本帖最后由 bkljp02 于 2015-11-22 05:32 編輯 % g( C' X. Q1 [5 s; n1 K/ ]8 j
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讀書：《金屬材料及熱處理》 陸大纮 許晉堃 合編2 L( }. }5 ^& Y! B
人民鐵道出版社) j9 j9 `0 ?' U
% |5 k4 a) o) D g# b 雜談十六1 C3 Z- J4 B2 Q$ V
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鋼的回火4 Z. f+ u% x" q3 P
* X' ]" c" a( {; _前面我們花了很大的篇幅學(xué)習(xí)了鋼的淬火，直到了鋼的淬火工藝以及終產(chǎn)物性能。于是，我們也知道，淬火的組織通常是馬氏體和殘余奧氏體以及可能存在的少量二次滲碳體。對于馬氏體來說，如果我們得到的是透鏡馬氏體，該組織會表現(xiàn)出明顯的脆性。對于機械使用帶來不利的影響。而殘余奧氏體也屬于不穩(wěn)定組織。因此，鋼淬火之后，我們可以通過加熱，是馬氏體和殘余奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，形成較為穩(wěn)定的組織，同時消除內(nèi)應(yīng)力，降低脆性，改善機械性能。這種對淬火鋼的加熱不超過Ac1線，而這個熱加轉(zhuǎn)變的過程叫做回火。3 W* S! v% m; y. p
回火包含兩個重要因素。一，只針對淬火鋼。因此，對于退火、正火的材質(zhì)，進行回火處理是不對的，也沒有意義。二，回火溫度不會高于Ac1，也就是必須保證不發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變出現(xiàn)高溫奧氏體相。
7 A5 D! }- n' X淬火后的鋼一般都要進行回火處理，而且須要盡可能的及時回火。如果回火不及時，工件在放置過程中可能因為時效作用發(fā)生變性和開裂。回火的目的不僅在于提高塑性、韌性，而且要消除內(nèi)應(yīng)力，促進殘余奧氏體轉(zhuǎn)變，使組織趨于穩(wěn)定并獲得所要求的機械性能。
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回火時的組織變化。
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淬火鋼加熱時，隨著回火溫度的升高，其組織趨于穩(wěn)定化轉(zhuǎn)變。但隨著溫度的升高，鋼中的碳原子乃至鐵原子會依次被激活，在特定溫度以上發(fā)生擴散遷移，于是亦會出現(xiàn)低溫相分解，形成新的高溫相的過程。大體可分四個階段。（在反復(fù)閱讀和校對其他相關(guān)資料后，對于原教材中的四個階段的講解發(fā)生極大的質(zhì)疑，因此更正為以下過程。諸高手若有不同見解，請指教。下文中，黑色為原教材內(nèi)容，紅色為更正內(nèi)容。) + [# P7 z) J: z% }$ z2 V; v
, m7 y5 e2 u/ m8 M) q4 W& _1。第一階段為加熱到20℃~200℃。馬氏體中飽和的碳開始以ε——碳化物（即不同次的滲碳體）的形式析出。ε——碳化物具有特殊的晶格并于母相馬氏體晶格保持聯(lián)系。ε——碳化物極細(xì)小，故只能在高倍電子顯微鏡下才能觀察到。我們一般金相觀察中大多是一片黑。馬氏體析出ε——碳化物后，含碳量降低，晶格正方度減小，趨向于1，脆性也隨之減小，硬度略下降。而這種最終以馬氏體和ε——碳化物共存的混合組織叫做回火馬氏體。在光學(xué)顯微鏡下呈黑色針葉狀。這一階段中，殘余奧氏體保持不變。. H3 Q J, y' k# G/ b6 x: d6 D
更正：第一過程前半階段為加熱到20~100℃。在這一過程中，只發(fā)生碳的偏聚與聚集。主要表現(xiàn)為馬氏體晶格正方度無變化，但碳原子在這一過程中根據(jù)不同的馬氏體類型，形成基于位錯的線偏聚和基于孿晶的偏聚。這一過程實際為鋼的淬火直接使用狀態(tài)。
8 \* z0 c% t) p% R第一過程后半階段為加熱到100~250℃。這一過程中，馬氏體發(fā)生分解。表現(xiàn)為馬氏體含碳量降低，晶格正方度向1趨向變動。而這一階段如同教材中所講的部分，馬氏體同ε——碳化物形成混合組織，回火馬氏體。回火馬氏體形態(tài)參考下圖。
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2。第二階段為加熱至200~300℃。這一階段中，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變成回火馬氏體，同時由于繼續(xù)析出ε——碳化物，回火馬氏體含碳量繼續(xù)降低。這一幾段組織仍為回火馬氏體，鋼的硬度降低不明顯。但從金相中可以發(fā)現(xiàn)白色的殘余奧氏體減少。 8 J1 Q4 j" U1 X0 [9 b- O
（注，第二過程同第二階段相同，主要為殘余奧氏體的馬氏體轉(zhuǎn)變和下貝氏體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變）, X6 M# ~0 P( ^7 a" \: W0 O5 `' A3 f8 ~$ D
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3。第三階段為加熱至300~400℃，回火馬氏體中的ε——碳化物轉(zhuǎn)變成穩(wěn)定的較為粗大的Fe3C顆粒，馬氏體本身也變成鐵素體（正方度為1的體心立方晶格）。這一時刻表現(xiàn)出來的為回火托氏體。回火托氏體在電子顯微鏡下可以看出，其是由鐵素體和彌散于其中的極細(xì)小顆粒狀滲碳體顆粒所組成，而在光學(xué)顯微鏡下只顯示為很黑的針狀結(jié)構(gòu)。這時的材料內(nèi)應(yīng)力與晶格歪扭大部分消除，硬度下降，而隨著回火溫度的繼續(xù)升高，強度硬度繼續(xù)降低，而塑性韌性得到提高。
; G* h4 E1 U. ~' K z更正：教材中的第三階段有根本性錯誤，這點可以有回火工藝所得到的產(chǎn)物可以看出。. Q1 k, l9 h6 V; Z% J& u- ^
第三過程為加熱至250~400℃。這一過程的主要變現(xiàn)是滲碳體的類型轉(zhuǎn)變。在這一過程中，馬氏體中的過飽和碳完全析出，形成更加穩(wěn)定的滲碳體。對于低碳馬氏體，偏聚在位錯處的碳原子導(dǎo)致滲碳體直接在位錯處或者馬氏體板條邊界處析出，呈小片狀。而對于高碳馬氏體，則由前兩個過程中析出的ε——碳化物在250℃后在透鏡馬氏體的孿晶界面上析出其他類型的滲碳體（Fe5C2和Fe3C）。對于中碳鋼，則在250℃之后僅形成Fe3C。
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! {7 k, L4 h6 s5 h* o４。第四階段為加熱到400℃以上，滲碳體顆粒逐漸長大，內(nèi)應(yīng)力與晶格歪扭完全消除，組織逐漸變成回火索氏體。如下圖。回火索氏體中滲碳體顆粒已明顯粗化和球化，能在高倍光學(xué)顯微鏡下看到。回火索氏體具有良好的綜合機械性能，既有相當(dāng)?shù)挠捕群蛷姸龋滞瑫r具備良好的韌性和塑性。
4 d x& q5 |& ?7 S/ @更正：教材中的第四階段也屬于誤導(dǎo)性錯誤。首先回火托氏體成型于350~500℃之間，而回火索氏體以及粒狀珠光體則產(chǎn)生于500℃以上。, H+ e4 P- q% O3 l) r/ E
第四過程為加熱到400~700℃。這一個過程主要表現(xiàn)為相回復(fù)及再結(jié)晶，和滲碳體的粗化和球化。其中，包括500℃以前主要以鐵素體和彌散其中的極細(xì)小顆粒狀滲碳體顆粒所組成地回火托氏體（回火屈氏體）。和高于500℃的開始繼續(xù)相變形成的回火索氏體。回火托氏體具有很高的彈性，較高的彈性極限和屈服強度，以及足夠的韌性。因此是彈簧的主要組織。而回火索氏體，則表現(xiàn)為極好的綜合機械性能，中等硬度，強度與塑性韌性的良好結(jié)合，以此滿足對于大多數(shù)設(shè)計工況的要求。下圖依次為回火托氏體和回火索氏體。% |9 J. C0 D7 ?5 X& ]. X3 Y! I! N
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另外，這里捎帶一提。回火過程中有兩個回火脆性區(qū)。第一個就是250~400℃區(qū)域，也是不可回火脆性區(qū)，屬于生產(chǎn)中必須避免的部分。而這也是我主張更正原始教材內(nèi)容的主因。第二個就是400~650℃區(qū)域，屬于可逆回火脆性區(qū)。這一區(qū)域回火需要注意特殊事項。具體的這里先不敘述，后面說回火的工藝時會細(xì)說。
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今天先到這里。感謝參與。 | 
發(fā)表于 2015-11-22 04:50:46
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