脆性轉(zhuǎn)變溫度和其影響因素

高益民

(一)第一類回火脆性
/ E3 M1 G. ?/ Q5 I. G1.第一類回火脆性的主要特征及影響因素  
0 b0 e  J% M5 O& t# b! ]    在200～350℃之間回火時出現(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,。此時若再在200～350℃溫度范圍內(nèi)回火將不再會產(chǎn)生這種脆性,。由此可見，第一類回火脆性是不可逆
, s& s' r# @, X# `; r/ s2 P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試溫度的下降而出現(xiàn)顯著下降時所對應的溫度，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,，詳見金屬力學性能]升高，斷裂韌性KIe下降,。如Fe-0.28 C-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成分,�,？梢詫�鋼中元素按其作用分為三類��
0 Y+ G2 D; S) M+ `  B9 U    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均將導致出現(xiàn)第一類回火脆性,。不含這些雜質(zhì)元素的高純鋼沒有或能減輕第一類回火脆。
    2)促進第一類回火脆性的元素,。屬于這一類的合金元素有M n,、Si、cr,、Ni,、V 等,。這一類合金元素的存在能促進第一類回火脆性的發(fā)展。有的元素單獨存在時影響不大,，如Ni,。但當Ni與Si同時存在時則也能促進第一類回火脆性的發(fā)展。部分合金元素還能將笫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，第一類回火脆性愈弱,；殘余奧氏體量愈多則愈嚴重,。
0 Y9 L; r4 @" ?% Y3 }  h8 X+ m2.第一類回火脆性形成機理
    目前，關于引起第一類回火脆性的原因的說法很多,，尚無定論.看來,，很可能是多種原因的綜合結果，面對于不同的鋼料來說,，也很可能是不同的原因引起的,。
" v' }1 q0 C% w% n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的第二個轉(zhuǎn)變,，即殘余奧氏體轉(zhuǎn)變的溫度范圍相對應而認為第一類回火脆性是殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變引起的,，因轉(zhuǎn)變的結果將使塑性相奧氏體消失。這一觀點能夠很好地解釋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第一類回火脆性等現(xiàn)象,。但對于有些鋼來說，第一類回火脆性與殘余奧氏體轉(zhuǎn)變并不完全對應,。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。
6 H" d% V; R* [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，在出現(xiàn)第一類回火脆性時,，沿晶界有碳化物薄殼形成,，據(jù)此認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的了。問題是所觀察到的碳化物薄殼究竟是怎樣形成的,。
6 ^5 Z4 ?4 f  f# P  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,，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)過渡碳化物。
4 }; C7 U9 L; J9 z8 G當回火溫度超過200℃后,，在低碳馬氏體中也有可能析出細針狀碳化物,。與此同時，還將在板條馬氏體條界形成θ-碳化物的核并長成條片狀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)過渡碳化物及細針狀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,，對于在板條界有較多高碳殘余奧氏體的鋼料來說，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℃以下回火時就已有亞穩(wěn)過渡碳化物在片狀馬氏體內(nèi)部彌散析出,，而當回火溫度高于200℃時將在富碳孿晶界面析出條片狀Χ及θ-碳化物。與此同時,，已經(jīng)析出的θ-碳化物將回溶,。分布在同一個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,。   
回火溫度進一步提高時，薄片狀碳化物通過破裂,、聚集,、長大而成為顆粒狀碳化物，故使脆性下降,，沖擊韌性升高,。
9 `) b) J& P$ M; m還有一種理論為晶界偏聚理論。即在奧氏體化時雜質(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。第二類元素能夠促進雜質(zhì)元素在奧氏體晶界的偏聚，故能促進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表面薄層化學成分的儀器,，雜質(zhì)元素偏聚于奧氏體晶界這一事實已為大家所確認,。雜質(zhì)元素偏聚于晶界能使晶界弱化也是大家公認的。晶界偏聚理論的困難在于偏聚是在奧氏體化時而不是在 200～350℃之間回火時形成的,，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問題。我們認為,，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為,，雜質(zhì)元素在奧氏體晶界的偏聚降低了晶界強度，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一步降低了奧氏體晶界的強度,，故使經(jīng)200～350℃回火后的斷裂易于沿奧氏體晶界發(fā)生,。
( N9 R- w$ T0 p8 g+ |+ F如果斷裂不是沿晶而是穿晶解理，則可以認為此時沿奧氏體晶界的偏聚不嚴重且沿晶內(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。   
2 P6 q3 {9 o9 k$ v( F4 n7 q: E; a9 T4 Y在弄清楚第一類回火脆性形成機制后就不難理解第一類回火脆性的不可逆性,。
4 F) ?. p5 i2 i3.防止第一類回火脆性的方法
4 [8 g9 i& a; n8 C: U: b2 y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理可以采取以下一些措施來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等元素以細化奧氏體晶粒,；
& q/ T. I( ?: r    3)加入Mo,、W等能減輕第一類回火脆性的合金元素；
) y) i$ `% s9 `    4)加入Cr,、Si以調(diào)整發(fā)生第一類回火脆性的溫度范圍,，使之避開所需的回火溫度；
5)采用等溫淬火代替淬火加高溫回火,。

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從冶煉即減少非金屬雜質(zhì)元素如s' P
4 C7 l2 U- F5 G- ^8 `5 l2 W. ]( j7 M加入Zr把板塊狀雜質(zhì)球狀化或讓其破碎
3 g% j( R- w3 w5 c也會有些效果的