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1、脆性转变温度及回火脆性一般钢材随着温度的降低，冲击韧性（冲击功）降低，当降至某一温度时，冲击韧性（冲击功）急剧下降，钢材由韧性断裂变为脆性断裂，这种转变称为冷脆转变，转变的温度就称为冷脆温度，也即是脆性转变温度。影响脆性转变温度的因素很多，有材料本身的因素，如晶体结构及强度等级、合金元素及夹杂物、晶粒大小等，有外部因素，如形变速度、应力状态、试样尺寸等。(一)第一类回火脆性1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素 在 200350之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火，可以将脆性消除，使冲击韧性重新升高。此时若再在 200350温度范围内回火
2、将不再会产生这种脆性。由此可见，第一类回火脆性是不可逆的，故又可称之为不可逆回火脆性。几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。如含碳不同的 Cr-Mn 钢回火后的冲击韧性均在 350出现一低谷。第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性，而且还使冷脆转变温度 50FATTe（钢料的冲击韧性）随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度，即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度，用 50FATT(）表示，详见金属力学性能升高，断裂韧性 Kle 下降。如 Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo 钢经 225回火后 Kle 为 117.4MNm，而经300回火后由于出现了第一类回火脆性，使
3、 KIe 降至 73.5MNm。出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂，但也有少数为穿晶解理断裂。 影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。可以将钢中元素按其作用分为三类。1)有害杂质元素，其中包括 S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O 等。钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。2)促进第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有Mn、Si、Cr、Ni、V 等。这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。有的元素单独存在时影响不大，如 Ni。但当 Ni 与 Si 同时存在时则也能促进第一类回火脆性的发展。部分合金元素还能将笫一类回
4、火脆性推向较高的温度，如 Cr 与 Si。 3)减弱第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有 Mo、W、Ti、A l等。钢中含有这一类合金元素时第一类回火脆性将被减弱。在这几种合金元素中以 Mo 的效果最显著。除化学成分外，影响第一类回火脆性的因素还有奥氏体晶粒的大小以及残余奥氏体量的多少。奥氏体晶粒愈细，第一类回火脆性愈弱；残余奥氏体量愈多则愈严重。2.第一类回火脆性形成机理目前，关于引起第一类回火脆性的原因的说法很多，尚无定论。看来，很可能是多种原因的综合结果，而对于不同的钢料来说，也很可能是不同的原因引起的。最初，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第二个转变，即残余奥
5、氏体转变的温度范围相对应而认为第一类回火脆性是残余奥氏体的转变引起的，因转变的结果将使塑性相奥氏体消失。这一观点能够很好地解释 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。但对于有些钢来说，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。之后，残余奥氏体转变理论又一度为碳化物簿壳理论所取代。经电镜证实，在出现第一类回火脆性时，沿晶界有碳化物薄壳形成，据此认为第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂这已是公认的了。问题是所观察到的碳化物薄壳究竟是怎样形成的。低、中碳钢淬火
6、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。低温回火时，在碳含量低于 0.2的板条马氏体内只发生碳的偏聚而不析出碳化物，而碳含量高于 0.2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后，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。这一 -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。由此可见，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
7、理论是一致的。高碳马氏体在 200以下回火时就已有亚稳过渡碳化物在片状马氏体内部弥散析出，而当回火温度高于 200时将在富碳孪晶界面析出条片状 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。还有一种理论为晶界偏聚理论。即在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。杂质元素在奥氏体晶界的偏聚已用俄歇(Auger)电子谱仪及离子探针得到
8、证实。第二类元素能够促进杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能促进第一类回火脆性的发展。第三类元素能阻止杂质元素在奥氏体晶界的偏聚，故能扼制第一类回火脆性的发展。由于采用了俄歇电子谱仪及离子探针等探测表面薄层化学成分的仪器，杂质元素偏聚于奥氏体晶界这一事实已为大家所确认。杂质元素偏聚于晶界能使晶界弱化也是大家公认的。晶界偏聚理论的困难在于偏聚是在奥氏体化时而不是在 200350之间回火时形成的，为什么这一偏聚仅仅使 200350回火后的脆性增加，这是需要回答的一个问题。我们认为，如果将晶界偏聚理论与上述理论合并在一起考虑，这一困难就不难解决。可以认为，杂质元素在奥氏体晶界的偏聚降低了晶界强度，而碳化
9、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，如在112r 面上析出 及 -碳化物，故断裂将沿晶内碳化朝薄片发生。在弄清楚第一类回火脆性形成机制后就不难理解第一类回火脆性的不可逆性。3.防止第一类回火脆性的方法目前，尚不能完全消除第一类回火脆性。但根据第一类回火脆性的形成机理可以采取以下一些措施来减轻第一类回火脆性。 1)降低钢中杂质元素含量；2)用 Al 脱氧或加入 Nb、V、Ti 等元素以细化奥氏体晶粒；3)加入 M
10、o、W 等能减轻第一类回火脆性的合金元素；4)加入 Cr、Si 以调整发生第一类回火脆性的温度范围，使之避开所需的回火温度；5)采用等温淬火代替淬火加高温回火。(二)第二类回火脆性 在 450650之间回火时出现的第二类回火脆性又称高温回火脆性。由于第二类回火脆性与中碳合金结构钢，尤其是大截面用钢如转子钢的性能密切有关，因此自百年前被发现以来一直受到人们重视。有关这一问题的综述性论文已不在少数。1.第二类回火脆性的主要特征第二类回火脆性的一个重要特征是除了在 450650之间回火时会引起脆性外，在较高温度回火后缓慢通过 450650的脆性发展区也会引起脆化，即所谓缓冷脆化。如高温回火后快冷通过
11、脆性发展区则不引起脆化。最早发现的是缓冷脆化，以后才注意到 450650之间的等温脆化。通常将缓冷脆化与等温脆化作为同一种脆化考虑。但也有人认为应将缓冷脆化与等温脆化区别开，因为二者的机理不同。看来比较合理的观点是缓冷脆化与较短时间的等温脆化是同一种脆化，而长达数百小时的等温脆化则是另一回事。第二类回火脆性的另一个重要特征是在脆化以后(包括缓冷脆化及部分等温脆化)，如再重新加热到 650以上，然后快冷至室温，则可消除脆化。在脆化消除以后还可再次发生脆化(包括缓冷脆化及等温脆化)。这表明第二类回火脆性是可逆的，故又可称之为可逆回火脆性。第二类回火脆性可以使室温冲击韧性 k 显著下降，冷脆转化温度
12、50FATT 显著升高。出现第二类回火脆性时，断口呈沿晶断裂。第二类回火脆性的脆化程度可以用冲击韧性 k 的下降程度及冷脆转化温度 50FATT 的升高程度来表示。用 k 的下降表示时可以采用回火脆性敏感系数 ：=/ 脆式中 非脆化状态的冲击韧性值； 脆脆化状态的冲击韧性值。用冷脆转化温度 50FATT 的升高表示时，可以采用回火脆度FATT：FATT=50FATT 脆-50FATT式中 50FATT非脆化状态的冷脆转化温度，50FATT 脆脆化状态的冷脆转化温度。 愈趋近于 l，FATT 愈趋近于零，脆化程度愈低，亦即对第二类回火脆性愈不敏感。2.影响第二类回火脆性的因素(1)化学成分的影响
13、钢的化学成分是影响第二类回火脆性的最重要的因素。可以按作用的不同将存在于钢中的元素分成三类： 1)杂质元素。属于这一类的元素有 P、Sn、Sb、As、B、S 等。第二类回火脆性是由这些杂质元素引起的。但当钢中不含 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。如一般碳钢就不存在第二类回火脆性。当杂质元素含量在 0.00至 0.0的范围内时即可引起脆化。但以那一种杂质元素的脆化作用最大到目前为止还无定论。文献总结了有关资料后指出，杂质元素的作用与钢料的成分有关。在 Ni-Cr 钢中以 Sb 的作用最大，Sn 次之；在 Cr-Mn 钢中则以 P 的作用最大，Sb、Sn
14、次之。对于低碳钢，P 的作用比 Sn 大，对于中碳钢，Sn 的作用比 P 大。2)促进第二类回火脆性的合金元素。属于这一类的元素有Ni、Cr、Mn、Si、C 等。这类元素单独存在时也不会引起第二类回火脆性，必须与杂质元素同时存在时才会引起第二类回火脆性。当杂质元素含量一定时，这类元素含量愈多，脆化愈严重。当钢中仅含一种这类元素时，脆化能力以 Mn最高，Cr 次之，Ni 再次之。当 Ni 含量小于 1.7时不引起脆化。当两种以上的元素同时存在时，脆化作用更大。在含 P 0.05、C 0.2的钢中加入Cr、Ni、Mn 等得出，按脆化能力，Mn 1+Cr 2Mn1+Ni 3； Ni 3+Mn1Ni
15、3+Cr 2。由此可见，两种元素同时加入时，也是以 Mn 的脆化作用最大，Ni 最小。3)扼制第二类回火脆性的元素。属于这一类的元素有 Mo、W、V、Ti。往钢中加入这类元素可以扼制和减轻第二类回火脆性。这类元素的加入量有一最佳值。超过最佳值后，扼制效果变坏。如 Mo 的最佳加入量为 0.50.75。因此，Mo 含量超过最佳值后，随 Mo 含量增加，FATT 也增加。W 的扼制作用较 Mo 小，为达到同样扼制效果，W 的加入量应为 Mo 的 23 倍。稀土元素 La，Nb、Pr 等也能扼制第二类回火脆性。(2)热处理工艺参数的影响在 450650温度范围内回火引起的第二类回火脆性的脆化速度及脆
16、化程度均与回火温度及时间密切有关。温度一定时，随等温时间延长，50FATT 升高，FATT 增加。在 550以下，脆化温度愈低，脆化速度愈幔，但能达到的脆化程度愈大。550以上，随等温温度升高，脆化速度变慢，能达到的脆化程度进一步下降。上述关系可以用脆化动力学图表示。由动力学图可以看出，脆化过程是一个扩散过程。但等温脆化过程较过冷奥氏体等温转变过程复杂。在有些钢中，随等温时间进一步延长，脆化程度有可能反而减弱，出现所谓过时效现象。缓冷脆化不仅与回火温度及时间有关，更主要的是与回火后的冷速有关。冷速的影响同样也反映了脆化过程是一个扩散过程。如等温脆化与缓冷脆化的机制相同，则两者之间必然存在一定的联系。可以把缓冷脆化看成是在各个温度下的短时等温脆化的综合结果。 (3)组织因素的影响与第一类回火脆性不同
