固态相变 教学课件 ppt 作者 刘宗昌第6章淬火钢的回火转变 6.5合金马氏体的回火二次硬化.ppt

6.4 马氏体的回火二次硬化,1、二次硬化现象,马氏体的三类回火硬度曲线,曲线1：低合金钢马氏体回火硬度变化，表明合金渗碳体θ－M3C较碳素钢马氏体具有较高的抗粗化能力，回火温度升高连续软化 曲线2是Fe-Cr-C系，在θ-M3C→M7C3转变过程中，硬度的下降率变缓，曲线出现平台 曲线3是典型的马氏体回火二次硬化现象它发生在Fe-W(Mo)-C系,或Fe-V-C系,强碳化物形成元素的合金钢马氏体，回火硬度在500℃～600℃区间复又升高，并且出现硬度峰值曲线3是所谓的典型的马氏体回火二次硬化现象它发生在Fe-W(Mo)-C系,平衡相为M6C或M6C＋M23C6；或Fe-V-C系,强碳化物形成元素的合金钢马氏体，平衡相为MC回火硬度在500℃～600℃区间复又升高，并且出现硬度峰值，它是由于简单碳化物MC，M2C的脱溶引起的 马氏体回火二次硬化是许多重要的合金钢的高温强度、硬度以及高温长时间抗软化能力的基础二次淬火：某些合金钢淬火组织中的残留奥氏体在高温回火时，往往不发生等温分解，而是在随后的回火冷却过程中，转变为马氏体组织，称为二次淬火 二次硬化：在Fe-W(Mo)-C系,或Fe-V-C系,强碳化物形成元素的合金钢马氏体，回火硬度在500℃～600℃区间复又升高，出现硬度峰值的现象。

2、二次硬化机制,(1)作为一个二次硬化过程，以W、Mo、Cr、V合金化的Fe-M-C合金马氏体的二次硬化从450℃左右即已开始，一般在520℃左右硬度随着回火温度的上升率最大. （2）研究者对于450～500℃回火的测定结果仅仅指出有θ－M3C，这显然不是二次硬化的因素，相反，此时，与θ－M3C回溶而伴生的析出过程才是二次硬化的机制 （3）可能是特殊碳化物析出的初期阶段，即G.P 区（）M-C偏聚区）所致2.1代位－间隙溶质原子偏聚团模型,K.H.Jack提出，Fe-M合金氮化时，第一个过程是形成代位－间隙溶质原子复合偏聚团 氮化硬度最高的状态是: “[M-N]＋ (F,M)16N2”,K.H.Jack代位－间隙溶质原子复合偏聚区示意图,[M-C]复合偏聚团作为形成MC，M2C碳化物的过渡阶段,1) 按着自然系统的自组织理论，在合金碳化物从马氏体中脱溶过程的初期阶段出现复合偏聚区是合理的 2) 从θ－M3C到合金碳化物MC，M2C的形成，在结构、成分等方面差距太大，温度低，扩散困难系统自组织功能则首先指令形成一个[M-C]复合偏聚团作为形成MC，M2C碳化物的过渡阶段，或称预脱溶阶段，这是可能的，符合演化的规律。

3) 形成偏聚团[M-C]的控制因素是合金元素的扩散能力α相的八面体间隙三套亚点阵,当代位溶质原子沿面形成一层片状区时，碳原子的排列有三种方案，如图6-20所示 图（a）是α相的主构架，影线面为代表溶质原子的偏聚面 “×”的三个位置代表α相的八面体间隙三套亚点阵在偏聚面上或近旁的阵点铁原子○没有画出书中212页的图a中有错误间隙位置的三套亚点阵图,图6-20中的第一套亚点阵x1,图6-20中的第二套亚点阵x2,图6-20中的第三套亚点阵x3,复合偏聚区中，替换原子和间隙原子的排布方式,书中212页的图a中有错误碳原子在X1中的排布位置,铁原子为 碳原子为,该图中碳原子的位置（红点）是 方向上碳原子的投影铁原子为 碳原子为,该图中碳原子的位置是 方向上碳原子的投影2.2 二次硬化状态,对M42基体钢（70Mo5Cr4WVCo4）和M2钢马氏体回火二次硬化进行电镜分析 硬度从450℃以上就开始升高，540℃达到最高点，此间除了θ－M3C以外，没有观察到合金碳化物的析出在马氏体的衍射图上，从500℃开始发生芒线，540～560℃芒线强度最大70Mo5Cr4WVCo4马氏体560℃回火 电镜明场像和衍射花样,研究指出，500～560℃回火没有析出合金碳化物，而是在α＇相中形成了以Mo为主的片状偏聚区。

观察表明，580℃回火试样开始形成新的衍射斑点，并且可以在暗场像上开始观察到细小的片状析出相由衍射图确定第一个合金碳化物是面心立方的Mo2C,它与基体保持完全共格具有位向关系 更高的温度回火时，Mo2C长大，700℃消失，同时伴随MC、M23C6和hcp的M2C的析出该钢马氏体回火析出贯序为： θ－M3C→M-C偏聚团→fccMo2C→hcpM2C、MC、M23C6 350℃------500～560℃-----------580℃--------700℃,。