回火脆性：成因及消除方法

一般情况下，淬火钢回火时其冲击韧度随回火温度的升高而增大。但某些钢在一定温度范围内回火时，其冲击韧度比在较低温度回火时反而显著降低，如图13-10所示。

工件淬火后在某些温度区间回火产生的脆性，称为回火脆性^[6]。回火脆性通常可分为不可逆回火脆性（第一类回火脆性）和可逆回火脆性（第二类回火脆性）。

1.不可逆回火脆性（350℃embrittlement）

工件淬火后在200～300℃回火时产生的回火脆性，称为不可逆回火脆性，或第一类回火脆性^[6]，也称低温回火脆性。

图13-10 回火脆性示意图

不可逆回火脆性的最大特点是具有不可逆性，另外，不可逆回火脆性出现的同时，不会影响其他力学性能的变化规律。

对第一类回火脆性的形成机理的认识尚未完全统一。曾经出现下列三种理论解释产生第一类回火脆性的机理：①片状碳化物薄膜沉淀理论；②杂质元素晶界偏聚理论；③残留奥氏体薄膜分解理论，并且都有一定的实验根据。

一般认为，第一类回火脆性主要是由于马氏体分解所形成的片状碳化物薄膜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所导致的（机理①）。在较高的回火温度下，薄膜碳化物聚集长大和球化，薄膜碳化物消失，再在200～350℃下重复回火不能使它恢复。从这个角度看就不难理解该回火脆性的不可逆特点了。沿板条条界分布的薄壳状残留奥氏体也是通过分解出薄膜状碳化物起脆化作用的（机理②）。杂质元素P、Sn、Sb、As等将偏聚于晶界，则促进了第一类回火脆性的发展（机理③）。(www.xing528.com)

几乎所有的钢在300℃左右回火时都将或多或少地发生这种脆性。不可逆回火脆性主要和钢的成分有关，钢中含碳量越高，脆化程度越严重。合金元素的种类和含量都不能抑制不可逆回火脆性，但能将脆性产生推向更高温度。目前尚无有效方法完全消除不可逆回火脆性，只有适当缩短回火时间以减轻其影响程度。

2.可逆回火脆性（revesible temper brittleness）

含有Cr、Mn、Cr-Ni等元素的合金钢工件淬火后，在脆化温度区（400～550℃）回火，或在更高温度回火后缓慢冷却所产生的脆性，称为可逆回火脆性，又称第二类回火脆性、高温回火脆性^[6]。

可逆回火脆性的主要特点是具有可逆性，即这种脆性可通过高于脆化温度的再次回火并快速冷却予以消除。消除后，若再次在脆化温度区回火或在更高的温度回火后缓慢冷却，则重新脆化。可逆回火脆性的名称即由此而来。

大量事实表明，含有Cr、Mn、Cr-Ni等合金元素而不含P、Sn、Sb、As等杂质元素的高纯合金钢不产生可逆回火脆性；仅仅含有P、Sn、Sb、As等杂质元素而不含Cr、Mn、Cr-Ni等合金元素的碳钢也不产生可逆回火脆性^[19]；只有既含P、Sn、Sb、As等杂质元素又含Cr、Mn、Cr-Ni等合金元素的合金钢，才会产生可逆回火脆性。而且对发生可逆回火脆性钢件晶间断口的研究结果表明，P、Sn、Sb、As等杂质元素大量偏聚于原奥氏体晶界和显微裂纹表面，特别是显微裂纹表面，有害杂质浓度极高，可超过钢中平均浓度的数十倍甚至数百倍^[4]。

因此，虽然目前对引起可逆回火脆性的机理尚不十分清晰，但是人们大多认为：可逆回火脆性是P、Sn、Sb和As等各种杂质在原奥氏体晶界及显微裂纹表面偏聚，并使晶界和显微裂纹脆化的结果^[4]，Cr、Ni、Mn合金元素则可能以形成诸如P-Ni、P-Cr、Sb-Ni、Sb-Mn等“杂质-合金元素对”的方式促进了杂质元素的偏聚。

Cr、Ni、Mn、Si等元素促进有害杂质的偏聚，因此含有这些元素的钢对可逆回火脆性很敏感。钢中单独加入w（Si）>1.5%的Si时也会产生较显著的可逆回火脆性。若钢中同时含有两个或两个以上这些元素，回火脆性倾向就更加强烈。但Mo和W可以降低可逆回火脆性倾向。钢中加入w（Mo）≈0.5%的Mo或w（W）≈1.0%的W，可以基本上防止可逆回火脆性，少量Ti也有减弱可逆回火脆性的作用。

避免产生可逆回火脆性的关键在于设法消除有害杂质的偏聚，最常用的方法是：减少钢中有害杂质；600℃以上回火快冷；若由于性能要求需在脆化温度范围回火，则应尽可能缩短回火保温时间和随后快冷；钢中添加适量Mo、W等合金元素；采用形变热处理，细化奥氏体晶粒以改善杂质分布情况等。