淬火钢回火时力学性能的变化.doc

淬火钢回火时力学性能的变化
●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，硬度大大下降，塑性有所上升。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。
●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。
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。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。
当低于200℃回火，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。
●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。
●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。由于回火引起的脆性称为回火脆性。
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。
在200350℃出现的，称为第一类回火脆性；在450650℃出现的，称为第二类回火脆性。
1.第一类回火脆性，属不可逆回火脆性。
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，则第I类回火脆性可被减弱或抑制。
目前，关于引起第一类回火脆性的原因说法很多，尚无定论。看来，很可能是多种原因的综合结果，而对于不同的钢料来说，也很可能是不同的原因引起的。
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促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这已是公认的了。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，在低碳马氏体中也有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。
2.第二类回火脆性，属可逆回火脆性。
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