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发表于 2008-12-30 10:23:32
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来自： 中国湖南衡阳
什么叫脆性转变温度？其影响因素有哪些？(转)(一)第一类回火脆性3 x2 T$ p) s1 }/ ^
1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素
) C+ z' J3 `! @ 在200～350℃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200～350℃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+ E& H# @8 q+ @% _# U- u$ a$ o
的，故又可称之为不可逆回火脆性。
8 K5 d) u D8 F7 F 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-0.28 C-0.6 4Mn-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。
2 m0 q% B4 V; y0 c$ c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。
8 D$ \ F! \7 G) A. L8 W2 k 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。
# o1 o- ]2 W' `- Z. @$ F 2)促进第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有M n、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。 0 m5 S3 S/ J) @" Q9 ~8 z
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。
* a; M) O7 W2 j! y4 k 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。
( t2 Q2 B! L0 n w" D8 o Q/ m. t2.第一类回火脆性形成机理
1 a4 a# {/ f) V d 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。
) Z# q3 J' u$ h. y& G4 Y- P8 e6 x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。
& w: w9 c% a5 ]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。
+ d0 e& E( L- B 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。
/ g0 ]/ U2 c: N+ G: W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。
$ `% }9 C; e' [1 i% n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。
; R% \0 Y+ O& P. N* O( [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。& B7 c& i/ H9 J; e% @. `1 Q
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。' X7 }+ x9 ]- Q/ P7 t
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。5 `, ~3 i; P* _1 j9 z6 Z+ Y1 r) K0 B1 N
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。
3 v. [3 e1 J1 m: t$ l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。
9 |. _" Z: p6 N9 m3 t( Y3.防止第一类回火脆性的方法
4 D& J( u+ [' Y/ g$ }( \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。 " w) F, J! ~# u1 q: R) s2 r
1)降低钢中杂质元素含量；
% \1 z/ K. M) k: m 2)用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等元素以细化奥氏体晶粒；! m3 @) L" d4 W$ L/ A8 H8 S1 p6 b
3)加入Mo、W等能减轻第一类回火脆性的合金元素；. C* d$ Y' X. ]0 ?& l! Y( u
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；, n7 Q# d+ H9 V1 X) E
5)采用等温淬火代替淬火加高温回火。 |
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