回火

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tempering

简介

将经过淬火或其他热处理的金属材料通过加热和保温使其中的非平衡组织、结构适当地转向平衡态，获得预期性能的金属热处理工艺。钢的回火具有下述基本特征：(1)加热温度不高于临界点Ac₁;(2)以提高韧性、稳定组织和消除残余应力为目的;(3)回火前一般为淬火状态，有些经正火处理的钢件也用回火达到上述目的。

简史 人类运用淬火处理强化钢制品之初期，已经知道通过适当提前中断急冷以提高其韧性。这类操作现称为自回火。中国清代陈克恕《篆刻鍼度·卷七》中有把钢件淬火后再加热作为一个独立工序的记载，但当时并未从技术实质上把它和淬火区分开。19世纪中叶西欧现代钢铁和机器工业起步时期，钢铁热处理逐渐成为一个独立的行业，人们把淬火硬化和随后再加热的韧化配合使用，满足对钢铁制件的多种性能要求。对后者采用了古语temper(休息、调节)作为专用技术名词，其冶金学上的含义是将钢铁件处理到适当的强度-韧性配比。

19世纪末至20世纪30年代，以金相显微镜和X射线为研究手段，确认钢中淬火马氏体回火时转变的实质乃是碳(碳化物)的脱溶。详尽、系统的研究进一步指出，淬火钢在回火时的各种转变都是非平衡相或组织状态向平衡态的适当转化。

淬火钢回火时的转变 主要包括碳(碳化物)从马氏体中脱溶、残留奥氏体转变、碳化物的聚集长大、铁素体再结晶4种转变。

碳(碳化物)从马氏体中脱溶 这一过程实际上在淬火后于室温放置时就已经发生。随着温度上升，碳原子扩散能力增强，脱溶量逐渐增多，析出物的成分、晶体结构也发生变化，形成一个按温度高低排列的固有顺序。表1中列出了不同碳含量的Fe-C马氏体的脱溶物及析出的温度范围。

(1)碳原子偏聚。回火温度低于100～200℃时，脱溶表现为碳原子的偏聚。偏聚的方式有两种：(1)碳原子聚集于刃型位错之近旁，形成碳原子位错气团，表中以Dc表示。(2)形成尺寸极小的盘状偏聚团，表中以Hc表示，直径约两个α-Fe晶格常数，厚度约一个晶格常数，法线方向为[001]α。碳原子在α-Fe中的活动能力相当强。在室温下，大约每分钟可在晶格中作一次跃迁。即使低于室温，也可以在不长的时间(如，在-40℃，约1h)形成盘状偏聚团Hc。位错气团Dc的形成速度更快，一般在马氏体形成(冷到室温)前已完成偏聚过程。因而，生产条件下或一般实验条件下获得的马氏体都不是均匀的过饱和固溶体，而是碳原子已发生一定程度偏聚的过饱和固溶体。碳原子偏聚是Fe-C马氏体的预脱溶阶段，其产物Dc和Hc可能是马氏体具有高强度、高硬度的主要原因。

表1 Fe-C马氏体回火时的脱溶物及其析出温度范围

(2)过渡型Fe-C化合物析出。低碳马氏体中碳的脱溶不存在过渡型碳化物阶段。中碳马氏体200℃以上回火析出η-Fe₂C相;高碳马氏体除低温段有η相析出之外，在300～400℃还有另一种过渡型Fe-C化合物，即χ-Fe₅C₂相的析出。

20世纪30年代，在马氏体回火转变研究之初，就认识到，低温回火时析出的碳化物并非Fe-C系在A₁温度以下的平衡相θ-Fe₃C，提出了过渡型Fe-C化合物的概念。50年代用X射线法测定过渡相的晶体结构为复杂六方，化学式为Fe_xC(x=2～3)，此即在众多文献中出现的ε-Fe_2.4C相。到70年代，日本人弘津祯彦采用薄晶体透射电子显微镜重新确定其结构，为正交晶格，化学式Fe₂C，定名为η-Fe₂C。该结果很快就在Fe-M-C(M为合金元素锰、镍、铬等)系马氏体中得到证明，从而在金属学发展历史上发生了少有的重大实验结论改写的事件。由于ε-Fe_2.4C在很长时间内被广泛认可，而η-Fe₂C尚未在各种合金系、合金钢种中被一一验证，因而在80年代以后的技术文献中形成二者并用的混乱局面。

χ-Fe₅C₂为单斜晶系，其析出温度介于η和平衡相θ之间。精密的电子衍射分析认为，χ相是一种成分和结构可变的相，统一的化学式为Fe_2n+1Cn。n值取决于它与Fe₂C和Fe₃C的相似程度。n=1，为Fe₃C;n=2，为χ-Fe₅C₂，在η相温度范围的上限发现析出n值大于2的过渡结构相。

(3)平衡相的析出。θ-Fe₃C，又称渗碳体，正交晶格，是Fe-C系A₁温度以下与铁素体并存的平衡相。低温马氏体200℃以上回火即析出θ相。随马氏体碳含量上升，过渡碳化物的出现，θ相的析出温度逐渐提高。

碳的各种脱溶物析出的温度范围还受保温时间的影响。表1中列出的温度值，是常用工艺(1～10h)条件的情况。超短时间保温，偏聚区和过渡相存在的温度范围向高温方向扩展;超长时间保温，则过渡相和平衡相的温区向低温方向扩展。另外，各脱溶物既有单独存在的温区，又是可以相互重叠的。两种相邻脱溶物的交界重叠区，保温时间对脱溶物组成的影响更大。如，中碳马氏体300℃回火，首先出现η-Fe₂C，若短时保温即冷却下来，脱溶物组成与200℃回火无异，为单一η-Fe₂C;当延长在300℃的保温时间，则可促进θ-Fe₃C的析出，形成η与θ并存的局面;而超长时间保温可导致η相消失，只有单一析出物θ，与高于300℃正常保温的回火无异。

与上述η、χ、θ相脱溶过程相对应，马氏体中的碳含量和晶格的正方度(c/a比值，(见钢中马氏体))逐渐下降。在过渡相脱溶阶段，马氏体(α′)中剩下的固溶碳含量并不降到α-Fe的平衡态，且分布极不均匀。只有当脱溶物为单一平衡相θ时，马氏体中的碳含量和晶体结构才达到平衡态(c/α=1)，完成由α′-Fe到α-Fe的转变。

残留奥氏体转变 淬火钢中残留奥氏体加热到马氏体转变开始温度Ms以上，将发生分解。转变产物随温度上升依次为下贝氏体、上贝氏体和珠光体，转变的动力学特征与过冷奥氏体转变基本相同，惟转变速度稍快。在以常规速度加热，保温1h左右的情况下，碳钢中残留奥氏体于300℃左右回火即可转变完毕。合金钢中残留奥氏体稳定性较强，其转变特性依钢的TTT图(见过冷奥氏体转变)而变化。

碳化物聚集长大 回火时，碳化物从马氏体脱溶或由残留奥氏体分解形成都是在大的过冷度下进行，因而析出之初其颗粒都十分细小。随保温时间延长，尤其在回火温度较高时，碳化物将发生聚集长大。过渡型碳化物η等由于与基体保持共格，以及仅存在于低温回火状态，其尺寸最大只可能长到10nm数量级，而平衡相θ与基体不共格，在高温回火后可长大到100～500nm。聚集长大后的θ相皆为等轴(颗粒)状。

铁素体再结晶 马氏体中存在着高密度的位错等晶体缺陷。从这一角度，它可看成是经过高度冷塑变形的α-Fe。随着回火温度升高，α相将发生回复和再结晶。低、中温回火(低于450℃)时，只进行回复，即多边形化过程。此时马氏体保留它片状或针状的外形。600℃以上开始发生再结晶，至700℃以上才可充分进行。在常用的高温回火温度500～650℃，α相处于回复(多边化)-再结晶的交叉阶段，实际晶粒十分细小。表2给出低碳钢(0.2%C)马氏体回火时α相的晶块尺寸。由表2可见，即使经过500～600℃的高温回火，α相晶块尺寸仅相当于ASTM13级以上;与奥氏体在500～600℃等温分解产物珠光体类组织中铁素体的实际晶粒大小相比，细化的级差达到4～6级。

表2 低碳钢(0.2%C)马氏体回火后α相的晶块尺寸(定量金相法测定)