真空回火-教学

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1、真空回火,2,概述,目的:保持真空淬火的优势（产品不氧化、不脱碳、表面光亮、无腐蚀污染等）； 降低脆性， 提高韧性； 对热处理后不再进行精加工并须进行多次高温回火的精密工具更应进行真空回火。,3,淬火回火方法对材料性能影响,淬火回火方法对高速钢性能的影响,高速钢W6Mo5Cr4 V2 采用8mm130mm试样 1210真空淬火+560三次真空回火与相同参数的盐浴淬火+回火,静弯曲破断功=破断载荷形变量,4,真空回火工艺,a）清洗过工件均匀摆放回火炉中，抽真空至1.3Pa， 回填氮气至5.32-9.3110-4Pa， 风扇驱动气流对流加热至预定温度，充分保温后强制风冷。,b) 为节省高纯氮气，抽

2、真空至1.3Pa回火， 由于此种降温速度很慢，引起回火脆性的钢种避免采用。回火不足：略低于回火温度保温，回火时间延长一倍。,5,真空回火的光亮度,6,冷、热态真空炉中的气氛,热态真空炉内残留气体的水蒸气谱峰尚在, 而氧气谱峰消失, 大部分转化成一氧化碳谱峰和二氧化碳谱峰, 该变化是借助于碳氢物质的挥发和石墨类加热元件而完成的。 水蒸气的分子将连续地分解成氢和氧, 而氧和碳则又结合成一氧化碳, 氢则被保留下来。,热态真空炉内残留气体分析结果，炉温1070， 102 Pa,7,真空回火气氛对光亮度的影响机理,加热升温,真空炉中零件上附着的各类物质发生挥发, 真空度迅速降低； 升温时间的延长和温度的

3、升高, 零件上挥发的残留清洗剂和残留油脂的谱峰幅值降低, 而水蒸气的谱峰仍很高. 此状态一直要持续到约650左右。真空炉内残留气体为弱氧化性气氛。 温度继续升高超过650后, 真空炉内气氛的性质急剧变化，至1650这一温度区间, 炉内存在的是一氧化碳和氢气, 真空炉内的残留气体属弱还原性气氛。,8,影响真空回火光亮度的主要原因,因漏气或泵抽空能力不够,使真空炉形成有弱氧化性气氛,引起氧化着色而损坏了光亮度; 真空炉内真空度过高,使材质中含蒸气压高的元素挥发,使零件表面成分挥发而损坏了光亮度。,9,影响真空回火光亮度的因素,材质含合金元素的种类和量 加热温度、压力、时间 加热或冷却时真空炉内的气

4、氛 冷却用介质气或油中不纯物含量 冷却速度,10,影响真空回火光亮度的因素,11,提高真空回火光亮度的方法,提高工作真空度； 充N2中加入10 H2，气氛成还原性； 减少真空炉隔热屏吸收和排放水气的影响； 快速冷却，工件出炉温度低； 提高温度均匀性。,12,真空回火脆性,回火脆性：随着回火温度的提高，强度与硬度的降低， 钢的冲击韧度并不总是单调上升，在两个温度范围内出现低谷，引起的脆性增加。 第一类回火脆性：200350出现的低温回火脆性； 第二类回火脆性：450650出现的高温回火脆性；,13,第一类回火脆性的主要特征,不可逆型 降低室温冲击韧度 增加冷脆转变温度 显微组织沿晶断裂或少数的穿

5、晶断裂,14,第一类真空回火脆性,a. 37CrNi3回火时硬度与冲击韧性的变化,b. 碳含量对CrMn钢（Cr1.4Mn1.1wt%) 第一类回火脆性的影响,15,影响第一类回火脆性的因素,化学成分 奥氏体晶粒的大小 残余奥氏体量的多少,16,化学成分对第一类回火脆性的影响,有害杂质元素 促进第一类回火脆性元素 减弱第一类回火脆性元素,Mo对SiMn钢 回火后冲击韧度的影响 C0.36Si1.7Mn1.8%,17,第一类回火脆性发生机理假设,残余奥氏体转变理论 碳化物簿壳理论 晶界偏聚理论,18,残余奥氏体转变理论,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残余奥氏体转变的温度范围

6、相对应； 转变结果：将使塑性相奥氏体消失， 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。 不足：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。,19,碳化物簿壳理论,根据：经电镜观察，在出现第一类回火脆性时，沿晶界有碳化物薄壳形成，第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。 很好的解释沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂。 不足：理论初期未解释碳化物薄壳是怎样形成的。,20,低、中碳钢碳化物的薄壳的形成,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。

7、 低温回火： C0.2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： 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-碳化物的核并长成条片状-碳化物。- 碳化物的形成既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-碳化物的回溶。 这种条片状-碳化物即电镜下观察到的薄壳状碳化物。,21,高碳钢碳化物薄壳的形成,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 200以下回火时已有亚稳过渡碳化物在片状马氏体内部弥散析出， 回火温度高于200时： 将在富碳孪

8、晶界面析出条片状及-碳化物。 与此同时，已经析出的-碳化物将回溶。 分布在同一个孪晶界面上的条片状及-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。,22,晶界偏聚理论,根据：俄歇(Auger)电子谱仪及离子探针得到证实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沿晶脆断； 很好的解释了第二类元素促进第一类回火脆性的发展（能够促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚）；第三类元素扼制第一类回火脆性的发展（能阻止杂质元素在奥氏体晶界的偏聚）的现

9、象； 不足：偏聚是在奥氏体化时而不是在 200350之间回火时形成的，却仅仅使200350回火后的脆性增加。,23,第一类回火脆性发生机理,将晶界偏聚理论与前述理论合并在一起考虑： 杂质元素在奥氏体晶界的偏聚降低了晶界强度， 而碳化物薄壳在板条马氏体条界及奥氏体晶界的形成又进一步降低了奥氏体晶界的强度， 故使经200350回火后的断裂易于沿奥氏体晶界发生。 如果断裂不是沿晶而是穿晶解理，则可以认为此时沿奥氏体晶界的偏聚不严重且沿晶内某晶面有碳化物析出，如析出及-碳化物，故断裂将沿晶内碳化朝薄片发生。,24,第一类回火脆性的防止,回火脆性对缺口韧度的影响 淬火并在620回火的5140钢，夏氏V形

10、缺口冲击吸收功随温度的变化，一些试样回火温度快冷，另一些炉冷，缓冷的钢造成回火脆性,降低钢中杂质元素的含量 用Al脱氧或加Nb、V、Ti等元素细化奥氏体晶粒 加入Mo、W等减轻第一类回火脆性的合金元素 加入Cr、Si调整发生第一类回火脆性的温度范围 采用等温淬火代替淬火加高温回火,25,第二类回火脆性的主要特征,缓冷脆化与等温脆化 可逆型 以冲击韧度的下降及冷脆转化温度的升高来表示 显微组织沿晶断裂,26,第二类回火脆性的表示,冲击韧性K的下降 回火脆性敏感系数 K/ K脆 K脆-脆化状态的冲击韧度值，K-非脆化状态的冲击韧度值 冷脆转化温度50%FATT的升高 回火脆度FATT FATT 5

11、0%FATT脆50%FATT,27,影响第二类回火脆性的因素,化学成分 热处理工艺参数 回火温度及时间 缓冷脆化与回火后冷速有关 组织因素 奥氏体晶粒度,回火温度及回火后 冷速对30CrMnSi钢 冲击韧度的影响,28,化学成分对第二类回火脆的影响,杂质元素：P、Sn、Sb、As、B、S等； 钢中不含Ni、Cr、Mn、Si等合金元素时杂质元素的存在不会引起第二类回火脆性， 杂质元素含量在10-510-4数量级（质量分数）的范围即可引起脆化， 杂质元素的作用大小与钢料成分有关。 促进第二类回火脆性的合金元素 Ni、Cr、Mn、Si、C等需与杂质元素同时作用 杂质元素含量一定，此类合金元素含量越多

12、，脆化愈严重。 单一合金元素作用脆化能力MnCrNi 两种或以上同时存在脆化作用加强 抑制第二类回火脆性的合金元素 Mo、W、V、Ti加入量有最佳值 稀土元素La、Nb、Pr等,29,Mo含量对第二类回火脆性的影响,Mo 含量对P0.026-C0.3-Ni3-Cr1钢（质量%）的 FATT的影响 （500，1000h催化）,30,回火温度及时间对第二类回火脆性的影响,温度一定，随等温时间延长， 50%FATT升高， FATT增加。 550以下，脆化温度愈低，脆化速度愈慢，能达到的脆化程度越大。 550以上， 随等温温度升高，能达到的脆化程度下降。,Cr3%-Mo钢的等温脆化动力学图,31,过时

13、效现象,Mo含量对等温脆化过程的影响,等温脆化的等温时间进一步延长，有些钢的脆化程度反而减弱，出现过时效现象。 不同Mo含量的某钢（C0.3-Si0.25-Mn1.0-Cr1.0-P0.03 %质量分数）1200水淬后500 回火； 含Mo超过0.2%脆化达到一定程度不再变化，提高Mo含量可以降低最大回火脆度，且随等温时间延长，已发生的脆化可能消失。,32,第二类回火脆性发生机理假设,特征为晶界脆化,与温度、时间有关，脆化动力学具有C形曲线特征；与钢料化学成分密切有关；具有可逆性，原始组织为贝氏体与珠光体时也能发生脆化。 第二类回火脆性的脆化过程必然是一个受扩散控制的发生于晶界的, 能使晶界弱

14、化的与马氏体及残余奥氏体无直接关系的可逆过程。 可逆过程的两种可能情况：即溶质原子在晶界的偏聚与消失以及脆性相沿晶界的析出与回溶。,33,析出理论,最早提出的是碳化物、氧化物、磷化物等脆性相沿晶界析出的理论。 根据脆性相在Fe中的溶解度随温度下降而减小(如FeFe3C状态图中的PQ线)。 在回火后的缓冷过程中脆性相沿晶界析出而引起脆化。温度升高时，脆性相重新回溶而使脆性消失。 很好地解释回火脆的可逆性，也可以解释脆化与原始组织无关的现象； 不足：不能解释等温脆化以及化学成分的影响，一直未能找到与脆化对应的脆性相。 后提出在回火后的冷却过程中碳化物是在相内的位错线上析出的。由于位错被微细的碳化物

15、所钉扎，故使钢变脆。,34,偏聚理论,根据俄歇电子谱仪以及离子探针等探测表面极薄层化学成分，证明沿原奥氏体晶界510 的薄层内确实偏聚了某些合金元素及杂质元素，且杂质元素的偏聚与第二类回火脆性有良好的对应关系。 平衡偏聚理论（Mclean）回火时由于内吸附而使杂质原子偏聚于晶界，引起脆性。 不足：没有考虑合金元素的作用，仅仅含有杂质元素的碳钢没有第二类回火脆性。 无法解释为什么P含量低于溶解度时就能引起脆化。,35,多元偏聚理论,二重偏聚理论 (capus)提出能促进第二类回火脆性的合金元素在奥氏体化时由于内吸附而偏聚于奥氏体晶界，之后在脆化温度回火时，由于合金元素与杂质原子的亲和力大，故将杂

16、质原子吸引至晶界而引起脆化。 不足：Mo也是内表面活性物质，也应在奥氏体化时偏于晶界，且与杂质元素的亲和力也很大，为甚么Mo不仅不促进脆化，反而能扼制脆化。对此capus等曾作了解释。至今仍未能用实验方法证实合金元素在奥氏体化时的偏聚。 三元固溶体的平衡偏聚理论（Guttmann）提出铁、合金元素(Ni、Cr、Mn等)与杂质元素(P、Sn、Sb、As 等)形成三元固溶体时的平衡偏聚。 认为合金元素是在回火时向晶界偏聚的，在偏聚的同时将杂质原予带至晶界引起脆化。由于合金元素与杂质元素之间的亲和力的不同，有可能出现三种情况： 亲和力不大时，杂质原子不能被带至晶界，故不会引起脆化； 亲和力适中，杂质原子被带至晶界，引起脆化； 亲和力很大，在晶内就形成稳定的化合物而析出，故能起净化作用而扼制回火脆性的发生，Mo就属于这种情况。近年来这一理论已得到了很大的发展。,36,非平衡偏聚理论,非平衡偏聚理论（McMahon）在析出理论的基础上得出的。 认