材料組織結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?cè)淼诹麓慊痄撛诨鼗鹗堑霓D(zhuǎn)變

第六章淬火鋼在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變序言將淬火馬氏體重新加熱到低于臨界點(diǎn)的某一溫度，保溫一定時(shí)間，使亞穩(wěn)的馬氏體及殘留奧氏體發(fā)生某種程度的轉(zhuǎn)變，再冷卻到室溫，從而調(diào)整零件的使用性能。這種工藝操作稱為回火。在回火過程中發(fā)生的馬氏體組織結(jié)構(gòu)的變化即為馬氏體的回火轉(zhuǎn)變。冷卻轉(zhuǎn)變隨著溫度的降低，冷卻速度加快，奧氏體發(fā)生一系列相變，從平衡轉(zhuǎn)變到非平衡轉(zhuǎn)變。1、珠光體分解2、貝氏體相變3、馬氏體轉(zhuǎn)變加熱時(shí)非平衡組織的轉(zhuǎn)變1、馬氏體的回火轉(zhuǎn)變；2、貝氏體的回火；3、殘留奧氏體的分解及轉(zhuǎn)變；4、低碳鋼的時(shí)效。這些轉(zhuǎn)變是非平衡組織，在A1以下加熱過程中不斷向平衡態(tài)轉(zhuǎn)化的過程。鋼的回火轉(zhuǎn)變的研究歷程20世紀(jì)30年代：1927年，Г.В.庫爾久莫夫等應(yīng)用X射線研究馬氏體本質(zhì)時(shí),也測(cè)定了回火馬氏體的晶體結(jié)構(gòu),首先提出了馬氏體回火后,馬氏體的正方度c/a值下降.隨著溫度升高而趨于1。試驗(yàn)證實(shí)了馬氏體在回火時(shí)的轉(zhuǎn)變乃是一種過飽和固溶體的脫溶過程。20世紀(jì)40~50年代1940年，М.П.阿爾布左夫、庫爾久莫夫等對(duì)奧氏體單晶淬成的馬氏體回火后X射線分析，提出在低溫回火時(shí)，析出一種不同于平衡相θ－Fe3C結(jié)構(gòu)的過渡相FexC,其結(jié)構(gòu)和成分皆未確定。

1946～1951年，R.D.海登瑞琪及K.H.賈克的X射線研究確定，F(xiàn)exC的晶體結(jié)構(gòu)是正方晶系，定名為ε－碳化物，x值在2～3之間。1962年，Μ.Β.別羅路斯確定x=2.41953～1956年郭可信在論文中報(bào)道了合金馬氏體的脫溶。合金碳化物的脫溶發(fā)生在較高的溫度，θ－M3C成為一種過渡相。有時(shí)還可能出現(xiàn)過渡型的合金碳化物。如，W、Mo的過渡合金碳化物M2C(六方系)，并指出，馬氏體回火二次硬化是發(fā)生在M2C和MC析出初期的一種狀態(tài)。20世紀(jì)60～70年代1968～1974年，弘津及依左托夫分別提出，F(xiàn)e-C馬氏體進(jìn)行低溫回火時(shí)，在過渡相析出之前，發(fā)生碳原子的偏聚，形成的富碳區(qū)呈片狀。同期，G.R.斯培琪提出，低碳馬氏體回火時(shí)，在脫溶相析出之前，發(fā)生碳原子在刃型位錯(cuò)線上的偏聚，形成柯垂?fàn)枤鈭F(tuán)。所有上述碳原子的偏聚行為皆可在室溫下快速進(jìn)行。這就意味著，工業(yè)上實(shí)際得到的“淬火馬氏體”，都是處于脫溶的碳原子偏聚狀態(tài)的階段。1972年弘津利用薄晶體電子衍射技術(shù)得出，高、中碳馬氏體低溫回火時(shí)析出的過渡相，即所謂ε－FexC相，并非六方晶格，而應(yīng)當(dāng)為正交晶格，x=2,定名為η－Fe2C。這一結(jié)果被一些研究者認(rèn)同。馬氏體的預(yù)脫溶人們認(rèn)識(shí)到過飽和固溶體的脫溶，即回火轉(zhuǎn)變，在馬氏體形成最初，就研究開始了。一般的被稱為“淬火馬氏體”的組織，實(shí)質(zhì)上是脫溶初期階段的某種狀態(tài)。并且，困擾人們多年的馬氏體強(qiáng)化機(jī)制問題也從這里得到突破?，F(xiàn)在一致認(rèn)為，F(xiàn)e-C合金馬氏體強(qiáng)化機(jī)制中最重要的問題之一是碳原子的偏聚——預(yù)脫溶。回火轉(zhuǎn)變的內(nèi)容：淬火鋼在回火過程中發(fā)生的轉(zhuǎn)變主要是馬氏體的分解，殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變，此外還有碳化物的聚集長(zhǎng)大，α相的回復(fù)、再結(jié)晶等。淬火鋼組織中往往存在一些貝氏體組織，在連續(xù)冷卻過程中貝氏體往往與馬氏體共存，因此，回火時(shí)還有貝氏體的組織變化問題。如貝氏體中的碳化物、M/A島、貝氏體鐵素體的轉(zhuǎn)變等。

淬火后得到的是亞穩(wěn)組織馬氏體與殘余奧氏體?；鼗鹂墒菇M織轉(zhuǎn)變，性能改變，內(nèi)應(yīng)力消除?；鼗饡r(shí)的轉(zhuǎn)變稱為回火轉(zhuǎn)變，可分為下列五種轉(zhuǎn)變：(1)碳原子的偏聚。(2)馬氏體分解轉(zhuǎn)變，發(fā)生于100℃350℃；(3)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變，發(fā)生于200℃300℃，屬于低溫回火，得到回火馬氏體(M')；(4)碳化物轉(zhuǎn)變，ε(η)→θ，發(fā)生于400℃，屬于中溫回火，得到回火屈氏體(T')；(5)α相回復(fù)再結(jié)晶，碳化物聚集長(zhǎng)大，發(fā)生于400℃550℃，屬于高溫回火，得到回火索氏體(S')。這四個(gè)過程的溫度不能截然分開，詳細(xì)討論見下。

第一節(jié)馬氏體的分解一.馬氏體中碳原子的偏聚

馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，存在于體心立方扁八面體中的碳原子將使晶體點(diǎn)陣產(chǎn)生嚴(yán)重畸變，使馬氏體處于不穩(wěn)定狀態(tài)。為了降低能量，在100℃左右，碳原子就偏聚于位錯(cuò)或?qū)\晶界面，或板條界，形成微小的碳的富集區(qū)。例1.計(jì)算得到在230℃時(shí)，碳原子擴(kuò)散0.2nm，約需20μs(微秒)，如果鋼的MS高，則在淬火過程中就能發(fā)生擴(kuò)散。例2.含碳0.21%的Fe-C合金，奧氏體化后淬火，150℃回火10分鐘，用原子探針測(cè)得α基底含碳0.03%，而板條馬氏體的條界碳含量為0.42%，說明淬火或回火過程中，碳偏聚于板條條界。二.馬氏體的分解

此過程發(fā)生在溫度高于100℃時(shí)，隨回火溫度的升高及時(shí)間的延長(zhǎng)，富集區(qū)的碳原子發(fā)生有序化然后轉(zhuǎn)變?yōu)樘蓟铩ｋS碳化物的析出，馬氏體的含碳量不斷減少，正方度c/a不斷下降，由于回火溫度不同。馬氏體的分解有兩種方式(即雙相分解和單相分解)。1.高碳馬氏體分解

(1)雙相分解

當(dāng)溫度低于125℃時(shí)，回火后可出現(xiàn)兩種不同的正方度。表6-1為含C1.4%的馬氏體回火后點(diǎn)陣常數(shù)、正方度與含碳量的變化。從表6-1中可看出，125℃以下回火得到的二種正方度為:具有高正方度的保持原始碳濃度的未分解的馬氏體以及具有低正方度的碳已部分析出的α相。回火溫度℃回火時(shí)間a(埃)c(埃)c/a碳含量(%)室溫10y2.8462.880，3.021.012,1.0620.27，1.41001h2.8462.882,3.021.013,1.0540.29，1.21251h2.8462.8861.0130.291501h2.8522.8861.0120.271751h2.8572.8841.0090.212001h2.8592.8781.0060.142251h2.8612.8721.0040.082501h2.8632.8701.0030.06表6-1含C1.4%的馬氏體回火后點(diǎn)陣常數(shù)、正方度與含碳量的變化雙相分解機(jī)制：

a)在碳原子的富集區(qū)，形成碳化物核，周圍碳原子的擴(kuò)散促使其長(zhǎng)大。但由于溫度低，進(jìn)行的僅僅是近程擴(kuò)散，從而形成具有二個(gè)濃度的α-Fe，析出的碳化物粒子也不易長(zhǎng)大。圖6-1-16-1-1馬氏體雙相分解過程示意圖b)在高碳區(qū)繼續(xù)形成新核，隨時(shí)間延長(zhǎng)，高碳區(qū)逐漸變成低碳區(qū)，高碳區(qū)減少。圖6-1-2。c)低碳區(qū)增多，其平均成分將至0.250.3%，與原始碳量、分解溫度無關(guān)。圖6-1-2馬氏體雙相分解碳的分布(2)單相分解

當(dāng)溫度高于150℃時(shí)，碳原子擴(kuò)散能力加大，α-Fe中不同濃度可通過長(zhǎng)程擴(kuò)散消除，析出的碳化物粒子可從較遠(yuǎn)處得到碳原子而長(zhǎng)大。故在分解過程中，不再存在兩種不同碳含量的α相，碳含量和正方度不斷下降，當(dāng)溫度達(dá)300℃時(shí)，正方度c/a接近1。2.低碳及中碳馬氏體的分解

低碳鋼中MS點(diǎn)高，淬火過程中會(huì)發(fā)生碳原子偏聚及碳化物析出，這一特征稱為自回火。淬火后，在150℃回火時(shí)，不再發(fā)生碳化物的析出。當(dāng)回火溫度高于200℃時(shí)，發(fā)生單相分解析出碳化物。中碳鋼正常淬火得到板條與片狀馬氏體的混合組織，并有低碳、高碳馬氏體特征。三、殘余奧氏體轉(zhuǎn)變鋼淬火到室溫后，保留下來的奧氏體稱為殘余奧氏體，與過冷奧氏體同屬亞穩(wěn)組織，但二者仍有不同點(diǎn)，如：

(1)已發(fā)生的轉(zhuǎn)變會(huì)對(duì)殘A帶來影響，如馬氏體條間的殘余奧氏體含碳量就大大高于平均含碳量，已轉(zhuǎn)變的馬氏體會(huì)使殘奧處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)等；(2)回火過程中，馬氏體將繼續(xù)轉(zhuǎn)變，這必然影響到殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變，所以：

(a)當(dāng)加熱到A1~MS之間時(shí)，馬氏體的存在可促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，但影響不大。馬氏體的存在可大大促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變，如圖6-2-1。6-2-1奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)圖(b)當(dāng)加熱至MS以下時(shí)，殘余奧氏體有可能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。(c)當(dāng)加熱回火時(shí)，如殘余奧氏體未分解，則在冷卻過程中殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這一過程稱為催化。這種在回火冷卻時(shí)殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的現(xiàn)象稱為“二次淬火”。如W18Cr4V淬火后，加熱到560℃三次回火，由于560℃正處于高速鋼的珠光體與貝氏體之間的轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定區(qū)，故奧氏體在回火中不發(fā)生轉(zhuǎn)變，在隨后的冷卻過程中就轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，這就是催化。但如果該鋼560℃回火后，在冷卻過程中在250℃停留5分鐘，殘余奧氏體又變得穩(wěn)定，這一過程稱為穩(wěn)定化。四.碳化物的析出、轉(zhuǎn)變及聚集長(zhǎng)大1.高碳馬氏體中碳化物的析出(1).高碳馬氏體經(jīng)雙、單相分解、析出亞穩(wěn)碳化物：六方ε(或正交η)，結(jié)構(gòu)式為FeXC，x=2-3。馬氏體分解的反應(yīng)式可寫成M→M'(α+亞穩(wěn)碳化物)。當(dāng)回火溫度高于250℃時(shí)，ε(η)→χ(Fe5C2)，χ是較為穩(wěn)定的碳化物，具有復(fù)雜斜方點(diǎn)陣。當(dāng)溫度進(jìn)一步升高后，ε(η)與χ可轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的θ(Fe3C)，θ具有正交點(diǎn)陣。轉(zhuǎn)變初期析出的亞穩(wěn)碳化物極為細(xì)小，不易分辨，而χ與θ碳化物長(zhǎng)大成為片狀。圖6-1-36-1-3含C1.34%高碳馬氏體回火時(shí)三種碳化物的析出范圍(2)碳化物轉(zhuǎn)變方式

(a)原位轉(zhuǎn)變—原碳化物發(fā)生成分、點(diǎn)陣改組，新、舊相具有相同析出位置與慣習(xí)面。如χ→θ的轉(zhuǎn)變。(b)獨(dú)立轉(zhuǎn)變—新相重新形核、長(zhǎng)大，使馬氏體中含碳量降低，為維持平衡，細(xì)小的舊相溶解，如ε(η)→χ或θ。ε(η)均勻分布在α'基底，慣習(xí)面為{100}α'，χ與θ集中于M內(nèi)孿晶面，慣習(xí)面為{112}α'，見圖6-1-4。6-1-4沿孿晶面分布的碳化物2.低碳馬氏體中碳化物析出

當(dāng)碳含量低于0.2%時(shí)，在200℃以下回火，僅發(fā)生碳偏聚；在200℃以上回火以及淬成馬氏體過程中的自回火，均析出穩(wěn)定的θ碳化物?；鼗饡r(shí)，在板條內(nèi)位錯(cuò)纏結(jié)處析出細(xì)針狀碳化物，沿板條界析出薄片狀碳化物。溫度升高后，條內(nèi)碳化物就溶解而使條間碳化物長(zhǎng)大。溫度達(dá)到500℃以上時(shí)，條內(nèi)碳化物已消失，僅剩下較粗大的條間碳化物。3.中碳馬氏體碳化物的析出

對(duì)孿晶馬氏體，當(dāng)溫度高于200℃時(shí)，由亞穩(wěn)ε(η)→θ，無χ相出現(xiàn)，對(duì)位錯(cuò)馬氏體，當(dāng)溫度高于200℃時(shí)，析出亞穩(wěn)態(tài)的ε轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，溫度高時(shí)，碳化物向板條界轉(zhuǎn)移。五.α相狀態(tài)的變化與碳化物的長(zhǎng)大（α相回復(fù)與再結(jié)晶）

1.淬火時(shí)，由于馬氏體轉(zhuǎn)變引起晶內(nèi)缺陷增加，表面與中心的溫差造成熱應(yīng)力與組織應(yīng)力引起的塑性變形，均會(huì)引起各種內(nèi)應(yīng)力的增加。這些內(nèi)應(yīng)力，一般可分解為三類：

(1)第I類內(nèi)應(yīng)力，存在于宏觀范圍，如表面與心部之間，可造成變形與開裂?；鼗饻囟仍礁?，回火時(shí)間越長(zhǎng)，應(yīng)力下降越劇烈。其間的關(guān)系可見圖6-1-5。經(jīng)550℃回火，第I類內(nèi)應(yīng)力可基本消除。6-1-50.3%C鋼回火時(shí)第一類內(nèi)應(yīng)力的變化(2)第II類內(nèi)應(yīng)力，存在于晶粒間，可用點(diǎn)陣常數(shù)的變化△a/a來表示其大小，按性質(zhì)又可分為三種類型：

(a)存在于馬氏體片之間，來源于淬火時(shí)的畸變，到300℃以上時(shí)，因碳的析出而大大減小。可見圖中曲線2。

(b)析出的ε(η)碳化物與基體共格，造成與基體間的應(yīng)力，但在ε(η)→θ內(nèi)消除。其與溫度的關(guān)系，可見圖中曲線3。

(c)因θ碳化物的析出而造成的與基體間的應(yīng)力、與溫度的關(guān)系可見圖中曲線4。6-1-6高碳鋼回火時(shí)△a/a的變化(3)第III類內(nèi)應(yīng)力，存在于晶胞內(nèi)。當(dāng)溫度升高后，碳原子析出使單胞畸變下降。在300℃以上時(shí)，碳鋼中的第III類應(yīng)力可基本消除。2．回復(fù)與再結(jié)晶

在400℃以上時(shí)，開始回復(fù)。即板條界的位錯(cuò)通過攀移、滑移而消失。位錯(cuò)密度下降，板條合并、變寬。當(dāng)亞結(jié)構(gòu)為孿晶時(shí)，經(jīng)400℃回火后也消失，但片狀特征仍存在。在600℃以上時(shí)，開始再結(jié)晶，位錯(cuò)密度低的板條塊長(zhǎng)大成等軸α晶粒，顆粒狀碳化物分布在其基體上。這種組織成為回火索氏體S'。孿晶馬氏體經(jīng)此溫度回火，片狀特征也消除，得到回火索氏體。所以，淬火碳鋼在不同溫度回火，可得到不同的組織：200℃回火，得到α+碳化物(ε，η)，即回火馬氏體(碳化物存在于板條或片內(nèi))，記作M‘。400℃回火，得到α（0.25%C）+θ碳化物，即回火屈氏體(細(xì)小碳化物及針狀α)，記作T'.600℃回火，得到平衡態(tài)等軸α+θ，即回火索氏體(細(xì)粒碳化物及等軸α)，記作S'。3.碳化物聚集長(zhǎng)大

長(zhǎng)期保溫或提高回火溫度，使碳化物聚集長(zhǎng)大。長(zhǎng)大機(jī)制可由膠態(tài)平衡理論解釋：第二相粒子在固溶體中的溶解度與其半徑有關(guān)，即：ln(Cr/C∞)=2(Mγ/RTρr)

(1)片、桿狀的第二相粒子，各處的曲率半徑不同，小半徑處易于溶解，而使片、桿斷開，并進(jìn)一步球化。(2)小粒子溶解，大粒子長(zhǎng)大。第三節(jié)淬火鋼回火時(shí)力學(xué)性能的變化一.低碳鋼回火后力學(xué)性能

當(dāng)?shù)陀?00℃回火時(shí)，強(qiáng)度與硬度下降不多，塑性與韌性也基本不變。這是由于此溫度下僅有碳原子的偏聚而無析出。固溶強(qiáng)化得以保持的緣故?？梢妶D6-3-1。6-3-1低碳馬氏體回火力學(xué)性能的變化當(dāng)高于300℃回火時(shí)，硬度、強(qiáng)度下降明顯，塑性有所上升，沖擊韌性下降至最低，見上圖。這是由于薄片狀θ碳化物析出于馬氏體條間并充分長(zhǎng)大，從而降低了沖擊韌性，而α基體因回復(fù)和再結(jié)晶共同作用，提高了塑性，降低了強(qiáng)度。結(jié)論：低碳鋼低溫回火可以得到較高的強(qiáng)度及一定的塑性與韌性。二.高碳鋼回火后的力學(xué)性能

當(dāng)?shù)陀?00℃回火，硬度會(huì)略有上升，這是由于析出彌散分布的ε(η)碳化物，引起的時(shí)效硬化。當(dāng)300℃回火時(shí)，硬度下降緩慢，一方面碳的進(jìn)一步析出會(huì)降低硬度；另一方面，由于高碳鋼中存在的較多的殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，又會(huì)引起硬化。這就造成硬度下降平緩，甚至有可能上升?；鼗鸷笕蕴幱诖嘈誀顟B(tài)。當(dāng)高于300℃回火，硬度大大下降，塑性有所上升，規(guī)律與低碳鋼基本相同。這是由于固溶強(qiáng)化消失，碳化物聚集長(zhǎng)大，α相回復(fù)、再結(jié)晶所致。所得綜合性能并不優(yōu)于低碳馬氏體低溫回火后性能。結(jié)論：高碳鋼一般采用不完全淬火，使奧氏體中碳含量在0.5%左右。淬火后低溫回火以獲高的硬度，并生成大量彌散分布的碳化物以提高耐磨性，細(xì)化奧氏體晶粒。三.中碳鋼回火后的力學(xué)性能

當(dāng)?shù)陀?00℃回火，析出少量的碳化物，硬化效果不大，可維持硬度不降。當(dāng)高于300℃回火，隨回火溫度升高，塑性升高，斷裂韌性KIC劇增。強(qiáng)度雖然下降，但仍比低碳鋼高的多。結(jié)論：中碳鋼淬火后中溫回火，可獲得優(yōu)良的綜合機(jī)械性能。回火脆性6-3-2回火時(shí)硬度與沖擊韌性的變化（37CrNi3)四.回火脆性

某些鋼在回火時(shí)，隨著回火溫度的升高，沖擊韌性反而降低。由于回火引起的脆性稱為回火脆性。在200350℃出現(xiàn)的，稱為第一類回火脆性；在450650℃出現(xiàn)的，稱為第二類回火脆性。1.第一類回火脆性，屬不可逆回火脆性。

當(dāng)出現(xiàn)了第一類回火脆性后，再加熱到較高溫度回火，可將脆性消除；如再在此溫度范圍回火，就不會(huì)出現(xiàn)這種脆性。故稱之為不可逆回火脆性。在不少鋼中，都存在第一類回火脆性。當(dāng)鋼中存在Mo、W、Ti、Al，則第I類回火脆性可被減弱或抑制。2.第二類回火脆性，屬可逆回火脆性。

即在脆化以后，如重新加熱到650℃以上，然后快冷至室溫，則可消除脆化。在脆化消除后，還可再次發(fā)生脆化，故稱之為可逆回火脆性?；瘜W(xué)成分是影響第二類回火脆性的因素。按作用不同分為三類：(1)雜質(zhì)因素P，Sn，Sb，As，B，S；(2)促進(jìn)第二類回火脆性的元素Ni，Cr，Mn，Si,C；(3)抑制第二類回火脆性的元素Mo，W，V，Ti及稀土元素La，Nb，Pr；雜質(zhì)元素必須與促進(jìn)第二類回火脆性的元素共存時(shí)，才會(huì)引起回火脆性。第四節(jié)回火組織的變化1、回火馬氏體回火馬氏體是低溫回火的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是由碳的過飽和α基體與ε－碳化物或碳原子偏聚團(tuán)組成的混合組織.2、回火托氏體

回火托氏體是中溫回火的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，是由已發(fā)生回復(fù)的鐵素體基體與極為細(xì)小的θ－碳化物所構(gòu)成混合組織。鐵素體尚未完成再結(jié)晶.由于碳化物極其細(xì)小,在光學(xué)顯微鏡下難以分辨其內(nèi)部形態(tài),看到一片黑色的組織形貌。以往的書刊中稱其為回火屈氏體.3、回火索氏體