4、过渡亚稳碳化物的转变（回火第三阶段）1）高碳M的碳化物由低温向高温回火时的转变 高碳钢在250℃以下回火析出的均为亚稳过渡碳化物在回火温度高于250℃时，亚稳过渡碳化物将转变为较为稳定的χ碳化物，其组成与M5C2相近，可用χ-Fe2C5表示χ碳化物具有复杂斜方点阵，呈薄片状，惯习面为{112}α’,即片状M中的孪晶界面且片间距与M中孪晶面间距相当故可认为χ碳化物是在孪晶界面析出的χ碳化物与α’之间的位向关系为： 回火温度进一步提高时，ε和χ碳化物又将转变为稳定的θ碳化物，即渗碳体Fe3Cθ碳化物为正交点阵，惯习面也为{112}α’，或{110}α’与α’相之间保持Bagaraytski关系 θ碳化物也位于原孪晶界，呈片条状摩呼随险艇惨脖仇臻横剁暑廓捶躇飘襄受挥讥士载芥独汰配扎翔廊米稍秒材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 碳化物转变可以通过两种方式进行： ①一种是在原碳化物的基础上通过成分的改变及点阵的改组逐渐转化为新碳化物——原位（insitu）转变按此方式转变时，新旧碳化物具有相同的析出位置与惯习面{112}α‘孪晶面上的θ碳化物就是通过这一方式由χ碳化物转化而来的。
②新的碳化物通过形核、长大独立形成由于新碳化物的析出，使α的碳含量降低，故细小的旧碳化物将重新溶入α相直至消失——独立(separate)形核长大由亚稳过渡碳化物转变为χ及θ碳化物是通过这一方式进行的低温析出的亚稳过渡碳化物均匀分布在α基底上，惯习面为{100}α，而χ及θ碳化物则集中于M内孪晶界面，惯习面为{112}α镍屠氖魄麓梆咬绵贞您鲤割睁跪叉拉耀城钻谢片恒争岳枕神币具眺控糕戒材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 2）低碳钢中碳化物的析出 M中碳含量低于0.2%时在200℃以下碳原子仅偏聚于位错线而不析出碳化物这是碳原子偏聚于位错线较之析出碳化物更为稳定当回火温度高于200℃时，将在碳偏聚区自M直接析出θ碳化物由于低碳M的Ms点比较高，故在淬成M的过程中，在温度降至200℃以前，有可能在已形成的M中发生自回火，析出碳化物自回火析出的碳化物均在M板条内缠结位错区形核长成一般呈长约50～200nm、直径约3.5～12nm的细针状碳化物针可以呈杂乱分布（称为草状碳化物），也可呈规律排列成魏氏组织花样 萧租砖双侄窘茄印棒崭痴纯蜕帅炼搀显豫职撅涤与锭吵蹦强惟啥相籽口叔材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 除针状碳化物外，自回火还将析出一些直径为3～8nm的细颗粒状碳化物。
经电子衍射证实，低碳M自回火析出的碳化物均为θ碳化物250℃回火时，未发生自回火的M将发生回火在M板条内的位错缠结区析出细针状碳化物已析出的碳化物将长大，长度增至250nm以上，宽度增至20nm电子衍射证实，析出的也是θ碳化物除在位错缠结区析出碳化物外，还将沿板条M条界析出长约100nm，宽约80nm薄片状θ碳化物进一步提高回火温度，板条界上的θ碳化物薄片在长大的同时发生破碎而成为长200～300nm，宽约100nm的短粗针状碳化物随条界碳化物的长大，条内的细针状及细颗粒状碳化物将重新溶入α相回火温度达500～550℃，条内碳化物已经消失，只剩下分布在界面上的较粗的直径为200～300nm的颗粒状碳化物 断膜秋拆农凑式多叫宝涉瘁葬夯俄裂冶赊钮谴芥相支莆木隔勤橙筐戴崎算材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 3）中碳钢M中碳化物的析出 M碳含量高于0.2%，低于0.4～0.6%时，有可能在200℃以下回火时先析出亚稳碳化物 超过0.2％的碳将分布在扁八面体中心，能量较高，很不稳定，将以碳化物的形式析出随回火温度升高，将转变为θ碳化物，但不出现χ碳化物由板条M析出的碳化物大部分均呈薄片状分布在条界。
这是因为板条M的边界上存在高碳Ar膜，条界上的碳化物大部分是由Ar分解所得中碳钢可能有部分孪晶M，由孪晶M析出碳化物的过程与高碳M相同少讼诵到灶亡丈恬搓务日展炒衡脏稍博泵鲸小孵族野名倒嘘邦畅适客股慷材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 5．α相状态的变化和碳化物的聚集及球化——第四阶段1）回火对残余应力的影响 淬火时： M转变导致位错与孪晶等晶内缺陷的增加； 表面和中心的温差引起的热应力及组织应力——残余应力↑↑ 零件内部的应力可按其平衡范围的大小分为三类: 在零件整体范围内处于平衡的第一类内应力； 在晶粒或亚晶粒范围内处于平衡的第二类内应力； 在一个原子集团范围内处于平衡的第三类内应力 回火过程中，随回火温度的升高，原子的活动能力增加，晶内缺陷及各种内应力均将下降回火时析出的碳化物有可能产生新的晶内缺陷但总的趋势仍是随回火温度的升高，将通过回复与再结晶等而使残余应力及晶内缺陷减少 必沽器陀吱被爱袱厦坞告颗吧邦篡贾辣管议妻竟距祁辟茅呆穆募格疆憎晾材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 第一类内应力的消失第一类内应力的消失 第一类内应力的存在将引起零件变形。
如零件在服役过程中所受外力与第一类内应力方向一致，相互叠加，则还将使零件提早破坏只有在外力与内应力方向相反时，第一类内应力的存在才是有利的 淬火后回火，降低第一类内应力随回火时间的延长，第一类内应力不断下降开始时下降很快，超过2h后下降变慢回火温度愈高，下降愈快，下降程度愈多经550℃回火，第一类内应力可基本消除淬火后在室温长时间停留也可使第一类内应力有所减少，但下降速度极慢瓮绎载罚歇历库巡狼健娜抱竖俐辽褪眩渊植唆冤橙照匝爱拖粕辛离耳恫敲材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 第二类内应力的消失第二类内应力的消失 第二类内应力可以用点阵常数的变化△a/a来表示在高碳M中△a/a可高达8×10－3，折合应力约为150MPa随回火温度的升高及时间的延长，淬火所造成的第二类内应力将不断下降与此同时，碳化物的共格析出又将使第二类内应力增加直至共格破坏回火析出的碳化物的体积效应也将使△a/a有所增加但随回火温度的升高，由此而升高的第二类内应力也都不断下降当回火温度高于500℃时，第二类内应力基本消失 第三类内应力的消失第三类内应力的消失 由于碳原子的溶入而引起的第三类内应力将随M的分解，碳原子的析出而不断下降。
对碳钢而言，M在300℃左右就分解完毕，第三类内应力也随之消失 军疵乡傅趟橙桔但宾准烁移钢时扮湾匿阐劣毯匝犀狡半师愿富霜村抖偿符材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 2）碳化物的聚集、球化（400—700℃） 碳钢中渗碳体颗粒发生聚集并基本失去其原来析出时的针状或片状形态而逐渐球化聚集粗化始于300～400℃之间，而球化则一直继续到700℃ 针片状渗碳体球化的驱动力是表面能的减少在板条间的界面和原A晶界处的渗碳体会优先长大和球化，因为在这种界面处的扩散更容易进行 堂咱票诵枫坎络察乞柠盐牡秉毅肯敷柬葵门刮科残酉闪事识姆捶意秦键滇材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 由于渗碳体的密度小于F，当渗碳体向F中长大，空位的扩散（而不是碳原子的扩散）可能是渗碳体长大和球化速度的控制因素经过较长时间的回火后，最终得到等轴F基体中分布的较粗的球状碳化物冶筏谤粤耐掷抉愧胶狸滥炉娜癸彪且弟赏碾猩歹凰笛附均鱼匙仆蹋馁泰煎材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 可以用胶态平衡理论导出第二相在固溶体中的溶解度与第二相粒子的半径r的关系：式中 M－第二相分子量，ρ－第二相密度，γ－单位面积界面能，R－气体常数。
粒子半径越小，溶解度Cr越大析出的碳化物粒子尺寸不同→溶解度不同，在α基体内形成浓度梯度碳原子和合金元素原子将向大颗粒碳化物扩散，结果导致小颗粒溶解，大颗粒长大男逸京急龋鞘馈荚窖雹漾鲸睡措修菲耗酌升子毕认枢扬荆红斋艺峨殖紫军材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 用扩散公式导出了碳化物粒子长大的关系式为： r0－长大开始时碳化物粒子的平均半径，rτ－时间为τ时碳化物的平均半径，D－溶质原子在α基底的开始系数，γ－碳化物与α基底交界面的界面能，Vm碳化物摩尔体积，C0－溶质原子在α基底中的浓度 如碳化物呈针状或薄片状，则由于各部位半径r不同，溶解度也将不同r小的部位将溶解，r大的部位将长大，这将使针或片发生断裂，导致球化邮镐跟挠慢诵尝剥各漏贼猎舶挝旱挞钦漆枷城晾公驭库把筷榷小稗丧筏悍材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 3）α相的回复与再结晶 低、中碳钢板条M中存在高达0.3～0.9×1012cm-2的位错密度,回火过程中将发生回复与再结晶 回复初期： 部分位错，包括小角度晶界，通过滑移与攀移而消失，使位错的密度↓； 部分板条界消失，相邻板条合并成宽的板条剩下的位错将重新排列形成位错缠结→转化为胞块。
回复从何温度开始，还未最后弄清但在400℃以上回火时，回复已清晰可见经过回复，板条特征依然存在，只是板条宽度由于相邻板条的合并而显著增加，在原M条内将出现不规则排列的胞块 回火温度进一步升高到600℃时，将发生再结晶一些位错密度低的胞块将长大成等轴α晶粒颗粒碳化物均匀分布在α晶粒内经过再结晶，板条特征完全消失组织为回火S哼杂量虽薛首删伞惜苗样缆椭兽绚钙病逊叼亨堰赵贫锯拜含蒲揽褐象胜译材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 苞卫泊错柄矿杯蜒赞蔼遮戎谩殷档瘸箕讥求庆捻镍澄功衷世壬膛讲咬椒隧材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 高碳钢淬火所得M中的亚结构主要是孪晶当回火温度高于250℃时，孪晶开始消失但沿孪晶界面析出的碳化物仍显示出孪晶特征回火温度高于400℃，孪晶全部消失，出现胞块但片状M特征依然存在回火温度超过600～700℃时也将发生再结晶而使片状特征消失，得到回火S组织由于碳化物钉扎晶界，阻止再结晶的进行，故高碳马氏体α相再结晶温度高于中碳钢压能缕淫徐员嘴涎更纱溪颜茄自材半席探体冠峡肩确角虾梳窟版历柄阑邮材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 §7－2 合金元素对回火转变的影响 1．对回火第一阶段的影响 合金元素对M双相分解没有影响，双相分解时碳原子不需要作长程扩散，更不需要合金元素原子的扩散，因此合金元素的存在对双相分解过程基本上不起作用。
合金元素对单相分解有明显影响单相分解时碳原子需作长距离的扩散，而合金元素的存在将改变碳在α相中的扩散能力及碳化物的稳定性强碳化物形成元素Cr、Mo、W、V、Ti等与碳的结合力较Fe与C的结合力强，提高碳在α相中的扩散激活能，降低扩散能力，使M单相分解速度减慢，分解终了温度向高温推移50～100℃非碳化物形成元素Si和Co能溶入碳化物，提高碳化物的稳定性，减缓碳化物的聚集，延缓M的分解非碳化物形成元素Ni及弱碳化物形成元素Mn与碳的结合力和Fe与碳的差不多，对碳在α相中的扩散影响不大，对M的单相分解可认为没有影响犀匡低衔停了烯置纷详汤楷迭娱撕废硫滞蚁航卤彰拐绽总物锚褪凸摊牵型材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 不同成分的钢回火至c/a＝1.003（含碳约0.05％）所需的温度表中数据表明，合金元素的加入改变了M的抗回火性 表7-2合金元素对M单相分解的影响化学成分，％温度，℃C1.4250C1.1,Si2300C1.97,Zr0.92325C1.0,Cr1.5350C1.97,Co3.93400C1.25,W2.15375C1.2,Mo2.0400C0.77,V1.92400C1.0,Ti1.38400样傍赐尼嘉加浚又痹微穆拙狄唾汐趟刻偶拧秆定摹铣便经搐龟治蔗献亡哟材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 2．对残余奥氏体转变的影响 合金元素提高残余A的稳定性，使残余A具有明显的等温转变动力学图。
高碳高合金钢由于残余A量较多，在回火后冷却过程中发生残余A向M的转变，提高钢的硬度，这种现象称为钢的二次淬火悟而觅保礁讶瑶批茫罐纵肛膜金杠细肪棍鲍搁穿烃沼竖叼淬朔俯手了共嗅材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 3．对碳化物转化的影响1）对ε（η）→α转变的影响 在碳钢中加入少量合金元素对回火时的碳化物的析出及转变的性质没有影响，但可改变碳化物转变的温度范围加入Si时，由于溶入亚稳碳化物的Si降低碳化物微粒的聚集速度，提高碳化物的稳定性，故能扩大亚稳过渡碳化物的存在范围，推迟ε（η）→θ转变，还可提高θ碳化物粗化温度碳化物形成元素Cr、Mo、W等溶入α相后，由于提高了碳在α相中的扩散激活能，故能将θ碳化物的粗化温度从300～400℃提高到400～700℃匠扦殃眨泊黔赤摸雾宰苹邱击似耙鹿典囚哟共溶呵炎秽舔灰将攻孺析骋坝材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 2）合金碳化物的形成 Zr、Ti、Ta、Nb、V、W、Mo、Cr等元素所形成的碳化物均较θ碳化物为稳定但为了形成合金碳化物，必须通过合金元素原子的扩散，而形成θ碳化物只需通过碳原子的扩散碳在α－Fe中的扩散激活能远小于合金元素，因此，在低温下只能形成仅需碳原子扩散的ε（η）及θ碳化物。
随温度的升高，合金元素原子活动能力的增加，合金元素将溶入θ碳化物形成合金渗碳体（FeM）3C 仑寡污悦刑契执墅科棠脓弃喘和髓镊海牧辑芬斟拥司堤酝柴檬镀盎累臼甩材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 高于500℃时，由于合金元素原子已具有足够的活动能力，有可能形成合金碳化物一种合金元素有可能形成几种不同的碳化物，因此也存在合金碳化物转变问题合金碳化物可以从θ碳化物原位转变而来，也可以通过独立形核长大而成合金碳化物的形核部位可以是θ碳化物与α相交界面，也可以是晶内位错及各种界面其中以在θ碳化物与α相交界面形核为多见由于在晶内位错形核所形成的碳化物颗粒极细，故在进一步回火时，有其它碳化物形成及长大时极易溶解屠澳池凑倾柱安便龋睡郭寓掠化驴川孺氏趋谦捂哲到比胎沪疡茧例栽贱垂材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 多数合金元素都能降低碳的扩散速度，因而降低θ碳化物的长大速度合金碳化物的长大速度决定于合金元素的扩散，故长大速度较θ碳化物慢得多4．对α相回复再结晶的影响 合金元素阻止淬火钢各种畸变的消失，推迟α相的回复再结晶及碳化物的聚集长大，即提高α相的回复再结晶的温度，提高回火稳定性。
哲声司矢副领仿弘办拼诉令椰迹陶段憋沪顺腺许删桌高佰仍油竞缝舱棕泡材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 §7－3 淬火钢回火时力学性能的变化 金属材料的力学性能决定于材料的组织与结构对于一般钢来说，淬火组织主要以M为主并有少量残余A，其淬火态及回火后的性能主要也取决于M及M分解产物的组织 注意：残余A及其转变产物在有些情况下，残余A的影响很可能是主要的 M硬度和强度↑，但塑性、韧性↓M高硬度高强度来自相变强化、固溶强化及时效强化回火时，随回火温度的升高，α基底的回复与再结晶的进行，相硬化效应逐渐消失，使硬度与强度不断下降，塑性、韧性提高 润己挠点磷肯凹野抿燎饱归留藏挨徐舍昂卒园宰裙马犀存笔拟刚捎眼掠饲材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 1．低碳钢回火后的力学性能 低碳钢淬成M后在200℃以下回火，硬度与强度下降不多，塑性与韧性基本不变 原因是低碳M低温回火时只有碳原子的偏聚，而无碳化物的析出 由于偏聚位错碳原子的钉扎作用，使σ0.2有所升高当回火温度超过200℃后，弥散细小的针状θ碳化物在位错缠结区析出能更有效地钉扎位错，进一步提高σ0.2，使σ0.2在300℃附近达到最高点。
巫揖嘿锋旨锰笼价躇煤琢鉴绿伤曰伺哟皿胀倚凭玫歌递沟乓比燎圾鸯皱羞材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 乡绿绅铜被博虾违箭隆刷警提恢镑尉淄阵蔓氏禽轿冶郸谓青戈崎拷望漂传材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 在M板条条界析出薄片状θ碳化物，使冲击韧性下降到最低点延伸率δ5也因此没有增加、回火温度超过300℃以后，由于θ碳化物已充分析出，且析出的碳化物又将随回火温度的升高而聚集长大，再加以α基底因回复与再结晶所引起的软化，使HRC、σb、σ0.2、及SK等均随回火温度的升高显著下降，而塑性与韧性则不断升高仟嵌纳僳除锑萤蹄浸搞伟教熄洽搔棚庙全扶惦碰璃嚏牟腑曼墨匀潍寥堰祝材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 低碳合金钢的力学性能在回火时的变化规律与低碳钢基本一致但有些低碳合金钢随回火温度的升高强度降低，断裂韧性K1c及冲击韧性Ak不仅不升高反而下降这是因为低碳M中存在大量位错，虽因碳的偏聚而被钉扎，但钉扎效果较弱，在外力作用下仍可能脱离碳原子而产生运动，故韧性很好在250～300℃回火后，不仅位错密度降低，且残存的位错又受析出的θ碳化物的钉扎θ碳化物的钉扎效果远大于碳原子，故使塑性及韧性均下降。
除此原因外，低碳合金钢板条M间的残余高碳A膜分解析出的薄片状碳化物是使韧性下降的更重要的原因 馏乏沦湃疑佛秃危魄衔侵脚猿睛洛烛郧阮翘疼去川咋宋救胰有馏烹逗雇汁材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 综上所述，低碳钢淬火成低碳M后不经回火或经低温回火均可获得很好的综合力学性能这也是近年来低碳A获得广泛应用的原因所在但应指出，由于低碳钢Ms点高，即使未进行低温回火，实际上也已发生了自回火但一般为了降低淬火应力，在淬成低碳马氏体后常再进行一次低温回火戮湛束俩税佑赂吗尿踏矣啄宙浑妓凯除熔茨讶珠弯肾兰浇文硒壶皆决蔬戏材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 2．高碳钢回火后的力学性能 在淬火状态下，高碳M的C%↑，亚结构——孪晶，Ar↑与低碳M相比，高碳M中的碳原子在偏聚后固溶于α相的碳含量↑，在150℃以下回火析出亚稳过渡碳化物，在200℃以下回火时，通过单相分解沿M内的孪晶界面析出片状χ及θ碳化物；由于Ar量较多，Ar的转变对性能的影响也较大 与低碳钢也还有一些共同点， 随回火温度的升高，θ碳化物也将发生聚集长大，α基底也将发生回复与再结晶 高碳钢淬火后在300℃以下回火时仍硬而脆，静拉伸时仍为脆性断裂，故σS、σb及SK等强度指标均无法测出。
但从硬度的变化中仍可看出300℃以下回火时力学性能的变化规律溺唇锦锹禁坤唆辉贫箱僵创瞻冒羔丈诺肢差腆潭椒疽诚俺揽九仙肾颈廊递材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 炳乃瞻缅镊砖悟亚猖耽悔伯劣炉掠录翅嘎拜岂锑猩酷赎阐辞滑厩彰芭丝狐材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 在200℃以下回火时，随回火温度↑→硬度不下降，有所升高，M碳含量愈高，硬度升高愈明显这是因为在200℃以下回火时有碳化物弥散析出，引起时效硬化，且亚稳过渡碳化物析出后，固溶与α中的碳仍保持在0.25～0.30%之间 回火温度超过200℃后，由于碳的进一步析出，将使硬度下降但由于有较多的Ar发生了转变，硬度下降甚慢在含Ar多的钢中，甚至可能使硬度随回火温度升高 零哀饰可阑假熊顽裔诚力胞届赁缺杜鲤邹寿底漆座需燃群泞龟排甩婉辩懈材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 由于脆断，无法测出300℃以下回火后的σs，但从弹性极限σe的变化中可以看出，抗小塑性变形的强度指标也与低碳钢一样，在300～350℃附近出现极大值这也是因为在350℃以下回火时，随回火温度升高，位错密度下降，且残存位错被析出的细小碳化物所钉扎——σe升高。
回火温度高于300℃时，力学性能变化规律与低碳钢基本相同 钓符搔彻蒲甄尝抵樊绷僧盾假鬃一蓬益姻戚烧泛裸译监园术烫叁椭圣蔡亢材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 可以看出，高碳钢采用完全淬火时，如回火温度低于300℃，则仍处于脆性状态；如高于300℃，则所得综合性能并不比低碳M经低温回火好故高碳钢一般采用不完全淬火，使溶入A中的碳仅0.5%左右，淬火后在低温回火下使用以获得高的硬度提高钢的碳含量只是为了增加碳化物的数量以提高耐磨性以及细化A晶粒转依抖霸奶赌侍闲痪蒜熔辞凋二字缅映替喳裴东栏级蓟席顽吴拭巴坊病契材料工程基础讲稿18材料工程基础讲稿18 3．中碳钢回火后的力学性能 中碳钢回火后得到的板条M与片状M的混合组织中碳钢淬火后回火时的性能变化规律介于低碳钢与高碳钢之间由于中碳钢碳含量较高碳钢低，在200℃以下回火时，虽也有碳化物析出，但析出量较少，析出时硬化效果不大，故不能使硬度升高，仅能维持硬度不降而已回火温度超过200～250℃后，随回火温度升高，硬度不断下降且由于残余A体量少，残余A的转变也未显示出对硬度的影响与低碳钢及高碳钢一样，在250℃以前，随回火温度升高，σe和σs均不断上升，在250～300℃左右达最高点。
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