淬火钢的回火转变
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淬火钢的回火转变
③中碳马氏体中存在位错和孪晶两种亚结构，其 析出过程
淬火钢的回火转变
Hale Waihona Puke Baidu
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。
淬火钢的回火转变
–Fe5C2的晶体结构与θ－Fe3C很相似，同属
所谓三棱柱型的间隙化合物。
淬火钢的回火转变
马氏体的回火析出过程
小于0.2%C的低碳马氏体，200℃以下回火时，只形成碳原 子的位错气团；高于200℃时，析出平衡相渗碳体。
中碳马氏体200℃以下回火时，形成碳原子的位错气团和弘 津气团。100～300℃之间形成η（或ε）碳化物。
Fe3C
淬火钢的回火转变
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
淬火钢的回火转变
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。
在一个相当宽的温度范围内， –Fe5C2与θ-Fe3C共存， 直到450℃以上-Fe5C2消失，全部转变为θ-Fe3C。
团”。
碳原子偏聚团的外形尺寸
淬火钢的回火转变
柯垂尔（Cottrell）气团
C原子在位错线上的偏聚，称为柯垂尔气团。 在淬火态，碳原子已经处于位错偏聚态，0.2%碳使马 氏体中的位错完全饱和。碳原子偏聚于位错线，使它对 合金的电阻率的贡献大大减少（与均匀固溶态相比）。
淬火钢的回火转变
脱溶的第一阶段——偏聚
这些转变是非平衡组织在A1以下加热过程中不断向平衡 态转化的过程。
淬火钢的回火转变
6.1 Fe-C马氏体的回火
钢回火5阶段： 预备（时效）阶段：马氏体中碳原子的偏聚，<80～100ºC 第一阶段：马氏体分解，80～250ºC 第二阶段：残余奥氏体转变，200～300ºC 第三阶段：碳化物析出与转变，250～400ºC 第四阶段：α相回复再结晶、及碳化物聚集长大，>400ºC
S. Ansell设计了一种超高速深冷淬火装置，可以104℃/s冷速淬火，冷却 0℃（冰水）后迅速转入-195℃，并且在低温下测定硬度。得到了新鲜马 氏体，硬度测定表明新鲜马氏体的硬度低于一般(老)马氏体的硬度，回 热到室温后硬度又上升。
淬火钢的回火转变
高速淬冷的Fe-C马氏体硬度与淬冷速度的关系
第6章 淬火钢的回火转变
将淬火马氏体重新加热到低于临界点的某一温度， 保温一定时间，使亚稳的马氏体及残余奥氏体发生某 种程度的转变，再冷却到室温，从而调整零件的使用 性能，这种工艺操作称为回火。
淬火钢的回火转变
回火加热时非平衡组织的转变
1、马氏体的回火转变（脱溶、碳化物的聚集长大、α相的 回复再结晶等）； 2、贝氏体的回火； 3、残余奥氏体的分解及转变； 4、低碳钢的时效。
淬火钢的回火转变
“新鲜”马氏体回火时电阻 率的变化
含碳量小于0.08%时，在-40至100℃区间 内，（ ρ2 -ρ 1 ）<0，表明马氏体发生了碳在 位错线上的偏聚——“非均匀偏聚”（柯垂尔 气团），使电阻率降低；含碳量大于 0.08%C时，在-40至100℃区间内，（ ρ2 ρ 1 ）>0，表明电阻率升高，说明此时没有 碳化物析出。 有少量碳原子在其最有利的温度形成G.P. 区，发生碳原子的“均匀偏聚”过程。随着含 碳量的增加，“均匀偏聚”的碳原子越来越多 （弘津气团），逐渐使Δρ值大于零。
高碳马氏体形成过程较为复杂，随着回火温度的升高，析
出序列为：Dc→η（或ε）→ →θ－Fe3C。
淬火钢的回火转变
①低碳的板条状马氏体的脱溶过程
200℃以下回火时不析出碳化物，只有碳原子偏聚团。 200℃以上，直接析出平衡相θ-Fe3C。说明析出过渡相 η-Fe2C或ε-Fe2.4C需要扩散富集较高的含碳量，这对于 低碳马氏体来说较为困难。同时也说明，Dc碳原子的 位错气团可以吸纳大量碳原子，较为稳定，难以再提 供多余的碳原子来析出过渡相。
淬火钢的回火转变
固溶态的电阻率高于分离态
2、碳原子的偏聚团
马氏体中的碳原子选择性地占 据同一晶向（如[001]α）八面体 间隙，形成晶格的正方性。
弘津首先指出处于同一晶向八 00 1 2 面体间隙的碳原子进一步发生
偏聚，可以形成小片状的碳原
某碳原子（几率＝1.00）周围出 现其它碳原子的几率
低碳钢的淬冷硬度保持低水平，且H～v曲 线为水平的。
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。
工业条件下或者一般试验条件下所获得的 马氏体，碳原子已经完成了脱溶的第一阶 段——偏聚，一部分以柯垂尔（Cottrell）气 团存在，另一部分以弘津偏聚团形式出现。 马氏体中的含碳量超过0.2%越多，则弘津气 团的数量越多。
淬火钢的回火转变
3、θ-Fe3C的过渡相
淬火钢的回火转变
碳化物的晶体学参数
子团，称为弘津气团。
淬火钢的回火转变
“弘津气团”的形状
弘津气团（碳原子偏聚团）仅仅包含2～ 4个碳原子，呈透镜状。法向最大尺寸约 等于铁素体的晶格常数aα，径向约为2aα。
惯习面为{100}α，后来也有人认为是 {102}α 。严格地说，这么一个小尺寸的 聚集物，难以称为通常意义上的成分偏 聚，很接近均匀固溶，将其称为“弘津气
③中碳马氏体中存在位错和孪晶两种亚结构，其 析出过程
淬火钢的回火转变
Hale Waihona Puke Baidu
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。
淬火钢的回火转变
–Fe5C2的晶体结构与θ－Fe3C很相似，同属
所谓三棱柱型的间隙化合物。
淬火钢的回火转变
马氏体的回火析出过程
小于0.2%C的低碳马氏体，200℃以下回火时，只形成碳原 子的位错气团；高于200℃时，析出平衡相渗碳体。
中碳马氏体200℃以下回火时，形成碳原子的位错气团和弘 津气团。100～300℃之间形成η（或ε）碳化物。
Fe3C
淬火钢的回火转变
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
淬火钢的回火转变
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。
在一个相当宽的温度范围内， –Fe5C2与θ-Fe3C共存， 直到450℃以上-Fe5C2消失，全部转变为θ-Fe3C。
团”。
碳原子偏聚团的外形尺寸
淬火钢的回火转变
柯垂尔（Cottrell）气团
C原子在位错线上的偏聚，称为柯垂尔气团。 在淬火态，碳原子已经处于位错偏聚态，0.2%碳使马 氏体中的位错完全饱和。碳原子偏聚于位错线，使它对 合金的电阻率的贡献大大减少（与均匀固溶态相比）。
淬火钢的回火转变
脱溶的第一阶段——偏聚
这些转变是非平衡组织在A1以下加热过程中不断向平衡 态转化的过程。
淬火钢的回火转变
6.1 Fe-C马氏体的回火
钢回火5阶段： 预备（时效）阶段：马氏体中碳原子的偏聚，<80～100ºC 第一阶段：马氏体分解，80～250ºC 第二阶段：残余奥氏体转变，200～300ºC 第三阶段：碳化物析出与转变，250～400ºC 第四阶段：α相回复再结晶、及碳化物聚集长大，>400ºC
S. Ansell设计了一种超高速深冷淬火装置，可以104℃/s冷速淬火，冷却 0℃（冰水）后迅速转入-195℃，并且在低温下测定硬度。得到了新鲜马 氏体，硬度测定表明新鲜马氏体的硬度低于一般(老)马氏体的硬度，回 热到室温后硬度又上升。
淬火钢的回火转变
高速淬冷的Fe-C马氏体硬度与淬冷速度的关系
第6章 淬火钢的回火转变
将淬火马氏体重新加热到低于临界点的某一温度， 保温一定时间，使亚稳的马氏体及残余奥氏体发生某 种程度的转变，再冷却到室温，从而调整零件的使用 性能，这种工艺操作称为回火。
淬火钢的回火转变
回火加热时非平衡组织的转变
1、马氏体的回火转变（脱溶、碳化物的聚集长大、α相的 回复再结晶等）； 2、贝氏体的回火； 3、残余奥氏体的分解及转变； 4、低碳钢的时效。
淬火钢的回火转变
“新鲜”马氏体回火时电阻 率的变化
含碳量小于0.08%时，在-40至100℃区间 内，（ ρ2 -ρ 1 ）<0，表明马氏体发生了碳在 位错线上的偏聚——“非均匀偏聚”（柯垂尔 气团），使电阻率降低；含碳量大于 0.08%C时，在-40至100℃区间内，（ ρ2 ρ 1 ）>0，表明电阻率升高，说明此时没有 碳化物析出。 有少量碳原子在其最有利的温度形成G.P. 区，发生碳原子的“均匀偏聚”过程。随着含 碳量的增加，“均匀偏聚”的碳原子越来越多 （弘津气团），逐渐使Δρ值大于零。
高碳马氏体形成过程较为复杂，随着回火温度的升高，析
出序列为：Dc→η（或ε）→ →θ－Fe3C。
淬火钢的回火转变
①低碳的板条状马氏体的脱溶过程
200℃以下回火时不析出碳化物，只有碳原子偏聚团。 200℃以上，直接析出平衡相θ-Fe3C。说明析出过渡相 η-Fe2C或ε-Fe2.4C需要扩散富集较高的含碳量，这对于 低碳马氏体来说较为困难。同时也说明，Dc碳原子的 位错气团可以吸纳大量碳原子，较为稳定，难以再提 供多余的碳原子来析出过渡相。
淬火钢的回火转变
固溶态的电阻率高于分离态
2、碳原子的偏聚团
马氏体中的碳原子选择性地占 据同一晶向（如[001]α）八面体 间隙，形成晶格的正方性。
弘津首先指出处于同一晶向八 00 1 2 面体间隙的碳原子进一步发生
偏聚，可以形成小片状的碳原
某碳原子（几率＝1.00）周围出 现其它碳原子的几率
低碳钢的淬冷硬度保持低水平，且H～v曲 线为水平的。
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。
工业条件下或者一般试验条件下所获得的 马氏体，碳原子已经完成了脱溶的第一阶 段——偏聚，一部分以柯垂尔（Cottrell）气 团存在，另一部分以弘津偏聚团形式出现。 马氏体中的含碳量超过0.2%越多，则弘津气 团的数量越多。
淬火钢的回火转变
3、θ-Fe3C的过渡相
淬火钢的回火转变
碳化物的晶体学参数
子团，称为弘津气团。
淬火钢的回火转变
“弘津气团”的形状
弘津气团（碳原子偏聚团）仅仅包含2～ 4个碳原子，呈透镜状。法向最大尺寸约 等于铁素体的晶格常数aα，径向约为2aα。
惯习面为{100}α，后来也有人认为是 {102}α 。严格地说，这么一个小尺寸的 聚集物，难以称为通常意义上的成分偏 聚，很接近均匀固溶，将其称为“弘津气