大學(xué)固態(tài)相變

第六章鋼中的回火轉(zhuǎn)變概述

回火的定義淬火之后將工件加熱到低于臨界點的某一溫度，保溫一定時間，然后冷卻到室溫的一種熱處理方法。①是含碳過飽和的固溶體；②有很高的應(yīng)變能；③有很大的內(nèi)應(yīng)力（熱應(yīng)力和組織應(yīng)力）；④存在殘余奧氏體，也是亞穩(wěn)定的。鋼中馬氏體的組織特點熱應(yīng)力：工件內(nèi)外溫差造成的；組織應(yīng)力：轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌慕M織時造成的概述回火的目的（為什么要回火？）獲得所需要的穩(wěn)定組織和性能，并消除或減少淬火內(nèi)應(yīng)力，防止工件變形、開裂，穩(wěn)定組織，防止尺寸變化，降低硬度，便于加工。回火馬氏體回火原材料M+AR奧氏體加熱奧氏體化淬火使用淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變回火馬氏體中碳原子偏聚(前期階段)(100℃以下)馬氏體分解(80-250℃)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變(200-300℃)碳化物析出(250-400℃)α相回復(fù)和碳化物的聚集長大(400℃以上)淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變一、馬氏體中碳原子偏聚（T=80~100℃）碳原子在馬氏體的扁八面體間隙，造成很大彈性變形；晶體中存在微觀缺陷較多。處于能量較高的狀態(tài)，必然向能量低的狀態(tài)轉(zhuǎn)變馬氏體的結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變方式：碳原子向微觀缺陷處集中。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變1.板條馬氏體亞結(jié)構(gòu)為大量的位錯，碳原子易與位錯發(fā)生交互作用，形成“氣團”，造成偏聚，而碳原子分布在正常間隙位置時的電阻率比偏聚在位錯附近時的高。

當(dāng)C%>0.2%時，偏聚于位錯等晶體缺陷處的碳原子已達到飽和狀態(tài)，多余的碳原子只能處于無缺陷晶格的扁八面體間隙處。C%<0.2%時，隨著碳含量的增加，電阻率增加較慢，與完全偏聚狀態(tài)非常接近。碳原子大部分偏聚于位錯處。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變碳原子的偏聚取決于位錯密度和碳原子擴散能力，位錯密度越高，碳原子擴散能力越大，偏聚越嚴(yán)重。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變2.片狀馬氏體大量碳原子可能在某些孿晶面上富集，形成厚度和直徑均小于1nm的小片狀富碳區(qū)。隨馬氏體中碳含量的增多，富碳區(qū)的數(shù)量越多。富碳區(qū)使馬氏體的電阻率和硬度有所提高。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變二、馬氏體分解（回火第一階段轉(zhuǎn)變）在80~250℃回火時，隨著回火溫度升高及回火時間延長，富碳區(qū)的碳原子將發(fā)生有序化，繼而轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟镂龀觯瘩R氏體分解。碳化物析出基體碳含量降低c減小而a增大結(jié)果：淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變1.高碳馬氏體的分解（1）雙相分解（回火溫度在125~150℃以下）在某些富碳區(qū)，經(jīng)過有序化后析出碳化物晶核，并依靠其周圍α相提供的碳原子而長大，由于碳化物的析出，在其周圍造成貧碳區(qū)（C1），而在遠(yuǎn)處的α相仍保持原有碳含量。此時分解析出的碳化物為ε-碳化物，呈細(xì)片狀或條狀，與基體保持共格關(guān)系。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變

貧碳區(qū)中馬氏體的正方度c/a與富碳區(qū)中馬氏體的正方度不同。貧碳區(qū)中的馬氏體正方度有所降低，而富碳區(qū)中馬氏體的正方度與未經(jīng)回火的淬火高碳馬氏體的接近。此階段溫度較低，碳原子不能作長程擴散，高碳區(qū)與貧碳區(qū)之間的濃度差不易消失，已經(jīng)析出的碳化物不能繼續(xù)長大。

馬氏體的繼續(xù)分解只能依靠在其他高碳區(qū)析出新的碳化物顆粒，并在其周圍形成新的貧碳區(qū)，富碳區(qū)減少，貧碳區(qū)增多。富碳區(qū)消失時雙相分解即告結(jié)束，此時α相的平均碳含量降為C1≈0.25~0.3%。溫度越高，雙相分解速度越快。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變（2）單相分解（回火溫度高于125~150℃時）碳原子的活動能力增強，可作較長距離的擴散，已析出的碳化物可從較遠(yuǎn)區(qū)域獲得碳原子而長大，α相內(nèi)的碳濃度梯度也可通過碳原子擴散而消除，使得分解過程中不再出現(xiàn)兩種碳含量的α相。隨著過程的進行，α相的碳含量及正方度均下降。溫度達300℃時，c/a接近于1，α相中的碳含量已經(jīng)接近平衡狀態(tài)，馬氏體的脫溶分解基本結(jié)束。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變2.低碳馬氏體的分解低碳馬氏體的Ms點較高，在淬火過程中就發(fā)生碳原子向位錯的偏聚，先形成的馬氏體中可能發(fā)生自回火，析出碳化物。

Ms點越高，淬火冷卻速度越慢，自回火析出的碳化物越多。①淬火后在100~150℃回火時，碳原子仍偏聚在位錯處，不析出碳化物；②>200℃時，發(fā)生馬氏體的單相分解析出碳化物，使α基體中的碳含量降低。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變立方馬氏體的碳含量與淬火鋼的碳含量無關(guān)。隨著碳化物的析出，不同原始碳含量的馬氏體在高于200℃以后，其碳含量趨于一致。3.中碳馬氏體的分解

兼有低碳馬氏體和高碳馬氏體的分解特征。隨著回火溫度的升高，固溶于正方馬氏體中的碳含量不斷下降，最終變?yōu)榱⒎今R氏體?；鼗瘃R氏體：中、高碳鋼在250℃以下溫度回火時，淬火馬氏體經(jīng)分解后獲得的立方馬氏體和ε-碳化物的混合組織。

與淬火馬氏體相比，由于ε-碳化物的彌散沉淀使得這種組織易于腐蝕，呈黑色片狀。此時α相中仍含有過飽和的碳，馬氏體的精細(xì)結(jié)構(gòu)也未發(fā)生明顯變化，仍保持著強化狀態(tài)。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變?nèi)堄鄪W氏體轉(zhuǎn)變（回火第二階段）在200~300℃回火時殘余奧氏體本質(zhì)上與過冷奧氏體相同，過冷奧氏體可能發(fā)生的轉(zhuǎn)變，殘余奧氏體都可能發(fā)生，但仍有其獨特性：①殘余奧氏體在淬火過程中已發(fā)生塑性形變，存在較大的彈性畸變；②殘余奧氏體與馬氏體之間存在著界面；③殘余奧氏體在轉(zhuǎn)變過程還可能產(chǎn)生熱穩(wěn)定化；④殘余奧氏體轉(zhuǎn)變時還伴有淬火馬氏體的分解；這些都影響殘余奧氏體的分解溫度、速度和程度。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變1.殘余奧氏體向珠光體和貝氏體的轉(zhuǎn)變當(dāng)Ms<T<A1時，殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或貝氏體。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變

殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)镻和B與過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的區(qū)別：①由于貝氏體或珠光體在馬氏體與殘余奧氏體的相界面上形核，因此，一定量馬氏體的存在會促進殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變，尤其使貝氏體轉(zhuǎn)變顯著加速，貝氏體轉(zhuǎn)變C曲線左移。②當(dāng)馬氏體量增大到一定程度后，由于殘余奧氏體的狀態(tài)發(fā)生很大變化，反而使等溫轉(zhuǎn)變減慢。這可能是由于受各向壓應(yīng)力，使原子遷移阻力增大，殘余奧氏體的穩(wěn)定性增大。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變2.殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變（1）等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體將淬火鋼加熱至低于Ms點的某一溫度等溫。殘余奧氏體等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的量很少，受馬氏體分解控制，即在已形成的馬氏體發(fā)生分解以后，殘余奧氏體才能等溫轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變

是否出現(xiàn)二次淬火現(xiàn)象與回火工藝密切相關(guān)（以淬火高碳鋼為例）①加熱到560℃保溫后，由于發(fā)生某種“催化”，提高了殘余奧氏體的Ms點，在冷卻過程中AR→M。②加熱到560℃保溫后，再冷至250℃停留5分鐘時，會發(fā)生“反催化”，從而降低AR的Ms點，在冷至室溫過程中AR不發(fā)生轉(zhuǎn)變。（2）二次淬火淬火鋼在回火過程中未能分解的殘余奧氏體，在隨后冷卻到Ms點以下溫度時，再次轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的現(xiàn)象稱為二次淬火。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變原因：A.位錯氣團理論

a.AR中存在位錯等晶體缺陷，并固溶有C、N等間隙原子；

b.250℃保溫過程中，為了降低畸變能，C、N原子進入位錯區(qū)形成原子氣團，并對位錯起釘扎作用，增大了相變阻力，起到了穩(wěn)定化作用；

c.將處于穩(wěn)定化狀態(tài)的AR再加熱至560℃保溫，為了增加熵以降低系統(tǒng)自由能，C、N原子將從位錯逸出而使原子氣團“蒸發(fā)”，從而減小相變阻力，起催化作用。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變B.碳化物析出假說在回火過程中從AR中析出碳化物，而使AR中碳和合金元素含量下降，提高了AR的MS點。C.相變硬化消除假說回火消除了馬氏體轉(zhuǎn)變所引起的相硬化，使AR恢復(fù)了轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的能力。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變四、碳化物析出與轉(zhuǎn)變（回火第三階段）

當(dāng)溫度在250~400℃回火時，ε-碳化物→θ-碳化物?；鼗鹎象w：250~400℃之間回火時，獲得的條狀或針狀鐵素體+片狀（或小顆粒狀）滲碳體的混合組織。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變高碳馬氏體中的碳化物析出（C%>0.6%）高碳馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛蓟鼗瘃R氏體（α+ε-FexC），兩相之間保持共格關(guān)系。隨著回火溫度的升高，ε-FexC顆粒粗化，畸變嚴(yán)重，兩者間難以保持共格關(guān)系。T>250℃時，ε-FexC轉(zhuǎn)變?yōu)檩^穩(wěn)定的χ-碳化物，呈薄片狀，與基體間存在一定的位向關(guān)系；溫度進一步升高，ε-FexC和χ-Fe5C2將轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的θ碳化物（Fe3C），初期形成的常呈板片狀，與基體也存在一定位向關(guān)系。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變

隨著回火溫度的升高或保溫時間的延長，淬火高碳鋼中碳化物的轉(zhuǎn)變順序為：α’→(α+ε)→(α+ε+χ)→(α+ε+χ+θ)→(α+χ+θ)→(α+θ)

取決于回火溫度，也與回火時間有關(guān)?；鼗饡r間越長，碳化物轉(zhuǎn)變的溫度降低。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變

碳化物的轉(zhuǎn)變是以形核長大方式進行的。①“原位”轉(zhuǎn)變：在原碳化物的基礎(chǔ)上通過成分變化和點陣改組逐漸轉(zhuǎn)化為新碳化物；②“獨立”轉(zhuǎn)變(異位轉(zhuǎn)變)：伴隨著原碳化物的重新溶解，新碳化物在其他部位通過形核和長大獨立形成。異位轉(zhuǎn)變通常是在新相與母相的慣習(xí)面和位向關(guān)系不同的時候發(fā)生的。如ε-碳化物和θ-碳化物。碳化物的轉(zhuǎn)變原位轉(zhuǎn)變或異位形核異位形核長大χε淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變2.低碳馬氏體中的碳化物析出（C%<0.2%）①當(dāng)淬火時，在溫度降至200℃以前，發(fā)生自回火，在馬氏體板條內(nèi)的纏結(jié)位錯區(qū)析出θ-碳化物，呈細(xì)針狀；②未發(fā)生自回火的馬氏體將在250℃回火時，在馬氏體板條位錯纏結(jié)處析出細(xì)針狀θ-碳化物；③沿板條馬氏體條界析出薄片狀θ-碳化物。

進一步提高溫度，板條界上的薄片狀θ-碳化物長大，破碎成短粗針狀碳化物，板條內(nèi)的細(xì)針狀及細(xì)顆粒狀碳化物將重新溶入α相中。500~550℃時，板條內(nèi)碳化物已消失，只剩下分布在板條界面上的、較粗大的、直徑約為200~300nm的碳化物。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變3.中碳馬氏體中的碳化物析出（C%=0.2~0.6%）淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變五、α相狀態(tài)變化及碳化物聚集長大（回火第四階段）回火索氏體：高于400℃回火時，由于片狀滲碳體逐漸球化并聚集長大，鐵素體基體發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，針、條狀形態(tài)消失，獲得的等軸鐵素體+尺寸較大的粒狀滲碳體的混合組織。

回火溫度>400℃，片狀滲碳體逐漸球化并聚集長大，鐵素體基體也將發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變A.第一類內(nèi)應(yīng)力（宏觀應(yīng)力）由于工件內(nèi)外溫度不一致和相變不同時而造成的宏觀區(qū)域性的內(nèi)應(yīng)力。會導(dǎo)致工件變形、開裂。1.內(nèi)應(yīng)力消失B.第二類內(nèi)應(yīng)力——微觀應(yīng)力由于工件中幾個晶粒內(nèi)的溫度不一致和相變不同時而造成的微觀區(qū)域性的內(nèi)應(yīng)力。產(chǎn)生于晶?；騺喚ЯＶg。C.第三類內(nèi)應(yīng)力由于碳原子過飽和固溶，使晶格畸變，并保持共格關(guān)系，造成晶格彈性畸變所引起的內(nèi)應(yīng)力。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變A.第一類內(nèi)應(yīng)力（宏觀應(yīng)力）

①回火溫度一定時，時間↑→應(yīng)力↓，達到一定值后趨于穩(wěn)定，仍有部分殘留；②隨回火溫度的升高，應(yīng)力↓。但低溫（150℃）回火時，僅消除了25~30%。300℃回火時，有50%殘留。

只有當(dāng)高于550~600℃回火，第一類內(nèi)應(yīng)力才可基本消除。因為此時碳化物已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)闈B碳體，與基體的共格關(guān)系已破壞，滲碳體顆粒也有一定程度的長大。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變B.第二類內(nèi)應(yīng)力——微觀應(yīng)力隨著溫度的升高，第二類內(nèi)應(yīng)力剛開始下降迅速，后趨于緩慢。T↑→應(yīng)力↓<150℃時，下降很少；400~500℃回火時，才可接近消除。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變C.第三類內(nèi)應(yīng)力

回火溫度↑馬氏體分解碳化物析出第三類內(nèi)應(yīng)力↓300℃左右基本可消除。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變2.α相回復(fù)與再結(jié)晶（1）中、低碳鋼由于中、低碳鋼淬火所得到的板條馬氏體中存在大量位錯，且馬氏體晶粒形狀為非等軸狀。因此回火時將發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變A.回復(fù)（>400℃）①α相中的位錯胞和胞內(nèi)位錯線將通過滑移和攀移逐漸消失，使晶體中位錯密度降低。②剩余的相同符號的位錯將重新排列成較低能量的狀態(tài)（二維位錯網(wǎng)絡(luò)），形成由它們分割而成的亞晶粒。③回復(fù)后的α相仍保持板條狀，只是板條寬度由于相鄰板條合并而增加。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變B.再結(jié)晶（>600℃）①一些位錯密度很低的胞塊長大成等軸α相晶粒；②位錯密度很低的α相新晶粒將逐漸取代板條狀α相晶粒；③顆粒狀碳化物分布在等軸狀晶粒內(nèi)。

經(jīng)過再結(jié)晶后，馬氏體板條特征消失。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變（2）高碳淬火鋼①在250~400℃回火時，馬氏體中孿晶亞結(jié)構(gòu)逐漸消失，出現(xiàn)胞塊，但片狀馬氏體的特征仍然存在；②高于400℃

，α相也發(fā)生回復(fù)；③高于600℃

，α相發(fā)生再結(jié)晶，使片狀特征消失。

但由于碳含量高，沉淀的碳化物數(shù)量多，它們可釘扎α相晶界，阻礙α相的回復(fù)，阻礙再結(jié)晶的程度更大，所以高碳馬氏體α相的再結(jié)晶溫度高于中低碳鋼的。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變3.碳化物的聚集長大

當(dāng)回火溫度高于400℃時，碳化物已經(jīng)開始聚集和球化?；鼗饻囟雀哂?00℃時，細(xì)粒狀碳化物將迅速聚集并粗化。該過程是按小顆粒溶解，大顆粒長大的機制進行的。淬火碳鋼回火時的組織轉(zhuǎn)變第二相粒子在固溶體中的溶解度Cr與第二相粒子的半徑r有關(guān)：

與小顆粒碳化物相接的邊界上的C及Me的平衡濃度較高，而與大顆粒碳化物相接的邊界上的C及Me的平衡濃度較低。在α相中形成C及Me的濃度梯度，發(fā)生C及Me的擴散，使小顆粒溶解，大顆粒長大。——湯姆遜-佛魯?shù)吕镂鞴酱慊鹛间摶鼗饡r的組織轉(zhuǎn)變低溫回火回火溫度一般在150~250℃，獲得的組織是回火馬氏體，其目的是在保持高硬度的前提下，適當(dāng)降低淬火鋼的脆性，并減小淬火應(yīng)力，避免使用時崩裂或過早損壞。廣泛用于各種切削刀具，量具等。中溫回火回火溫度一般在350~500℃

，獲得的組織是回火屈氏體，其目的是獲得高的彈性極限，同時又有較高的韌性，主要用于彈簧。高溫回火回火溫度一般在500~650℃

，又稱調(diào)質(zhì)處理，獲得的組織是回火索氏體，獲得既有一定的強度、硬度，又有良好的塑性及沖擊韌性的綜合機械性能。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響一、合金元素對馬氏體分解的影響1.Me對淬火馬氏體20~150℃回火時馬氏體的兩相分解沒有明顯的影響

由于低溫時，淬火馬氏體中溶入的合金元素擴散遷移率比碳原子低好幾個數(shù)量級，擴散較難，大多數(shù)固溶在固溶體中，析出的ε-碳化物中未發(fā)現(xiàn)有合金元素的溶入。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響2.高于150℃回火時，Me對馬氏體的分解速度有明顯的阻礙作用①Ni、Mn無影響（因Mn與C的結(jié)合力與Fe的相差不大；而Ni為非碳化物形成元素）；②Cr、Mo、W、V、Ti將阻礙碳原子從馬氏體中的析出，降低馬氏體的分解速度（因Me與C原子間的結(jié)合力較強）;③Al、Si、Co推遲馬氏體分解。

A.Si、Co可溶入ε-FexC，并使之穩(wěn)定，阻礙ε-FexC向θ-Fe3C轉(zhuǎn)化；

B.Al、Si不溶于滲碳體中，當(dāng)滲碳體形成時，Al、Si必須從其邊界向α固溶體中擴散。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響3.加入合金元素可使馬氏體完全脫溶溫度向高溫推移100~150℃，即合金鋼在較高溫度回火時仍可以保持α相具有一定飽和碳濃度和細(xì)小碳化物，可保持高的硬度和強度，提高鋼的回火抗力或“回火穩(wěn)定性”。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響二、合金元素對殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的影響合金元素可改變殘余奧氏體分解的溫度和速度，從而可能影響殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的類型和性質(zhì)。其影響和對過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的影響一致。在Ms點以下回火，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，若Ms點較高（>100℃，則會發(fā)生自回火，生成回火馬氏體）；在Ms點以上回火，則可以轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w、貝氏體或發(fā)生二次淬火生成馬氏體。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響三、合金元素對碳化物轉(zhuǎn)變的影響1.非碳化物形成元素Cu、Ni、Co、Al、Si：提高ε-FexC向θ-Fe3C轉(zhuǎn)變的溫度范圍；2.強碳化物形成元素不僅強烈推遲ε-FexC向θ-Fe3C的轉(zhuǎn)變，還會影響碳化物的類型。3.回火溫度高于350℃時，合金元素的擴散能力增強，并在α和Fe3C之間進行重新分配。碳化物形成元素離開α相并置換Fe3C中的部分Fe原子，形成合金滲碳體。非碳化物形成元素逐漸向α相中富集，從而發(fā)生由更穩(wěn)定的碳化物逐漸代替原先不穩(wěn)定的碳化物，使碳化物的成分和結(jié)構(gòu)都發(fā)生變化。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響如：在高鉻鋼中有：

鋼中能否形成特殊碳化物，取決于所含合金元素的性質(zhì)和含量、碳或氮含量以及回火溫度和時間等條件。特殊碳化物按兩種機制形成：原位形核：獨立形核：直接從α相中析出特殊碳化物，并伴有合金滲碳體的溶解。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響四、回火時的二次硬化現(xiàn)象碳鋼中的淬火馬氏體隨回火溫度的升高，強度、硬度不斷降低，即使低碳鋼在100℃左右回火時硬度有些增高，也僅僅是由于碳原子的偏聚所致。低、中碳鋼在100-700℃回火1h的硬度變化合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響對于含Mo、V、W、Ti和Nb等強碳化物形成元素的合金鋼，在500~600℃區(qū)間回火時，會析出細(xì)小的特殊碳化物，導(dǎo)致由于回火溫度的升高，θ-碳化物粗化而軟化的鋼再度硬化的現(xiàn)象稱為二次硬化。有時二次硬化峰值硬度可能比淬火硬度還高。回火溫度對低碳鉬鋼馬氏體硬度的影響合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響二次硬化的原因：①合金碳化物在該特定溫度下的馬氏體晶體的位錯區(qū)沉淀析出，以彌散的形態(tài)沉淀，呈極細(xì)針狀或薄片狀，尺寸很小，與α相保持共格關(guān)系，硬度達到峰值；②低于該溫度區(qū)間回火，合金碳化物尚未沉淀，已析出的滲碳體粗化，硬度較低；③高于該溫度區(qū)間回火，析出的合金碳化物長大，粗化并破壞與母相的共格關(guān)系，硬度迅速下降。

可認(rèn)為對二次硬化有貢獻的因素是特殊碳化物的彌散度、α相中的位錯密度以及碳化物與α相之間的共格畸變等。合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響第一、增高鋼中的位錯密度，以增加特殊碳化物的形核部位，從而進一步增大碳化物彌散度。例如采用低溫形變淬火方法等。第二、鋼中加入某些合金元素，減慢特殊碳化物中合金元素的擴散，抑制細(xì)小碳化物的長大和延緩這類碳化物過時效現(xiàn)象的發(fā)生。如加入Co、Al、Si、Nb等。提高鋼二次硬化效應(yīng)的途徑有：合金元素對回火轉(zhuǎn)變的影響五、合金元素對α相回復(fù)和再結(jié)晶的影響

合金鋼在高溫回火時，若能夠形成顆粒細(xì)小的特殊碳化物，且與α相保持共格，則能使α相保持較高的碳過飽和度，顯著地延遲α相回復(fù)和再結(jié)晶。使α相處于較大的畸變狀態(tài)，仍保持較高的硬度和強度，具有很高的回火穩(wěn)定性。常用合金元素均具有阻礙回火時各類畸變消除的作用，都有提高回火穩(wěn)定性的作用。回火時機械性能的變化一、低碳鋼回火時的機械性能變化1.低碳碳鋼（1）C%<0.15%：

淬火時已發(fā)生了碳原子偏聚和析出少量碳化物（自回火），T<200℃回火時，鋼的硬度幾乎不改變。（2）C%≥0.20%

①

在100~250℃回火時，由于碳原子偏聚增大或析出的ε-碳化物量增多，則使σb、HRC和δ變化較小；σs、SK（實際斷裂強度）有些增高；σe（彈性極限）明顯上升。

低碳鋼低溫回火后仍保持細(xì)小的板條馬氏體亞結(jié)構(gòu)，具有較高的硬度、強度和彈性，又有良好的塑性和韌性?！吞捡R氏體鋼的突出優(yōu)點回火時機械性能的變化③

300~400℃回火時，析出的Fe3C與基體的共格關(guān)系逐漸消失，內(nèi)應(yīng)力急劇減小，σe在350℃左右達到峰值后開始下降；鋼的強度和硬度顯著降低，塑形開始回升。④400~700℃回火時，低碳馬氏體的板條束已不能保持，隨回火溫度的增高，滲碳體粗化，α

相回復(fù)和再結(jié)晶，使鋼的硬度、強度明顯降低，而塑性則顯著地上升。②在250~400℃回火時，由于Fe3C在馬氏體板條之間或沿位錯線析出，鋼的強度、硬度和塑形均有所降低；回火時機械性能的變化2.低碳合金鋼（1）<250℃回火時，在低碳馬氏體的基體上均勻沉淀出ε-碳化物，強度和塑韌性接近或略高于淬火態(tài)的水平；（2）250~400℃回火時，常規(guī)的機械性能均有所降低，出現(xiàn)回火脆性；（3）高于400℃回火時，則犧牲了強度、硬度而換取了較高的塑性和韌性。隨回火溫度的升高，沖擊韌性反而下降的現(xiàn)象。

第一類回火脆性

第二類回火脆性回火時機械性能的變化二、中碳鋼回火時的機械性能變化1.與低碳淬火鋼低溫回火相比，因其含有較多的ε-FexC和一定量的孿晶亞結(jié)構(gòu)，因此，強度高于低碳馬氏體鋼，而韌性則低于低碳馬氏體鋼；2.200℃左右低溫回火時，σb、δ略升，而硬度和aK維持不變；3.200~300℃回火時，硬度、σb下降，δ升高；（由于馬氏體分解的作用>殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的作用，使硬度、強度下降）4.300℃左右回火時，出現(xiàn)低溫回火脆性，沖擊韌性aK達到低谷，隨后又一直上升；5.高于400℃回火時，因Fe3C開始長大，對位錯的釘扎作用大為減小，使得硬度、σb下降，δ、aK升高。回火時機械性能的變化三、高碳鋼回火時的機械性能變化高碳鋼淬火組織包括：孿晶馬氏體、殘余奧氏體及未溶碳化物。100~150℃回火時，硬度不變或略有升高；200~300℃回火時，硬度、σb下降緩慢；

高于350℃回火時，σb顯著下降，塑性明顯升高；

高碳鋼在低溫（<300℃）回火時，其塑性幾乎為零。

也會出現(xiàn)低溫回火脆性和高溫回火脆性?；鼗饡r機械性能的變化四、鋼的回火脆性淬火鋼在回火時，隨回火溫度的升高，沖擊韌性下降的現(xiàn)象。表現(xiàn)：①室溫沖擊韌性、反復(fù)彎曲沖擊強度、斷裂韌性KIC的降低；②韌脆轉(zhuǎn)化溫度的升高。低溫回火脆性（第一類回火脆性）幾乎所有淬火后形成馬氏體組織的碳素鋼及合金鋼，在300℃左右回火時都將或多或少地發(fā)生這種脆性。碳鋼：200~400℃

；合金鋼：250~400℃

?；鼗饡r機械性能的變化（1）特點

A.與回火溫度有關(guān)，與回火冷卻速度無關(guān)；

B.不可逆性若將已產(chǎn)生脆性的鋼件重新加熱至高于脆化溫度進行回火，脆性即可消失，并且再置于該脆化溫度區(qū)間回火時，脆化也不會再出現(xiàn)。

C.斷口為晶間（沿晶界）斷裂而在非脆化溫度回火的工件一般為穿晶（沿晶粒內(nèi)部）斷裂?；鼗饡r機械性能的變化（2）影響因素主要是化學(xué)成分的影響?？梢詫撝性匕雌渥饔梅譃槿悾?/p>

①

有害雜質(zhì)元素，如S、P、As、Sb、Cu、N、H、O等。鋼中存在這元素時均將導(dǎo)致出現(xiàn)第一類回火脆性；

②

促進第一類回火脆性的元素，如Mn、Si、Cr、Ni、V等。這類元素能促進第一類回火脆性的發(fā)展，還可能將第一類回火脆性推向更高的溫度；

③

減弱第一類回火脆性的元素，如Mo、W、Ti、Al等。鋼中含有這些合金元素時第一類回火脆性將被減弱，其中以Mo的效果最顯著。

此外，奧氏體晶粒越粗大，殘余奧氏體量越多，第一類回火脆性就越嚴(yán)重?；鼗饡r機械性能的變化（3）第一類回火脆性形成機制（尚無定論）

A.殘余奧氏體薄膜理論該理論認(rèn)為，只要鋼中存在少量（1%~5%）的AR，并以薄膜的形式分布于馬氏體板條晶交界上時，就能引起低溫回火脆性。在一定回火溫度下，當(dāng)AR薄膜保持穩(wěn)定時，可使斷裂韌性和沖擊韌性增高。但若AR薄膜由于受熱或形變的影響，造成失穩(wěn)分解，則會出現(xiàn)回火脆性，使鋼的斷裂韌性和沖擊韌性降低。板條界上的薄膜分解，會析出碳化物，使Ms點升高，冷卻時可形成未回火的馬氏體，造成脆性增大。斷裂為沿板條晶界或板條束界發(fā)生晶間斷裂?；鼗饡r機械性能的變化B.片狀碳化物沉淀理論（或碳化物薄殼理論）不同含碳量（0.15~1.4%）的鋼在回火時，馬氏體晶界上薄片狀Fe3C析出的溫度都在230~260℃之間；一定大小的碳化物薄層（殼）將促進裂紋在馬氏體晶界上形核。C.雜質(zhì)元素晶界偏聚理論認(rèn)為奧氏體化時，雜質(zhì)元素P、S、As、Sn、Sb等在晶界、亞晶界偏聚導(dǎo)致晶界弱化是引起第一類回火脆性的原因。回火時機械性能的變化降低鋼中雜質(zhì)元素的含量；用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等合金元素以細(xì)化奧氏體晶粒；加入Mo、W等能減輕第一類回火脆性的合金元素；加入Cr、Si以調(diào)整發(fā)生第一類回火脆性的溫度范圍，使之避開所需的回火溫度。采用等溫淬火工藝代替淬火加回火工藝。（3）防止或減輕第一類回火脆性的方法回火時機械性能的變化2.高溫回火脆性（第二類回火脆性）在450~600℃（或高至650℃左右）回火時出現(xiàn)的韌性低谷。（1）特點

A.與回火后的冷卻速度有關(guān)；