经过前些天大家的讨论,我查阅了不少的资料,我们国内的资料一般介绍是含
Cr.Mn.P.As.Sb等元素时,会使高温回火脆性倾向增大.如果钢中除Cr以外,还含有Ni或相当的Mn时,则高温回火脆性更为显著.而W.Mo等元素能减弱高温回火脆性的倾向.例如钢中含Mo=0.5%可以有效抑制高温回火脆性;但是我今天再一本小日本的资料上<<预防热处理废品的措施>>中对回火脆性是这么描述的"钢的回火行为是,回火温度升高,硬度降低,而由延伸率.断面收缩率与冲击值所表示的韧性则随之升高.但是在300度左右回火时,冲击韧性出现反常降低的现象.不管结构钢的钢种和碳量如何,在该温度回火时都要出现这种脆性.为赋予结构钢韧性而进行的淬火回火处理,由于存在这种反常的脆化现象,最好避免在250-550℃范围内回火。此外，在600℃附近回火时，慢冷会引起显著脆化，因此回火后必须快冷。不过，有的形状和大小的工件从该温度快冷有开裂的危险。因此也应注意避免采用过快的冷却速度。钢中磷会促进回火脆性，而加钼合金化却拧减轻回火脆性，这是大家熟知的事实。
由此在结合我们加工中回火后缓冷零件加工容易，而快冷零件加工中有粘刀。不断屑等现象存在，看来的确有回火脆性现象，我们也调整了热处理工艺，在此我要谢谢大家的帮助。但让我现在也闹不明白的是：为什么两种工艺下的冲击韧性会相差无几？？？？？ |
关于35CrMo有无回火脆性问题我来谈一下自己的粗浅认识。
回火脆性已被确认为是由于活性杂质元素P、Sb、Sn、As等在晶界偏聚（工业用钢主要是P）所致，上世纪50年代的研究已发现高纯度的试验室用钢对回火脆性不敏感。自从1968年开始使用俄歇分析技术以来，便可定量分析偏聚于晶界上的杂质元素及合金元素的浓度，建立起塑性—脆性转折温度的升高与晶界上杂质元素富化的依赖关系，使用俄歇分析技术与氩离子轰击技术可测定在垂直于晶界面方向上元素的浓度的变化，由于杂质元素浓度可在几个原子层深度内连续下降，因此确认脆化过程中，并无三维化合物形成，由此否认了许多科学家长期坚持的“固溶体析出”假说，并确立了固溶体边界层杂质浓度升高而引起回火脆性的观点。
一般认为，由P、Sb、Sn、As等杂质原子在晶界偏聚所引起的脆性是由于弱化了晶间聚合力所致。进一步研究指出：合金元素在回火脆化发展中所起作用并不亚于杂质，由于Fe—C合金中有害杂质的偏析很小，不足以引起回火脆性。但在存在有合金元素Ni、Cr、Mn的情况下，杂质偏析明显增大，在这个过程中，合金元素本身在高纯度钢中不会引起平衡偏析，但却会在有害杂质存在的晶粒边界处偏析。所以可以认为在α固溶体中，合金元素和杂质相互作用，从而共同促进偏析；也可以认为，若杂质与合金元素原子相互吸引力比杂质与Fe原子的相互吸引力要强，那么合金元素与杂质共同加强偏析。具体讲，P和Ni、P和Cr、Sb和Ni、Sb和Mn以及其它杂质与合金元素对，都是这种方式作用的。其次，合金元素还能使杂质偏析增强一些，例如Ni和Cr在钢中共同存在时引起Sb的偏析，超过二者分别作用的总和。
合金元素加入可能引起固溶体边界层中有害杂质浓度的增加，从而减弱晶粒间的结合，这就是含有Ni、Cr和Mn的合金钢为什么会产生回火脆性的一个重要原因。
按照一般文献介绍，防止回火脆性的方法有多种。从钢的合金化原理上考虑有：1.减少钢中有害杂质元素含量（这里有一个重要的问题：上述有害杂质元素含量降到多少？）；2.加入少量的Mo（有的文献介绍为0.20~0.30％，还有的介绍为0.50％）和W（有文献介绍1％）到合金钢中；从热处理工艺上考虑为：1.高温回火后快速冷却（抑制有害杂质向晶界偏聚）；2.对钢件进行高温形变热处理；3.据介绍，采用临界区淬火是防止回火脆性最有效的方法。
从钢的合金化原理上讲，Cr提高P在晶界面上平衡偏聚浓度，同时P吸引Cr向晶界偏聚；钢中合金元素的Cr、Ni、Mn等都是通过偏聚而加强P在界面上的偏聚，提高钢的回火脆性的敏感性的。由于Mo与P有特别强的交互作用，以至于可能形成Mo3P化合物或某种Mo—P聚集态，将P固定住，起到净化作用。但有文献指出：当钢中Mo含量超过0.7％时其抑制脆性的作用消失。同时有人指出，在钢中含有0.017~0.036％P的条件下，以0.7％Mo合金化的钢有最小的回火脆性倾向，而在含1.1％Mo时脆性增加。Mo的这种复杂行为是与碳化物类型改变有关的。在不同的含Mo总量下，钢中碳化物类型不同，当含Mo量高于0.7％时，Mo2C逐渐取代富铬的Cr7C3，故基体中溶解的Cr增加使Cr—P晶界偏聚加大。
综上所述，我个人认为：从35CrMo钢的合金化结构上看，它是有回火脆性的。原因是：35CrMo是一般的工业用钢，其有害杂质元素含量限于一般国标或冶标控制范围，不可能很低，而其抑制回火脆性的合金元素Mo含量仅为0.15~0.25％，所起作用十分有限。
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第二类回火脆性是完全可以避免的，
即使产生了也可以通过再次回火在第二类回火脆性产生温度区加快冷却速度消除。
第二类回火脆性，因为产生在较高的温度回火之后，所以又叫高温回火脆性，第二类回火脆性具有可逆性，也称可逆回火脆性．第二类回火脆性，只存在于合金钢中。合金钢中含有的合金种类不同，对第二类回火脆性影响不同，促进第二类回火脆性的合金元素有：Ｍn,Ｃr,Ｎ,Ｐ,Ｖ,Ｃu,Ｎi等,延迟第二类回火脆性的合金元素有:Be,Mo,W等,35CrMo钢既含有促进元素Ｃr,又含有延迟元素Mo,至于35CrMo钢是否具有第二类回火脆性,要看高温回火之后快速冷却测得的冲击韧性αk1与高温回火之后慢速冷却测得的冲击韧性αk2之比是多少,理论上说("金属热处理原理"刘云旭编著P250):高温回火之后快速冷却测得的冲击韧性αk1与高温回火之后慢速冷却测得的冲击韧性αk2之比大于1,表示这种钢具有回火脆性,而且比值越大,回火脆性的倾向越严重。
我们曾调质过35CrMo钢轴类件，620℃回火，水冷冲击韧性αk1为18-20kg.m/cm2，空冷冲击韧性αk2为13-15kg.m/cm2，炉冷冲击韧性αk3为8-11kg.m/cm2，可见35CrMo钢高温回火之后快速冷却测得的冲击韧性αk1与高温回火之后慢速冷却测得的冲击韧性αk2之比大于1，说明35CrMo钢具有第二类回火脆性。只是回火脆性的倾向没有铬锰钢等钢种严重。 |
回火脆性可以用金相法验证:腐蚀剂1.苦味酸10g+二甲苯100ml+酒精10ml;
2.苦味酸乙醚溶液,饱和;
3.苦味酸50g+甲苯500ml+酒精50ml
有回火脆性的钢用以上腐蚀剂腐蚀后晶界会变黑,扫描电镜下为沟槽.
如果要进一步验证,可将用上述腐蚀剂腐蚀后怀疑有回火脆的试样采用正确回火工艺,正确的冷却方式重新回火冷却,再用上述腐蚀剂腐蚀,晶界不再变黑,则可以证明原试样一定存在回火脆性!
注意:回火脆性的钢总是沿晶开裂,当然沿晶开裂不一定是回火脆造成.
怀疑有此问题的同志如果有试样在手可以一试,期待上传最后结果:金相照片
一切怀疑和猜测甚至论证,如果不用实践来证实都没任何用处!
实践才是检验真理的唯一标准! |
研究发现的，合金元素Ni、Cr、Mn、等与杂质元素（P、Sb、As、Sn等）协同在晶界偏聚，对高温回火的影响更为显著。此外，MO抑制第二类回火脆想有显著的作用。为此，钢中常加入0.3%--0.5%，但mo加入量不宜过多，否则易形成Mo2C,反而使回火脆性倾向增加。所以，35CrMo是否有回火脆性要看两种元素含量的大小！
钢的回火脆性，最初是在铬镍钢中发现的。第一次世界大战时期，德国军工企业克虏伯厂制造大炮采用了铬镍钢，发现该钢在高温回火时出现回火脆性。当时称为‘克虏伯’病。这一现象发表后引起世界各国普遍重视，后来又发现这一现象不仅只发生在铬镍钢中，还存在很多合金结构钢中。钢的脆性表现形式是，在外力的作用下没有明显的塑性变形，但断裂的速度很快可达1000米/秒以上，冲击性能指标急剧降低，断口呈颗粒状，破坏沿晶粒间界传播，有时伴有塑性降低，强度和硬度的升高。
钢的回火脆性本质迄今没有一致的观点，存在不同的假说，如“析出理论”，“碳化物转变理论”，“应力变化理论”，“残余奥氏体分解理论”，“晶界富积杂质元素理论”。
对回性最敏感的是中碳铬锰钢，铬镍钢，硅锰钢，铬钒钢，铬锰硅钢，部分高合金2Cr13,,Cr17Ni2,4Cr9Si2钢等。
回火脆性大致可分三类：
1 增大回火脆性：Mn,Cr,Si,Al,V,P.H.B
2 减少回火脆性： Mo,W
3 变化不大：Ti,Nb,Zr,Ni.Cu |
Mo在钢中加入量为0.5-0.75时是最佳加入量，35CrMo Mo的含量是0.15-0.25 其FATT应该是30℃左右，再加上Cr，P，S等元素的影响，因此说35CrMo 没有第二类回火脆性的说法是不准确的，但是我们可以通过控制其回火后的冷却速度使之避开其回火脆性区。
对于快冷的冷速具体是多少才不会出现第二类回火脆性一直没有相关的文献予以具体说明，在回火快冷的的操作上，大家都是根据材料手册提供的方法进行水冷或油冷，但我想回火脆性应该也是一个量变到质变的过程，高温回火之后快速冷却测得的冲击韧性αk1与高温回火之后慢速冷却测得的冲击韧性αk2之比是多少,理论上说("金属热处理原理"刘云旭编著P250):高温回火之后快速冷却测得的冲击韧性αk1与高温回火之后慢速冷却测得的冲击韧性αk2之比大于1,表示这种钢具有回火脆性,而且比值越大,回火脆性的倾向越严重。在现有的材料供应状况下，一个热处理工程师只能做到尽量做好，尽量消除隐患，不该省的工序不能省，仅此而已。 |
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