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01 前言 在日常的工作中，细心观察会发现，有些产品回火之后为什么要水冷而不是空冷呢？另外，大家可能在无意中也听到别人谈到“回火脆性”这个词。那这到底是怎么回事呢？ 事物发生的现象不是无缘无故的，热处理也不例外。她虽然不是神学，却也笼罩着神秘的色彩。透彻了解了原理，就能解释我们所看到的现象。 本文将系统地给大家分享回火脆性的缘由。 第一类回火脆性 在250~400℃之间出现的回火脆性称为第一类回火脆性，也称低温回火脆性。几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。  1 第一类回火脆性的主要特征 如果将已经产生第一类回火脆性的工件加热到更高温度回火，则可以消除脆性，使冲击韧性重新升高。此时，即使再将该工件在产生这种回火脆性的温度区间内回火，也不会重新产生这种脆性。因此，第一类回火脆性也称为不可逆回火脆性。 第一类回火脆性与回火后的冷却速度无关，即在产生回火脆性的温度保温后，不论随后是快冷还是慢冷，钢件都会产生脆化。产生第一类回火脆性的工件，其断口大多为晶间（沿晶界）断裂，而在非脆化温度回火的工件一般为穿晶（沿晶粒内部）断裂。  2 第一类回火脆性的影响因素 主要是化学成分的影响。可以将钢中元素按其作用分为三类： （a）有害杂质元素，如S、P、As、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。 （b）促进第一类回火脆性的元素，如Mn、Si、Cr、Ni、V等。这类合金元素能促进第一类回火脆性的发展，还有可能将第一类回火脆性推向较高的温度。 （c）减弱第一类回火脆性的元素，如Mo、W、Ti、Al等。钢中含有这些合金元素时第一类回火脆性将被减弱，其中尤以Mo的效果最显著。 此外，奥氏体晶粒粗大，残余奥氏体量增多，则第一类回火脆性就愈严重。  3 第一类回火脆性形成机制 关于第一类回火脆性的形成机制有很多说法。 ① 最初认为，残余奥氏体转变是第一类回火脆性的起因。因为这类回火脆性出现的温度范围正好与残余奥氏体转变的温度区间相对应，而且提高残余奥氏体分解温度的元素，也使发生这类回火脆性的温度移向高温。因此认为，残余奥氏体转变为回火马氏体或贝氏体时可导致钢的脆化，而且残余奥氏体分解时沿晶界析出碳化物也会使钢的韧性明显降低。但这种观点不能说明残余奥氏体量很少的钢（如低碳低合金钢）也会出现第一类回火脆性。 ② 后来的研究工作认为，由于钢中ε-FexC转变为Χ-Fe5C2或θ-Fe3C的温度与产生回火脆性的温度相近，因此认为第一类回火脆性是新生成的碳化物沿板条马氏体的条界、束界和群界或在片状马氏体的孪晶带和晶界上析出而引起的。继续升高回火温度，由于碳化物的聚集长大和球化，改善了各类界面的淬火性质，因而又使冲击韧性提高。这种观点已被许多实验所证实。 ③ 此外还有晶界偏聚理论，即认为奥氏体化时杂质元素P、S、As、Sn、Sb等在晶界、亚晶界偏聚导致晶界弱化是引起第一类回火脆性的原因。杂质元素在奥氏体晶界的偏聚已为电子探针和俄歇谱仪所证实。 前面所述的第二类元素能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，故能抑制第一类回火脆性的发展。 4 防止或减轻第一类回火脆性的方法 目前，还不能用热处理方法或合金化方法完全消除第一类回火脆性。但可以采取以下措施来减轻第一类回火脆性。 （a）降低钢中杂质元素的含量； （b）用Al脱氧或加入Nb、V、Ti等合金元素以细化奥氏体晶粒； （c）加入Mo、W等能减轻第一类回火脆性的合金元素； （d）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； （e）采用等温淬火工艺代替淬火加回火工艺。 第二类回火脆性 在450~600℃之间出现的回火脆性称为第二类回火脆性，也称高温回火脆性。 试验表明，出现这种回火脆性时，钢的冲击韧性降低，脆性转折温度升高，但抗拉强度和塑性并不改变，对许多物理性能（如矫顽力、比重、电阻等）也不产生影响。  1 第二类回火脆性的主要特征 第二类回火脆性对回火后的冷却速度敏感。从产生回火脆性的温度缓慢冷却时发生第二类回火脆性，而快速冷却时则可消除或减弱第二类回火脆性。即回火后的冷却速度对第二类回火脆性有很大的影响。 第二类回火脆性是可逆的。将已经处于脆化的试样重新回火加热并快速冷却至室温，则可消除脆化，回复到韧性状态，使冲击韧性提高。与此相反，对处于韧化状态的试样，再经脆化处理，又会变成脆化状态，使冲击韧性降低。所以也称为第二类回火脆性为“可逆回火脆性”。 处于第二类回火脆性状态的钢，其断口呈晶间断裂。这表明第二类回火脆性与原奥氏体晶界存在某些杂质元素有密切关系。 一般用脆化处理前后脆性转折温度之差（△θ）来描述钢的回火脆性敏感度，△θ也叫称为“回火脆度”。 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，按其作用可分为三类。 第一类：引起第二类回火脆性的杂质元素，如P、S、B、Sn、Sb、As等。但当钢中不含Ni、Cr、Mn、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。 第二类：促进第二类回火脆性的合金元素，如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能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，脆化就愈严重。当两种以上元素同时存在时，脆化作用就更大。 第三类：抑制第二类回火脆性的合金元素，如Mo、W、V、Ti以及稀土元素La、Nd、Pr等。这类合金元素可以抑制第二类回火脆性，但加入量有一最佳值，超过最佳值后，其抑制效果减弱。 2.热处理工艺参数的影响 第二类回火脆性的脆化速度和脆化程度均与回火温度和回火时间密切相关。温度一定时，随回火时间延长，脆化程度增大。在550℃以下，回火温度愈低，脆化速度就愈慢，但能达到的脆化程度也愈大；在550℃以上，随回火温度升高，脆化速度减慢，能达到的脆化程度下降。所以，第二类回火脆性的等温淬火动力学曲线亦呈“C”字形，鼻尖温度为550℃。 如前所述，第二类回火脆性与回火后的冷却速度密切相关。缓慢冷却将使脆性增加，冷却速度愈低，脆化程度就愈大。而快速冷却则可消除或减轻第二类回火脆性。 3.组织因素的影响 与第一类回火脆性不同，不论钢具有何种原始组织，经脆化处理后均可产生第二类回火脆性。但以马氏体组织的回火脆性最为严重，贝氏体次之，珠光体最小。 第二类回火脆性还与奥氏体晶粒度有关，奥氏体晶粒度粗大，则回火脆性敏感性增大。  3 第二类回火脆性的形成机制 根据上述特征来看，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、与马氏体及残余奥氏体无直接关系的可逆过程。而可逆过程只可能有两种情况，即脆化相沿晶界的析出与固溶以及溶质原子在晶界上的偏聚与消失，因此提出了脆性相析出理论和杂质元素偏聚理论。 1.脆性相析出理论 最初认为，碳化物、氧化物、磷化物等脆性相沿晶界析出引起第二类回火脆性。其理论依据是脆性相在α-Fe中的溶解度随温度降低而减小，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，脆性相重新固溶而使脆性消失。这一理论可以解释回火脆性的可逆性以及脆化与原始组织无关的现象，但无法解释等温脆化以及化学成分的影响。 2.杂质元素偏聚理论 近年来，随着俄歇谱仪以及电子探针等探测表面极薄层化学成分的新技术的发展，已经证明，钢在呈现第二类回火脆性时，沿原始奥氏体晶界的极薄层内确实偏聚了某些合金元素（如Cr、Ni等）以及杂质元素（如Sb、Sn、P等），而且回火脆化倾向随杂质元素在原始奥氏体晶界上偏聚程度的增大而增大。处于韧化状态时，未发现有合金元素或杂质元素在原始奥氏体晶界上的偏聚。 因此认为，Sn、Sb、P等杂质元素向原始奥氏体晶界的偏聚是产生第二类回火脆性的主要原因。促进第二类回火脆性的合金元素（如Cr、Ni等）与杂质元素的亲和力适中，在回火时其本身也向晶界偏聚，同时将杂质元素带至晶界，引起脆化；抑制第二类回火脆性的合金元素（如Mo等）与杂质元素的亲和力很大，在晶内就形成稳定的化合物而析出，故能起到净化晶界的作用而抑制回火脆性的发生；若合金元素与杂质元素的亲和力不大时，即使其向晶界偏聚，也不能将杂质元素带至晶界，故不会引起脆化。 杂质元素晶界偏聚理论能较好地解释回火脆性的可逆性、晶间断裂和粗大晶粒的回火脆性倾向性大等现象。  4 预防或减轻第二类回火脆性的方法 根据以上所述，可以采用以下措施来防止或减轻第二类回火脆性： （a）选用高纯度钢，降低钢中杂质元素的含量。 （b）加入能细化奥氏体晶粒的合金元素（如Nb、V、Ti等）以细化奥氏体晶粒，增加晶界面积，降低单位晶界面积杂质元素的含量。 （c）加入适量能抑制第二类回火脆性的合金元素（如Mo、W等） （d）避免在450~600℃温度范围内回火，在600℃以上温度回火后应采取快冷。 （e）对亚共析钢采用亚温淬火方法，在淬火加热时，使P等元素溶入残留的α相中，降低P等元素在原奥氏体晶界上的偏聚浓度。 （f）采用形变热处理方法，细化奥氏体晶粒并使晶界呈锯齿状，增大晶界面积，减轻回火时杂质元素向晶界的偏聚。  04 结束语 回火脆性作为一种有害因素，在生产中我们应采取措施尽量避免。了解产生回火脆性的机理，对于这类缺陷我们就能从容应对。 |
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