两类脆性转变温度及其影响因素

1、两类脆性转变温度及其影响因素第一类回火脆性1. 第一类回火脆性的主要特征及影响因素在200350C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 C温度范围内回火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 350C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

2、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 （C）表示，详见金属力学性能升高，断裂韧性KIe下降。如Fe-0.28C-0.6 4Mn-4.82MO钢经225 C回火后KIe为117.4MN/m，而经300 C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。

3、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第一类回火脆性推向较高的温度，女口 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

4、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

5、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200C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

6、条片状9碳化物。这一-9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9碳化物的回溶。这种条片状9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 C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200C时将在富碳孪晶界面析出条片状X及9碳化物。与此同时，已经析出的9碳化物将回溶。分布在同一个孪晶界面上的条片状X及9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

7、、长大而成为颗粒状碳化物，故使脆性下冲击韧性升高。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

8、体化时而不是在200350 C之间回火时形成的，为什么这一偏聚仅仅使200350 C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200350 C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X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

9、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。第二类回火脆性在450650C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

10、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450650C之间回火时会引起脆性外，在较高温度回火后缓慢通过450650C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450650 C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

11、冷脆化及部分等温脆化）,如再重新加热到650 C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久人显著下降，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a的下降程度及冷脆转化温度 50% FATT的升高程度来表示。用 a的下降表示时可以采用回火脆性敏感系数aa = a a 脆式中叽非脆化状态的冲击韧性值；弘脆脆化状态的冲击韧性值。-1用冷脆转化温度50% FATT的升高表示时，可以采用回火

12、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脆一一脆化状态的冷脆转化温度。a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

13、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的作用最火，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n索含量一定时，这类元素含量愈多，脆化

14、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 2 % >Mn1 % +Ni 3 %; Ni 3% +Mn1 %>Ni 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

15、，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450650C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 C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。550C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。上述关系由动力学图可

16、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，不论钢具有何种原始组织均有第二类回火脆性，但以马氏体的回火脆性 最严重，贝氏体次之，珠光体最轻。这表明第二类回火脆性主要不是由于马氏体的分解及残余奥氏体 的转变引起的。

17、第二类回火脆性还与奥氏体晶粒度有关，奥氏体晶粒愈细，第二类回火脆性愈轻。3. 第二类回火脆性形成机理由以上所述可见，已经观察到的有关第二类回火脆性的表面现象相当复杂。企图用一种理论来解 释全部现象显然是很困难的。很可能引起脆化的原因不止一个。如短时等温脆化与长时等温脆化就很 可能是由两种不同的脆化机制引起的。这里我们只能就最主要的现象对缓冷脆化及短时等温脆化进行 讨论。第二类回火脆性的主要特征是：1）是一种晶界脆化；2）脆化与温度有关，脆化需要时间，脆化动力学具有C形曲线征；3）与钢料化学成分密切有关；4）脆化过程具有可逆性；5）原始组织为贝氏体与珠光体时也能发生脆化。从上述五个主要特征来看，

18、第二类回火脆性的脆化过程必然是一个受扩散控制的发生于晶界的能 使晶界弱化的与马氏体及残余奥氏体无直接关系的可逆过程。看来这种可逆过程只可能有两种情况， 即溶质原子在晶界的偏聚与消失以及脆性相沿晶界的析出与回溶。到目前为止，已经提出了各种各样 的脆化模型，但归纳起来不外是析出理论或偏聚理论。（1）析出理论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论。这一理论所依据的原理是脆 性相在a-Fe中的溶解度随温度下 F降而减小（如FeFe3C状态图中的PQ线）。在回火后的缓冷过程 中脆性相沿晶界析出而引起脆化。温度升高时，脆性相重新回溶而使脆性消失。这一理论可以解释回 火脆的可逆性，也可以

19、解释脆化与原始组织无关的现象；但不能解释等温脆化以及化学成分的影响， 而且也一直未能找到与脆化对应的脆性相。之后主张析出理论的又提出在回火后的冷却过程中碳化物是在a相内的位错线上析出的。由于位错被微细的碳化物所钉扎，故使钢变脆。但析出位置的改变仍然不能解释成分的影响及等温脆化。（2）偏聚理论近年来，由于俄歇电子谱仪以及离子探针等探测表面极薄层化学成分的新技术的发展，已经证明 沿原奥氏体晶界510 A的薄层内确实偏聚了某些合金元素及杂质元素，且杂质元素的偏聚与第二类 回火脆性有良好的对应关系。致使偏聚理论占了上风，得到多数人的承认。到目前为止，已经提出了好几种偏聚理论。最先是Mclean提出的平

20、衡偏聚理论，认为回火时由于内吸附而使杂质原子偏聚于晶界，引起脆性。平衡偏聚理论的致命弱点是没有考虑合金元素的作用， 前面已经提到，仅仅含有杂质元素的碳钢没有第二类回火脆性。另外平衡偏聚理论也无法解释为甚么P含量低于溶解度时就能引起脆化capus针对平衡偏聚理论的弱点，提出了二重偏聚理论。认为能促进第二类回火脆性的合金元素在奥氏体化时由于内吸附而偏聚 于奥氏体晶界，之后在脆化温度回火时，由于合金元素与杂质原子的亲和力大，故将杂质原子吸引至 晶界而引起脆化。但 Mo也是内表面活性物质，也应在奥氏体化时偏于晶界，且与杂质元素的亲和力 也很大，为甚么 Mo不仅不促进脆化，反而能扼制脆化。对此capus等曾作了解释。但二重偏聚理论的致命弱点是至今仍未能用实验方法证实合金元素在奥氏体化时的偏聚。Guttmann又提出了三元固溶体的平衡偏聚理论，即铁、合金元素（Ni、Cr、Mn等）与杂质元素（P、Sn、Sb