第一類回火脆性
1.第一類回火脆性的主要特征及影響因素
在200～350℃之間回火時(shí)出現(xiàn)的第一類回火脆性又稱低溫回火脆性。如在出現(xiàn)第一類回火脆性后再加熱到更高溫度回火，可以將脆性消除，使沖擊韌性重新升高。此時(shí)若再在200～350℃溫度范圍內(nèi)回火將不再會(huì)產(chǎn)生這種脆性。由此可見(jiàn)，第一類回火脆性是不可逆的，故又可稱之為不可逆回火脆性。
幾乎所有的鋼均存在第一類回火脆性。如含碳不同的Cr-Mn鋼回火后的沖擊韌性均在350℃出現(xiàn)一低谷。第一類回火脆性不僅降低室溫沖擊韌性，而且還使冷脆轉(zhuǎn)變溫度50％FATTe [鋼料的沖擊韌性隨測(cè)試溫度的下降而出現(xiàn)顯著下降時(shí)所對(duì)應(yīng)的溫度，即使鋼料由韌性狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈誀顟B(tài)的溫度稱為冷脆轉(zhuǎn)變溫度，用50％FATT（℃）表示，詳見(jiàn)金屬力學(xué)性能] 升高，斷裂韌性KIe下降。如Fe-0.28C-0.6 4Mn-4.82Mo鋼經(jīng)225℃回火后KIe為117.4MN/m，而經(jīng)300℃回火后由于出現(xiàn)了第一類回火脆性，使KIe降至73.5MN/m。出現(xiàn)第一類回火脆性時(shí)大多為沿晶斷裂，但也有少數(shù)為穿晶解理斷裂。
影響笫一類回火脆性的因素主要是化學(xué)成分?？梢詫撝性匕雌渥饔梅譃槿?。
1)有害雜質(zhì)元素。其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。鋼中存在這些元素時(shí)均將導(dǎo)致出現(xiàn)第一類回火脆性。不含這些雜質(zhì)元素的高純鋼沒(méi)有或能減輕第一類回火脆。
2)促進(jìn)第一類回火脆性的元素。屬于這一類的合金元素有Mn、Si、cr、Ni、V 等。這一類合金元素的存在能促進(jìn)第一類回火脆性的發(fā)展。有的元素單獨(dú)存在時(shí)影響不大，如Ni。
但當(dāng)Ni與Si同時(shí)存在時(shí)則也能促進(jìn)第一類回火脆性的發(fā)展。部分合金元素還能將第一類回火脆性推向較高的溫度，如Cr與Si。
3)減弱第一類回火脆性的元素。屬于這一類的合金元素有Mo、W、Ti、A l等。鋼中含有這一類合金元素時(shí)第一類回火脆性將被減弱。在這幾種合金元素中以Mo的效果最顯著。
除化學(xué)成分外，影響第一類回火脆性的因素還有奧氏體晶粒的大小以及殘余奧氏體量的多少。奧氏體晶粒愈細(xì)，第一類回火脆性愈弱；殘余奧氏體量愈多則愈嚴(yán)重。
2.第一類回火脆性形成機(jī)理
目前，關(guān)于引起第一類回火脆性的原因的說(shuō)法很多，尚無(wú)定論.看來(lái)，很可能是多種原因的綜合結(jié)果，面對(duì)于不同的鋼料來(lái)說(shuō)，也很可能是不同的原因引起的。
最初，根據(jù)第一類回火脆性出現(xiàn)的溫度范圍正好與碳鋼回火時(shí)的第二個(gè)轉(zhuǎn)變，即殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的溫度范圍相對(duì)應(yīng)而認(rèn)為第一類回火脆性是殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變引起的，因轉(zhuǎn)變的結(jié)果將使塑性相奧氏體消失。這一觀點(diǎn)能夠很好地解釋Cr、Si等元素將第一類回火脆性推向高溫以及殘余奧氏體量增多能夠促進(jìn)第一類回火脆性等現(xiàn)象。但對(duì)于有些鋼來(lái)說(shuō)，第一類回火脆性與殘余奧氏體轉(zhuǎn)變并不完全對(duì)應(yīng)。故殘余奧氏體轉(zhuǎn)變理論不能解釋各種鋼的第一類回火脆性。
之后，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變理論又一度為碳化物簿殼理論所取代。經(jīng)電鏡證實(shí)，在出現(xiàn)第一類回火脆性時(shí)，沿晶界有碳化物薄殼形成，據(jù)此認(rèn)為第一類回火脆性是由碳化物薄殼引起的。沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶斷裂這已是公認(rèn)的了。問(wèn)題是所觀察到的碳化物薄殼究竟是怎樣形成的。
低、中碳鋼淬火后得到板條馬氏體以及沿板條條界分布的碳含量高的薄殼狀殘余奧氏體。低溫回火時(shí)，在碳含量低于0.2％的板條馬氏體內(nèi)只發(fā)生碳的偏聚而不析出碳化物，而碳含量高于0.2％的馬氏體則有可能在馬氏體內(nèi)部均勻彌散析出亞穩(wěn)過(guò)渡碳化物。
當(dāng)回火溫度超過(guò)200℃后，在低碳馬氏體中也有可能析出細(xì)針狀碳化物。與此同時(shí)，還將在板條馬氏體條界形成θ-碳化物的核并長(zhǎng)成條片狀θ-碳化物。這一θ-碳化物的形成既依靠殘余奧氏體的分解，也依靠馬氏體內(nèi)已析出的彌散的亞穩(wěn)過(guò)渡碳化物及細(xì)針狀θ-碳化物的回溶。這種條片狀θ-碳化物即電鏡下觀察到的薄殼狀碳化物。由此可見(jiàn)，對(duì)于在板條界有較多高碳?xì)堄鄪W氏體的鋼料來(lái)說(shuō)，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變理論與碳化物薄殼理論是一致的。
高碳馬氏體在200℃以下回火時(shí)就已有亞穩(wěn)過(guò)渡碳化物在片狀馬氏體內(nèi)部彌散析出，而當(dāng)回火溫度高于200℃時(shí)將在富碳孿晶界面析出條片狀Χ及θ-碳化物。與此同時(shí)，已經(jīng)析出的θ-碳化物將回溶。分布在同一個(gè)孿晶界面上的條片狀Χ及θ-碳化物將連成碳化物片，故斷裂易于沿這樣的面發(fā)生，使鋼料脆性增加。
回火溫度進(jìn)一步提高時(shí)，薄片狀碳化物通過(guò)破裂、聚集、長(zhǎng)大而成為顆粒狀碳化物，故使脆性下降，沖擊韌性升高。
還有一種理論為晶界偏聚理論。即在奧氏體化時(shí)雜質(zhì)元素P、Sn、Sb、As等將偏聚于晶界。雜質(zhì)元素的偏聚引起晶界弱化而導(dǎo)致沿晶脆斷。雜質(zhì)元素在奧氏體晶界的偏聚已用俄歇(Auger)電子譜儀及離子探針得到證實(shí)。第二類元素能夠促進(jìn)雜質(zhì)元素在奧氏體晶界的偏聚，故能促進(jìn)第一類回火脆性的發(fā)展。第三類元素能阻止雜質(zhì)元素在奧氏體晶界的偏聚，故能扼制第一類回火脆性的發(fā)展。
由于采用了俄歇電子譜儀及離子探針等探測(cè)表面薄層化學(xué)成分的儀器，雜質(zhì)元素偏聚于奧氏體晶界這一事實(shí)已為大家所確認(rèn)。雜質(zhì)元素偏聚于晶界能使晶界弱化也是大家公認(rèn)的。晶界偏聚理論的困難在于偏聚是在奧氏體化時(shí)而不是在200～350℃之間回火時(shí)形成的，為什么這一偏聚僅僅使200～350℃回火后的脆性增加，這是需要回答的一個(gè)問(wèn)題。我們認(rèn)為，如果將晶界偏聚理論與上述理論合并在一起考慮，這一困難就不難解決?？梢哉J(rèn)為，雜質(zhì)元素在奧氏體晶界的偏聚降低了晶界強(qiáng)度，而碳化物薄殼在板條馬氏體條界及奧氏體晶界的形成又進(jìn)一步降低了奧氏體晶界的強(qiáng)度，故使經(jīng)200～350℃回火后的斷裂易于沿奧氏體晶界發(fā)生。
如果斷裂不是沿晶而是穿晶解理，則可以認(rèn)為此時(shí)沿奧氏體晶界的偏聚不嚴(yán)重且沿晶內(nèi)某晶面有碳化物析出，如在{112}r面上析出Χ及θ-碳化物，故斷裂將沿晶內(nèi)碳化朝薄片發(fā)生。
在弄清楚第一類回火脆性形成機(jī)制后就不難理解第一類回火脆性的不可逆性。
3.防止第一類回火脆性的方法
目前，尚不能完全消除第一類回火脆性.但根據(jù)第一類回火脆性的形成機(jī)理可以采取以下一些措施來(lái)減輕第一類回火脆性。
1)降低鋼中雜質(zhì)元素含量；
2)用Al脫氧或加入Nb、V、Ti等元素以細(xì)化奧氏體晶粒；
3)加入Mo、W等能減輕第一類回火脆性的合金元素；
4)加入Cr、Si以調(diào)整發(fā)生第一類回火脆性的溫度范圍，使之避開(kāi)所需的回火溫度；
5)采用等溫淬火代替淬火加高溫回火。
第二類回火脆性
在450～650℃之間回火時(shí)出現(xiàn)的第二類回火脆性又稱高溫回火脆性。由于第二類回火脆性與中碳合金結(jié)構(gòu)鋼，尤其是大截面用鋼如轉(zhuǎn)子鋼的性能密切有關(guān)，因此自百年前被發(fā)現(xiàn)以來(lái)一直受到人們重視。有關(guān)這一問(wèn)題的綜述性論文已不在少數(shù)。
1.第二類回火脆性的主要特征
第二類回火脆性的一個(gè)重要特征是除了在450～650℃之間回火時(shí)會(huì)引起脆性外，在較高溫度回火后緩慢通過(guò)450～650℃的脆性發(fā)展區(qū)也會(huì)引起脆化，即所謂緩冷脆化。如高溫回火后快冷通過(guò)脆性發(fā)展區(qū)則不引起脆化。
最早發(fā)現(xiàn)的是緩冷脆化，以后才注意到450～650℃之間的等溫脆化。通常將緩冷脆化與等溫脆化作為同一種脆化考慮。但也有人認(rèn)為應(yīng)將緩冷脆化與等溫脆化區(qū)別開(kāi)，因?yàn)槎叩臋C(jī)理不同?？磥?lái)比較合理的觀點(diǎn)是緩冷脆化與較短時(shí)間的等溫脆化是同一種脆化，而長(zhǎng)達(dá)數(shù)百小時(shí)的等溫脆化則是另一回事。
第二類回火脆性的另一個(gè)重要特征是在脆化以后(包括緩冷脆化及部分等溫脆化)，如再重新加熱到650℃以上，然后快冷至室溫，則可消除脆化。在脆化消除以后還可再次發(fā)生脆化(包括緩冷脆化及等溫脆化)。這表明第二類回火脆性是可逆的，故又可稱之為可逆回火脆性。
第二類回火脆性可以使室溫沖擊韌性ακ顯著下降，冷脆轉(zhuǎn)化溫度50％FATT顯著升高。出現(xiàn)第二類回火脆性時(shí)，斷口呈沿晶斷裂。
第二類回火脆性的脆化程度可以用沖擊韌性ακ的下降程度及冷脆轉(zhuǎn)化溫度50％FATT的升高程度來(lái)表示。用ακ的下降表示時(shí)可以采用回火脆性敏感系數(shù)α：
α=ακ/ακ脆
式中ακ——非脆化狀態(tài)的沖擊韌性值；
ακ脆——脆化狀態(tài)的沖擊韌性值。
用冷脆轉(zhuǎn)化溫度50％FATT的升高表示時(shí)，可以采用回火脆度△FATT：
△FATT=50％FATT脆-50％FATT
式中50％FATT——非脆化狀態(tài)的冷脆轉(zhuǎn)化溫度，
50％FATT脆——脆化狀態(tài)的冷脆轉(zhuǎn)化溫度。
α愈趨近于l，△FATT愈趨近于零，脆化程度愈低，亦即對(duì)第二類回火脆性愈不敏感。
2.影響第二類回火脆性的因素
(1)化學(xué)成分的影響
鋼的化學(xué)成分是影響第二類回火脆性的最重要的因素?？梢园醋饔玫牟煌瑢⒋嬖谟阡撝械脑胤殖扇悾?/p>
1)雜質(zhì)元素。屬于這一類的元素有P、Sn、Sb、As、B、S等。第二類回火脆性是由這些雜質(zhì)元素引起的。但當(dāng)鋼中不含Ni、Cr、Mn、Si等合金元素時(shí)雜質(zhì)元素的存在不會(huì)引起第二類回火脆性。如一般碳鋼就不存在第二類回火脆性。當(dāng)雜質(zhì)元素含量在0.00×％至0.0×％的范圍內(nèi)時(shí)即可引起脆化。但以那一種雜質(zhì)元素的脆化作用最大到目前為止還無(wú)定論。文獻(xiàn)總結(jié)了有關(guān)資料后指出，雜質(zhì)元素的作用與鋼料的成分有關(guān)。在Ni-Cr鋼中以Sb的作用最火，Sn次之；在Cr-Mn鋼中則以P的作用最大，Sb、Sn次之。對(duì)于低碳鋼，P 的作用比Sn大，對(duì)于中碳鋼，Sn的作用比P大。
2)促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素。屬于這一類的元素有Ni、Cr、Mn、Si、C等。這類元素單獨(dú)存在時(shí)也不會(huì)引起第二類回火脆性，必須與雜質(zhì)元素同時(shí)存在時(shí)才會(huì)引起第二類回火脆性。當(dāng)雜質(zhì)元索含量一定時(shí)，這類元素含量愈多，脆化愈嚴(yán)重。當(dāng)鋼中僅含一種這類元素時(shí)，脆化能力以Mn最高，Cr次之，Ni再次之。當(dāng)Ni含量小于1.7％時(shí)不引起脆化。當(dāng)兩種以上的元素同時(shí)存在時(shí)，脆化作用更大。在含P 0.05％、c 0.2％的鋼中加入Cr、Ni、Mn，等得出，按脆化能力， Mn 1％+Cr 2％>Mn1％+Ni 3％； Ni 3％+Mn1％>Ni 3％+Cr 2％。由此可見(jiàn)，兩種元素同時(shí)加入時(shí)，也是以Mn的脆化作用最大，Ni最小。
3)扼制第二類回火脆性的元素。屬于這一類的元素有Mo、W、V、Ti。往鋼中加入這類元素可以扼制和減輕第二類回火脆性。這類元素的加入量有一最佳值。超過(guò)最佳值后，扼制效果變壞。如Mo的最佳加入量為0.5～0.75％。因此，Mo含量超過(guò)最佳值后，隨Mo含量增加，△FATT也增加蝴。W的扼制作用較Mo小，為達(dá)到同樣扼制效果，W的加入量應(yīng)為Mo的2～3倍。
稀土元素La，Nb、Pr等也能扼制第二類回火脆性。
(2)熱處理工藝參數(shù)的影響
在450～650℃溫度范圍內(nèi)回火引起的第二類回火脆性的脆化速度及脆化程度均與回火溫度及時(shí)間密切有關(guān)。溫度一定時(shí)，隨等溫時(shí)間延長(zhǎng)，50％FATT升高，△FATT增加。在550℃以下，脆化溫度愈低，脆化速度愈幔，但能達(dá)到的脆化程度愈大。550℃以上，隨等溫溫度升高，脆化速度變慢，能達(dá)到的脆化程度進(jìn)一步下降。上述關(guān)系由動(dòng)力學(xué)圖可以看出，脆化過(guò)程是一個(gè)擴(kuò)散過(guò)程。
但等溫脆化過(guò)程較過(guò)冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過(guò)程復(fù)雜。在有些鋼中，隨等溫時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，脆化程度有可能反而減弱，出現(xiàn)所謂過(guò)時(shí)效現(xiàn)象。
緩冷脆化不僅與回火溫度及時(shí)間有關(guān)，更主要的是與回火后的冷速有關(guān)。冷速的影響同樣也反映了脆化過(guò)程是一個(gè)擴(kuò)散過(guò)程。如等溫脆化與緩冷脆化的機(jī)制相同，則兩者之間必然存在一定的聯(lián)系?？梢园丫徖浯嗷闯墒窃诟鱾€(gè)溫度下的短時(shí)等溫脆化的綜合結(jié)果。
(3)組織因素的影響
與第一類回火脆性不同，不論鋼具有何種原始組織均有第二類回火脆性，但以馬氏體的回火脆性最嚴(yán)重，貝氏體次之，珠光體最輕。這表明第二類回火脆性主要不是由于馬氏體的分解及殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變引起的。
第二類回火脆性還與奧氏體晶粒度有關(guān)，奧氏體晶粒愈細(xì)，第二類回火脆性愈輕。
3.第二類回火脆性形成機(jī)理
由以上所述可見(jiàn)，已經(jīng)觀察到的有關(guān)第二類回火脆性的表面現(xiàn)象相當(dāng)復(fù)雜。企圖用一種理論來(lái)解釋全部現(xiàn)象顯然是很困難的。很可能引起脆化的原因不止一個(gè)。如短時(shí)等溫脆化與長(zhǎng)時(shí)等溫脆化就很可能是由兩種不同的脆化機(jī)制引起的。這里我們只能就最主要的現(xiàn)象對(duì)緩冷脆化及短時(shí)等溫脆化進(jìn)行討論。
第二類回火脆性的主要特征是：
1)是一種晶界脆化；
2)脆化與溫度有關(guān)，脆化需要時(shí)間，脆化動(dòng)力學(xué)具有C形曲線征；
3)與鋼料化學(xué)成分密切有關(guān)；
4)脆化過(guò)程具有可逆性；
5)原始組織為貝氏體與珠光體時(shí)也能發(fā)生脆化。
從上述五個(gè)主要特征來(lái)看，第二類回火脆性的脆化過(guò)程必然是一個(gè)受擴(kuò)散控制的發(fā)生于晶界的能使晶界弱化的與馬氏體及殘余奧氏體無(wú)直接關(guān)系的可逆過(guò)程?？磥?lái)這種可逆過(guò)程只可能有兩種情況，即溶質(zhì)原子在晶界的偏聚與消失以及脆性相沿晶界的析出與回溶。到目前為止，已經(jīng)提出了各種各樣的脆化模型，但歸納起來(lái)不外是析出理論或偏聚理論。
(1)析出理論
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論。這一理論所依據(jù)的原理是脆性相在α—Fe中的溶解度隨溫度下F降而減小(如Fe—Fe3C狀態(tài)圖中的PQ線)。在回火后的緩冷過(guò)程中脆性相沿晶界析出而引起脆化。溫度升高時(shí)，脆性相重新回溶而使脆性消失。這一理論可以解釋回火脆的可逆性，也可以解釋脆化與原始組織無(wú)關(guān)的現(xiàn)象；但不能解釋等溫脆化以及化學(xué)成分的影響，而且也一直未能找到與脆化對(duì)應(yīng)的脆性相。
之后主張析出理論的又提出在回火后的冷卻過(guò)程中碳化物是在α相內(nèi)的位錯(cuò)線上析出的。由于位錯(cuò)被微細(xì)的碳化物所釘扎，故使鋼變脆。但析出位置的改變?nèi)匀徊荒芙忉尦煞值挠绊懠暗葴卮嗷?/p>
(2)偏聚理論
近年來(lái)，由于俄歇電子譜儀以及離子探針等探測(cè)表面極薄層化學(xué)成分的新技術(shù)的發(fā)展，已經(jīng)證明沿原奧氏體晶界5～10 A的薄層內(nèi)確實(shí)偏聚了某些合金元素及雜質(zhì)元素，且雜質(zhì)元素的偏聚與第二類回火脆性有良好的對(duì)應(yīng)關(guān)系。致使偏聚理論占了上風(fēng)，得到多數(shù)人的承認(rèn)。
到目前為止，已經(jīng)提出了好幾種偏聚理論。最先是Mclean提出的平衡偏聚理論，認(rèn)為回火時(shí)由于內(nèi)吸附而使雜質(zhì)原子偏聚于晶界，引起脆性。平衡偏聚理論的致命弱點(diǎn)是沒(méi)有考慮合金元素的作用，前面已經(jīng)提到，僅僅含有雜質(zhì)元素的碳鋼沒(méi)有第二類回火脆性。
另外平衡偏聚理論也無(wú)法解釋為甚么P含量低于溶解度時(shí)就能引起脆化capus針對(duì)平衡偏聚理論的弱點(diǎn)，提出了二重偏聚理論。認(rèn)為能促進(jìn)第二類回火脆性的合金元素在奧氏體化時(shí)由于內(nèi)吸附而偏聚于奧氏體晶界，之后在脆化溫度回火時(shí)，由于合金元素與雜質(zhì)原子的親和力大，故將雜質(zhì)原子吸引至晶界而引起脆化。但Mo也是內(nèi)表面活性物質(zhì)，也應(yīng)在奧氏體化時(shí)偏于晶界，且與雜質(zhì)元素的親和力也很大，為甚么Mo不僅不促進(jìn)脆化，反而能扼制脆化。對(duì)此capus等曾作了解釋。
但二重偏聚理論的致命弱點(diǎn)是至今仍未能用實(shí)驗(yàn)方法證實(shí)合金元素在奧氏體化時(shí)的偏聚。Guttmann又提出了三元固溶體的平衡偏聚理論，即鐵、合金元素(Ni、Cr、Mn等)與雜質(zhì)元素(P、Sn、Sb、As等)形成三元固溶體時(shí)的平衡偏聚。認(rèn)為合金元素是在回火時(shí)向晶界偏聚的，在偏聚的同時(shí)將雜質(zhì)原予帶至晶界引起脆化。
由于合金元素與雜質(zhì)元素之間的親和力的不同，有可能出現(xiàn)三種情況，一種是親和力不大時(shí)，雜質(zhì)原子不能被帶至晶界，故不會(huì)引起脆化；第二種是親和力適中，雜質(zhì)原子被帶至晶界，引起脆化；第三種是親和力很大，在晶內(nèi)就形成穩(wěn)定的化合物而析出，故能起凈化作用而扼制回火脆性的發(fā)生，Mo就屬于這種情況。近年來(lái)這一理論已得到了很大的發(fā)展。
另一個(gè)重要的偏聚理論是McMahon提出的非平衡偏聚理論。這一理論是在析出理論的基礎(chǔ)上得出的。McMahon認(rèn)為在脆化溫度回火時(shí)沿晶界析出了Fe3C。由于雜質(zhì)元素在Fe3C中的溶解度很小，故被排擠出Fe3C而偏聚于Fe3C周圍，從而引起脆化。非平衡偏聚之名即由此而來(lái)。脆化后再在較高溫度回火時(shí)由于雜質(zhì)元素向α內(nèi)部擴(kuò)散以及部分碳化物的回溶而使脆性消失。再次緩冷時(shí)在α相的其他界面新析出的碳化物又將排擠出雜質(zhì)元素而引起脆化。
4.防止第二類回火脆性的方法
根據(jù)以上所述，不難得出，第二類回火脆性可以通過(guò)下列措施加以防止。
1)降低鋼中雜質(zhì)元素；
2)加入能細(xì)化奧氏體晶粒的元素如Nb、V、Ti等以細(xì)化奧氏體晶粒，增加晶界面積，降低單位面積雜質(zhì)元素偏聚量；
3)加入適量的能扼制第二類回火脆性的合金元素Mo、W等；
4)避免在450～650℃范圍內(nèi)回火，在650℃以上回火后應(yīng)采取快冷。
除上述措施外，還可通過(guò)采用亞溫淬火及鍛造余熱淬火等工藝來(lái)減輕或扼制第二類回火脆性。對(duì)于這兩種工藝能扼制第二類回火脆性的機(jī)構(gòu)還在探討之中。
來(lái)源：昌碩金屬新材料
