鋼的回火轉(zhuǎn)變及合金時效

鋼的回火轉(zhuǎn)變及合金時效第一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二一.基本概念二.淬火組織回火時的變化三.關(guān)于馬氏體的分解四.碳化物的析出、轉(zhuǎn)變及聚集長大五.α相狀態(tài)的變化六.關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變七.關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力八.關(guān)于淬火鋼回火的組織特征鋼的回火轉(zhuǎn)變第二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

一.基本概念1.回火的定義

淬火鋼件加熱到低于A1點以下某一溫度保溫一段時間，然后冷卻（一般是空冷到室溫）的操作，稱為回火。2.回火的目的1）使工件獲得所要求的機(jī)械性能2）減少或消除內(nèi)應(yīng)力3）穩(wěn)定工件的組織和尺寸回火使淬火后得到的具有高硬度、高強(qiáng)度的亞穩(wěn)馬氏體及殘余奧氏體組織，發(fā)生分它具有①調(diào)整組織、②改善力學(xué)性能、③消除淬火造成的殘余應(yīng)力的作用。它是最后一道熱處理工序，極為重要。第三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二3.回火前的淬火組織狀態(tài)

α’+A’（或有未溶碳化物K）其中：α′為體心正方馬氏體，即碳溶解在α-Fe中的過飽和固溶體。4.殘余奧氏體

鋼淬火之后，總有一少部分奧氏體不能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而被保留下來，這部分奧氏體稱為殘余奧氏體。常用符號A′表示。5.ε-碳化物

成分為FexC（Fe2C、Fe2.4C、Fe2~3C）,它是高碳孿晶馬氏體中，低溫(100～250℃)析出來的碳化物，屬不穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過250℃時又重新溶解，同時析出χ-碳化物。第四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二6.χ-碳化物

成分為Fe5C2,它是高碳孿晶馬氏體中，在超過250℃時由ε-碳化物轉(zhuǎn)變而來的碳化物，屬亞穩(wěn)定碳化物，當(dāng)溫度超過400℃時轉(zhuǎn)變?yōu)棣?碳化物。7.θ-碳化物即滲碳體Fe3C。第五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二二.淬火組織回火時的變化分為一個前奏四個階段

前奏：碳原子的重新分布——時效階段第一階段：

100～300℃：過渡碳化物（ε/χ或θ）的沉淀也稱：淬火馬氏體分解ε-碳化物成分為FexC（Fe2C、Fe2.4C、Fe2~3C）χ-碳化物成分為Fe5C2碳原子重新分布，馬氏體內(nèi)發(fā)生碳的偏聚合集聚，碳在條狀馬氏體位錯線，或在片狀馬氏體（100）面上集聚。此階段組織為回火馬氏體第六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第二階段：

200～300℃：殘余奧氏體（A′）分解階段第三階段：200～350℃：過渡碳化物（ε/χ）轉(zhuǎn)變?yōu)镕e3C

也稱碳化物類型變化A′→回火M或B下此階段的組織為回火馬氏體θ

→粒狀Fe3C此階段的組織為回火屈氏體（T′）第七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第四階段：

350℃以上，F(xiàn)e3C的粗化和球化，等軸α-Fe晶粒形成即：α相回復(fù)和再結(jié)晶及滲碳體粗化和球化Fe3C的集聚長大接近球狀、α-Fe再結(jié)晶（F從條狀→等軸塊狀）在350～700℃期間，隨著回火溫度升高

此時組織為回火索氏體（S′）第八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●必須指出：上述四個階段在不同溫度范圍內(nèi)進(jìn)行的，顯示每一種過程有一定的階段性，但是這些過程進(jìn)行的溫度范圍又是交叉的，重疊的。另外四個階段的溫度范圍因鋼種成分及淬火工藝的不同而有所不同，應(yīng)予辯證地看問題。第九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二淬火馬氏體中的C原子在以碳化物形式析出前，將首先向大量存在于M中的位錯及孿晶界面偏聚，發(fā)生碳原子偏聚和聚集，成為碳原子偏聚區(qū)和C原子集團(tuán)（一）關(guān)于馬氏體的分解1.關(guān)于馬氏體分解前碳原子偏聚區(qū)的形成

現(xiàn)象第十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二a.溫度20～100℃b.具有一定位錯密度的板條M；

c.不具備形成K或K不穩(wěn)定；

d.碳的擴(kuò)散能力不大。在此溫度范圍，C、N原子尚有一定擴(kuò)散能力，C原子向位錯附近的間隙位置偏聚，或在孿晶面形成富碳聚集區(qū)域。條件第十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二①淬火M中碳原子分布在扁八面體間隙，使晶體產(chǎn)生嚴(yán)重畸變；馬氏體微觀缺陷多，體系能量高，不穩(wěn)定。原因②C原子比較小，直徑d＝0.154nm＝1.54A°在常溫可通過擴(kuò)散向晶內(nèi)缺陷偏聚。③擴(kuò)散常數(shù)D0＝0.394mm2/秒在130℃，移動0.2nm＝2A°需2.5ms第十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二由于回火先低后升高，C原子的擴(kuò)散對高C馬氏體出現(xiàn)了正方度不同的兩種α′相的雙相分解和一種α′相的單相分解現(xiàn)象。2.馬氏體分解

當(dāng)溫度超過100℃時馬氏體便發(fā)生分解隨著回火溫度T↑和時間t↑已偏聚富集的C以碳化物形式析出，使M中的C%↓α′的晶格常數(shù)C↓,正方度（c／a比值）降低第十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

馬氏體碳濃度與回火溫度的關(guān)系

M內(nèi)過飽和的C原子脫溶，沉淀析出與母相共格的ε－碳化物，基體成為含C=0.25％左右的過飽和固溶體（α相）。第十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二M分解以雙相分解方式進(jìn)行，表現(xiàn)為：①具有高正方度的α′相保持原始C含量（α′相的正方度

c/a＝1.054～1.062）②具有低正方度的α′相已部分析出碳化物（c/a＜1.013）此階段對于高碳馬氏體出現(xiàn)雙相分解現(xiàn)象：X-ray結(jié)構(gòu)分析發(fā)現(xiàn)：回火溫度T＜150℃，高碳馬氏體出現(xiàn)兩個不同的正方度α′相。第十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●過程：①首先C原子富集③因回火溫度尚低，C原子不易擴(kuò)散過來，ε不易進(jìn)一步長大，出現(xiàn)了兩種C含量的α′②經(jīng)有序化形成K核，α′相所提供的C原子長大成K顆粒，周圍的α′相中C含量由C0↘C′④M進(jìn)一步分解，由高C區(qū)形成的新K核重復(fù)上述過程第十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二雙相分解過程示意圖第十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二回火T↑，C原子的活動能力↑，能作較長距離擴(kuò)散，K析出后，周圍低C濃度的α相，可以通過C擴(kuò)散來消除C濃度差，使K長大。α相的正方度隨分解過程而不斷下降。當(dāng)T＝300℃，c/a＝1，接近平衡狀態(tài)。

當(dāng)回火T＞150℃時，高碳M分解以單相分解（連續(xù)分解）方式進(jìn)行。第十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二綜上所述：②對于高碳M，在100～250℃回火，固溶在M中的過飽和

C原子脫溶沉淀而析出ε-碳化物（ε-碳化物，用透射電鏡觀察，它長1000A°（100nm），條狀薄片的ε-K由

50A°左右的小粒子組成，如圖所示）。①馬氏體的分解過程就是C原子以碳化物形式不斷析出的過程；第十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二0.79%C鋼淬火后150℃回火72小時的透射電鏡顯微圖像

低C鉬鋼淬火225℃回火碳化物透射電鏡圖像第二十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二含C量＞0.4％的鋼，淬火后存在殘余奧氏體A，淬火組織在200～300℃回火時，發(fā)生殘余奧氏體分解，表現(xiàn)為：（二）關(guān)于殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變1.殘余奧氏體分解與直接過冷A轉(zhuǎn)變有相似之處，包括分解產(chǎn)物與動力學(xué)曲線。2.分解產(chǎn)物從高溫到低溫依次為：先共析相（F或Fe3C）、P、B、M+A″第二十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二1）殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變（＜200℃）如：GCr15鋼經(jīng)1100℃淬火（Ms＝159℃），A′為17％，經(jīng)T＜159℃回火就有M分解得同時，A′轉(zhuǎn)變?yōu)镸。一般高C鋼中的A′在T＜200℃回火沒有明顯變化，有些低合金鋼在Ms以下，從室溫～200℃的升溫或恒溫過程。A′可部分→M并同時發(fā)生回火得到回火M；也有的可部分A′→B下第二十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二TTT曲線—殘余奧氏體----過冷奧氏體

2）殘余奧氏體分解自200℃開始分解→300℃分解基本完成①在較低溫度下A′→B；②在較高溫度下A′先析出K，再轉(zhuǎn)變P③A′的孕育期較過冷A短。3）殘余奧氏體在快速加熱到較高溫度回火時向B上或P的轉(zhuǎn)變，如圖所示：第二十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二有些高合金鋼的A′均穩(wěn)定，即使在較高溫度下回火也不發(fā)生分解或不能完全分解。但在回火冷卻時轉(zhuǎn)變?yōu)镸。主要是回火時由于析出ε－K，使其C↘，合金元素含量↘，提高了M轉(zhuǎn)變的Ms′，促使它在隨后冷卻時→M。高速鋼的淬火M，經(jīng)三次高溫回火的二次硬化現(xiàn)象就是如此?！窨傊篈′分解產(chǎn)物特征，是α＋Fe3C的特征：①其α相的C含量相當(dāng)于同溫度下M回火的C含量；②初期析出K仍具有共格聯(lián)系的ε碳化物，300℃時析出Fe3C。4）殘余奧氏體在回火后冷卻到Ms點以下時向M轉(zhuǎn)變第二十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二1.

在200～350℃回火，M內(nèi)過飽和C原子幾乎全部脫溶，沉淀析出比

ε－碳化物更為穩(wěn)定的K。2.

低C鋼在200～350℃回火時，偏聚在位錯線附近的C原子，可在偏聚區(qū)內(nèi)直接析出θ

－碳化物，即滲C體Fe3C。3.

高C孿晶M在200～350℃回火，當(dāng)T＞200℃，ε－碳化物重新溶解，同時析出θ

－碳化物，見圖7-5、7-6。4.T＞350℃，析出的碳化物θ

（Fe3C）逐漸聚集、球化和長大。圖7-7

（三）過渡碳化物（ε/χ）轉(zhuǎn)變?yōu)镕e3C——碳化物類型變化M的分解是以析出K的方式進(jìn)行的，回火溫度T從100到350℃，K析出的類型、形態(tài)、大小及分布發(fā)生一系列的變化。第二十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第二十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第二十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第二十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二對低碳條狀馬氏體（四）350℃以上，F(xiàn)e3C的粗化和球化，等軸α-Fe晶粒形成回火溫度T＞350℃，α相中的位錯、亞結(jié)構(gòu)將發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶回復(fù)階段溫度約350～550℃再結(jié)晶階段溫度：600～700℃第二十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二α相亞晶粒通過鐵原子擴(kuò)散而長大形成位錯密度較低的等軸狀α新晶粒，逐步替代回復(fù)后的條狀組織。原馬氏體晶粒形態(tài)消失。隨著回火溫度升高，α相晶粒和碳化物顆粒進(jìn)一步長大。α相內(nèi)部的位錯胞和位錯線逐漸消失，位錯密度下降，重新組合后的亞晶粒位錯網(wǎng)絡(luò)變的平直，但α相仍為板條狀。回復(fù)現(xiàn)象再結(jié)晶現(xiàn)象第三十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二當(dāng)回火溫度T＞300℃，M片內(nèi)的孿晶逐漸消失，而出現(xiàn)位錯胞和位錯線，2.對于高碳的孿晶馬氏體T=400℃時，孿晶全部消失，T＞400℃時，α相也發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，其過程與位錯型馬氏體的變化相同。第三十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二3.在α相回復(fù)與再結(jié)晶過程中，工件淬火組織中的三類內(nèi)應(yīng)力逐步消失?；貜?fù)與再結(jié)晶過程示意圖第三十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

圖7-9淬火鋼的再結(jié)晶組織（1000×）（a）0.2%鋼再結(jié)晶組織，上部已回復(fù)但未再結(jié)晶，下部已完全再結(jié)晶,（b）α-Fe-0.18%C600℃×96h回火，等軸F+Fe3Cba第三十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二5）淬火碳鋼回火時組織變化過程一覽表

回火溫度（℃）組織轉(zhuǎn)變階段回火組織、結(jié)構(gòu)變化條狀（位錯）M片狀（孿晶）M20～100C偏聚或聚集C原子偏聚在位錯線附近間隙位置C原子聚集在M｛110｝M面形成高碳聚集區(qū)域（～10A°）100～300馬氏體分解250℃時C原子幾乎全部偏聚在位錯線附近間隙位置1）在M｛110｝M面上共格析出α片狀ε-碳化物；2）M正方度下降，當(dāng)含C＜0.25％時基體為過飽和碳的α相（體心立方）。200～300殘余奧氏體分解A′分解為B下組織：α相＋ε－碳化物。200～350碳化物類型變化1.M中C原子全部脫溶在M條內(nèi)、條界或晶界直接析出；2.α相保持條狀形態(tài)。1.＞250℃，ε-碳化物重新溶解，同時在孿晶面｛112｝M析出χ-碳化物；2.溫度升高，｛112｝M面上的χ-碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)棣?/p>

－K，同時在｛110｝M面上也析出θ-K；3.＞250℃孿晶亞結(jié)構(gòu)逐步消失，至400℃全部消失，同時產(chǎn)生位錯胞及位錯線。第三十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二回火溫度（℃）組織轉(zhuǎn)變階段回火組織、結(jié)構(gòu)變化350～600α相回復(fù)，滲碳體球化1.片狀滲C體球化；2.α相回復(fù)，位錯亞結(jié)構(gòu)逐步消失，位移密度下降，剩余的位錯形成位錯網(wǎng)絡(luò)，把α相分剖成許多亞晶粒；3.α相基本上仍保持有條狀或針狀（片狀）形態(tài)。600～720α相再結(jié)晶，滲碳體粗化1.球狀滲C體粗化；2.α相再結(jié)晶，成為等軸狀鐵素體；3.鐵素體晶粒長大。接上表：第三十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二淬火M是過飽和C因溶于α相中，除了引起位錯、孿晶等晶內(nèi)缺陷增加處，同時還因工件表面與心部溫差造成宏觀區(qū)域的組織應(yīng)力、熱應(yīng)力及微區(qū)的各種內(nèi)應(yīng)力增加，按存在于工件內(nèi)部的應(yīng)力平衡范圍的大小，把內(nèi)應(yīng)力分為三類：第三類內(nèi)應(yīng)力第一類內(nèi)應(yīng)力第二類內(nèi)應(yīng)力三.關(guān)于淬火組織的三類內(nèi)應(yīng)力第三十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二3）危害性最大1.第一類內(nèi)應(yīng)力（550℃以上回火，才能基本上消除）在零件整體范圍內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力稱為第一類內(nèi)應(yīng)力1）定義工件內(nèi)外溫度不一致和相變的不同時造成的宏觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力2）產(chǎn)生原因引起零件變形、開裂第三十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二如高碳馬氏體的△a/a高達(dá)8×10-3，折合成應(yīng)力約為150Mpa,相當(dāng)于的馬氏體屈服極限。2.第二類內(nèi)應(yīng)力（回火T＞500℃才能消失）定義由于工件中的幾個晶粒內(nèi)的溫度不一致和相變的不同時而造成的微觀區(qū)域性的淬火應(yīng)力稱為第二類內(nèi)應(yīng)力。它屬于在晶?；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力，其大小可以用點陣常數(shù)變化△a/a表示，△a/a↗，則應(yīng)力↗第三十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二由于C原子過飽和固溶使晶格畸變以及M相變停止后仍保持共格關(guān)系,使晶格彈性畸變而引起的內(nèi)應(yīng)力稱為第三類內(nèi)應(yīng)力。3.第三類內(nèi)應(yīng)力

對C鋼而言M在300℃分解完畢該應(yīng)力才消失C原子的固溶引起第三類內(nèi)應(yīng)力，當(dāng)C原子析出→正方度c/a＝1，而第三類內(nèi)應(yīng)力才消失。定義它屬于在原子集團(tuán)范圍內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力第三十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二不同的回火溫度，淬火M的轉(zhuǎn)變程度不同，回火后得到的組織也不同。生產(chǎn)中常按其組織特征將回火組織分為三種：四關(guān)于淬火鋼回火的組織特征回火馬氏體→回火屈氏體→回火索氏體。第四十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二圖7-1245#鋼900℃水冷組織，條狀M+片狀M

1.回火馬氏體，C鋼淬火M為條狀＋片狀混合組織（圖7-12），150～250℃回火，仍保持其形態(tài)，浸蝕后顏色變深（圖7-13）第四十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

(a)500×(b)5000×圖7-1345#鋼水冷200℃回火M(條狀+片狀)的金相和電鏡圖第四十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二(a)500×(b)5000×圖7-1420CrNiMo鋼1100℃水冷組織的金相和電鏡圖，條狀M低C鋼M，低溫回火以后，M中只發(fā)生C原子偏聚，尚未析出K。金相觀察條狀M的形態(tài)（圖7-14）。第四十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二(a)500×(b)5000×圖7-1520CrNiMo鋼1100℃水冷200℃×5h回火的金相和電鏡圖,條狀回火M

第四十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二在250～450℃中溫回火，便得到回火屈氏體。金相組織特征：仍然基本保持原來的條狀或片狀M形態(tài)，F(xiàn)e3C顆粒很細(xì)小，但能分辨（圖7-16）。

2.回火屈氏體（T′）

(a)500×(b)5000×圖7-1345#鋼水冷200℃回火M(條狀+片狀)的金相和電鏡圖第四十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

(a)500×(b)5000×圖7-1645#鋼水冷400℃×1h回火的金相和電鏡圖，回火屈氏體第四十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

(a)500×(b)5000×圖7-1745#鋼水冷650℃×1h回火的金相和電鏡圖，回火索氏體

淬火鋼在450～650℃高溫回火得到回火索氏體組織。金相組織特征：F＋粒狀Fe3C。碳鋼調(diào)質(zhì)處理后就是這種組織。一般沒有針狀形態(tài)的F，但某些熱穩(wěn)定性很好的合金鋼調(diào)質(zhì)后，仍會有些F保持針狀（圖7-17）。3.回火索氏體(S′)第四十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●淬火M硬度、強(qiáng)度高，但塑性、韌性差，其高強(qiáng)度來自于相硬化強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化及時效強(qiáng)化§8-2淬火鋼回火時力學(xué)性能變化第四十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●淬火鋼通過回火，發(fā)生組織轉(zhuǎn)變和結(jié)構(gòu)變化，上述強(qiáng)化逐漸減弱、消失。決定淬火鋼回火后性能的主要結(jié)構(gòu)因素有以下方面：低溫回火（100＜250℃）時為：α相中的碳含量高溫回火（450～650℃）時為Fe3C分散度、α相的物理狀態(tài)及成分中溫回火（250～450℃）時為：α相中的碳含量、Fe3C分散度第四十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二低、中碳鋼在100～700℃回火1h的力學(xué)性能變化第五十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二從圖7-18、7-19給出了力學(xué)性能變化曲線，可以看出：1.在250℃以下回火時，具有很高的強(qiáng)度（σb、σS、sK）和硬度（HRC、HV），同時也有一定的塑性（Ψ、δ）。強(qiáng)度和硬度隨著回火溫度升高而降低，而塑性和韌性隨著回火溫度升高而升高。2.在中溫回火時可獲得高的彈性極限（σe）。3.沖擊韌性（aK）隨著回火溫度升高而降低，出現(xiàn)低點，然后又升高，這是發(fā)生了回火脆性問題。第五十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二圖7-19低碳鋼（0.20%C0.89%Mn）回火溫度對拉伸性能的影響（A化溫度910℃）第五十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第五十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第五十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第五十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二回火引起二次硬化●二次硬化，是指某些淬火合金鋼在500一650℃回火后硬度增高，在硬度—回火溫度曲線上出現(xiàn)峰值的現(xiàn)象。含量超過一定值的強(qiáng)碳化物形成元素(如釩、鈦、鉬、鎢、鉻等)引起二次硬化。●二次硬化本質(zhì)上是一種共格析出的合金碳化物的彌散強(qiáng)化。合金碳化物越穩(wěn)定越細(xì)小，強(qiáng)化效果就越大?！穸斡不?yīng)在工業(yè)上有十分重要的意義，例如工具鋼靠它可保持高的紅硬性，某些耐熱鋼靠它可維持高溫強(qiáng)度，某些結(jié)構(gòu)鋼和不銹鋼靠它可以改善機(jī)械性能。第五十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二1.回火脆性——淬火鋼在某一溫度范圍回火時，沖擊韌性比其在較低溫度回火時反而顯著下降，這種脆性現(xiàn)象稱回火脆性。二.關(guān)于回火脆性（TE）現(xiàn)象

隨著回火T↑，鋼的σb↓、HRC↓、Ψ↑、δ↑，但沖擊韌性（aK）卻不是簡單地增加，有些鋼在某一溫度范圍回火時，沖擊韌性出現(xiàn)了低谷（圖7-20、7-21）。主要發(fā)生在中碳鉻鎳鋼第五十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

圖7-20鉻錳鋼低溫回火脆性圖7-21中碳鉻鎳鋼aK與回火溫度的關(guān)系

第五十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二在250～400℃回火時出現(xiàn)的aK

反常降低稱為第一類回火脆性2.回火脆性分類把在450～650℃回火出現(xiàn)的aK

反常降低稱為第二類回火脆性第一類回火脆性（低溫回火脆性）第二類回火脆性（高溫回火脆性）第五十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二（1）沖擊值顯著降低；（2）不可逆性:即不能通過回火冷卻方法（快冷）加以改善，無論快冷或慢冷都使aK↓，只有再加熱到更高溫度回火，可以消除脆性，才能使aK↑。（3）脆性斷口、晶間斷裂3.第一類回火脆性特征第六十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二②產(chǎn)生機(jī)理：●以往認(rèn)為是在溫度范圍回火殘余奧氏體分解的結(jié)果：

a.出現(xiàn)脆性的溫度范圍與A′分解溫度范圍相符

b.A′→M(B),韌性下降時理所當(dāng)然的。第六十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二（1）在450～650℃之間加熱和緩慢冷卻時將產(chǎn)生脆性；（2）與鋼材化學(xué)成分密切相關(guān)（3）具有可逆性。即把已產(chǎn)生脆性的工件，只要重新加熱到650℃并隨之快冷，即可消除回火脆性；（4）出現(xiàn)脆性的試樣，總是沿奧氏體晶界破斷。（圖7-22）4.第二類回火脆性特征這是合金結(jié)構(gòu)鋼調(diào)質(zhì)處理常涉及到的問題。第六十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

a.光學(xué)金相組織500×b.掃描電鏡組織1700×圖7-22已發(fā)生回火脆性的組織第六十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●以往認(rèn)為是在殘余奧氏體分解導(dǎo)致：

a.出現(xiàn)脆性的溫度范圍與A′分解溫度范圍相符

b.A′→M(B),韌性下降時理所當(dāng)然的。產(chǎn)生機(jī)理：●現(xiàn)在認(rèn)為A′的分解只是原因之一，而不是主要的：

a.在低碳低合金鋼中，A′量極少，會出現(xiàn)第一類回火脆性；

b.在200～350℃回火時，由ε轉(zhuǎn)變來的碳化物沿馬氏體板條邊界、束界或?qū)\晶帶、晶界處析出，呈斷續(xù)的碳化物薄片，與馬氏體結(jié)合較弱，降低了晶界斷裂強(qiáng)度，導(dǎo)致韌性降低。其他溫度范圍回火是不存在這種碳化物薄片，因而不出現(xiàn)這類脆性。第六十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●現(xiàn)在還有一種觀點是:微量雜質(zhì)元素如S、P、As、Sn、Sb、N、H、O在晶界、亞晶界偏聚所造成的。這些說法，但尚不能很好解釋現(xiàn)象。不過在200～350℃回火時，在M條間析出碳化物薄片（見圖7-4），是引起該脆性的重要原因，雜質(zhì)元素向M條間偏聚增加了回火脆性。第六十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二主要是化學(xué)成分:有害雜質(zhì)元素的影響：S、P、As、Sn、Sb、N、H、O

導(dǎo)致第一類回火脆性。b.促進(jìn)該回火脆性的元素：Mn、Si、Cr、Ni、V、C一般認(rèn)為Cr、Mn、Si促進(jìn)較大，Si使脆化溫度向高溫方向移動，單獨加Ni影響不大，Ni、Si同時就顯著增大。c.減弱脆性的元素：Mo、W、Ti、Al，的效果最顯著。影響第一類回火脆性因素第六十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二a.降低鋼中雜質(zhì)元素；

b.細(xì)化A晶粒，用Al脫氧或添加Nb、Ni、

MO、W元素；

c.加入Cr、Si使脆性溫度上移；

d.等溫淬火代替淬火回火。

防止方法或減輕方法第六十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二●化學(xué)成分：

a.至脆元素：Ni、Cr、Mn、Si、C。

b.促脆元素：P、Sn、Sb、B、S。

c.去脆元素：Mo、W、Ti、V。●熱處理工藝

a.在450～650℃回火，保溫時間↗，回火脆化↗。

b.500～

550℃回火，脆化速度最大。

c.高溫回火后快冷，則脆化↘，即aK↗。●組織：

a.M最嚴(yán)重，B次，P輕。b.A晶粒度越細(xì)，回火脆性越輕。影響第二類回火脆性的因素第六十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第六十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二平衡偏聚理論（P226）和非平衡偏聚理論（P226）沿原子晶界5～10A°的薄層內(nèi)偏聚了某些合金元素和雜質(zhì)元素所致。即：能促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素：Ni、Cr、Mn、Si、C與雜質(zhì)元素P、Sn、Sb、As、B、S等在A化時由于內(nèi)吸附而偏聚于A晶粒界，在脆化溫度回火時，這些元素把雜質(zhì)元素吸引至晶界面引起脆化（吸引是親合力大所致）。第二類回火脆性的機(jī)理第七十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二a.降低雜質(zhì)元素；加入Nb、V、Ti等細(xì)化A晶粒元素，增大晶界面積，減小雜質(zhì)元素偏聚量；c.加入Mo、W等元素控制回火脆性；d.盡量避免在450～650℃內(nèi)回火，或回火后快冷，以減輕脆性第二類回火脆性防止辦法

第七十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二合金的時效

(Aging)

本節(jié)主要內(nèi)容：固溶、脫溶及時效相關(guān)概念A(yù)l-Cu合金的時效脫溶過程的動力學(xué)影響因素脫溶后的顯微組織時效時的性能變化

第七十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

相關(guān)概念1、固溶處理：

將鋼或合金加熱到一定的較高溫度，使碳或合金元素溶入固溶體中，然后以較快的速度冷卻下來，得到過飽和的固溶體或過飽和的新相。第七十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二2、脫溶及時效工藝：

脫溶是固溶處理的逆過程，從過飽和的固溶體中析出第二相（沉淀相）或形成溶質(zhì)原子聚集區(qū)以及亞穩(wěn)定過渡相的過程稱為脫溶或時效。（是一種擴(kuò)散過程）。脫溶可顯著提高合金的強(qiáng)度和硬度，稱為沉淀（硬化）強(qiáng)化或時效強(qiáng)化，是強(qiáng)化金屬材料的重要途徑之一。第七十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二3、時效處理時效處理是合金經(jīng)固溶處理后在室溫或高于室溫的適當(dāng)溫度保溫，以達(dá)到沉淀硬化目的的熱處理工藝簡稱時效。第七十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二4、時效分類

自然時效－室溫人工時效－室溫以上某一溫度第七十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二5、時效硬化時效硬化的實質(zhì)是過飽和固溶體發(fā)生脫溶沉淀引起的沉淀硬化。時效可以提高合金的強(qiáng)度、硬度，是強(qiáng)化材料的一種重要途徑，如鋁合金，鎂合金，耐熱合金，沉淀硬化不銹鋼、馬氏體時效鋼等都是經(jīng)過時效處理進(jìn)行強(qiáng)化。第七十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二6、脫溶沉淀的條件

合金能否固溶處理和脫溶沉淀可由相圖。具有脫溶沉淀轉(zhuǎn)變的最基本條件是，合金在平衡狀態(tài)圖上有固溶度的變化，并且固溶度隨溫度降低而減少。第七十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

第七十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二7、固溶處理及時效在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用（1）有色金屬的固溶處理及時效（鋁合金、鎂合金、銅合金等）（2）低碳鋼的應(yīng)變時效；（3）馬氏體時效鋼的固溶處理與時效；（4）奧氏體不銹鋼的固溶處理等第八十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二

脫溶過程過飽和固溶體的脫溶分解也是形核、長大過程；驅(qū)動力：自由能差實際過飽和固溶體脫溶過程：溶質(zhì)原子偏聚區(qū)（G.P區(qū)）——過渡相（亞穩(wěn)相）——平衡脫溶沉淀相第八十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二以Al-Cu合金為例在固溶處理后時效，結(jié)構(gòu)變化過程：1）最先形成的是銅原子的富集區(qū)(G.P區(qū))2）’’相(G.PII區(qū))，3）’相，4）相，即CuAl2即：G.P.區(qū)’’相’相相第八十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二1)

G.P形成G.P是溶質(zhì)原子富集區(qū)。形核：均勻形核形態(tài)：為薄片狀，含90%銅與母相共格，平行于{100}，分布：均勻分布在基體上，形成彈性畸變能導(dǎo)致硬度升高。形成溫度：190C以下，200C以上要瓦解，升高的硬度將下降.第八十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二G.P形成第八十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二2)”形成隨時效溫度的升高，已形成的G.P區(qū)將瓦解，形成較為穩(wěn)定的’’形核：均勻形核形狀：薄片狀，厚0.8-2nm，直徑15-40nm慣習(xí)面：{100}結(jié)構(gòu)：正方結(jié)構(gòu)，a=b=0.404nm,c=0.768nm性能：為了保持與母相共格，產(chǎn)生彈性畸變區(qū)使硬度升高第八十五頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第八十六頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二3)

’形成時效溫度進(jìn)一步提高形成’。形核：不均勻形核（在位錯及胞壁處）形態(tài)：薄片狀慣習(xí)面：(001)位向關(guān)系：{100}’//{100}[100]’//[010],

在(001)面上與保持共格或半共格結(jié)構(gòu)：正方點陣a=b=0.404,c=0.58nm成分：與CuAl2

相當(dāng)。第八十七頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第八十八頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二4)相形成當(dāng)’長大到一定程度，共格破壞，’與完全脫離而成為穩(wěn)定的相。結(jié)構(gòu)：正方點陣，a=0.607,c=0.487nm,成分：CuAl2，形成CuAl2后性能下降(發(fā)生了過時效)第八十九頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第九十頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第九十一頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二第九十二頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二脫溶沉淀過程的動力學(xué)脫溶的驅(qū)動力是新相與母相的化學(xué)自由能差脫溶阻力是形成脫溶相的界面能和應(yīng)變能第九十三頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二（1）時效溫度的影響影響脫溶動力學(xué)的因素溫度越高，原子活動能力越強(qiáng)，脫溶速度越快。溫度越高，合金過飽和度減小，脫溶相與母相自由能差減小，脫溶速度降低。第九十四頁，共一百零七頁，編輯于2023年，星期二（2）合金成分的影響時效溫度相同時合金熔點越低，脫溶沉淀速度越快。熔點低，原子間結(jié)合力弱，原子活動能力強(qiáng)。低熔點合金時效溫度可以低一點。溶質(zhì)與溶劑原子尺寸差別越大，脫溶沉淀速度越快。過飽和度越大，脫溶沉淀速度越快。第九十五頁，共一百