钢的热处理钢的回火转变_精品文档优质PPT.ppt

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,此过程发生在温度高于100时，马氏体开始发生部分分解，随回火温度的升高及时间的延长，富集区的碳原子发生有序化然后转变为碳化物。

随碳化物的析出，马氏体的含碳量不断减少，点阵常数c下降、a升高、正方度c/a不断下降，并析出弥散分布的过渡型碳化物。

M回（+-FexC）0.25%C共格23,二马氏体的分解与亚稳碳化物的形成-转变第一阶段,

（一）高碳马氏体,高碳马氏体的分解分为两步：

1.马氏体双相分解（100150）a）在碳原子的富集区，形成碳化物核，周围碳原子的扩散促使其长大。

但由于温度低，进行的仅仅是近程扩散，从而形成具有二个浓度的相，析出的碳化物粒子也不易长大。

b）在高碳区继续形成新核，随时间延长，高碳区逐渐变成低碳区，高碳区减少。

c）低碳区增多，平均成分将至0.250.3%，与原始碳量、分解温度无关,（C）+-FexC+（C）动画1动画2,表7-1含碳1.4%的马氏体回火后点阵常数、正方度与含碳量的变化,2.马氏体单相分解当温度高于150时，碳原子扩散能力加大，a-Fe中不同浓度可通过长程扩散消除，析出的碳化物粒子可从较远处得到碳原子而长大。

故在分解过程中，不再存在两种不同碳含量的a相，碳含量和正方度不断下降，当温度达300时，正方度c/a接近1。

（二）板条马氏体,低碳（0.2%C）板条马氏体在100200回火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状态，不析出-FexC。

马氏体分解与回火温度和时间的关系,

（1）回火T，回火t，M分解加剧；

（2）M含碳量愈高，随T升高，含碳量降低迅速。

（3）回火初期，M中的碳含量下降快，一定时间后基本不变。

在普通金相显微镜下，观察不出回火马氏体中的碳化物。

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；

回火马氏体和下贝氏体都是由固溶体和碳化物所组成，但回火马氏体中的碳化物较下贝氏体中的碳化物分布均匀。

20钢980淬火+200回火组织（400倍）,三残余奥氏体转变（200300）转变第二阶段,在200300之间,钢中的残余奥氏体将发生分解，转变为回火马氏体或下贝氏体。

其转变可用下式表示：

ArM回或B下（+-FexC）回火TMs点，转变为P、B二次淬火：

回火过程中未能分解的残余奥氏体，在随后冷却到Ms点以下温度时，将再次转变为马氏体，这种情况称为二次淬火。

回火过程中，马氏体将继续转变，这必然影响到残余奥氏体的转变，所以：

a）当加热到A1MS之间时，马氏体的存在可促进珠光体转变，但影响不大。

马氏体的存在可大大促进贝氏体转变。

b）当加热至MS以下时，残余奥氏体有可能转变为马氏体。

c）当加热回火时，如残余奥氏体未分解，则在冷却过程中残余奥氏体将转变为马氏体，这一过程称为催化。

如W18Cr4V淬火后，加热到560三次回火，由于560正处于高速钢的珠光体与贝氏体之间的转变奥氏体稳定区，故奥氏体在回火中不发生转变，在随后的冷却过程中就转变为马氏体，这就是催化。

但如果该钢560回火后，在冷却过程中在250停留5分钟，残余奥氏体又变得稳定，这一过程称为稳定化。

四碳化物转变（250400）转变第三阶段,

（一）高碳马氏体碳钢中马氏体过饱和的C几乎全部脱溶，但仍具有一定的正方度。

形成两种比-FexC更加稳定的碳化物：

一种是c-Fe5C2单斜晶系一种是-Fe3C正交晶系,

（1）碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温度可以降低。

（2）是否出现-Fe5C2与钢的C%有关，C%增加有利于-Fe5C2产生（板条马氏体不易产生-Fe5C2）。

碳化物转变方式,（a）原位转变（原位析出、就地形核）在原碳化物的基础上、（原碳化物）发生成分、点阵改组，新、旧相具有相同析出位置与惯习面。

如的转变。

（b）独立转变（离位析出、单独形核）原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核、长大，使马氏体中含碳量降低，为维持平衡，细小的旧相溶解,如（）碳化物或碳化物。

碳化物转变的方式取决于原碳化物和新碳化物与母相之间的晶体学关系（惯习面和位向关系）。

若惯习面和位向关系相同，可以进行原位析出；

若惯习面和位向关系不同则进行离位析出.,

（二）低碳马氏体,当碳含量低于0.2%时，在200以下回火，仅发生碳在位错线的偏聚，而且较为稳定；

在200以上回火，析出稳定的碳化物。

回火时，在板条内位错缠结处析出细针状碳化物，沿板条界析出薄片状碳化物。

综上所述1.板条马氏体马氏体中的碳原子全部析出，在原马氏体内或晶界上析出渗碳体。

相仍保持原M的形态。

2.片状马氏体碳化物溶解，形成碳化物（Fe5C2），碳化物再转变成渗碳体。

碳化物仍与基体保持共格关系。

渗碳体与基体无共格关系。

相中的孪晶亚结构消失。

这一阶段转变完成后,钢的组织由饱和的针状相和细小粒状的渗碳体组成，这种组织称为回火屈氏体。

回火屈氏体仍保持原马氏体的形态，但模糊不清。

45钢840水淬+400回火回火T,回火M转变为在保持M形态的F基体上分布着极其细小的渗碳体颗粒,五a相回复再结晶及碳化物聚集长大（400）转变第四阶段,由于马氏体中的缺陷（如位错或形变孪晶等）密度很高，当回火温度超过400以上后，在回火过程中也发生回复和再结晶过程。

1.相400开始回复，位错密度下降。

2.600以下相基本上保持板条或片状M形态。

3.600以上球状渗碳体聚集和长大，进一步粗化。

相再结晶，由片状或板条状转变成无应变的、等轴状新晶粒,回复过程：

板条马氏体的位错降低，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络多边化。

这是比较稳定的状态，这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。

片状马氏体回火温度高于250时孪晶开始消失，400孪晶全部消失。

回复过程马氏体晶粒空间形态不变（板条状马氏体仍板条状，片状马氏体仍片状）。

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相取代板条晶粒。

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。

碳化物长大,温度高于400，碳化物已与相脱离共格关系而聚集球化。

细粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化，并对相的再结晶有阻碍作用。

渗碳体的聚集和长大的过程，是以相作为媒介而实现的，即体积较小的渗碳体粒子不断地溶解到相中，而体积较大的渗碳体粒子不断地从相中接受扩散来的碳原子而长大。

淬火碳钢在不同温度回火，可得到不同的组织：

250以下回火，得到+碳化物（,），即回火马氏体（碳化物存在于板条或片内），记作M-低温回火350500回火，得到（0.25%C）+碳化物，即回火屈氏体（细小碳化物及针状），记作T。

-中温回火500650回火，得到平衡态等轴+碳化物，即回火索氏体（细粒碳化物及等轴），记作S。

-高温回火,845钢840水淬+650回火回火S,由原来M组织形态变成多边形F与颗粒状渗碳体组成的组织称为回火S。

回火组织（M、T、S）比较,T8钢的回火组织（M、T、S）,6.2合金元素对回火转变的影响和钢中的回火脆性,合金元素对钢回火时组织转变的影响表现在：

1.延缓钢的软化，回火稳定性提高；

2.引起二次硬化现象；

3.影响钢的回火脆性。

回火稳定性指随回火温度升高，材料的强度和硬度下降快慢的程度，也称回火抗力或抗回火软化能力。

一对马氏体分解和碳化物形成的影响,1.对马氏体分解的影响

（1）低温（20-150）时，合金元素的影响较小

（2）高于150时，强碳化物形成元素V、Ti、Nb、Mo、W、Cr阻碍非碳化物形成元素Cu、Ni、Mn影响极小Si、Co能够溶入a和x，提高x的稳定性；

但不能溶入q，形成q须扩散到a中，因此阻碍碳化物的转化。

2对碳化物聚集长大的影响,

（1）碳化物形成元素可阻碍碳的扩散，从而显著提高了马氏体的分解温度。

（2）合金碳化物的稳定性高。

当强碳化物形成元素含量较低时，一般溶于Fe3C形成合金渗碳体；

当含量较高时，以合金碳化物的形式出现。

合金碳化物比碳化物稳定；

一种合金元素可以形成几种不同的合金碳化物；

MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6合金碳化物形成有两种方式：

（1）原位转变:

碳化物形成元素在渗碳体中富集，当浓度超过合金渗体中的溶解度时，渗碳体的点阵就改组成特殊碳化物的点阵，完成向稳定碳化物的转变。

（2）独立转变:

直接从相中析出特殊碳化物的晶核，同时伴随有合金渗碳体的溶解。

3.对a相回复、再结晶的影响,Ni无影响；

Si、Mn稍有提高；

Mo、V、W、Ti、Cr等提高回复、再结晶温度。

原因：

碳化物颗粒钉扎位错。

合金钢回火时碳化物析出序列,二、二次硬化现象,二次硬化：

如钢中含有Cr、Mo、V、Ti、Nb等碳化物形成元素，经淬火并在500-600之间回火时，不仅硬度不降低，反而升高到接近淬火钢的高硬度值，这种强化效应，称为合金钢的二次硬化。

合金碳化物在位错线上形核，弥散沉淀，与a共格。

三钢的回火脆性,1.定义：

随着回火温度的提高，淬火钢的韧性在某些温度区间显著下降的现象。

2.分类第一类回火脆性（低温回火脆性）：

在250400温度范围内出现的回火脆性。

第二类回火脆性（高温回火脆性）：

在450650温度范围内出现的回火脆性。

（1）第一类回火脆性,特征：

（1）不可逆回火脆性；

（2）与冷速无关，与回火时间无关；

（3）断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂。

当出现了第一类回火脆性后，再加热到较高温度回火，可将脆性消除；

如再在此温度范围回火，就不会出现这种脆性。

故称之为不可逆回火脆性。

产生机制：

（1）残余奥氏体薄膜理论马氏体板条界上存在残余奥氏体薄膜，引起脆性降低。

（2）片状碳化物沉淀理论片状Fe3C在晶界除沉淀（3）杂质元素晶界偏聚论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脆断。

防止方法：

（1）加入合金元素使回火脆性温度提高。

如加入Mo、Si等。

（2）不在此温度区间回火。

（3）降低杂质元素含量。

（4）采用等温淬火，获得B下,

（2）第二类回火脆性,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。

杂质偏聚理论

（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23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）降低杂质元素