脆性转变温度及回火脆性

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 200 350C 之间回火时出现的第一类回火脆性乂称低温回火脆性。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。此时假设再在 200

2、 350C 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，故乂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% FATTC表示，详见金届力学性能升高，断裂韧性 Kle 下降。如 Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82M。钢经 225C 回火后 Kle 为 117.4MN门而经

3、 300C 回 火后由于出现了第一类回火脆性，使 KIe 降至 73.5MMm 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 CLK N、H、。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。届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开展。有的元素单独存在 时影响不大，如 Ni。但当 Ni与 Si同时存

4、在时那么也能促进第一类回火脆性的发 展。局部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 o 3 减弱第一类回火脆性的元素。届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剩余 奥氏体量的多少。奥氏体晶粒愈细，第一类回火脆性愈弱；剩余奥氏体量愈多那么 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

5、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，即剩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剩余奥氏体的 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剩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，第一类回火脆性与剩余奥氏体转变并不 完全对应。故剩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，剩余奥氏体转变理论乂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

6、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 剩余奥氏体。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%的马氏体那么有可能在马氏体内部均匀弥散 析出业稳过渡碳化物。 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 9-碳化物的核并长成条片状 9-碳化物。这 一 0-碳化物的形成既依靠剩余奥氏体的分解，也依靠马氏体内已析出的弥散的 业稳过渡碳化物及细针状9-碳化物的回

7、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剩余奥氏体的钢料来 说，剩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 200C 以下回火时就已有业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 时将在富碳孚晶界面析出条片状 X 及 0-碳 化物。与此同时，已经析出的 9-碳化物将回溶。分布在同一个孚晶界面上的条 片状 X及 0-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

8、理论。即在奥氏体化时杂质元素 P、Srs Stx 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开展。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开展。 由于采用了俄歇电子谱仪及离子探针等探测外表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 350C之间回火时形成的，为什么这

9、一偏聚仅仅使 200 350 C 回火后的脆 性增加，这是需要答复的一个问题。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乂进一 步降低了奥氏体晶界的强度，故使经 200 350C 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，那么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 0-碳化物，故断裂 将沿晶内碳化朝薄片发生。 在弄活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。

10、 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脱氧或参加 Ntx V、Ti等元素以细化奥氏体晶粒； 3 参加 Mo W 等能减轻第一类回火脆性的合金元素； 4 参加 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 650C 之间回火时出现的第二类回火脆性乂称高温回火脆性。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，因此自白年前被

11、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 650C 之间回火时会引起脆 性外，在较高温度回火后缓慢通过 450 650C 的脆性开展区也会引起脆化，即 所谓缓冷脆化。如高温回火后快冷通过脆性开展区那么不引起脆化。 最早发现的是缓冷脆化，以后才注意到 450 650C 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。看来比拟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，而长达数白小时的等温脆化那么是另一回事

12、。 第二类回火脆性的另一个重要特征是在脆化以后 包括缓冷脆化及局部等温 脆化 ，如再重新加热到 650C 以上，然后快冷至室温，那么可消除脆化。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 。这说明第二类回火脆性 是可逆的，故乂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 a k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 k 的下降程度及冷脆转化温 度 50% FATT 的升高程度来表示。用 a k的下降表示时可以采用回火脆性敏感系 数 a : a = a K / a E脆 式

13、中 a精非脆化状态的冲击韧性值； a精脆一一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=5 班 FATT 脆-50 % FATT 式中 50%FAT -一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 1, 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。届于这一类的元素有 P、Srv Sb、As、E

14、k 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、Mr 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 X %至 0.0 X %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 钢中那么以 P 的作用 最大，S3 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。届于这一类的

15、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 %的钢中参加 Cr、Ni、Mn等得出，按脆化能 力，Mn1% +Cr 2%Mn勒 +Ni 3%; Ni 3% +Mn我Ni 3% +Cr 2%。由此可见， 两种元素同时参加时，也是以 Mn的脆化作用最大,Ni最小。 3)

16、 扼制第二类回火脆性的元素。届于这一类的元素有 MQ W V、Ti。往钢 中参加这类元素可以扼制和减轻第二类回火脆性。这类元素的参加量有一最正确 值。超过最正确值后，扼制效果变坏。如 Mo的最正确参加量为 0.5 0.75%。因此, Mo含量超过最正确值后，随 M 咱量增加，ZXFATT 也增加。W 的扼制作用较 Mo小, 为到达同样扼制效果， W 勺参加量应为 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 C 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

17、温时间延长， 50% FATT+ 高，AFATT 增加。在 550C 以下，脆化温度愈低，脆化速度愈幔，但能到达的脆 化程度愈大。550C 以上，随等温温度升高，脆化速度变慢，能到达的脆化程度 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，那么两者之间必然存在一定的联系。可以把缓冷

18、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，不管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。这说明第二类回火脆性 主要不是由于马氏体的分解及剩余奥氏体的转变引起的。 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外表现象相当复杂。 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

19、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，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剩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

20、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 Fe Fe3C 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乂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

21、聚理论 近年来，由于俄歇电子谱仪以及离子探针等探测外表极薄层化学成分的新技 术的开展，已经证明沿原奥氏体晶界 5 10 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，得到多数人的成认。 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

22、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也是内外表活性物质，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 乂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、S Stx As 等 形成三元固溶体时的平衡偏聚。认为合金元素是在回火时向晶界偏聚的，在偏聚 的同时将杂质原予带至晶界引起脆化。由于合金元素与杂质元素之间的亲和力的 不同，有可能出现三种情况，一种是亲和力不