而回火温度过高会使钢材的硬度过低，强度降低，也无法满足要求。
因此，选择合适的回火温度可以优化回火效果和抗拉性能。
其次，回火时间也是影响回火效果的关键因素之一。
回火时间过短会使钢材的韧性不够，回火效果不理想。
而回火时间过长会使钢材的硬度不够低，强度降低。
因此，选择适当的回火时间可以优化回火效果和抗拉性能。
另外，回火冷却速度也会对回火效果产生影响。
较快的冷却速度会使钢材的硬度降低，而较慢的冷却速度会使钢材的硬度增加。
因此，在回火过程中控制冷却速度可以优化回火效果和抗拉性能。
最后，回火工艺中的热处理条件也会对回火效果和抗拉性能产生影响。
例如，采用连续回火或间歇回火工艺，选择合适的加热温度和保温时间等都可以影响钢材的性能。
因此，在选择回火工艺条件时需要考虑到具体材料的要求和使用环境。
总的来说，热处理工艺中的回火对钢材的性能优化起着至关重要的作用。
通过选择合适的回火温度、时间、冷却速度和工艺条件等因素，可以实现对钢材的硬度、韧性和抗拉性能的有效优化，以满足具体需求。
除了回火温度、时间、冷却速度和工艺条件等因素外，还有其他一些方法可以进一步优化热处理对钢材的回火效果和抗拉性能。
首先，选择适当的回火介质。
在回火过程中，可以使用不同的介质，如空气、油或水等，来进行冷却。
不同的介质会对钢材的回火效果产生不同的影响。
例如，水冷却可以使钢材的硬度降低，而油冷却可以使钢材的硬度适中。
回火脆性和氢淬等解释
• 不同显微组织对氢脆的敏感性大致按如 下次序增加：铁素体或珠光体，贝氏体， 低碳马氏体，马氏体和贝氏体的混合物， 孪晶马氏体。渗碳淬火组织中具有较敏 感的显微组织。 • 应力测试表明，延迟断裂的零件处于三 向拉应力状态。
•氢脆的检查表明：在碳氮共渗直接淬火、低温回火 后的试样，慢速拉伸的塑性指标（断面收缩率）明 显下降，如表下表所示：
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产生氢脆一般必须具有三个基本条件： 1）有足够的氢； 2）有对氢敏感的金相组织； 3）有足够的三向应力存在。 如上所述，渗碳、碳氮共渗，保护气氛加热所 用的气氛中，都含有大量的氢气，无论是排气 • 阶段还是强渗阶段，炉气中存在着大量的可被 工件表面吸附的活性氢原子，工件在此气氛下 长时间保温，必然有渗氢现象。非金属夹杂物 等缺陷又易捕获氢，使氢在沿晶界分布的夹杂 物中含量增高。
回火脆性 钢在回火时会产生回火脆性现象，即在250℃～ 400℃和450℃～650℃两个温度区间回火后，钢的 冲击韧性明显下降(见图 6.10)。这种脆化现象称 为回火脆性。
Байду номын сангаас
根据脆化现象产生的机理和温度区间，回火脆性可 分为两类： 1) 第一类回火脆性(低温回火脆性) 钢在250℃～350℃范围内回火时出现的脆性称为 低温回火脆性。因为这种回火脆性产生后无法消除 ，所以也称它为不可逆回火脆性。回火后的冷却速 度对这种脆性没有影响。 低温回火脆性产生的原因是由于回火马氏体中分解 出稳定的细片状化合物而引起的。为了防止低温回 火脆性，通常的办法是避免在脆化温度范围内回火 ，有时为了保证要求的力学性能，必须在脆化温度 回火时，可采取等温淬火。
2) 第二类回火脆性(高温回火脆性) 有些合金钢尤其是含Cr、Ni、Mn等元素的合金钢， 在450℃～650℃高温回火后缓冷时，会使冲击韧性 下降的现象，而回火后快冷则不出现脆性。这种脆 性称为高温回火脆性，有时也称可逆回火脆性。这 种脆性的产生与加热和冷却条件有关。
回火及回火脆性
回火脆性！回火tempering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：①得到了马氏体、贝氏体、残余奥氏体等不平衡（即不稳定）组织。
②存在较大内应力。
③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：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。
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。
①刀具、轴承、渗碳淬火零件、表面淬火零件通常在250℃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。
②弹簧在 350～500℃下中温回火，可获得较高的弹性和必要的韧性。
③中碳结构钢制作的零件通常在500～600℃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300℃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。
钢的回火脆性及其影响因素
② 热处理工艺参数的影响
第二类回火脆性与回火温度和时间密切相关： a) 温度一定时，随回火时间延长，脆化程度 增大。 b) 在550℃以下，回火温度愈低，脆化速度就愈慢，但能达到的脆化程度也 愈大； c) 在550℃以上，随回火温度升高，脆化速度减慢，能达到的脆化程度下降。
b) 第二类回火脆性是可逆性的。
将已经处于脆化状态的试样重新回火加热并快速冷却至室温，则可消 除脆化，回复到韧化状态，使冲击韧性提高。相反，对处于韧化状态的 试样，再经脆化处理，又会变成脆化状态，使冲击韧性降低。所以也称 第二类回火脆性为“可逆回火脆性”。
c) 处于第二类回火脆性状态的钢，其断口呈晶间断裂。这表明第二类 回火脆性与原奥氏体晶界存在某些杂质元素有密切关系。
b) 第一类回火脆性与回火后冷却速度无关，即在产生回火脆性的温度 保温后，不论随后是快冷还是慢冷，钢件都会产生脆化。
c) 产生第一类回火脆性的工件，其断口大多为晶间（沿晶界）断裂， 而在非脆化温度回火的工件一般为穿晶（沿晶粒内部）断裂。
（2）第一类回火脆性的影响因素
主要是化学成分的影响。可以将钢中元素按其作用分为三类： ① 有害杂质元素，如S、P、As、Sb、Cu、N、H、O等。钢中存 在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。 ② 促进第一类回火脆性的元素，如Mn、Si、Cr、Ni、V等。这些类 合金元素能促进第一类回火脆性的发展，还有可能将第一类回火脆 性推向较高的温度。
第二类回火脆性还与奥氏体晶粒度有关，奥氏体晶粒粗大，则回火脆 性敏感性增大。
(3) 第二类回火脆性的形成机制
根据上述特征来看，第二类回火脆性的脆化过程必然是一个受扩散控制、 发生于晶界、能使晶界弱化、与马氏体及残余奥氏体无直接关系的可逆过 程。
无延性转变温度、脆性转变温度、韧脆性转变温度
断裂形式主要为脆性断裂(如解理)。脆性转变温度越低，说明钢材的抵抗冷脆性能越高。
脆性转变温度要通过一系列不同温度的冲击试验来测定，根据测定方法的不同存在着不同的表示方法，
运行过程中有可能发生时效脆化、回火脆性等现象的材料，其脆性转变温度会随运行时间而升高。因此，脆性转变温度以及脆性转变温度的增量已成为构件材料性能的考核指标之一。
③ 落锤时所对应的温度为无塑性转变温度， 以NDT(nil ductility temperature)表示。 脆性转变温度除与表示方法有关外。还与试样尺寸、
加载方式及加载速度有关，不同材料只能在相同条件下进行比较。 在工程应用中，为防止构件脆断，应选择脆性转变温度低于构件下限工作温度的材料。对于那些含氮、磷、砷、锑和铋等杂质元素较多，在长期
主要有：① 能量准则法：规定为冲击吸收功(Ak)降到某一特定数值时的温度，例如取Akma×0.4对应的温度，常以Tk表示。
② 断口形貌准则法：规定以断口上纤维区与结晶区相对面积达一定比例时所对应的温度，例如取结晶区面积占总面积50%所对应的温度，以FATT (fraeture appearance transition temperature)表示。
回火脆性
杂质元素：S、P、As、Sn、Sb、B
促进二类回火脆性元素：Ni、Cr、Mn、Si、C
(以上二类元素必须同时存在时才会产生)
抑制二类回火脆性元素：Mo、V、W、Ti
热处理工艺参数：与回火温度、时间、冷却速度密切相关，缓冷使脆性增加
组织因素：M回火脆性最严重，B次之，P最弱
晶粒愈细，回火脆性愈轻
化学成份：
有害杂质元素：包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O
促进回火脆性元素：Mn、Si、Cr、Ni
减弱回火脆性元素：Mo、W、Ti、Al
奥氏体晶粒大小：愈小，回火脆性愈弱
1．残余A的转变
2．碳化物薄壳理论–沿晶界形成
3．晶界偏聚理论
1．降低杂质元素含量
2．用Al脱氧或加入Nb、V、Ti，细化奥氏体晶粒
1．析出理论、偏聚理论－杂质原子偏聚于晶界引起脆性
2．与碳化物、氧化物、磷化物等脆性相沿晶界析出及杂质元素的晶界偏聚有关
1．降低钢中杂质元素
2．加入能细化A晶粒元素，如Nb、V、Ti
3．加入适量抑制二类回火脆性的元素：Mo、W
4．避开在450~650°C范围回火，650°C以上回火要快冷。
回火脆性
回火脆性：随回火温度升高，一般是钢的强度、硬度降低，塑性升高，但冲击韧性不一定总是随回火温度升高而升高，有些钢在某些温度回火时，韧性反而显著下降的现象。
特点影响因素形Fra bibliotek机理防止方法
第一类回火脆性（200~350°C）
几乎所有的钢均有第一类回火脆性
再加热到更高温度时脆性可消失，若再在200~350°C回火将不再出现－称为不可逆回火脆性
3．加入减轻回火脆性元素（Mo、W)
4．用等温淬火代替淬火＋低温回火
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脆性转变温度及回火脆性一般钢材随着温度的降低，冲击韧性（冲击功）降低，当降至某一温度时，冲击韧性（冲击功）急剧下降，钢材由韧性断裂变为脆性断裂，这种转变称为冷脆转变，转变的温度就称为冷脆温度，也即是脆性转变温度。
影响脆性转变温度的因素很多，有材料本身的因素，如晶体结构及强度等级、合金元素及夹杂物、晶粒大小等，有外部因素，如形变速度、应力状态、试样尺寸等。
(一)第一类回火脆性1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素在200～350℃之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。
如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火，可以将脆性消除，使冲击韧性重新升高。
此时若再在200～350℃温度范围内回火将不再会产生这种脆性。
由此可见，第一类回火脆性是不可逆的，故又可称之为不可逆回火脆性。
几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。
如含碳不同的Cr-Mn钢回火后的冲击韧性均在350℃出现一低谷。
第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性，而且还使冷脆转变温度50％FATTe（钢料的冲击韧性）随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度，即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度，用50％FATT(℃）表示，详见金属力学性能]升高，断裂韧性Kle下降。
如Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo钢经225℃回火后Kle为117.4MN／m，而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性，使KIe降至73.5MN／m。
出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂，但也有少数为穿晶解理断裂。
影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。
可以将钢中元素按其作用分为三类。
1)有害杂质元素，其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。
钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。
不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。
2)促进第一类回火脆性的元素。
属于这一类的合金元素有Mn、Si、Cr、Ni、V 等。
这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。
有的元素单独存在时影响不大，如Ni。
但当Ni与Si同时存在时则也能促进第一类回火脆性的发展。
部分合金元素还能将笫一类回火脆性推向较高的温度，如Cr与Si。
3)减弱第一类回火脆性的元素。
属于这一类的合金元素有Mo、W、Ti、A l 等。
钢中含有这一类合金元素时第一类回火脆性将被减弱。
在这几种合金元素中以Mo的效果最显著。
除化学成分外，影响第一类回火脆性的因素还有奥氏体晶粒的大小以及残余奥氏体量的多少。
奥氏体晶粒愈细，第一类回火脆性愈弱；残余奥氏体量愈多则愈严重。
2.第一类回火脆性形成机理目前，关于引起第一类回火脆性的原因的说法很多，尚无定论。
看来，很可能是多种原因的综合结果，而对于不同的钢料来说，也很可能是不同的原因引起的。
最初，根据第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时的第二个转变，即残余奥氏体转变的温度范围相对应而认为第一类回火脆性是残余奥氏体的转变引起的，因转变的结果将使塑性相奥氏体消失。
这一观点能够很好地解释Cr、Si等元素将第一类回火脆性推向高温以及残余奥氏体量增多能够促进第一类回火脆性等现象。
但对于有些钢来说，第一类回火脆性与残余奥氏体转变并不完全对应。
故残余奥氏体转变理论不能解释各种钢的第一类回火脆性。
之后，残余奥氏体转变理论又一度为碳化物簿壳理论所取代。
经电镜证实，在出现第一类回火脆性时，沿晶界有碳化物薄壳形成，据此认为第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。
沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂这已是公认的了。
问题是所观察到的碳化物薄壳究竟是怎样形成的。
低、中碳钢淬火后得到板条马氏体以及沿板条条界分布的碳含量高的薄壳状残余奥氏体。
低温回火时，在碳含量低于0.2％的板条马氏体内只发生碳的偏聚而不析出碳化物，而碳含量高于0.2％的马氏体则有可能在马氏体内部均匀弥散析出亚稳过渡碳化物。
当回火温度超过200℃后，在低碳马氏体中也有可能析出细针状碳化物。
与此同时，还将在板条马氏体条界形成θ-碳化物的核并长成条片状θ-碳化物。
这一θ-碳化物的形成既依靠残余奥氏体的分解，也依靠马氏体内已析出的弥散的亚稳过渡碳化物及细针状θ-碳化物的回溶。
这种条片状θ-碳化物即电镜下观察到的薄壳状碳化物。
由此可见，对于在板条界有较多高碳残余奥氏体的钢料来说，残余奥氏体转变理论与碳化物薄壳理论是一致的。
高碳马氏体在200℃以下回火时就已有亚稳过渡碳化物在片状马氏体内部弥散析出，而当回火温度高于200℃时将在富碳孪晶界面析出条片状Χ及θ-碳化物。
与此同时，已经析出的θ-碳化物将回溶。
分布在同一个孪晶界面上的条片状Χ及θ-碳化物将连成碳化物片，故断裂易于沿这样的面发生，使钢料脆性增加。
回火温度进一步提高时，薄片状碳化物通过破裂、聚集、长大而成为颗粒状碳化物，故使脆性下降，冲击韧性升高。
还有一种理论为晶界偏聚理论。
即在奥氏体化时杂质元素P、Sn、Sb、As等将偏聚于晶界。
杂质元素的偏聚引起晶界弱化而导致沿晶脆断。
杂质元素在奥氏体晶界的偏聚已用俄歇(Auger)电子谱仪及离子探针得到证实。
第二类元素能够促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能促进第一类回火脆性的发展。
第三类元素能阻止杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能扼制第一类回火脆性的发展。
由于采用了俄歇电子谱仪及离子探针等探测表面薄层化学成分的仪器，杂质元素偏聚于奥氏体晶界这一事实已为大家所确认。
杂质元素偏聚于晶界能使晶界弱化也是大家公认的。
晶界偏聚理论的困难在于偏聚是在奥氏体化时而不是在200～350℃之间回火时形成的，为什么这一偏聚仅仅使200～350℃回火后的脆性增加，这是需要回答的一个问题。
我们认为，如果将晶界偏聚理论与上述理论合并在一起考虑，这一困难就不难解决。
可以认为，杂质元素在奥氏体晶界的偏聚降低了晶界强度，而碳化物薄壳在板条马氏体条界及奥氏体晶界的形成又进一步降低了奥氏体晶界的强度，故使经200～350℃回火后的断裂易于沿奥氏体晶界发生。
如果断裂不是沿晶而是穿晶解理，则可以认为此时沿奥氏体晶界的偏聚不严重且沿晶内某晶面有碳化物析出，如在{112}r面上析出Χ及θ-碳化物，故断裂将沿晶内碳化朝薄片发生。
在弄清楚第一类回火脆性形成机制后就不难理解第一类回火脆性的不可逆性。
3.防止第一类回火脆性的方法目前，尚不能完全消除第一类回火脆性。
但根据第一类回火脆性的形成机理可以采取以下一些措施来减轻第一类回火脆性。
1)降低钢中杂质元素含量；2)用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等元素以细化奥氏体晶粒；3)加入Mo、W等能减轻第一类回火脆性的合金元素；4)加入Cr、Si以调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度；5)采用等温淬火代替淬火加高温回火。
(二)第二类回火脆性在450～650℃之间回火时出现的第二类回火脆性又称高温回火脆性。
由于第二类回火脆性与中碳合金结构钢，尤其是大截面用钢如转子钢的性能密切有关，因此自百年前被发现以来一直受到人们重视。
有关这一问题的综述性论文已不在少数。
1.第二类回火脆性的主要特征第二类回火脆性的一个重要特征是除了在450～650℃之间回火时会引起脆性外，在较高温度回火后缓慢通过450～650℃的脆性发展区也会引起脆化，即所谓缓冷脆化。
如高温回火后快冷通过脆性发展区则不引起脆化。
最早发现的是缓冷脆化，以后才注意到450～650℃之间的等温脆化。
通常将缓冷脆化与等温脆化作为同一种脆化考虑。
但也有人认为应将缓冷脆化与等温脆化区别开，因为二者的机理不同。
看来比较合理的观点是缓冷脆化与较短时间的等温脆化是同一种脆化，而长达数百小时的等温脆化则是另一回事。
第二类回火脆性的另一个重要特征是在脆化以后(包括缓冷脆化及部分等温脆化)，如再重新加热到650℃以上，然后快冷至室温，则可消除脆化。
在脆化消除以后还可再次发生脆化(包括缓冷脆化及等温脆化)。
这表明第二类回火脆性是可逆的，故又可称之为可逆回火脆性。
第二类回火脆性可以使室温冲击韧性αk显著下降，冷脆转化温度50％FATT 显著升高。
出现第二类回火脆性时，断口呈沿晶断裂。
第二类回火脆性的脆化程度可以用冲击韧性αk的下降程度及冷脆转化温度50％FATT的升高程度来表示。
用αk的下降表示时可以采用回火脆性敏感系数α：α=ακ/ακ脆式中ακ——非脆化状态的冲击韧性值；ακ脆——脆化状态的冲击韧性值。
用冷脆转化温度50％FATT的升高表示时，可以采用回火脆度△FATT：△FATT=50％FATT脆-50％FATT式中50％FATT——非脆化状态的冷脆转化温度，50％FATT脆——脆化状态的冷脆转化温度。
α愈趋近于l，△FATT愈趋近于零，脆化程度愈低，亦即对第二类回火脆性愈不敏感。
2.影响第二类回火脆性的因素(1)化学成分的影响钢的化学成分是影响第二类回火脆性的最重要的因素。
可以按作用的不同将存在于钢中的元素分成三类：1)杂质元素。
属于这一类的元素有P、Sn、Sb、As、B、S等。
第二类回火脆性是由这些杂质元素引起的。
但当钢中不含Ni、Cr、Mn、Si等合金元素时杂质元素的存在不会引起第二类回火脆性。
如一般碳钢就不存在第二类回火脆性。
当杂质元素含量在0.00×％至0.0×％的范围内时即可引起脆化。
但以那一种杂质元素的脆化作用最大到目前为止还无定论。
文献总结了有关资料后指出，杂质元素的作用与钢料的成分有关。
在Ni-Cr钢中以Sb的作用最大，Sn次之；在Cr-Mn 钢中则以P的作用最大，Sb、Sn次之。
对于低碳钢，P的作用比Sn大，对于中碳钢，Sn的作用比P大。
2)促进第二类回火脆性的合金元素。
属于这一类的元素有Ni、Cr、Mn、Si、C等。
这类元素单独存在时也不会引起第二类回火脆性，必须与杂质元素同时存在时才会引起第二类回火脆性。
当杂质元素含量一定时，这类元素含量愈多，脆化愈严重。
当钢中仅含一种这类元素时，脆化能力以Mn最高，Cr次之，Ni再次之。
当Ni含量小于1.7％时不引起脆化。
当两种以上的元素同时存在时，脆化作用更大。
在含P 0.05％、C 0.2％的钢中加入Cr、Ni、Mn等得出，按脆化能力，Mn 1％+Cr 2％>Mn1％+Ni 3％；Ni 3％+Mn1％>Ni 3％+Cr 2％。
由此可见，两种元素同时加入时，也是以Mn的脆化作用最大，Ni最小。
3)扼制第二类回火脆性的元素。
属于这一类的元素有Mo、W、V、Ti。
往钢中加入这类元素可以扼制和减轻第二类回火脆性。
这类元素的加入量有一最佳值。
超过最佳值后，扼制效果变坏。
如Mo的最佳加入量为0.5～0.75％。
因此，Mo含量超过最佳值后，随Mo含量增加，△FATT也增加。
W的扼制作用较Mo小，为达到同样扼制效果，W的加入量应为Mo的2～3倍。