回火及回火脆性

1、回火脆性!回火temperi ng將經(jīng)過淬火的工件重新加熱到低于下臨界溫度的適當(dāng)溫度，保 溫一段時(shí)間后在空氣或水、油等介質(zhì)中冷卻的金屬熱處理。鋼鐵工件 在淬火后具有以下特點(diǎn)：得到了馬氏體、貝氏體、殘余奧氏體等 不平衡（即不穩(wěn)定）組織。存在較大內(nèi)應(yīng)力。力學(xué)性能不能滿足 要求。因此，鋼鐵工件淬火后一般都要經(jīng)過回火。作用 回火的作用在于：提高組織穩(wěn)定性，使工件在使用過程中不再發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，從而使工件幾何尺寸和性能保持穩(wěn)定。 消除內(nèi)應(yīng)力，以便改善工件的使用性能并穩(wěn)定工件幾何尺寸。調(diào)整鋼鐵的力學(xué)性能以滿足使用要求?；鼗鹬跃哂羞@些作用，是因?yàn)闇囟壬邥r(shí)，原子活動(dòng)能力增 強(qiáng)，鋼鐵中的鐵、碳和其他合金元素

2、的原子可以較快地進(jìn)行擴(kuò)散，實(shí) 現(xiàn)原子的重 新排列組合，從而使不穩(wěn)定的不平衡組織逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn) 定的平衡組織。內(nèi)應(yīng)力的消除還與溫度升高時(shí)金屬?gòu)?qiáng)度降低有關(guān)。一 般鋼鐵回火時(shí)，硬度和強(qiáng)度下降，塑性提 高?；鼗饻囟仍礁撸@些 力學(xué)性能的變化越大。有些合金元素含量較高的合金鋼，在某一溫度 范圍回火時(shí)，會(huì)析出一些顆粒細(xì)小的金屬化合物，使強(qiáng)度和硬度上升。這種現(xiàn)象稱為二次硬化。要求 用途不同的工件應(yīng)在不同溫度下回火，以滿足使用中的要求。刀具、軸承、滲碳淬火零件、表面淬火零件通常在 250C以下 進(jìn)行低溫回火。低溫回火后硬度變化不大，內(nèi)應(yīng)力減小，韌性稍有提高。彈簧在350500C下中溫回火，可獲得較高的彈性和必要

3、 的韌性。中碳結(jié)構(gòu)鋼制作的零件通常在 500600C進(jìn)行高溫回火， 以獲得適宜的強(qiáng)度與韌性的良好 配合。淬火加高溫回火的熱處理工 藝總稱為調(diào)質(zhì)。鋼在300C左右回火時(shí)，常使其脆性增大，這種現(xiàn)象稱為第一 類回火脆性。一般不應(yīng)在這個(gè)溫度區(qū)間回火。 某些中碳合金結(jié)構(gòu)鋼在 高溫回火后，如果緩慢冷至室溫，也易于變脆。這種現(xiàn)象稱為第二類回火脆性。在鋼中加入鉬，或回火時(shí)在油或水中冷卻，都可以防止 第二類回火脆性。將第二類回火脆性的鋼重新加熱至原來的回火溫 度，便可以消除這種 脆性?；鼗餿emperi ng將淬火成 馬氏體的鋼加熱到臨界點(diǎn) A1以下某個(gè)溫度，保溫適當(dāng) 時(shí)間，再冷到室溫的一種熱處理工藝?；鼗鸬哪?/p>

4、的在于消除淬火應(yīng)力， 使鋼的組織轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄬?duì)穩(wěn)定狀態(tài)。在不降低或適當(dāng)降低鋼的硬度和強(qiáng)度的條件下改善鋼的塑性和韌性，以獲得所希望的性能。中碳和高碳鋼淬火后通常硬度很高，但很脆，一般需經(jīng)回火處理才能使用。鋼 中的淬火馬氏體，是碳在 a -Fe中的過飽和固溶體，具有體心正方結(jié) 構(gòu)，其正方度c/a隨含碳量的增加而增大(c/a=1+0.045wt % C)。馬氏體組 織在熱力學(xué)上是不穩(wěn)定的，有向穩(wěn)定組織過渡的趨勢(shì)。許多鋼 淬火后還有一定量的殘留奧氏體， 也是不穩(wěn)定的，回火過程中將發(fā)生 轉(zhuǎn)變。因此，回火過程本質(zhì)上是在 一定溫度范圍內(nèi)加熱粹火鋼，使 鋼中的熱力學(xué)不穩(wěn)定組織結(jié)構(gòu)向穩(wěn)定狀態(tài)過渡的復(fù)雜轉(zhuǎn)變過程。轉(zhuǎn)變

5、的內(nèi)容和形式則視淬火鋼的化學(xué)成分和組織，以及加熱溫度而有所不同（見馬氏體相變。碳鋼的回火過程 淬火碳鋼回火過程中的組織轉(zhuǎn)變對(duì)于各種鋼來說都有代表性?；鼗疬^程包括馬氏體分解，碳化物的析出、轉(zhuǎn)化、聚集和長(zhǎng)大，鐵素體回復(fù)和再結(jié)晶，殘留奧氏體分解等四類反應(yīng)。低、中碳鋼回火過程中的轉(zhuǎn)變示意地歸納在圖 1中。根據(jù)它們的反應(yīng)溫度，可描述為相互交疊的四個(gè)階段。第一階段回火（250C以下）馬氏體在室溫是不穩(wěn)定的，填隙的 碳原子可以在馬氏體內(nèi)進(jìn)行緩慢的移動(dòng)，產(chǎn)生某種程度的碳偏聚。隨 著回火溫度的升高，馬氏體開始分解，在中、高碳鋼中沉淀出 £-碳 化物（圖2）,馬氏體的正方度減小。高碳鋼在 50100C回

6、火后觀 察到的硬度增高現(xiàn)象，就是由于 £-碳化物在馬氏體中產(chǎn)生沉淀硬化 的結(jié)果（見脫溶）。£-碳化物具有密排六方結(jié)構(gòu)，呈狹條狀或細(xì)棒 狀，和基體有一定的取向關(guān)系。初生的£-碳化物很可能和基體保持 共格。在250C回火后，馬氏體內(nèi)仍保持含碳約 0.25 %。含碳低于 0.2 %的馬氏體在200C以下回火時(shí)不發(fā)生£ -碳化物沉淀，只有碳的 偏聚，而在更高的溫度回火則直接分解出滲碳體。第二階段回火（200300C）殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?；鼗鸬?00300C的溫度范圍，淬火鋼中原來沒有完全轉(zhuǎn)變的殘留奧氏體，此時(shí) 將會(huì)發(fā)生分解，形成貝氏體組織。在中碳和高碳鋼中這個(gè)轉(zhuǎn)變比

7、較明顯。含碳低于0.4 %的碳鋼和低合金鋼，由于殘留奧氏體量很少，所以這一轉(zhuǎn)變基本上可以忽略不計(jì)。第三階段回火（200350C）馬氏體分解完成，正方度消失。£ - 碳化物轉(zhuǎn)化為滲碳體（Fe3C）。這一轉(zhuǎn)化是通過碳化物的溶解和 滲碳體重新形核長(zhǎng)大方式進(jìn)行的。最初形成的滲碳體和基體保持嚴(yán)格 的取向關(guān)系。滲碳體往往在 £ -碳化物和基體的界面上、馬氏體界面 上、高碳馬氏體片中的孿晶界上和原始奧氏體晶粒界上形核（圖3）。形成的滲碳體開始時(shí)呈薄膜狀，然后逐漸球化成為顆粒狀的Fe3C第四階段回火（350700C）滲碳體球化和長(zhǎng)大，鐵素體回復(fù)和 再結(jié)晶。滲碳體從400C開始球化，600C

8、以后發(fā)生集聚性長(zhǎng)大。過 程進(jìn)行中，較小的滲碳體顆粒溶于基體，而將碳輸送給選擇生長(zhǎng)的較大顆粒。位于馬氏體晶界和原始奧氏體晶粒間界上的碳化物顆粒球 化和長(zhǎng)大的速度最快，因?yàn)樵谶@些區(qū)域擴(kuò)散容易得多。鐵素體在350600C發(fā)生回復(fù)過程。此時(shí)在低碳和中碳鋼中， 板條馬氏體的板條內(nèi)和板條界上的位錯(cuò)通過合并和重新排列，使位錯(cuò)密度顯著降低，并形成和原馬氏體內(nèi)板條束密切關(guān)聯(lián)的長(zhǎng)條狀鐵素 體晶粒。原始馬氏體板條界可保持穩(wěn)定到 600C ;在高碳鋼中，針狀 馬氏體內(nèi)孿晶消失而形成的鐵素體，此時(shí)也仍然保持其針狀形貌。在600700C間鐵素體內(nèi)發(fā)生明顯的再結(jié)晶，形成了等軸鐵素體晶粒。此后，F(xiàn)e3C顆粒不斷變粗，鐵素體晶

9、粒逐漸長(zhǎng)大。合金元素的影響 對(duì)一般回火過程的影響 合金元素硅能推遲碳 化物的形核和長(zhǎng)大，并有力地阻滯£-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體；鋼中加 入2%左右硅可以使e -碳化物保持到400C。在碳鋼中，馬氏體的 正方度于300C基本消失，而含Cr、Mo W V、Ti和Si等元素的 鋼，在450C甚至500 C回火后仍能保持一定的正方度。說明這些元 素能推遲鐵碳過飽和固溶體的分解。反之，Mn和Ni促進(jìn)這個(gè)分解過程（見合金鋼）。合金元素對(duì)淬火后的殘留奧氏體量也有很大影響。殘留奧氏體圍繞馬氏體板條成細(xì)網(wǎng)絡(luò)；經(jīng)300C回火后這些奧氏體分解，在板條界 產(chǎn)生滲碳體薄膜。殘留奧 氏體含量高時(shí)，這種連續(xù)薄膜很可能

10、是造 成回火馬氏體脆性（300350C）的原因之一。合金元素，尤其是Cr、 Si、W Mo等，進(jìn)入滲碳體結(jié)構(gòu)內(nèi)，把 滲碳體顆粒粗化溫度由350 400C提高到500550C，從而抑制回火軟化過程，同時(shí)也阻礙鐵素 體的晶粒長(zhǎng)大。特殊碳化物和次生硬化 當(dāng)鋼中存在濃度足夠高的強(qiáng)碳化物形成 元素時(shí)，在溫度為450650C范圍內(nèi)，能取代滲碳體而形成它們自 己的特殊碳化物。形成特殊碳化物時(shí)需要合金元素的 擴(kuò)散和再分配， 而這些元素在鐵中的擴(kuò)散系數(shù)比 C N等元素要低幾個(gè)數(shù)量級(jí)。因此 在形核長(zhǎng)大前需要一定的溫度條件。 基于同樣理由，這些特殊碳化物的長(zhǎng)大速度 很低。在450650C形成的高度彌散的特殊碳化物，

11、即 使長(zhǎng)期回火后仍保持其彌散性。圖 4表明，在450650C之間合金 碳化物的形成對(duì)基體產(chǎn)生強(qiáng)化 作用，使鋼的硬度重新升高，出現(xiàn)峰值。這一現(xiàn)象稱為次生硬化鋼在回火后的性能 淬火鋼回火后的性能取決于它的內(nèi)部顯微組 織；鋼的顯微組織又隨其化學(xué)成分、淬火工藝及回火工藝而異。碳鋼 在100250C之間回火后能獲得較好的力學(xué)性 能。合金結(jié)構(gòu)鋼在 200700C之間回火后的力學(xué)性能的典型變化如圖5所示。從圖5可以看出，隨著回火溫度的升高，鋼的抗拉強(qiáng)度（7 b單調(diào)下降；屈服強(qiáng)度7 0.3先稍升高而后降低；斷面收縮率®和伸長(zhǎng)率5不斷改 善；韌性（用斷裂韌度K1c為指標(biāo)）總的趨勢(shì)是上升，但在30040

12、0 C 之間和500550C之間出現(xiàn)兩個(gè)極小值，相應(yīng)地被稱為低溫回火脆 性與 高溫回火脆性。因此，為了獲得良好的綜合力學(xué)性能，合金結(jié) 構(gòu)鋼往往在三個(gè)不同溫度范圍回火：超高強(qiáng)度鋼約在200300C ;彈 簧鋼在460C附近；調(diào)質(zhì) 鋼在550650C回火。碳素及合金工具鋼 要求具有高硬度和高強(qiáng)度，回火溫度一般不超過200C?；鼗饡r(shí)具有 次生硬化的合金結(jié)構(gòu)鋼、模具鋼和高速鋼等都在500650C范圍內(nèi)回火?；鼗鸫嘈?是回火中必須注意的問題:低溫回火脆性 許多合金鋼淬火成馬氏體后在 250400C回火中 發(fā)生的脆化現(xiàn)象。已經(jīng)發(fā)生的脆化不能用重新加熱的方法消除，因此又稱為不可逆回火脆性。引起低溫回火脆 性

13、的原因已作了大量研究。 普遍認(rèn)為，淬火鋼在250400C范圍內(nèi)回火時(shí)，滲碳體在原奧氏體 晶界或在馬氏體界面上析出，形成薄殼，是導(dǎo)致低溫回火脆性的主要原因。鋼中加入一定量的硅，推遲回火時(shí)滲碳體的形成，可提高發(fā)生低溫回火脆性的溫度，所以含硅的超高強(qiáng)度鋼可在300320C回火而不發(fā)生脆化，有利于改進(jìn)綜合力學(xué)性能。高溫回火脆性 許多合金鋼淬火后在500550C之間回火,或在 600C以上溫度回火后以緩慢的冷卻速度通過 500550C區(qū)間時(shí)發(fā)生 的脆化現(xiàn)象。如果重新加熱到600 C以上溫度后快速冷卻，可以恢復(fù) 韌性，因此又稱為可逆回火脆性。已經(jīng)證明，鋼中P、Sn Sb As等雜質(zhì)元素在500550C溫度

14、向原奧氏體晶 界偏聚，導(dǎo)致高溫回火脆性;Ni、Mn等元素可以和P、Sb等雜質(zhì)元素發(fā)生晶界協(xié)同偏聚 (cosegregatio n),Cr元素則又促進(jìn)這種協(xié)同偏聚，所以這些元素都加劇鋼的高溫回火脆性。相反，鉬與磷交互作用，阻礙磷在晶界的偏 聚，可以減輕高溫回火脆性。稀土元素也有類似的作用。鋼在600 C以上溫度回火后快速冷卻可以抑止磷的偏析，在熱處理操作中常用來避免發(fā)生高溫回火脆性。淬火鋼回火時(shí)，隨著回火溫度的升高，通常其強(qiáng)度，硬度降低，而塑性， 韌性提高。但在某些溫度范圍內(nèi)回火時(shí)，鋼的沖擊韌性不僅沒有提高， 反而顯著降低，這種脆化現(xiàn)象稱為回火脆性。因此，一般不在250 350度進(jìn)行回火，這就是

15、因?yàn)榇慊痄撛谶@個(gè)溫 度范圍內(nèi)回火時(shí)要發(fā)生回火脆性。這種回火脆性稱為低溫回火脆性或 第一類回火脆性。產(chǎn)生低溫回火脆性的原因，目前還不十分清楚。一般認(rèn)為是由于碳化 物以斷續(xù)的薄片狀沿馬氏體片或馬氏體條的界面析出所造成的。這種硬而脆的薄片碳化物與馬氏體間的結(jié)合較弱，降低了馬氏體晶界處的強(qiáng)度，因而使沖擊韌性反而下降。凡是淬成馬氏體的鋼均有這類脆性，具有不可逆性。400 550C發(fā)生的回火脆性經(jīng)快速冷卻可以消除。Mn鋼、Cr鋼、Cr-Mn 鋼、Cr-Ni鋼等鋼易發(fā)生第二類回火脆性。補(bǔ)充一下，常用材料的回火脆性溫度范圍鋼號(hào)第一類回火脆性第二類回火脆性30Mn225035050055020MnV300360

16、25Mn2V25035051061035SiMn500 65020Mn 2B 250 35045M n2B45055015MnVB 250 35020MnVB 200260520 左右40MnVB 200350500 60040Cr300 370450 65038CrSi250 350450 55035CrMo 250400無明顯脆性20Cr MnM o25 35030Cr Mn Ti40045030CrMnSi 25038046065020CrNi3A 250350450550 12CrNi4A 25035037CrNi3 300 40048055040CrNiMo 300400一般無脆性3

17、8CrMoAIA30（450無脆性70Si3 Mn A 400 4254Cr9Si2450600有回火脆性5Mn 60Si2 Mn50CrVA 200300 4CrW2Si 250 3505CrW2Si 300 4006CrW2Si 300 450MnCrWV 250 左右4SiCrV>6003Cr2W8V5506509SiCr210 250CrWMn250 3009Mn 2V190 230T8T12200300GCr152002401Cr135205602Cr134505606007503Cr133505506007501Cr17Ni2 400 580 1# tegong3333回火脆

18、性是指淬火鋼回火后出現(xiàn)韌性下降的現(xiàn)象。回火脆性：淬火鋼在回火時(shí)，隨著回火溫度的升高，硬度降低，韌性升高，但是在許多鋼的回火溫度與沖擊韌性的關(guān)系曲線中出現(xiàn)了 兩個(gè)低谷，一個(gè)在200400C之間，另一個(gè)在450650C之間。隨回 火溫度的升高，沖擊韌性反而下降的現(xiàn)象，回火脆性可分為第一類回 火脆性和第二類回火脆性。第一類回火脆性第一類回火脆性又稱不可逆回火脆性， 低溫回火脆性，主要發(fā)生 在回火溫度為250400C時(shí)，特征（1）具有不可逆性；（2）與回火后的冷卻速度無關(guān)；（3）斷口 為沿晶脆性斷口。1、產(chǎn)生的原因三種觀點(diǎn)：（1）殘余A轉(zhuǎn)變理論2）碳化物析出理論（3）雜質(zhì)偏聚理論2、防止方法無法消除,不在這個(gè)溫度范圍內(nèi)回火，沒有能夠有效抑制產(chǎn)生這 種回火脆性的合金元素（1）降低鋼中雜質(zhì)元素的含量；（2）用Al脫氧或加入Nb V、Ti等合金元素細(xì)化A晶粒；（3）加入Mo W等可以減輕；（4）加入Cr、Si調(diào)整溫度范圍（推向高溫）；（5）采用等溫淬火代替淬火回火工藝。第二類回火脆性第二類回火脆性又稱可逆回火脆性， 高溫回火脆性。發(fā)生的溫度 在 400 650C,特征（1）具有可逆性；（2）與回火后的冷卻速度有關(guān)；回火保溫后，緩冷出現(xiàn)，快冷 不出現(xiàn)，出現(xiàn)脆化后可重新加熱