脆性转变温度的影响因素Word文件下载.doc

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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50％FATTe[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50％FATT（℃）表示，详见金属力学性能]升高，断裂韧性KIe下降。

如Fe-0.28C-0.64Mn-4.82Mo钢经225℃回火后KIe为117.4MN／m，而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性，使KIe降至73.5MN／m。

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、Al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，面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θ-碳化物的核并长成条片状θ-碳化物。

这一θ-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θ-碳化物的回溶。

这种条片状θ-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Χ及θ-碳化物。

与此同时，已经析出的θ-碳化物将回溶。

分布在同一个孪晶界面上的条片状Χ及θ-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200～350℃之间回火时形成的，为什么这一偏聚仅仅使200～350℃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200～350℃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{112}r面上析出Χ及θ-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Mo、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450～650℃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450～650℃之间回火时会引起脆性外，在较高温度回火后缓慢通过450～650℃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450～650℃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ακ显著下降，冷脆转化温度50％FATT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ακ的下降程度及冷脆转化温度50％FATT的升高程度来表示。

用ακ的下降表示时可以采用回火脆性敏感系数α：

α=ακ/ακ脆

式中ακ——非脆化状态的冲击韧性值；

ακ脆——脆化状态的冲击韧性值。

用冷脆转化温度50％FATT的升高表示时，可以采用回火脆度△FATT：

△FATT=50％FATT脆-50％FATT

式中50％FATT——非脆化状态的冷脆转化温度，

50％FATT脆——脆化状态的冷脆转化温度。

α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

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。

当杂质元索含量一定时，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P0.05％、c0.2％的钢中加入Cr、Ni、Mn，等得出，按脆化能力，Mn1％+Cr2％>

Mn1％+Ni3％；

Ni3％+Mn1％>

Ni3％+Cr2％。

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0.5～0.75％。

因此，Mo含量超过最佳值后，随Mo含量增加，△FATT也增加蝴。

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2～3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450～650℃温度范围内回火引起的第二类回火脆性的脆化速度及脆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，50％FATT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