金属的脆性、成因及对策

金属的脆性、成因及对策

工程构件在韧性、塑性指标值较低的时候即表现为脆性。

脆性失效往往没有征兆，危害却常常是灾难性的，所以应该尽

量避免构件材料的脆性。

与热处理有关的材料脆性有：回火脆性、低温脆性、氢

脆、。脆性和电镀脆性等。本文分别阐述其成因及对策。

一、回火脆性

钢件淬火成马氏体后，在回火过程中，随着回火温度的升

高，硬度和强度降低，塑性和韧性提高。但是在有些情况下，

在某一回火温度区间，韧性指标随回火温度的变化曲线存在低

谷，表现出脆性现象。如图1所示。

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击载荷对回火脆性敏感程度大，而拉伸和弯曲应力对回火脆性

敏感程度较小。因此，对于应力集中比较严重、冲击载荷大或

者受扭转载荷的工件，要求较大的塑性、韧性和强度相配合

时，第一类回火脆性应该按照一种热处理缺陷对待。但对于应

力集中不严重、承受拉伸、压缩或弯曲应力的工件，例如某些

冷变形_L模具，其使用寿命主要取决于疲劳裂纹的萌生而不是

裂纹扩展抗力。所以这种场合下并不一定把第一类回火脆性视

为必须避免的热处理缺陷，有时候甚至可以利用该温度回火出

来的强度（硬度）峰值，来达到发挥材料潜力、延长使用寿命

的目的。

1.1.1第一类回火脆性机理

现在已经发现，钢的第一类回火脆性与残余奥氏体的转

变、马氏体分解时沿晶界析出薄膜状渗碳体以及S、P、N等杂

质元素在晶界的偏聚有关。产生第一类回火脆性时，往往也伴

随着晶间断裂倾向的增大，但有些钢也在第一类回火脆性区观

察到穿晶解理或马氏体板条间解理的方式断裂。这表明第一类

回火脆性机理随具体钢种而异。第一类回火脆性机理如图2所

示O

板条间界

惨谶体臭氏体晶界

a）

▲图2第一类回火脆性机理示意图

当钢的杂质和残余奥氏体量较少时，破坏起始于渗碳体的

断裂、渗碳体附近铁素体膜的撕裂或渗碳体与基体界面的脱

开，最终的断裂方式主要为穿晶解理断裂，参见图2a）。

如果钢中残余奥氏体量较多，回火过程中，由于马氏体的

分解和外加载荷作用，残余奥氏体将因热或者机械失稳转变为

新鲜马氏体薄层，从而成为导致钢脆化的主要因素，其断裂方

式为马氏体板条间解理断裂，参见图2b）。

在杂质含量较高的钢和对脆性断裂特别敏感的粗晶粒钢

中，由于S、P等杂质元素在奥氏体化加热期间向晶界偏聚，以

及在回火期间渗碳体薄层在晶间析出的综合作用，导致晶界弱

化使钢脆化，其主要断裂方式是晶间断裂，参见图2c）。

上述三种机理对第一类回火脆性的产生共同起作用，其中

主要的一种决定了最终的断裂方式。

1.1.2第一类回火脆性的抑制和防止

合理选材和热处理，之能够抑制或防止第一类回火脆性的

产生。从减少杂质元素在晶界偏聚的角度出发，冶炼纯净起其

至关重要的作用。真空熔炼、电渣重熔等技术可从根本上减少

钢中磷、硫等有害杂质元素含量，也可以加入合金元素将有害

杂质固定在基体晶内的方法以避免向晶界偏聚。例如，加入

钙、镁和稀土元素，能够减少硫在晶界的集聚。为了扩大高强

度钢的使用范围，可以通过加入硅的方法推迟马氏体的分解，

提高第一类回火脆性的温区。另外，形变热处理、亚临界淬火

和循环热处理等措施减小晶粒度，降低晶界的平均杂质含量，

能够减小钢的第一类回火脆性。

采用工艺手段改变回火过程中析出的Fe3c形态，可以减小

钢的第一类回火脆性。例如：40CrNi钢（即3140钢）炉内回火

和感应回火实验结果表明，炉内回火在270℃左右出现明显的第

一类回火脆性，韧、脆转化温度为-50℃。感应回火则没有出现

第一类回火脆性，韧、脆转化温度降低到-135℃。电子显微镜

和X射线分析后发现。270℃炉内回火的碳化物为长片状，感应

回火的碳化物现状为均匀细球状。

1.2第二类回火脆性

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1.2.1影响第二类回火脆性的因素

1化学成分

第二类回火脆性主要发生在Cr、Mn或Cr-Mn、Cr-Ni等合

金钢中。含Mn的质量分数少于0.5%的碳素钢不发生这类回火脆

性。Ni、Cr、Mn不论单独加入还是复合加入钢中，均会促进钢

的回火脆性，其影响按Ni、Cr、Mn的顺序增大，当他们复合加

入时，影响更大。钢中Cr、和Mn质量分数的总量超过1%时，

即会发生明显的高温回火脆性。Ni单独存在时，对钢的回火脆

性影响很小，但在Cr-Mn钢中加入Ni却显著增大了高温回火脆

性的敏感性。研究表明，高纯合金钢对回火脆性不敏感，因

此，工业用钢的回火脆性与杂质元素密切相关。P、As、Sb和

Sn是引起钢出现第二类回火脆性的主要元素。图5为杂质元素

对Ni-Cr钢脆化度影响。图中纵坐标为脆化度，其定义是：使

用夏比冲击试验测出钢在无脆化状态和脆化状态下的韧-脆端口

形貌转变温度FATT,然后取其差值。由图可见，Sb、P、的影响

最大，Sn次之，As的影响相对较小。

▲图5杂质元素对Ni-Cr钢脆化度的影响

脆化处理：450℃X168h

Mo能够有效的抑制第一类会回火脆性的产生。图6为含Mo

量对钢的脆化度的影响。质量分数为0.2犷0.5%的Mo对回火脆

性抑制作用最大，超过0.5%反而增大了钢的回火脆性倾向。W

和Ti也是抑制回火脆性的元素。

▲图6含Mo量对脆化度的影响试验

钢的成分：CO.3%、Ni3%>Crl%>PO.025%

脆化处理500℃X100h

2其它因素的影响

并非只有马氏体组织在回火过程中才产生高温回火脆性，

其它原始组织在高温回火脆性区域回火也会产生不同程度的回

火脆性。对第二类回火脆性的敏感程度按铁素体-珠光体、贝氏

体、马氏体的顺序增大。另外，钢的回火脆性倾向随奥氏体晶

粒的增大而增大。

回火后冷却速度对高温回火脆性的影响很大。图7为回火

冷却速度对30CrNi3A钢（即SN631钢）的脆性影响，若规定出

现50%脆性断口的对应温度为韧脆转变温度FATT,则用

0.33℃/min的速度缓慢冷却，钢的FATT提高了100℃以上。

▲图730Cr'Ni3A钢的回火冷却速度与脆性

l-4800℃/min2-62℃/niin

3-1.7℃/min4—0.33℃/min

1.2.2第二类回火脆性机理

被普遍接受的观点是由于P、Sb^Sn、Mn、As等杂质元素

和Cr、Ni、Mn、Si等合金元素在奥氏体晶界偏聚所引起。俄歇

谱仪分析表明，回火脆性与奥氏体晶粒边界附近杂质元素浓度

升高有直接关系。杂质元素在晶界的偏聚属于平衡偏析。杂质

元素以固溶的方式存在于钢中时,由于其原子与铁原子间存在

尺寸错配，从减少晶格畸变能的角度看，杂质原子将优先占据

到晶界或位错等缺陷部位，导致晶界的弱化和脆性增大。随着

温度升高，这种平衡偏析受到原子热运动的干扰，温度足够高

时(A600C),平衡偏析消失。这种平衡偏析在碳钢中很小，

不足以引起回火脆性。Cr、Mn、和Ni等合金元素与杂质元素的

亲和力大，促进了杂质元素在晶界上的这种偏析，因而显著增

大了钢的高温回火脆性。回火加热温度高于600℃,然后迅速冷

却，抑制了杂质元素向晶界的偏聚，因而减少或防止了回火脆

性的发生。在有些合金钢中，随着含碳量是增加，钢的回火脆

性倾向增大，表明杂质元素在晶界的偏聚也与碳化物沉淀有

关。

也有观点认为，高温回火脆性系由钢中Q固溶体在回火过

程中时效沉淀处的Fe3c(N)对位错质点型“强钉扎”作用引起

的，而与杂质元素在晶界聚集无关。

1.2.3第二类回火脆性的抑制和防止

为了防止第二类回火脆性，可采用如下措施:

1)提高钢水纯净度，尽量减少钢中P、Sb、Sn、As等有害

杂质元素的含量，从根本上消除或减小杂质元素在晶界的偏

聚。

2)钢中添加Mo(wO.2"0.5%)或W(wO.4%~LO%),以延

缓P等杂质元素向晶界的偏聚。这种方法在生产上得到了广泛

的应用，如汽轮机主轴、叶轮和厚壁压力容器广泛采用M。钢来

制造。这种合金化的方法具有局限性，对于那些在回火脆性温

度下长期使用的工件，仍不能避免回火脆性问题的发生。

3)高温回火后快速冷却。对于大型工件，由于心部冷速达

不到要求是这种方法受到限制。另一方面即使能够通过快速冷

却抑制脆性发生，但又会在工件中产生很大的残余应力，故对

于大型工件，往往需要采用低于回火脆性温度(450℃)进行补

充回火。

4)采用两相区淬火，以便使组织中保留少量细条状过剩铁

素体这些铁素体在加热时往往在晶粒内杂质处形核析出，是杂

质元素集中于铁素体内，避免了它再想解决偏聚；另外，两相

区淬火可以获得细小晶粒，从而减轻和消除了回火脆性。

5)细化奥氏体晶粒。

6)采用高温形变热处理可以显著减小甚至消除钢的回火脆

性。图8为高温形变热处理对40CrNi4钢冲击韧度的影响。可

以看出来，采用高温形变热处理，回火脆性基本可以消除。

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▲图840CrNi4钢的冲击韧度随回火温度的变化

1-常规淬火工艺2-高温形变热处理

7）渗氮需要在500C左右温度下长时间加热，容易产生回火脆

性问题。渗氮钢应当尽量选用对回火脆性敏感度较低的含Mo

钢，如38CrMoAl等。

8）焊接构件焊接后往往需要进行无应力退火。由于退货必

须缓慢冷却，所以对于含Mn、Cr、Ni、Si等合金元素的高强度

钢，必须考虑去应力退货引起的回火脆性问题。对于这类构

件，也应选用含铝的钢制造。

二、低温脆性

低温脆性断裂包括穿晶断和沿晶界的晶间脆断两种断裂方

式。穿晶脆断主要是解理断裂。常见的低温脆性断裂大多数是

沿解理面的穿晶断裂；而晶间脆断通常在应力腐蚀或发生回火

脆性的情况下出现。

温度是影响金属材料和工程结构断裂方式的重要因素之

一。许多断裂事故发生在低温。这是由于温度对工程上广泛使

用的低中强度结构钢和铸铁的性能影响很大，随着温度的降

低，钢的屈服强度增加韧度降低。体心立方金属存在脆性转变

温度是其脆性特点之一。随着温度降低，在某一温度范围内，

缺口冲击试样的断裂形式由韧性断裂转变为脆性断裂，这种断

裂形式的转变，通常用一个特定的转变温度来表示，该转变温

度在一定意义上表征了材料抵抗低温脆性断裂的能力。这种随

温度降低材料由韧性向脆性转变的现象称作低温脆脆性或冷

脆、

2.1低温脆性的评定

低温脆性通常用低温脆性转变温度来评定。脆性转变温度

的工程意义在于，在高于该温度下服役，构件就不会发生脆性

断裂。很明显转变温度越低，钢的韧度越大。脆性转变温度用

夏比冲击试验转变温度曲线确定。图9为夏比冲击试验转变温

度曲线示意图。使用转变温度曲线进行，程设计时，关键是根

据曲线确定一个合理的脆性转变温度。不同的工程领域采用不

同的方法来确定韧脆转变温度。这些方法有能量准则、断口形

貌准则和经验准则。

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▲图9夏比冲击试验转变温度曲线

采用能量准则确定的转变温度如图9中Tl、T2、T3和T5

所示，分别对应于平台上Akmax的起始温度（完全塑性撕裂的

韧性开裂最低温度、I⑸2十公。））对应温度丁3和下平台

Akmax的最高温度（完全解理开裂最高温度）。经验准则确定的

转变温度示意图如T4。例如，使用经验和统计资料表明，如果

船用钢板的Ak值超过20.5J,将不会发生脆性断裂，因此，造

船工业广发采用20.5J准则。对于常见的机械零件、大型铸锻

件和焊接件，经验表明，夏比冲击试验与机件失效之间存在如

下关系：夏比冲击试样的解理端口面积不小于70%时，构件的服

役应力低于钢的屈服强度的二分之一时，在相应的温度下，一

般不会发生脆性断裂，故规定夏比冲击吸收功与温度关系曲线

上，试样端口上出现50%解理端口和50%纤维端口的相应温度为

韧脆转变温度，称为FATT。

2.2钢的成分和组织对低温脆性断裂的影响

钢的FATT和韧度受多种因素影响。随着温度的降低和工件

的有效尺寸、加栽速率及应力集中的增大，脆性断裂倾向增

大。这些因素属于外部因素，与热处理无关。钢的成分和组织

是影响低温脆性的内部因素。钢的成分包括含碳量、合金元素

含量和杂质。整体热处理只能改变成分分布，不能改变钢的成

分组成；但是钢的组织却可以通过热处理工艺手段予以改变和

控制，因而热处理的质量在一定程度上决定着钢的低温脆性倾

向。

2.2.1合金元素和杂质的影响

钢中碳含量增加使韧脆转变温度升高，最大夏比冲击能减

小，夏比冲击能随温度的变化趋势如图10所示。研究表明，碳

含量对韧脆转变温度的影响与组织状态有关。碳含量对珠光

体、贝氏体组织的韧度影响很大而对马氏体组织的韧度影响较

在低于韧脆转变温度时，碳对马氏体的韧度几乎没有什么

影响。Mn和Ni能够减小钢的低温脆性和降低韧脆转变温度。Mn

能显著改善铁素体-珠光体钢的韧度，但对调质钢的韧度的影响

比较复杂。从提高淬透性的角度，Mn对改善韧度有好处，但是

Mn增大了同火脆性倾向，对韧度带来不利影响。除Ni和Mn

外，铁素体形成元素均有促进钢的脆化倾向。P、Cn、Si、Cr、

Mo等元素使脆性转变温度升高；少量的V、Ti使钢的FATT升

高，超过一定量时，反而使FATT降低。微量的S、P、As、Sn、

Pb、Sb等杂质元素及N2、02、H2等气体增大了钢的低温脆性°

一般认为微量的有害元素往往偏析于晶界，降低了晶界表面

能，弱化了晶界，增大了晶界脆性断裂的倾向，降低了钢的脆

性断裂抗力。

2.2.2组织的影响

细化晶粒可以同时提高钢的强度和低温韧度。总的趋势是

钢的韧脆转变温度随奥氏体晶粒尺寸、马氏体晶体和马氏体板

条束尺寸、贝氏体铁素体板条束尺寸及珠光体片间距的减小而

降低。钢中夹杂物、碳化物等第二相颗粒的大小、形状分布及

第二相的性质对低温脆性有重要影响。第二相颗粒宜细、宜

匀、宜圆。晶界上的第二相和碳化物显著降低钢的低温韧度。

钢的成分相同显微组织不同，其韧度和韧脆转变温度也不

同。例如40~70nlm的17MnCu钢板经同0℃正火与热轧态相比,

其冲击韧度得到显著改善，如图11所示。

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▲图11正火对16MnCu钢低温韧度的影响

图12为组织对42CrMo钢的脆性转变温度和冲击韧度的影

响，其韧度按铁素体-珠光体、贝氏体、马氏体的顺序增高。

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▲图12组织对42CrMo钢韧脆转变温度的影响

研究表明，回火至相同硬度下，完全淬透的100%马氏体回

火后韧度最好。在获得相同强度的情况下，钢的冲击韧度与组

织的关系见图13。

M：马氏体，B：贝氏体，P；珠光体，P：铁索体

274.4

《DIN标准7]

235.2•16CrMo44

G•25CrMo4

gM+B•24CrMo5

v196.0o34CrMo4

f8-F042CrMo4

s-»34CrNiMo6

s156.818*30CrNtMt>«

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*117.6

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F

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39258878498。11761372

抗拉强度/Ml%

▲图13不同淬火组织回火后抗拉强度与冲击值的关系

钢中的组织参量对材料韧度有不同影响。表1为钢的组织

参量与韧度的关系。

▼表1钢的组织参量与韧度

、、组织裁幅代素体-珠祀体贝氏体及针状铁索体马氏体及回火组织

晶粒

尺奥氏体

合金元素寸或

晶色珠北休数板铁索体合金元非金属

件金元素晶粒或

尺寸及杂质吸条咬

位带学化弥散强化量及F.C尺板条尺因化规素和碳央杂物

及送含量板条束

♦分数片层厚度，1d寸/含量和杂质

ta尺寸/

滥M也

冲击韧脆历。’的MnI%和使FA-使FA­明珠光体欧偌，/随/

转变温度.减小而降Ml%分别TT升高,FF升高,增加而升高,减小而B1需X小加

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面

催

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大

和13t.其FATTFATT光体晶区尺寸使

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FATT〜0.6*C〜0.5*C升ATT

高

反比冲击影响不随芈金属%匐使CSE随珠光体量的含碳

平平功.CSE大夹杂轲的埔增加】M蜂低增加CSE降量中加而

加而降低.Pa.使铁便悔做

氏条状夹杂索体的

物使CSEtSE降

各向异性低0.35J

三、氢脆

3.1氢脆及其分类

金属材料中由于含有氢或在含氢的环境中工作，其塑性和

韧度下降的现象称为氢脆。尽管也有例外，但在大多数情况下

发生氢脆时，材料的断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂。氢

在体心立方金属中溶解度很小，但是扩散速度极大，因此，对

氢脆的敏感性也最大。当钢中含氢量达到510X10-6时，即会

氢致开裂。面心立方技术也会发生氢脆，但相对来说，氢脆敏

感性较小。

氢脆分为内部氢脆和环境氢脆、可逆氢脆和不可逆氢脆。

金属材料在冶炼、酸洗、焊接、电镀、热处理等工艺过程中引

进了大量的氢，使材料在受到外载荷作用时，因内部已经存在

的氢而发生的氢脆称为内部氢脆；氢脆现象能够通过去氢处理

减小或去除时.，称为可逆氢脆；如果请已经造成了材料的永久

性损伤，及时经过去氢处理氢脆现象也不能消除的情况，称为

不可逆氢脆。根据变形速度对氢脆敏感性的抑制，可将氢脆分

为第一类氢脆和第二类氢脆。前者随变形速度的增加，氢脆的

敏感性增大，这是由于加教前材料内部已经存在白点、氢蚀和

氮化物致裂等氢脆断裂源的缘故；后者敏感性随变形速度的减

小而增加，其氢脆断裂源是在服役过程中，环境中的氢与应力

交互作用而形成的。

目前关于氢脆的机理有不同的观点。己经提出的氢脆理论

主要有氢压理论、氢降低原子间结合力理论、氢吸后降低表面

能理论以及氢促进局部塑性变形的理论。应该指出的是，与氢

有关的材料损伤包括氢致塑性的损失、氢致滞后开裂和不可逆

氢损伤（如氢鼓包、白点、高温氢腐蚀、氢致马氏体相变

等）。严格的讲氢脆性主要指氢致塑性损伤和氢致滞后开裂，

而不可逆氢损伤是与氢脆具有不同机理的开裂方式。

氢脆是一个复杂的物理、化学、力学过程，影响因素很

多。温度、应变速率、氢压和介质都对材料的氢脆行为有影

响；但是对于热处理工作者，为了防止和减少氢导致的脆性开

裂，研究和掌握材料的成分和组织对氢脆影响规律更为重要。

3.2钢的成分和组织对氢脆的影响

合金元素对氢脆敏感性的影响与氢脆性质和钢种有关。例

如，高强度钢对内部氢脆和环境氢脆都很敏感；而低强度钢、

奥氏体钢和银基合金对内部氢脆不敏感；而其环境氢脆倾向性

却比较大。Mn显著增大了铁素体与马氏体钢的氢脆倾向，而对

奥氏体钢的氢脆影响相对较小。研究表明，C、P、S、Si增大了

钢的氢脆倾向。钢中某些稀土元素（如Pd、Ta、La、Sc）和碳

化物形成元素（Ti、V、Al、Nb、Zr等）能够增加氢陷阱的数

量，降低陷阱中富集的氢含量；加Ca或稀土元素能够改变MnS

夹杂的形状，使其变圆变细，因而能够增加氢陷阱中的临界氢

浓度；Cu、Al等元素能够在金属表面形成沉淀或氧化膜，阻碍

环境中亲情的进入。Cu、Al、Ti和稀土元素通过上述机制减小

了钢对氢脆的敏感性。合金元素对钢的氢致裂纹扩展行为的影

响如表2所示。

▼表2钢中合金元素对氢致裂纹扩展行为的影响

元索一般敏感性da/dt元素一般敏感性da/dt

S和P明显升高影峋小应当升高Til一般钢）降低——

Mn升高降低Si降低升高降低

C」明显升高降低—Mo时升，时降影响小一

Cr影响小应当升高Ni—影响小—

Ti升我Al降低———

（马氏体

时效钢）

氢脆的敏感性与金相组织密切相关。对于中低碳钢，淬火

回火马氏体或贝氏体组织具有最好的抗氢脆性能。对于珠光体

钢，其氢脆性能随珠光体的层间距减小而提高。多数研究表

明，球状珠光体对氢脆和氢致滞后开裂的敏感性比片状珠光体

小。高碳淬火马氏体的氢脆敏感性最大，不发生回火脆性时，

随着回火温度的升高

其抗氢脆性能得到改善。一般认为，对于低合金超高强度

钢，碳化物颗粒聚云分布的细小板条状马氏体具有最好的抗氧

化性能。

热处理能改变钢的微观组织，当然也影响钢的氢脆敏感

性。图14为固溶温度对18Ni（250）钢氢脆敏感性的影响。

固溶处理温度"C

▲图14固溶处理对18Ni(250)钢塑性的影响

固溶温度升高对刚在真空中的塑性影响很大，而在含氢环

境下，其塑性大幅度下降。温度超过900C,其断面收缩率降低

到5%以下。

四、。脆性

高倍铁素体不锈钢、铁素体-奥氏体不锈钢、奥氏体不锈钢

和耐热钢，在550℃、800℃之间长时间加热会析出。相，从而

使钢的脆性增大。。相是成分范围很宽的Fe-Cr金属件化合

物，目前还未测出。相的上下限成分，其大多数成分可近似的

表示为FeCr。o相不仅在许多过渡族元素组成的二元合金中形

成，在不少三元系中在某些特定的温度范围内，也发现有。相

存在。在高温合金中，也发现的二元。相有Fe-Cr-Ni、Fe-

Cr-Mo、及Ni-Cr-Mo三元系中，在某些特定温度范围内，也有

发现。存在。在高温合金中，也发现二元。相有FeC「、

CoCr、FcMo,三元系。相如FcCrMo、NiCrMo、和四元系

(CrMo)x(NiCo)y等。

4.1。相的性质及其对性能的影响

。相的结构很复杂，属于正方晶系。晶胞中有30个原子，

点阵常数为a=8.75〜8.81kX,c=4.54、4.58kX

(lkX=l.002027X10*JQm),c/a=0.52,某些o相中各类原子

呈有序排列。。相硬度很高，Fe-Cr系不锈钢中，。相的硬度

为86HRC其它合金中的。相的硬度略有波动。。相很脆，试问

下脆如玻璃。。相沿晶界或呈片状分布时，使钢的韧性和韧度

显著下降。少量的。相形成使基体贫铭，因而使基体的抗蚀性

下降，并降低了固溶强化的效果。

4.2钢的成分、热处理与。相的形成

。相通常在高铭钢中形成。一般认为格的质量分数小于％的

不锈钢，。相的形成倾向很小。。相形成速度很慢。因此有些

合金在使用前虽然没有。相，但在550℃、800℃温度下长期使

用时，却可能因为。相的逐步形成而导致性能恶化使工件早期

失效。在高铭不锈钢、银铭不锈钢及耐热钢中，格含量越高，

越易形成。相，格的成分超过45%时，。相的形成倾向最大。

Si、P、Mo、V、Ti、Nb等元素能够促进。相的形成；Mn使。

相脆性的极限Cr含量降低，因此，Cr-Mn-N不锈钢中，比较容

易出现。相。

。相能从奥氏体中直接析出，也能从5铁素体中形成。研

究表明，由于6铁素体的铭含量较高，加上Si、Mo等铁素体

形成元素富集于铁素体，促进了。相的形成，因而从6铁素

体转变为。相比较容易。5铁素体形成。相的过程很复杂，

一般认为他首先形成少量细小的奥氏体，然后在5中析出细小

的碳化物，并在Y/3相界上析出。相。

合理的热处理工艺可以抑制。相的形成。对于奥氏体不锈

钢，固溶处理温度不宜过高，保温时间不宜过长，以便使钢中

不产生过量的6铁素体而增大。相的形成倾向。若在铸造、

焊接和热处理过程中，产生了有害的。相，可在820C以上温

度加热或采用固溶处理予以消除。消除。相的热处理温度根据

钢的成分试验确定。

铁素体-奥氏体复相不锈钢，其金相组织为铁素体基体上分

布有小岛状奥氏体，6铁素体的体积分数约占509r70%,由于

这类钢含有较多8铁素体，。相析出倾向较大，故使用温度不

宜超过350℃o

五、电镀脆性

电镀脆性的实质是镀前处理和电镀过程中，由于镀层和金

属基体中渗入氢引起的氢脆性。电镀是一种电化学过程。电镀

时被保护的基体金属或工件作为阴极，施镀的金属为阳极，并

发