本帖最后由 bkljp02 于 2015-11-22 05:32 编辑 + h. B2 m% n$ q7 {* u6 F+ \
0 a$ a9 Z' \: N' |# o. |1 t( |4 o3 {1 ]$ [ S. z4 g
: N, Z: @' i. B4 S0 ?读书：《金属材料及热处理》 陆大纮 许晋堃 合编9 f1 E) k& Q2 D# ]# H4 m
人民铁道出版社# [2 a: t9 [9 J
7 O! y) j) I1 z" p$ W 杂谈十六
5 @: Q- l" c8 g' }2 n- P1 y# o: |3 v3 W, m, c$ F# ~
钢的回火
2 M, p" C7 W2 X. ]5 [/ O! R+ n2 k( c4 E4 \/ J
前面我们花了很大的篇幅学习了钢的淬火，直到了钢的淬火工艺以及终产物性能。于是，我们也知道，淬火的组织通常是马氏体和残余奥氏体以及可能存在的少量二次渗碳体。对于马氏体来说，如果我们得到的是透镜马氏体，该组织会表现出明显的脆性。对于机械使用带来不利的影响。而残余奥氏体也属于不稳定组织。因此，钢淬火之后，我们可以通过加热，是马氏体和残余奥氏体发生转变，形成较为稳定的组织，同时消除内应力，降低脆性，改善机械性能。这种对淬火钢的加热不超过Ac1线，而这个热加转变的过程叫做回火。9 C+ e" K. H7 B2 R8 _
回火包含两个重要因素。一，只针对淬火钢。因此，对于退火、正火的材质，进行回火处理是不对的，也没有意义。二，回火温度不会高于Ac1，也就是必须保证不发生奥氏体转变出现高温奥氏体相。
$ F: A4 J% }' ^淬火后的钢一般都要进行回火处理，而且须要尽可能的及时回火。如果回火不及时，工件在放置过程中可能因为时效作用发生变性和开裂。回火的目的不仅在于提高塑性、韧性，而且要消除内应力，促进残余奥氏体转变，使组织趋于稳定并获得所要求的机械性能。
1 x: D" Z& N: A# }5 C* B6 [4 P9 J, D G1 e
回火时的组织变化。
4 F/ J6 F' x% V; ^- K0 I
" \! a& f7 P. L& p淬火钢加热时，随着回火温度的升高，其组织趋于稳定化转变。但随着温度的升高，钢中的碳原子乃至铁原子会依次被激活，在特定温度以上发生扩散迁移，于是亦会出现低温相分解，形成新的高温相的过程。大体可分四个阶段。（在反复阅读和校对其他相关资料后，对于原教材中的四个阶段的讲解发生极大的质疑，因此更正为以下过程。诸高手若有不同见解，请指教。下文中，黑色为原教材内容，红色为更正内容。)
^( l% E% z' E% J0 p
# F( `& B; T: t1。第一阶段为加热到20℃~200℃。马氏体中饱和的碳开始以ε——碳化物（即不同次的渗碳体）的形式析出。ε——碳化物具有特殊的晶格并于母相马氏体晶格保持联系。ε——碳化物极细小，故只能在高倍电子显微镜下才能观察到。我们一般金相观察中大多是一片黑。马氏体析出ε——碳化物后，含碳量降低，晶格正方度减小，趋向于1，脆性也随之减小，硬度略下降。而这种最终以马氏体和ε——碳化物共存的混合组织叫做回火马氏体。在光学显微镜下呈黑色针叶状。这一阶段中，残余奥氏体保持不变。% B4 _& {& ^3 t" B9 f' U. @' o
更正：第一过程前半阶段为加热到20~100℃。在这一过程中，只发生碳的偏聚与聚集。主要表现为马氏体晶格正方度无变化，但碳原子在这一过程中根据不同的马氏体类型，形成基于位错的线偏聚和基于孪晶的偏聚。这一过程实际为钢的淬火直接使用状态。7 G5 m; l! x' y) W1 I' O" Q
第一过程后半阶段为加热到100~250℃。这一过程中，马氏体发生分解。表现为马氏体含碳量降低，晶格正方度向1趋向变动。而这一阶段如同教材中所讲的部分，马氏体同ε——碳化物形成混合组织，回火马氏体。回火马氏体形态参考下图。4 l, j% T" G D* w/ n+ c
/ i/ V6 L) n; M. V0 k2 P; b
. D& M O8 J6 Y3 L2。第二阶段为加热至200~300℃。这一阶段中，残余奥氏体转变成回火马氏体，同时由于继续析出ε——碳化物，回火马氏体含碳量继续降低。这一几段组织仍为回火马氏体，钢的硬度降低不明显。但从金相中可以发现白色的残余奥氏体减少。 4 ^$ ~6 T7 ^8 l! r" k% Z
（注，第二过程同第二阶段相同，主要为残余奥氏体的马氏体转变和下贝氏体结构转变）
* h9 u4 o/ X" r! z/ g" G3 p+ O0 T# E# Q0 A3 W5 A, ^
3。第三阶段为加热至300~400℃，回火马氏体中的ε——碳化物转变成稳定的较为粗大的Fe3C颗粒，马氏体本身也变成铁素体（正方度为1的体心立方晶格）。这一时刻表现出来的为回火托氏体。回火托氏体在电子显微镜下可以看出，其是由铁素体和弥散于其中的极细小颗粒状渗碳体颗粒所组成，而在光学显微镜下只显示为很黑的针状结构。这时的材料内应力与晶格歪扭大部分消除，硬度下降，而随着回火温度的继续升高，强度硬度继续降低，而塑性韧性得到提高。+ h; _! ?" P' V% D9 S- E1 b( c$ N
更正：教材中的第三阶段有根本性错误，这点可以有回火工艺所得到的产物可以看出。1 ^, T2 i E) u- \) ?! ` ]
第三过程为加热至250~400℃。这一过程的主要变现是渗碳体的类型转变。在这一过程中，马氏体中的过饱和碳完全析出，形成更加稳定的渗碳体。对于低碳马氏体，偏聚在位错处的碳原子导致渗碳体直接在位错处或者马氏体板条边界处析出，呈小片状。而对于高碳马氏体，则由前两个过程中析出的ε——碳化物在250℃后在透镜马氏体的孪晶界面上析出其他类型的渗碳体（Fe5C2和Fe3C）。对于中碳钢，则在250℃之后仅形成Fe3C。
' @; q% J [0 g( I2 ^ Y
& M4 a# M7 g7 y* p: _& G４。第四阶段为加热到400℃以上，渗碳体颗粒逐渐长大，内应力与晶格歪扭完全消除，组织逐渐变成回火索氏体。如下图。回火索氏体中渗碳体颗粒已明显粗化和球化，能在高倍光学显微镜下看到。回火索氏体具有良好的综合机械性能，既有相当的硬度和强度，又同时具备良好的韧性和塑性。
1 z, _* Z: j5 F- q0 ?7 u更正：教材中的第四阶段也属于误导性错误。首先回火托氏体成型于350~500℃之间，而回火索氏体以及粒状珠光体则产生于500℃以上。" B. s5 x$ C8 p8 |: Y; P2 V7 E
第四过程为加热到400~700℃。这一个过程主要表现为相回复及再结晶，和渗碳体的粗化和球化。其中，包括500℃以前主要以铁素体和弥散其中的极细小颗粒状渗碳体颗粒所组成地回火托氏体（回火屈氏体）。和高于500℃的开始继续相变形成的回火索氏体。回火托氏体具有很高的弹性，较高的弹性极限和屈服强度，以及足够的韧性。因此是弹簧的主要组织。而回火索氏体，则表现为极好的综合机械性能，中等硬度，强度与塑性韧性的良好结合，以此满足对于大多数设计工况的要求。下图依次为回火托氏体和回火索氏体。9 k, M% V7 d# e/ l7 y. { n% U! W
1 t% z" P8 P8 J
6 j9 t! V( T! V, S( [5 f
9 t: q7 ?. |6 w" I另外，这里捎带一提。回火过程中有两个回火脆性区。第一个就是250~400℃区域，也是不可回火脆性区，属于生产中必须避免的部分。而这也是我主张更正原始教材内容的主因。第二个就是400~650℃区域，属于可逆回火脆性区。这一区域回火需要注意特殊事项。具体的这里先不叙述，后面说回火的工艺时会细说。8 i) d2 u3 J- i" {8 `/ _
) t& r( W& m. C# M! ~/ K4 g& O
今天先到这里。感谢参与。 | 
发表于 2015-11-22 04:50:46
