第六章 钢中的回火转变2

•回火温度：80-250℃ •T, t, 富集区 C 原子有序化，碳化物
析出 –马氏体分解
•碳化物的析出马氏体C含量 点阵 常数c, a, 正方度c/a
①高碳马氏体的分解
双相分解
淬火高C马氏体：1.4-1.2% 低C马氏体：0.27-0.29%
单相分解
马氏体的双相分解
• 温度范围：<125-150℃ • 随着碳化物的析出，出现两种正方度不同的α相，
– 高正方度的是保持原始碳含量的未分解的马氏体 – 低正方度的是碳己部分析出的α相。
• 随着t回火，即随着碳化物析出，两种α相的碳含 量均不发生改变，
– 高碳区， – 低碳区。
马氏体的双相分解
温度范围：<125-150℃
马氏体的双相分解
温度范围：<125-150℃
马氏体的双相分解
温度范围：<125-150℃
第六章 钢中的回火转变
回火
在淬火处理后将工件加热到低于临界点的 某一温度，保温一定时间，然后冷却到室 温的一种热处理操作。
淬火后为什么回火？
淬火组织：M+AR • 淬火组织的高度不稳定性：
对于碳钢， 当C<0.5％时，AR量常小于2％； ①马氏体中的碳是过饱和的； 当C=0.8％时，AR量约为6％； 当C=1.25％时，AR量超过30％； ②马氏体有很高的应变能和界面能； 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。 ③与马氏体并存的还有一定量的 AR
• 经过测定，低碳区的 碳含量C1与马氏体原 始碳含量及分解温度 均无关，为一恒定值， 约为0.25 -0.30 • 双相分解的速度与温 度有关，温度愈高， 分解速度就愈快。
马氏体的单相分解
• 温度范围：>125-150℃ • 碳原子扩散能力加大，α相中不同浓度可 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。
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
• I. 高碳马氏体中的碳化物析出
– -FexC的惯习面和位向关系与-Fe5C2及-Fe3C不同， 因此， -FexC转变为-Fe5C2及-Fe3C时不可能是原 位直接转变，而是通过-FexC溶解，新碳化物独立 形核长大方式进行的。 – 而对于-Fe5C2和-Fe3C ，它们的惯习面和位向关系 可能相同，也可能不同，所以-Fe5C2转变为-Fe3C 时既可能是原位转变，也可能-Fe5C2溶解， -Fe3C 独立形核长大。
• 中碳钢淬火板条马氏体+片状孪晶马氏体 • 回火时兼具低碳马氏体和高碳马氏体的分 解特征
小结
• 随着 T 回火 ，固溶于正 方马氏体中的过饱和碳 不断以 微小碳 化物 ( 碳化物 ) 的形式析出， 使马氏体的 C ，最终 变成立方马氏体，并且 立方马氏体的碳含量与 淬火钢的碳含量无关。 • 马氏体经过分解后获得 的立方马氏体+ -碳化 物的混合组织称为回火 马氏体。
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
• II. 低碳马氏体中的碳化物析出
– C<0.2%时，T回火>200C，碳原子偏聚区通过单相分 解自马氏体板条中直接析出细片状-碳化物。
– 低碳钢的Ms较高，在淬火形成马氏体的过程中，在 温度降至200以前，有可能在已形成的马氏体中发生 自回火，析出-碳化物。自回火析出的碳化物均在马 氏体板条内缠结位错区形成，形状为细针状。
（5）回火第四阶段(400℃以上)：α相状态变化及渗碳体的聚
集长大 淬火碳钢在回火过程中的各种转变，往往不 是单独发生的，而是相互重叠的
（1）前期阶段或时效阶段
马氏体中碳原子偏聚
• 回火温度：80-100℃以下—前期阶段或时效阶 段 • 金相组织和硬度上：无明显的变化 • 微观上：马氏体中将发生C原子的偏聚 • 马氏体：C在-Fe中过饱和间隙固溶体，处在 扁八面体间隙位置 • 马氏体存在高密度的缺陷（如位错、孪晶等） • Fe及合金元素原子都难以扩散迁移 • C、N等间隙原子尚能作短距离扩散。 • 因此形成碳原子的偏聚
（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变
②AR向马氏体的转变 • II.二次淬火 – 淬火时冷却中断或冷速较慢奥氏体热稳定化 现象。 – 奥氏体热稳定化现象可以通过回火加以消除。 – 将淬火钢加热到较高温度回火，若AR比较稳定， 在回火保温时未发生分解，则在回火后的冷却 过程中将转变为马氏体。这种在回火冷却时AR 转变为M的现象称为“二次淬火”。 – 二次淬火现象的出现与否与回火工艺密切相关。
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
• I. 高碳马氏体中的碳化物析出
– 在回火第一阶段中最初析出的是亚稳的-碳化物，hcp 结构，成分介于Fe2C-Fe3C之间，用ε-FexC表示。与基 体α '之间保持共格关系，存在一定的位向关系，惯习 面为{100 } α ' – 回火温度高于250℃时，转变为较稳定的χ-碳化物，具 有复杂斜方点阵，其组成为Fe5C2，用χ- Fe5C2表示。 呈薄片状，惯习面为{112} α ' , 即片状马氏体中的孪晶 界面，且片间距与马氏体中孪晶界面间距相当，故可 认为χ-碳化物是在孪晶界面上析出的。
• 因此，分解过程中，不再存在两种不同碳 含量的α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。
②低碳马氏体的分解
• 低碳钢的Ms较高，M形成时 C原子向位 错的偏聚 + 析出碳化物（自回火） • Ms，淬火冷却速度，碳化物 • 100-200℃回火，不析出碳化物，C原子聚 集在位错线附近。 • >200℃回火，单相分解析出碳化物，使铁 素体的C含量降低。
（3）残度范围：200-300℃ • 残余奥氏体向低碳马氏体（~0.25%C）+ -碳化物分解的过程 • AR量~钢的化学成分 • AR与过冷A本质上相同，
– 发生相同的转变 – 已发生的转变 AR的化学成分和物理状态（塑 性变形、弹性畸变、热稳定性等） AR转变 动力学
（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变
②AR向马氏体的转变 • II.二次淬火 – 碳化物假说：在回火过程中从AR中析出碳化物而使其
碳含量和合金元素含量下降，提高了AR的Ms点。 – 相硬化消除假说：回火消除了马氏体转变所引起的相 硬化而使AR恢复了转变为马氏体的能力。 – **上述假说都有一定的试验依据，但又不能圆满解释全 部试验结果。很可能是不同钢种具有不同的催化机理。
（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变
Mc:A热稳定化的温度上限 ②AR向马氏体的转变 • II.二次淬火 – 位错气团理论：在A中存在位错等晶体缺陷并固溶有C、 N等间隙原子。在250℃保温过程中，为了降低畸变能， C、N原子进入位错区形成原子气团并对位错起钉扎作 用，从而增大了相变阻力，起到了稳定化作用。若将 处于稳定化状态的残余奥氏体再加热至560℃保温，则 为了增加熵以降低系统自由能， 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。 – 即C、N等间隙原子进入位错区形成原子气团有一温度 上限Mc点， • 在Mc点以下中断冷却等温或缓冷将引起奥氏体的热 稳定化， • 而在Mc点以上回火则将产生催化作用。
• I. 高碳马氏体中的碳化物析出
– 淬火高碳钢回火过程中的碳化物转变顺序：
（ ） （ ） （ ） （ ） （ ）
温度、时间
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
• I. 高碳马氏体中的碳化物析出
– 碳化物转变可以通过两种方式进行 – “原位”转变：在旧碳化物的基础上通过成分改变 和点阵改组逐渐转化为新碳化物 – “独立”形核长大转变：新碳化物在其他部位通过 形核和长大独立形成，此时由于新碳化物的析出， 使母相碳含量下降，故细小的旧碳化物将重新溶入 母相直至消失。 – 碳化物转变的方式主要取决于新旧碳化物与母相的 惯习面和位向关系： • 两者的惯习面以及位向关系如果相同，可能进行 原位转变; • 如果不同，则为“独立”形核长大转变。
（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变
②AR向马氏体的转变 • I.等温转变成马氏体
– 将淬火钢加热到低于Ms点的某一温度等温保持， 则残余奥氏体有可能等温转变成马氏体。 – 在Ms点以下的转变是受马氏体分解所控制的马 氏体等温转变，即在已形成的马氏体发生分解 以后，残余奥氏体才能等温转变为马氏体。虽 然这种等温转变量很少，但对精密工具及量具 的尺寸稳定性将产生很大的影响。
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
• 回火温度范围：250-400℃ • 发生亚稳碳化物（-碳化物）稳定碳化物 （-碳化物,即渗碳体）的转变 • 转化是通过 -碳化物溶解和 -碳化物 重新从马氏体基体中析出的方式完成的。 • 最终得到组织：回火屈氏体 铁素体 + 片状(或小颗粒状) 渗碳体的混合 组织
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
• I. 高碳马氏体中的碳化物析出
– 回火温度T，转变为稳定的-碳化物，渗碳体 Fe3C，复杂斜方点阵，惯习面为{110} α '或 {112} α ' ，与基体之间亦存在一定的位向关系。 -碳化物也位于原孪晶界面，呈条片状。
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变
（3）回火第二阶段转变：残余奥氏体转变
②AR向马氏体的转变 • II.二次淬火
– 例如：淬火高速钢中存在大量的AR，若加热到 560℃保温后，在冷却过程中AR将转变为马氏体， 即在560℃保温过程中发生了某种催化，提高了AR 的Ms点，增强了向马氏体转变的能力。若在560℃ 回火后冷至250℃停留5分钟， AR又将变得稳定， 在冷至室温过程中不再发生转变。即在250℃保温 过程中发生了反催化(稳定化)，降低了AR的Ms点， 减弱了向马氏体转变的能力。
（4）回火第三阶段转变：碳化物析出与转变