低碳钢回火性能

一、低碳钢回火后力学性能

当低于200℃回火时，强度与硬度下降不多，塑性与韧性也基本不变。这是由于此温度下仅有碳原子的偏聚而无析出。固溶强化得以保持的缘故。当高于300℃回火时，硬度、强度下降明显，塑性有所上升，冲击韧性下降至最低，见上图。这是由于薄片状θ碳化物析出于马氏体条间并充分长大，从而降低了冲击韧性，而α基体因回复和再结晶共同作用，提高了塑性，降低了强度。结论：低碳钢低温回火可以得到较高的强度及一定的塑性与韧性。

二、高碳钢回火后的力学性能

当低于200℃回火时，硬度会略有上升，这是由于析出弥散分布的ε(η)碳化物，引起的时效硬化。可见图7-28。当300℃回火时，硬度下降缓慢，一方面碳的进一步析出会降低硬度；另一方面，由于高碳钢中存在的较多的残余奥氏体向马氏体转变，又会引起硬化。这就造成硬度下降平缓，甚至有可能上升。回火后仍处于脆性状态。当高于300℃回火，硬度大大下降，塑性有所上升，规律与低碳钢基本相同。这是由于固溶强化消失，碳化物聚集长大，α相回复、再结晶所致。所得综合性能并不优于低碳马氏体低温回火后性能。

结论：高碳钢一般采用不完全淬火，使奥氏体中碳含量在0.5%左右。淬火后低温回火以获高的硬度，并生成大量弥散分布的碳化物以提高耐磨性，细化奥氏体晶粒。

三、中碳钢回火后的力学性能

当低于200℃回火，析出少量的碳化物，硬化效果不大，可维持硬度不降。当高于300℃回火，随回火温度升高，塑性升高，断裂韧性KIC剧增。强度虽然下降，但仍比低碳钢高的多。结论：中碳钢淬火后中温回火，可获得优良的综合机械性能。

四、合金元素对钢回火时组织转变的影响

合金元素对钢回火时组织转变的影响。表现在：

1、延缓钢的软化，回火抗力提高；

2、引起二次硬化现象；

3、影响钢的回火脆

(一)、提高钢的回火抗力

1、合金元素对低温回火的影响较小

2、碳化物形成元素可阻碍碳的扩散，从而显著提高了马氏体的分解温度。

合金元素一般都能提高残余奥氏体转变的温度范围。

3、发生二次淬火现象某些高合金钢（如高速钢）中的残余奥氏体十分稳定，在加热时残余奥氏体发生部分分解，从而使奥氏体的稳定性下降，在随后的快速冷却过程中剩余的奥氏体转变为马氏体，使钢的硬度有较大提高，这种现象称为二次淬火。

(二)、引起二次硬化现象

合金元素对碳化物的析出和聚集长大都有较大影响。一方面合金元素提高了碳化物向渗碳体的转变温度；另一方面，随着回火温度的提高，渗碳体和相中的合金元素将重新分配，非碳化物形成元素逐渐向相中富集，碳化物形成元素则不断向渗碳体中富集，引起渗碳体向特殊碳化物转变；当在560度温度回火时，还可能从相中直接析出特殊碳化物。这些特殊碳化物高度弥散析出，使钢的硬高显著升高，把这种现象称为“二次硬化”。

五、回火脆性

某些钢在回火时，随着回火温度的升高，冲击韧性反而降低，如图7-34所示。由于回火引起的脆性称为回火脆性。

分类：

在200~350℃出现的，称为第一类回火脆性（低温回火脆性）；

在450~650℃出现的，称为第二类回火脆性（高温回火脆性）。

（一）、第一类回火脆性（不可逆回火脆性）

1、特征

不可逆；与冷速无关，与回火时间无关；表现为aK、FATT、KIC下降，晶间断裂。当出现了第一类回火脆性后，再加热到较高温度回火，可将脆性消除；如再在此温度范围回火，就不会出现这种脆性。故称之为不可逆回火脆性。在不少钢中，都存在第一类回火脆性。当钢中存在Mo、W、Ti、Al时，则第I类回火脆性可被减弱或抑制。

2、影响因素

3、形成机理最初，根据第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时的第二个转变，即残余奥氏体转变的温度范围相对应而认为第一类回火脆性是残余奥氏体的转变引起的，因转变的结果将使塑性相奥氏体消失。这一观点能够很好地解释Cr、Si等元素将第一类回火脆性推向高温以及残余奥氏体量增多能够促进第一类回火脆性等现象。但对于有些钢来说，第一类回火脆性与残余奥氏体转变并不完全对应。故残余奥氏体转变理论不能解释各种钢的第一类回火脆性。之后，残余奥氏体的转变理论又一度为碳化物薄壳理论所取代。经电镜证实，在出现第一类回火脆性时，沿晶界有碳化物薄壳形成，据此认为第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂已是公认的了。问题是所观察到的碳化物薄壳究竟是怎样形成的。前已提及，低、中碳钢淬火后得到板条马氏体以及沿板条条界分布的碳含量高的薄壳状残余奥氏体。低温回火时，在碳含量低于0.2%的板条马氏体内只发生碳的偏聚而不析出碳化物，而碳含量高于0.2%的马氏体则有可能在马氏体内部均匀弥散析出亚稳过渡碳化物。当回火温度超过200℃后，在低碳马氏体中也可能析出细针状碳化物。与此同时，还将在板条马氏体条界形成θ-碳化物的核并长成条片状θ-碳化物。这一θ-碳化物的形成即依靠残余奥氏体的分解，也依靠马氏体内已析出的弥散的亚稳态过渡碳化物及细针状θ-碳化物的回溶。这种条片状θ-碳化物即电镜下观察到的薄壳状碳化物。由此可见，对于在板条界有较多的高碳残余奥氏体的钢料来说，残余奥氏体转变理论与碳化物薄壳理论是一致的。高碳马氏体在200℃以下回火时就已有亚稳过渡碳化物在片状马氏体内部弥散析出，而当回火温度高于200℃时将在富碳孪晶界面析出条片状χ以及θ-碳化物。与此同时，已经析出的θ-碳化物将回溶。分布在同一个孪晶界面上的条片状χ及θ-碳化物将连成碳化物片，故断裂易于沿这样的面发生，使钢料脆性增加。回火温度进一步提高时，薄片状碳化物通过破裂、聚集、长大而成为颗粒状碳化物，故使脆性下降，冲击韧性升高。第三种理论为晶界偏聚理论。即在奥氏体化时杂质元素P，Sn，Sb，As等将偏聚于晶界。杂质元素的偏聚引起晶界弱化而导致脆断。杂质元素在奥氏体晶界的偏聚已用俄歇(Auger)电子谱仪及离子探针得到证实[43，44]。Mn、Si、Cr、Ni、V能够促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能促进第一类回火脆性的发展。Mo、W、Ti、Al能阻止杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能扼制第一类回火脆性的发展。

（二）、第二类回火脆性，属可逆回火脆性。

1、特征

可逆性，与冷速有关（快冷不产生），与回火时间有关(回火时间、脆性增加)，表现为aK、FATT、KIC下降，晶间断裂。即在脆化以后，如重新加热到650℃以上，然后快冷至室温，则可消除脆化。在脆化消除后，还可再次发生脆化，故称之为可逆回火脆性。

2、影响第二类回火脆性的因素化学成分是影响第二类回火脆性的因素。按作用不同分为三类：(1)、杂质因素P，Sn，Sb，As，B，S；(2)、促进第二类回火脆性的元素Ni，Cr，Mn，Si，C；(3)、抑制第二类回火脆性的元素Mo，W，V，Ti及稀土元素La，Nb，Pr；杂质元素必须与促进第二类回火脆性的元素共存时才会引起回火脆性