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发表于 2014-2-28 16:51:09
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这个问题老孤来进行一个全面的介绍：
淬火钢回火时的组织转变规律
回火是在淬火之后进行的，回火工艺虽然简单，但在回火过程中，钢件内部的组织结构却发生了非常复杂的变化，而钢的回火组织对工件的机械性能和使用寿命起着举足轻重的作用，因此，研究和剖析钢件的回火转变规律，对合理编制回火工艺无疑是重要的。
1 组织将发生错综复杂的变化
钢件在回火加热过程中，随着加热温度的升高和加热时间的延长，其表观虽无显著变化，但其内部组织结构却发生了一系列极其复杂的变化，由此而引起了机械性能的微妙变化。为了便于分析研究，常按其组织转变特征，将其划分为四个阶段，但这种划分只是为了分析问题的方便，并不是绝对的。事实上，在整个回火过程中，由于其内部组织结构的变化是连续不断及前后交错进行的，且由于钢种不同，使其出现同类组织的温度和分界点也是错综复杂的，无法截然分开。
1.1 马氏体分解
在150℃以下，碳原子的扩散能力较低，只能作短程扩散，从而形成马氏体的“二相式分解”；
在150℃以上，碳原子的扩散能力及活力大大提高，可作长程扩散，形成马氏体的“连续式分解”。值得强调的是：马氏体分解析出ε相的过程只发生在孪晶马氏体中，故中高碳钢回火才有这种现象。形成位错马氏体组织的低碳钢，在100~150℃回火时，并不析出ε碳化物。
1.2 残余奥氏体的转变
当回火温度达到200~300℃时，淬火组织中的残余奥氏体发生显著变化。其实，残余奥氏体的转变在100℃时就已开始，并可延续到600℃。
一般含碳0.4%以上的淬火钢才有残余奥氏体，所以中、高碳钢回火时才发生残余奥氏体的转变。低碳钢中几乎没有残余奥氏体，可以忽略。
残余奥氏体的转变产物与过冷奥氏体相同温度下的转变产物相同，转变方式相同，但转变速度较快。
1.3 碳化物转变
当回火温度上升到250~400℃时，回火马氏体中的碳化物及残余奥氏体转变为下贝氏体中的碳化物将发生ε（Fe2.4C）→X（Fe5C2）→θ（Fe3C）等一系列变化，其主要特征是，处于过饱和状态的碳原子几乎全部脱溶，最终形成比ε碳化物更稳定的渗碳体（Fe3C）。随着回火温度的升高，碳原子的扩散能力提高，根据胶态平衡理论，片状碳化物有向颗粒状转变的趋势，并聚集长大而粗化。
在合金钢回火时，所形成的θ相是合金渗碳体，继续升高回火温度，这种合金渗碳体将形成合金碳化物或称为特殊碳化物。
1.4 α相的回复、再 结晶及碳化物的聚集球化。
当回火温度进一步升高到400℃以上时，由于碳原子的扩散能力进一步增强，铁原子的扩散能力开始恢复，α相的过饱和固溶体碳原子全部脱溶，逐步回复与再结晶，组织中的碳化物也将随温度的升高而聚集、球化。
淬火钢在回火加热至400℃以上时，α相开始回复，500℃以上，发生再结晶，同时碳化物也已转变为粒状渗碳体，随着温度的继续升高，渗碳体聚集长大并球化，600℃以上迅速聚集并球化。渗碳体聚集、球化过程是按小颗粒溶解、大颗粒长大的胶态平衡规律进行的，且往往优先溶解晶内碳化物，而在晶界上析出。
2 钢件回火的组织形态
250℃以下，回火马氏体；250～500℃，回火屈氏体；500～600℃回火索氏体；650～A1，粒状珠光体。
3 淬火钢在回火过程中内应力的变化
如前所述，回火的目的之一是消除淬火应力。用X射线可以检测钢的内应力在100～150℃回火时变化甚微，至300℃仍残留有较大的内应力，300～450℃回火时，应力急剧减小，高于500～600℃内，应力基本消除。
当回火温度达400～450℃时，过饱和固溶体中的碳原子完全脱溶，第三类内应力（晶胞内的点阵畸变）基本完全消失。
冷加工模具钢由于淬火引起的内应力，即便在200℃回火数小时，其松驰量才达50%。
4 淬火钢回火过程硬度的变化规律
4.1 高碳钢的弥散硬化
根据钢铁热处理一般教材介绍：250℃以下回火时，中、低碳钢机械性能均无明显变化，高碳钢则不同，由于ε共格析出，引起弥散硬化，硬度略有升高。
在250~400℃范围回火时，一方面由于马氏体分解，正方度降低以及碳化物转变使硬度趋于降低，另一方面，由于残余奥氏体转变为下贝钢体，硬度则有所升高，二者综合影响，使得中、低碳钢硬度下降，而高碳钢硬度略有升高；
400℃以上回火时，产生α相的回复与再结晶及碳化物聚集和球化，使硬度下降。
根据上述介绍，在400℃以下回火时，高碳钢硬度应有所升高，这显然与一般教科书或工具书所提供的回火曲线、回火温度与硬度对照表相悖谬。如何解释这一现象呢？这是因为碳原子的迁移率很高，在淬火期中有足够的时间在位错处形成偏析，这就是所说的自回火现象。由于这种自回火与淬火同步进行，使析出硬化已进行到最大限度；又由于溶解于α铁中的碳有助于马氏体硬化，所以在较低回火温度下已析出中间碳化物的贫碳固溶体，从而产生软化作用。
事实上，钢件在淬火时或硬化后，碳的扩散分布可进行到弥散碳化物微粒从马氏体析出的阶段，从而对钢的强化有更大影响。对MS点较高的钢种（如＜0.5%C碳钢，Ms＞300℃），在马氏体范围内淬火形成有利于马氏体部分分解和弥散碳化物微粒析出的条件，促进钢的自回火，因为这种自回火产生于淬火期，所以它的弥散硬化作用与淬火硬化无法在量值上区分开来，通常我们在钢件淬火后测定的硬度（习惯上称淬火硬度），已经包含了自回火硬度（硬化）分量，这就是我们在常见的回火曲线中看到相反结果的缘故。
由此可见，由于淬火碳钢的硬化回火在实际应用中并不重要，所以通常认为任何钢的回火都必然产生软化的结果，其实这个概念是错误的。
4.2 合金钢的二次硬化
所谓二次硬化，系指某些淬火组织的合金钢（如含W、Mo、Ti、V、Cr等元素的合金工具钢及不锈钢等）在500~600℃回火时，硬度重新爬升的现象。
5 钢的回火脆性探析
在通常情况下，淬火钢在回火时随着回火温度的升高，强、硬度降低，而塑、韧性升高。但实践证明：有些合金钢（特别是合金工具钢）在某一温度范围内回火时，其冲击值反而明显低于其在较低温度回火时的数值，这种随回火温度升高而冲击值下降的现象称为回火脆性。
从35Cr2Ni3钢的冲击值（αk）与回火温度的关系曲线可以看出，冲击值分别在300℃和500℃左右出现了两个谷点。
5.1 第一类回火脆性
在200~400℃范围出现的回火脆性，称为第一类回火脆性，又称不可逆脆性和低温回火脆性。
第一类回火脆性存在于一切钢种中，其根本原因是由于马氏体分解所形成的一系列碳化物沿板条马氏体条间、束间或片状马氏体的孪晶带和晶界上析出所
致。过去认为是由于残余奥氏体转变引起的，但这种观点对有些现象无法解释。
5.2 第二类回火脆性
在450~650℃范围出现的回火脆性称为第二类回火脆性，又称为可逆脆性和高温回火脆性。
这类回火脆性主要存在于含Cr、Mn、Ni等元素的合金钢中，其产生原因是由于Sb、Sn、As、P等杂质元素在原奥氏体晶界上偏聚或以化合物方式析出所致。Cr、Mn、Ni等合金元素不仅促进Pb等杂质元素向晶界偏聚，其本身也向晶界偏聚，故增加脆化趋势，Mo和W则相反。如果在回火脆化温区延长停留时间，杂质元素有足够的移动时间，也发生偏聚，从而使快及用Mo等抑制作用减弱或消失，出现脆化。这种解释已得到俄歇光谱法的证明并在学术界达成共识，而过去学术界长期坚持的“固溶体析出”假说与事实不符。 |
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发表于 2014-3-1 09:13:53
