淬火钢的回火转变.ppt
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回火中组织变化.
回火索氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
80～200℃，发生马氏体的分解
由淬火M中析出薄 片状细小的ε碳化物, 使M中碳的过饱和 度降低，通常把这 种过饱和α+ε碳化物 的组织称为回火马 氏体（M回）。在显 微镜下观察呈黑色 针叶状。
回火马氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
200～300℃发生残余奥氏体分解
残余奥氏体完 全分解为过饱 和的α+ε碳化 物的混合物， 这种组织与马 氏体分解的组 织基本相同。 组织为M回。
回火马氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
300～400℃，发生碳化物的转变 马氏体分解完成，过饱和的α中的含碳量达饱和 状态，M→F，但这时的铁素体仍保持着马氏体 的针叶状外形，这பைடு நூலகம்ε碳化物转变为极细的颗粒 状的渗碳体。 这种由针叶状F和极细粒状渗碳体组成的机械混 合物称为回火托氏体（T回）。
回火托氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
400℃以上粒状渗碳体将逐渐聚集长大，α相 开始回复，500℃以上时发生再结晶，从针 叶状转变为多边形的粒状，同时粒状渗碳体 聚集长大成球状，即在500℃以上（500650℃）得到由粒状铁素体+球状Fe3C组成 的回火组织——回火索氏体。（S回）
淬火钢回火时组织和性能的变化
80～200℃，发生马氏体的分解
由淬火M中析出薄 片状细小的ε碳化物, 使M中碳的过饱和 度降低，通常把这 种过饱和α+ε碳化物 的组织称为回火马 氏体（M回）。在显 微镜下观察呈黑色 针叶状。
回火马氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
200～300℃发生残余奥氏体分解
残余奥氏体完 全分解为过饱 和的α+ε碳化 物的混合物， 这种组织与马 氏体分解的组 织基本相同。 组织为M回。
回火马氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
300～400℃，发生碳化物的转变 马氏体分解完成，过饱和的α中的含碳量达饱和 状态，M→F，但这时的铁素体仍保持着马氏体 的针叶状外形，这பைடு நூலகம்ε碳化物转变为极细的颗粒 状的渗碳体。 这种由针叶状F和极细粒状渗碳体组成的机械混 合物称为回火托氏体（T回）。
回火托氏体
淬火钢回火时组织和性能的变化
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
400℃以上粒状渗碳体将逐渐聚集长大，α相 开始回复，500℃以上时发生再结晶，从针 叶状转变为多边形的粒状，同时粒状渗碳体 聚集长大成球状，即在500℃以上（500650℃）得到由粒状铁素体+球状Fe3C组成 的回火组织——回火索氏体。（S回）
淬火钢的回火转变
1、新鲜马氏体在低温回火时性能的变化
在马氏体形成最初就开始过饱和固溶体的脱溶，即回火转变。一般的被 称为“淬火马氏体”的组织，实质上是脱溶初期阶段的某种状态（碳原 子的偏聚）。
为了研究Fe-C马氏体回火脱溶的全过程，尤其是脱溶初期的行为，首先 要获得一个“新鲜”的即未发生任何脱溶的马氏体。
3、θ-Fe3C的过渡相
碳化物的晶体学参数
Fe3C
ε-Fe2.4C
过渡相ε-Fe2.4C是20世纪50年 代初测定的。
70年代以后测定出η-Fe2C， 认为ε-Fe2.4C就是η-Fe2C，因 而出现六方和正交之争。
目前，人们还在不同钢中进 行逐一测定，尚不能作出普 遍性的结论。
η-Fe2C是20 世纪70年代弘津测定
中、高碳钢的淬冷硬度，在低速淬冷时，硬 度高；在高速淬冷时，硬度变低。低速的代表 值v1约为1500℃/s。在此冷速范围，马氏体的 硬度（H1）与一般工业淬火硬度没有什么差异。 高速（v2）的代表值约为23000℃/s。用此速度 或更快的速度淬冷，得到的硬度（H2）显然较 低，而且保持恒定。
“新鲜”马氏体回火时电阻 率的变化
③中碳马氏体中存在位错和孪晶两种亚结构，其 析出过程
从碳原子气团Hc、Dc状态于100℃即开始析出过渡相 η-Fe2C或ε-Fe2.4C，温度高于200℃时，即有θ-Fe3C的析出， 即在位错气团基础上直接析出平衡相。 100～300℃范围内析出的η-Fe2C或ε-Fe2.4C则是孪晶型 马氏体序列的环节。 至今未见中碳马氏体析出–Fe5C2的报导。
②高碳片状孪晶马氏体的脱溶过程
温度高于100℃即开始析出过渡相η-Fe2C或ε-Fe2.4C， 呈极细小的片状；
温度高于200℃时，η-Fe2C（或ε-Fe2.4C）开始回溶， 同时析出另一个过渡相-Fe5C2，并且迅即开始平衡相 θ-Fe3C的析出。
回火中组织变化(与“回火”有关优秀PPT文档)
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
组织为M 。 残余奥氏体完全分解为过饱和的α+ε碳化物的混合物，这种组织与马氏体分解的组织基本相同。
400℃以上，发生渗碳体的长回大与固溶体再结晶
回火马氏体
第3页，共5页。
淬火钢回火时组织和性能的变化
300～400℃，发生碳化物的转变
， 马氏体分解完成，过饱和的α中的含碳量达饱和状态 400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
M→F，但这时的铁素体仍保持着马氏体的针叶状 淬火钢回火时组织和性能的变化
由淬火M中析出薄片状细小的ε碳化物,使M中碳的过饱和度降低，通常把这种过饱和α+ε碳化物的组织称为回火马氏体（M回）。
淬火钢回火时组织和性能的变化
外形，这时ε碳化物转变为极细的颗粒状的渗碳体。 在显微镜下观察呈黑色针叶状。
球状Fe3C组成的回火组织——回火索氏体。（S 回）
回火索氏体
第5页，共5页。
颗粒状的渗碳体。
回火托氏体
第4页，共5页。
淬火钢回火时组织和性能的变化
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
400℃以上粒状渗碳体将逐渐聚集长大，α相开始回 复，500℃以上时发生再结晶，从针叶状转变为多 边形的粒状，同时粒状渗碳体聚集长大成球状，即 在500℃以上（500-650℃）得到由粒状铁素体+
马氏体分解完成，过饱和的α中的含碳量达饱和状态，M→F，但这时的铁素体仍保持着马氏体的针叶状外形，这时ε碳化物转变为极细的
颗粒状的渗碳体。
这种由针叶状F和极细粒状渗碳体组成的机械混合 200～300℃发生残余奥氏体分解
由淬火M中析出薄片状细小的ε碳化物,使M中碳的过饱和度降低，通常把这种过饱和α+ε碳化物的组织称为回火马氏体（M回）。
组织为M 。 残余奥氏体完全分解为过饱和的α+ε碳化物的混合物，这种组织与马氏体分解的组织基本相同。
400℃以上，发生渗碳体的长回大与固溶体再结晶
回火马氏体
第3页，共5页。
淬火钢回火时组织和性能的变化
300～400℃，发生碳化物的转变
， 马氏体分解完成，过饱和的α中的含碳量达饱和状态 400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
M→F，但这时的铁素体仍保持着马氏体的针叶状 淬火钢回火时组织和性能的变化
由淬火M中析出薄片状细小的ε碳化物,使M中碳的过饱和度降低，通常把这种过饱和α+ε碳化物的组织称为回火马氏体（M回）。
淬火钢回火时组织和性能的变化
外形，这时ε碳化物转变为极细的颗粒状的渗碳体。 在显微镜下观察呈黑色针叶状。
球状Fe3C组成的回火组织——回火索氏体。（S 回）
回火索氏体
第5页，共5页。
颗粒状的渗碳体。
回火托氏体
第4页，共5页。
淬火钢回火时组织和性能的变化
400℃以上，发生渗碳体的长大与固溶体再结晶
400℃以上粒状渗碳体将逐渐聚集长大，α相开始回 复，500℃以上时发生再结晶，从针叶状转变为多 边形的粒状，同时粒状渗碳体聚集长大成球状，即 在500℃以上（500-650℃）得到由粒状铁素体+
马氏体分解完成，过饱和的α中的含碳量达饱和状态，M→F，但这时的铁素体仍保持着马氏体的针叶状外形，这时ε碳化物转变为极细的
颗粒状的渗碳体。
这种由针叶状F和极细粒状渗碳体组成的机械混合 200～300℃发生残余奥氏体分解
由淬火M中析出薄片状细小的ε碳化物,使M中碳的过饱和度降低，通常把这种过饱和α+ε碳化物的组织称为回火马氏体（M回）。
钢的回火转变.pptx
Si—可有效提高钢回火抗力
原
因
：
硅
能
溶
解
到
-
碳
化
物
中
，增加了它
第9页/共24页
的稳定
性
，
2.合金元素对AR转变的影响
1）ARB、 ARP 、AR M
二次淬火—当AR在B和P之间的A稳定区域保持，AR不发生分解，在随 后冷
却转变为M。
2）回火时的二次淬火和稳定化、催化现象
催化—回火时二次淬火的Ms’Ms产生的二次M的量较多
高碳钢中回火马氏体与下贝氏体的区别
第7页/共24页
从显微组织的形态和分布来看，下贝氏体与高碳钢回火马氏体很 相似，
都是暗黑色针状，各个针状物之间都有一定的交角，而它们的区别是 ：
1）高碳钢的回火马氏体表面浮凸呈N字形，下贝氏体的表面浮凸是不 平行
的，相交成“v”形或“Λ”形；
2）高碳钢回火马氏体中存在位错与孪晶，下贝氏体中铁素体也有位 错缠结
片状M形成—产生显微裂纹
回火--应力消除和在裂纹中析出碳化物--部分显微裂纹
自动焊合
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三、中碳钢回火时机械性能的变化 1.T250℃ T--、塑性不变、HRC 2.200~300℃ T--HRC 3. 300℃ 与低碳钢相似，韧性、强度 弹簧钢：淬火+中温回火
第16页/共24页
§7-3 回火脆化现象
缺点：不能解释为什么钢中同时存在某些合金元素和杂质才会发生脆 性
修正： ①二次偏聚理论； ②三元固溶体的平衡偏聚理论
2）非平衡偏聚理论
Fe3C析出，杂质元素在其周围富集—脆化 4.抑制TE的措施
①在钢中加入适量的Mo、W等元素；
淬火钢回火时的组织转变
3 残余奥氏体的转变
200~300℃范围属于回火的第二阶段。在这个阶段，将发生残余奥氏体的
分解。含碳量w（C）低于0.4%的钢淬火后不出现残余奥氏体，故不存在残余奥 氏体的分解转变问题。含碳量w（C）大于0.4%的钢淬火后可能得到马氏体和残
余奥氏体。残余奥氏体或者在较高温度范围内（下贝氏体转变区）转变为下贝氏 体；或者在Ms点以下较低温度范围内转变为马氏体。
含碳量w（C）低于0.2%的板条马氏体在100~ 200℃之间回火时没有ε碳化物的
析出，C原子仍然偏聚在位错线附近。这是由于C原子偏聚的能量状态低于析出 碳化物的能量状态。当回火温度高于200℃时，才有可能通过单相分解析出碳化 物，使a基体中的碳含量降低。
2.3 中碳钢马氏体的分解
中碳钢在正常淬火时得到低碳板条位错马氏体与高碳片状孪晶马氏体的混合组织， 故回火时也兼具低碳马氏体与高碳马氏体的分解特征。
• 回火第一阶段转变后，钢的组织由过饱和度 降低了的a固溶体和高度弥散分布、与母相a 保持共格联系的ε亚稳碳化物组成，这种组 织称为回火马氏体。
• 体心立方马氏体的含碳量与淬火钢的原含碳 量无关，如前所述，均为
w(C)0.25%~0.30%。
图7 不同碳含量马氏体回火时碳浓度的变化
图8 w(C)1.84%高碳马氏体回火时三种碳化物的析出范围
图4 Fe-15Ni-1C马氏体150℃×lh回火后ε-FexC的TEM照片
2.1 高碳马氏体的分解——(1) 高碳马氏体的双相分解
(a) (a)
(b) (b)
图5 图马1氏1.1体5 双马相氏分体双解相示分意解图示意图
((cc) )
图6图马11氏.16体马双氏相体分双解相时分碳解的时分碳布的分布
钢的热处理及工艺课件(PPT 44页)
B上 HRC40－45
B下 HRC50－60
Mf（M终了线）
时间/s
马氏体型
贝氏体型
珠你体型
三种组织转变 返回
1、P区：A分解为F和Cm相间的片层状组织，是靠Fe与C原子长距离扩散迁移，F 和Cm交替形核长大而形成的；随温度的降低，加大，过冷A稳定性 变小，孕育期变短，P的片间距变小，组织变细； A1650ºC 为珠光体P；d=0.6-1微米
A晶1、粒A的起长始大晶是粒一度自：发一过般程较：小曲，折难晶于界测变量为，平但直通晶过界快，速大晶粒 吞并小晶短粒时。加热可获得细晶粒，对热处理工艺有重要意义。
凡是影响A过程的因素均影响A晶粒的长大： 如2加、影热A响实温钢际度的晶T；组粒织度性：能是，在具具有体重条要件的下实的际晶意粒义大。小，直接 加热速度v：越快，A的形成温度越高； 保3温、3时A－本间8h质τ）：晶所长粒获。度得。：的。是A。在晶。规粒。定大。的小短加，。热它。条表。件示。下了。（A。晶9。3粒0±在1高0C， 未溶温碳时化长物大对的晶倾界向推。移1的~4阻级碍为作本用质：粗晶粒钢；5~8级为 合金本元质素细除晶M粒n、钢P。外（一见般图均2有-62阻所碍示作）用；
1、A成分的影响(1)含碳量对C曲线的影响； (2)合金元素对C曲线的影响： 改变位置：大多数会延缓过冷A的分解，使C曲线右移； 改变形状：使P区与B区分开（b及d）。甚至P区消失（如c）。
2、A状态的影响（A晶粒度—细，则左移；组织不均匀—左移；T等） 加热温度和保温时间： 提高T或延长保温时间， 使A成分更为均匀，且 由于A晶粒的长大，晶 界面积减少，不利于A 晶粒的形核与长大，因 此提高了A的稳定性， 使C曲线右移。
转变终了线
4——T+M；
钢中的回火转变之马氏体的分解课件
马氏体是钢在冷却过程中，当温度低 于某一特定点时，奥氏体转变成的一 种晶体结构，其晶体结构与奥氏体不 同，呈现出特定的晶体学特征。
马氏体的结构特点
总结词
马氏体的结构特点是具有高密度位错和孪晶，这些结构特征使得马氏体具有较 高的硬度和强度。
详细描述
马氏体的晶体结构中，存在大量的位错和孪晶，这些结构缺陷使得马氏体具有 较高的硬度和强度。同时，马氏体的碳原子在晶体结构中以一种特殊的方式排 列，使得马氏体具有较好的耐磨性和耐腐蚀性。
研究背景和意义
随着工业技术的发展，对钢的性能要 求越来越高，马氏体分解的研究对于 提高钢的性能具有重要意义。
目前，关于马氏体分解的研究尚不够 深入，因此开展相关研究具有重要的 理论和实践意义。
02
马氏体的基本特性
马氏体的定义
总结词
马氏体是钢在冷却过程中形成的具有 特定晶体结构的相变产物。
详细描述
合金元素
合金元素对回火转变的影响也很大。 一些合金元素可以改变原子扩散速 度和马氏体的稳定性，从而影响回 火转变的过程和结果。
04
马氏体的分解过程
马氏体分解的定义
马氏体分解是指钢在回火过程中，马氏体结构发生改变的 现象。
马氏体分解是钢回火过程中的一个重要阶段，它决定了钢 的力学性能和显微组织。
马氏体分解的原理
马氏体分解过程中伴随着晶体 结构和化学成分的变化，这些
变化会影响钢的性能。
通过控制回火工艺，可以实现 对钢的性能的精细调控，以满
足不同应用场景的需求。
研究展望
01
深入探究马氏体分解的 微观机制和晶体学原理， 为钢的性能优化提供理 论支持。
02
开展新型钢种的开发和 研究，拓展其在航空航 天、汽车、能源等领域 的应用。
马氏体的结构特点
总结词
马氏体的结构特点是具有高密度位错和孪晶，这些结构特征使得马氏体具有较 高的硬度和强度。
详细描述
马氏体的晶体结构中，存在大量的位错和孪晶，这些结构缺陷使得马氏体具有 较高的硬度和强度。同时，马氏体的碳原子在晶体结构中以一种特殊的方式排 列，使得马氏体具有较好的耐磨性和耐腐蚀性。
研究背景和意义
随着工业技术的发展，对钢的性能要 求越来越高，马氏体分解的研究对于 提高钢的性能具有重要意义。
目前，关于马氏体分解的研究尚不够 深入，因此开展相关研究具有重要的 理论和实践意义。
02
马氏体的基本特性
马氏体的定义
总结词
马氏体是钢在冷却过程中形成的具有 特定晶体结构的相变产物。
详细描述
合金元素
合金元素对回火转变的影响也很大。 一些合金元素可以改变原子扩散速 度和马氏体的稳定性，从而影响回 火转变的过程和结果。
04
马氏体的分解过程
马氏体分解的定义
马氏体分解是指钢在回火过程中，马氏体结构发生改变的 现象。
马氏体分解是钢回火过程中的一个重要阶段，它决定了钢 的力学性能和显微组织。
马氏体分解的原理
马氏体分解过程中伴随着晶体 结构和化学成分的变化，这些
变化会影响钢的性能。
通过控制回火工艺，可以实现 对钢的性能的精细调控，以满
足不同应用场景的需求。
研究展望
01
深入探究马氏体分解的 微观机制和晶体学原理， 为钢的性能优化提供理 论支持。
02
开展新型钢种的开发和 研究，拓展其在航空航 天、汽车、能源等领域 的应用。
第六章钢的回火转变
一、合金元素对马氏体分解的影响
• 在马氏体分解阶段要发生马氏体中过饱和 碳的脱溶和碳化物粒子的析出与聚集长大， 同时基体α相中的碳含量下降。
• 合金元素的作用主要在于通过影响碳的扩 散而影响马氏体的分解过程以及碳化物粒 子的聚集长大速度，从而影响α相中碳浓度 的下降速度。这种作用的大小因合金元素 与碳的结合力的大小不同而异。
一、马氏体中C 原子偏聚(＜100℃)
• 当碳含量超过0.2%时，偏聚于位错等晶体缺陷处 的碳原子已经达到饱和状态，多余的碳原子只能 处于无缺陷晶格的扁八面体间隙位置，即处于非 偏聚状态，从而导致对电阻率有较大贡献。
• 用碳原子在晶体缺陷处偏聚的观点能够较圆满地 解释碳含量小于0.2%时，马氏体不呈现正方度， 为立方点阵结构，而当碳含量高于0.2%时，才可 能测出正方度的现象。
• （1）马氏体的双相分解
125-150℃以下，随碳化物的析出，出现两 种正方度不同的α相，即具有高正方度的保持原 始碳含量的未分解的马氏体以及具有低正方度的 碳已部分析出的α相。
随着回火时间的延长，即随着碳化物析出， 两种α相的碳含量均不发生改变，只是高碳区愈 来愈少，低碳区愈来愈多。
（1）马氏体的单相分解
(2)再结晶： 回火温度高于600℃发生再结晶，板条马氏体形成
位错密度很低的等轴α相取代板条α晶粒——再结晶；
片状马氏体回火温度高于400℃孪晶全部消失，出 现胞块组织，温度高于600℃发生再结晶。这一过程也 是形核(亚晶界为核心)、长大过程。
(3)碳化物长大： 温度高于400℃，碳化物已与α相脱离共格关系而
• 板条状马氏体
• 低碳(＜0.2%C)板条马氏体在100-200℃回 火，C原子仍偏聚在位错线附近处于稳定状 态，不析出ε-FexC。
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20世纪40~50年代
1940年，М.П.阿尔布左夫、库尔久莫夫等对奥氏体 单晶淬成的马氏体回火后X射线分析，提出在低温回 火时，析出一种不同于平衡相θ－1年，R.D.海登瑞琪及K.H.贾克的X射线研 究确定，FexC的晶体结构是正方晶系，定名为ε－碳 化物，x值在2～3之间。1962年，Μ.Β.别罗路斯确定 x=2.4。
困扰人们多年的马氏体强化机制问题也从此得 到突破。现在一致认为，Fe-C合金马氏体强 化机制中最重要的问题之一是碳原子的偏聚— —预脱溶阶段。
回火转变的内容：
淬火钢在回火过程中发生的转变
主要是马氏体的分解 残留奥氏体的转变 碳化物的聚集长大 α相的回复、再结晶等。
淬火钢组织中往往存在一些贝氏体组织，在连 续冷却过程中贝氏体往往与马氏体共存，因此， 回火时还有贝氏体的组织变化问题。如贝氏体 中的碳化物、M/A岛、贝氏体铁素体的转变等。
6.淬火钢的回火转变
序言
将淬火马氏体重新加热到低于临界点的某一温度， 保温一定时间，使亚稳的马氏体及残留奥氏体发 生某种程度的转变，再冷却到室温，从而调整零 件的使用性能。这种工艺操作称为回火。
在回火过程中发生的组织结构的变化即为马氏体 的回火转变。
钢经淬火获得的马氏体组织不能直接使用，需要进行 回火，以降低脆性，增加塑性和韧性，获得强韧性的 配合后才能实际应用。
断向平衡态转化的过程。
钢的回火转变的研究历程
20世纪30年代： 1927年，Г.В.库尔久莫夫等应用X射线研究马
氏体本质时,也测定了回火马氏体的晶体结构, 首先提出了马氏体回火后,马氏体的正方度c/a 值下降.随着温度升高而趋于1。 试验证实了马氏体在回火时的转变乃是一种过 饱和固溶体的脱溶过程。
1972年弘津利用薄晶体电子衍射技术得出，高、中碳马氏 体低温回火时析出的过渡相，即所谓ε－FexC相，并非六方 晶格，而应当为正交晶格，x=2,定名为η－Fe2C。这一结果 被一些研究者认同。
马氏体的预脱溶
人们认识到过饱和固溶体的脱溶，即回火转变， 在马氏体形成最初，就开始了。一般的被称为 “淬火马氏体”的组织，实质上是脱溶初期阶 段的某种状态。
第一，一般情况下，马氏体是在较快冷却速度下获得 的非平衡组织，在马氏体状态下，系统处于较高的能 量状态，使系统的不稳定性增加
第二，淬火组织中一般存在残留奥氏体，在室温下， 残留奥氏体是不稳定的
第三，马氏体转变后系统中残留了很大的内应力。
回火加热时非平衡组织的转变
1、马氏体的回火转变； 2、贝氏体的回火； 3、残留奥氏体的分解及转变； 4、低碳钢的时效。 这些转变是非平衡组织在A1以下加热过程中不
1953～1956年
郭可信研究了合金马氏体的脱溶。合金碳化 物的脱溶发生在较高的温度，θ－M3C成为一 种过渡相。有时还可能出现过渡型的合金碳化 物。如，W、Mo的过渡合金碳化物M2C(六方 系)，并指出，马氏体回火二次硬化是发生在 M2C和MC析出初期的一种状态。
20世纪60～70年代
1968～1974年，弘津及依左托夫分别提出，Fe-C马氏体进 行低温回火时，在过渡相析出之前，发生碳原子的偏聚， 形成的富碳区呈片状。同期，G.R.斯培琪提出，低碳马氏 体回火时，在脱溶相析出之前，发生碳原子在刃型位错线 上的偏聚，形成柯垂尔气团。所有上述碳原子的偏聚行为 皆可在室温下快速进行。这就意味着，工业上实际得到的 “淬火马氏体”，都是处于脱溶的碳原子偏聚状态的阶段。