回火及回火脆性.docx
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回火及回火脆性
回火脆性！
回火
tempering
将经过淬火的工件重新加热到低于下临界温度的适当温度，保温一段时间后在空气或水、油等介质中冷却的金属热处理。
钢铁工件在淬火后具有以下特点：
①得到了马氏体、贝氏体、残余奥氏体等不平衡（即不稳定）组织。
②存在较大内应力。
③力学性能不能满足要求。
因此，钢铁工件淬火后一般都要经过回火。
作用回火的作用在于：
①提高组织稳定性，使工件在使用过程中不再发生组织转变，从而使工件几何尺寸和性能保持稳定。
②消除内应力，以便改善工件的使用性能并稳定工件几何尺寸。
③调整钢铁的力学性能以满足使用要求。
回火之所以具有这些作用，是因为温度升高时，原子活动能力增强，钢铁中的铁、碳和其他合金元素的原子可以较快地进行扩散，实现原子的重新排列组合，从而使不稳定的不平衡组织逐步转变为稳定的平衡组织。
内应力的消除还与温度升高时金属强度降低有关。
一般钢铁回火时，硬度和强度下降，塑性提高。
回火温度越高，这些力学性能的变化越大。
有些合金元素含量较高的合金钢，在某一温度范围回火时，会析出一些颗粒细小的金属化合物，使强度和硬度上升。
这种现象称为二次硬化。
要求用途不同的工件应在不同温度下回火，以满足使用中的要求。
①刀具、轴承、渗碳淬火零件、表面淬火零件通常在250℃以下进行低温回火。
低温回火后硬度变化不大，内应力减小，韧性稍有提高。
②弹簧在350～500℃下中温回火，可获得较高的弹性和必要的韧性。
③中碳结构钢制作的零件通常在500～600℃进行高温回火，以获得适宜的强度与韧性的良好配合。
淬火加高温回火的热处理工艺总称为调质。
钢在300℃左右回火时，常使其脆性增大，这种现象称为第一类回火脆性。
一般不应在这个温度区间回火。
某些中碳合金结构钢在高温回火后，如果缓慢冷至室温，也易于变脆。
这种现象称为第二类回火脆性。
在钢中加入钼，或回火时在油或水中冷却，都可以防止第二类回火脆性。
将第二类回火脆性的钢重新加热至原来的回火温度，便可以消除这种脆性。
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回火
tempering
将淬火成马氏体的钢加热到临界点A1以下某个温度，保温适当时间，再冷到室温的一种热处理工艺。
回火的目的在于消除淬火应力，使钢的组织转变为相对稳定状态。
在不降低或适当降低钢的硬度和强度的条件下改善钢的塑性和韧性，以获得所希望的性能。
中碳和高碳钢淬火后通常硬度很高，但很脆，一般需经回火处理才能使用。
钢中的淬火马氏体，是碳在α-Fe中的过饱和固溶体,具有体心正方结构，其正方度c/a随含碳量的增加而增大（c/a=1+0.045wt％C）。
马氏体组织在热力学上是不稳定的，有向稳定组织过渡的趋势。
许多钢淬火后还有一定量的残留奥氏体，也是不稳定的，回火过程中将发生转变。
因此，回火过程本质上是在一定温度范围内加热粹火钢，使钢中的热力学不稳定组织结构向稳定状态过渡的复杂转变过程。
转变的内容和形式则视淬火钢的化学成分和组织，以及加热温度而有所不同（见马氏体相变。
碳钢的回火过程淬火碳钢回火过程中的组织转变对于各种钢来说都有代表性。
回火过程包括马氏体分解，碳化物的析出、转化、聚集和长大，铁素体回复和再结晶，残留奥氏体分解等四类反应。
低、中碳钢回火过程中的转变示意地归纳在图1中。
根据它们的反应温度，可描述为相互交叠的四个阶段。
第一阶段回火（250℃以下）马氏体在室温是不稳定的,填隙的碳原子可以在马氏体内进行缓慢的移动,产生某种程度的碳偏聚。
随着回火温度的升高，马氏体开始分解,在中、高碳钢中沉淀出ε-碳化物（图2），马氏体的正方度减小。
高碳钢在50～100℃回火后观察到的硬度增高现象，就是由于ε-碳化物在马氏体中产生沉淀硬化的结果（见脱溶）。
ε-碳化物具有密排六方结构，呈狭条状或细棒状，和基体有一定的取向关系。
初生的ε-碳化物很可能和基体保持共格。
在250℃回火后，马氏体内仍保持含碳约0.25％。
含碳低于0.2％的马氏体在200℃以下回火时不发生ε-碳化物沉淀，只有碳的偏聚，而在更高的温度回火则直接分解出渗碳体。
第二阶段回火（200～300℃） 残留奥氏体转变。
回火到200～300℃的温度范围，淬火钢中原来没有完全转变的残留奥氏体，此时将会发生分解，形成贝氏体组织。
在中碳和高碳钢中这个转变比较明显。
含碳低于0.4％的碳钢和低合金钢，由于残留奥氏体量很少，所以这一转变基本上可以忽略不计。
第三阶段回火（200～350℃）马氏体分解完成,正方度消失。
ε-碳化物转化为渗碳体（Fe3C）。
这一转化是通过ε-碳化物的溶解和渗碳体重新形核长大方式进行的。
最初形成的渗碳体和基体保持严格的取向关系。
渗碳体往往在ε-碳化物和基体的界面上、马氏体界面上、高碳马氏体片中的孪晶界上和原始奥氏体晶粒界上形核（图3）。
形成的渗碳体开始时呈薄膜状，然后逐渐球化成为颗粒状的Fe3C。
第四阶段回火（350～700℃）渗碳体球化和长大,铁素体回复和再结晶。
渗碳体从400℃开始球化，600℃以后发生集聚性长大。
过程进行中，较小的渗碳体颗粒溶于基体，而将碳输送给选择生长的较大颗粒。
位于马氏体晶界和原始奥氏体晶粒间界上的碳化物颗粒球化和长大的速度最快，因为在这些区域扩散容易得多。
铁素体在350～600℃发生回复过程。
此时在低碳和中碳钢中，板条马氏体的板条内和板条界上的位错通过合并和重新排列，使位错密度显著降低，并形成和原马氏体内板条束密切关联的长条状铁素体晶粒。
原始马氏体板条界可保持稳定到600℃；在高碳钢中,针状马氏体内孪晶消失而形成的铁素体，此时也仍然保持其针状形貌。
在600～700℃间铁素体内发生明显的再结晶，形成了等轴铁素体晶粒。
此后，Fe3C颗粒不断变粗，铁素体晶粒逐渐长大。
合金元素的影响对一般回火过程的影响合金元素硅能推迟碳化物的形核和长大,并有力地阻滞ε-碳化物转变为渗碳体；钢中加入2％左右硅可以使ε-碳化物保持到400℃。
在碳钢中，马氏体的正方度于300℃基本消失，而含Cr、Mo、W、V、Ti和Si等元素的钢,在450℃甚至500℃回火后仍能保持一定的正方度。
说明这些元素能推迟铁碳过饱和固溶体的分解。
反之，Mn和Ni促进这个分解过程（见合金钢）。
合金元素对淬火后的残留奥氏体量也有很大影响。
残留奥氏体围绕马氏体板条成细网络;经300℃回火后这些奥氏体分解，在板条界产生渗碳体薄膜。
残留奥氏体含量高时，这种连续薄膜很可能是造成回火马氏体脆性（300～350℃）的原因之一。
合金元素,尤其是Cr、Si、W、Mo等，进入渗碳体结构内,把渗碳体颗粒粗化温度由350～400℃提高到500～550℃，从而抑制回火软化过程,同时也阻碍铁素体的晶粒长大。
特殊碳化物和次生硬化当钢中存在浓度足够高的强碳化物形成元素时，在温度为450～650℃范围内，能取代渗碳体而形成它们自己的特殊碳化物。
形成特殊碳化物时需要合金元素的扩散和再分配，而这些元素在铁中的扩散系数比C、N等元素要低几个数量级。
因此在形核长大前需要一定的温度条件。
基于同样理由，这些特殊碳化物的长大速度很低。
在450～650℃形成的高度弥散的特殊碳化物,即使长期回火后仍保持其弥散性。
图4表明，在450～650℃之间合金碳化物的形成对基体产生强化作用，使钢的硬度重新升高，出现峰值。
这一现象称为次生硬化。
钢在回火后的性能淬火钢回火后的性能取决于它的内部显微组织；钢的显微组织又随其化学成分、淬火工艺及回火工艺而异。
碳钢在100～250℃之间回火后能获得较好的力学性能。
合金结构钢在200～700℃之间回火后的力学性能的典型变化如图5所示。
从图5可以看出,随着回火温度的升高，钢的抗拉强度σb单调下降；屈服强度σ0.3先稍升高而后降低;断面收缩率ψ和伸长率δ不断改善；韧性（用断裂韧度K1c为指标）总的趋势是上升，但在300～400℃之间和500～550℃之间出现两个极小值，相应地被称为低温回火脆性与高温回火脆性。
因此，为了获得良好的综合力学性能，合金结构钢往往在三个不同温度范围回火:
超高强度钢约在200～300℃；弹簧钢在460℃附近；调质钢在550～650℃回火。
碳素及合金工具钢要求具有高硬度和高强度,回火温度一般不超过200℃。
回火时具有次生硬化的合金结构钢、模具钢和高速钢等都在500～650℃范围内回火。
回火脆性是回火中必须注意的问题：
低温回火脆性许多合金钢淬火成马氏体后在250～400℃回火中发生的脆化现象。
已经发生的脆化不能用重新加热的方法消除，因此又称为不可逆回火脆性。
引起低温回火脆性的原因已作了大量研究。
普遍认为，淬火钢在250～400℃范围内回火时，渗碳体在原奥氏体晶界或在马氏体界面上析出，形成薄壳，是导致低温回火脆性的主要原因。
钢中加入一定量的硅，推迟回火时渗碳体的形成，可提高发生低温回火脆性的温度，所以含硅的超高强度钢可在300～320℃回火而不发生脆化，有利于改进综合力学性能。
高温回火脆性许多合金钢淬火后在500～550℃之间回火,或在600℃以上温度回火后以缓慢的冷却速度通过500～550℃区间时发生的脆化现象。
如果重新加热到600℃以上温度后快速冷却，可以恢复韧性,因此又称为可逆回火脆性。
已经证明,钢中P、Sn、Sb、As等杂质元素在500～550℃温度向原奥氏体晶界偏聚，导致高温回火脆性;Ni、Mn等元素可以和P、Sb等杂质元素发生晶界协同偏聚（cosegregation）,Cr元素则又促进这种协同偏聚，所以这些元素都加剧钢的高温回火脆性。
相反，钼与磷交互作用，阻碍磷在晶界的偏聚，可以减轻高温回火脆性。
稀土元素也有类似的作用。
钢在600℃以上温度回火后快速冷却可以抑止磷的偏析，在热处理操作中常用来避免发生高温回火脆性。
淬火钢回火时,随着回火温度的升高,通常其强度,硬度降低，而塑性，韧性提高。
但在某些温度范围内回火时，钢的冲击韧性不仅没有提高，反而显著降低，这种脆化现象称为回火脆性。
因此，一般不在250－350度进行回火，这就是因为淬火钢在这个温度范围内回火时要发生回火脆性。
这种回火脆性称为低温回火脆性或第一类回火脆性。
产生低温回火脆性的原因，目前还不十分清楚。
一般认为是由于碳化物以断续的薄片状沿马氏体片或马氏体条的界面析出所造成的。
这种硬而脆的薄片碳化物与马氏体间的结合较弱，降低了马氏体晶界处的强度，因而使冲击韧性反而下降。
凡是淬成马氏体的钢均有这类脆性，具有不可逆性。
400－550℃发生的回火脆性经快速冷却可以消除。
Mn钢、Cr钢、Cr-Mn钢、Cr-Ni钢等钢易发生第二类回火脆性。
补充一下，常用材料的回火脆性温度范围
钢号 第一类回火脆性 第二类回火脆性
30Mn2 250～350 500～550
20MnV 300～360
25Mn2V 250～350 510～610
35SiMn 500～650
20Mn2B 250～350
45Mn2B 450～550
15MnVB 250～350
20MnVB 200～260 520左右
40MnVB 200～350 500～600
40Cr 300～370 450～650
38CrSi 250～350 450～550
35CrMo 250～400 无明显脆性
20CrMnMo250～350
30CrMnTi 400～450
30CrMnSi 250～380 460～650
20CrNi3A 250～350 450～550
12CrNi4A 250～350
37CrNi3 300～400 480～550
40CrNiMo 300～400 一般无脆性
38CrMoAlA300～450 无脆性
70Si3MnA 400～425
4Cr9Si2 450～600
65Mn60Si2Mn 有回火脆性
50CrVA 200～300
4CrW2Si 250～350
5CrW2Si 300～400
6CrW2Si 300～450
MnCrWV 250左右
4SiCrV >600
3Cr2W8V 550~650
9SiCr 210～250
CrWMn 250～300
9Mn2V 190～230
T8~T12 200～300
GCr15 200～240
1Cr13 520～560
2Cr13 450～560 600～750
3Cr13 350～550 600～750
1Cr17Ni2 400～5801#tegong3333
回火脆性是指淬火钢回火后出现韧性下降的现象。
回火脆性：
淬火钢在回火时，随着回火温度的升高，硬度降低，韧性升高，但是在许多钢的回火温度与冲击韧性的关系曲线中出现了两个低谷，一个在200~400℃之间，另一个在450~650℃之间。
随回火温度的升高，冲击韧性反而下降的现象，回火脆性可分为第一类回火脆性和第二类回火脆性。
第一类回火脆性
第一类回火脆性又称不可逆回火脆性，低温回火脆性，主要发生在回火温度为250～400℃时，
特征
（1）具有不可逆性；
（2）与回火后的冷却速度无关；（3）断口为沿晶脆性断口。
1、产生的原因三种观点：
（1）残余A转变理论2）碳化物析出理论（3）杂质偏聚理论
2、防止方法
无法消除,不在这个温度范围内回火，没有能够有效抑制产生这种回火脆性的合金元素
（1）降低钢中杂质元素的含量；
（2）用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素细化A晶粒；
（3）加入Mo、W等可以减轻；
（4）加入Cr、Si调整温度范围（推向高温）；
（5）采用等温淬火代替淬火回火工艺。
第二类回火脆性
第二类回火脆性又称可逆回火脆性，高温回火脆性。
发生的温度在400～650℃，
特征
（1）具有可逆性；
（2）与回火后的冷却速度有关；回火保温后，缓冷出现，快冷不出现，出现脆化后可重新加热后快冷消除。
（3）与组织状态无关，但以M的脆化倾向大；
（4）在脆化区内回火，回火后脆化与冷却速度无关；
（5）断口为沿晶脆性断口。
3、影响第二类回火脆性的因素
（1）化学成分
（2）A晶粒大小（3）热处理后的硬度
4、产生的机理
（1）出现回火脆性时，Ni、Cr、Sb、Sn、P等都向原A晶界偏聚，都集中在2~3个原子厚度的晶界上，回火脆性随杂质元素的增多而增大。
Ni、Cr不仅自身偏聚，而且促进杂质元素的偏聚。
（2）淬火未回火或回火未经脆化处理的，均未发现合金元素及杂质元素的偏聚现象。
（3）合金元素Mo能抑制杂质元素向A晶界的偏聚，而且自身也不偏聚。
以上说明：
Sb、Sn、P等杂质元素向原A晶界偏聚是产生第二类回火脆性的主要原因，而Ni、Cr不仅促进杂质元素的偏聚，且本身也偏聚，从而降低了晶界的断裂强度，产生回火脆性。
5、防止方法
（1）提高钢材的纯度，尽量减少杂质；
（2）加入适量的Mo、W等有益的合金元素；
（3）对尺寸小、形状简单的零件，采用回火后快冷的方法；
（4）采用亚温淬火（A1~A3）：
细化晶粒，减少偏聚。
加热后为A+F（F为细条状），杂质会在F中富集，且F溶解杂质元素的能力较大，可抑制杂质元素向A晶界偏聚。
（5）采用高温形变热处理，使晶粒超细化，晶界面积增大，降低杂质元素偏聚的浓度。
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