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大鍛件用鋼回火脆性的討論
作者：admin
發(fā)布時(shí)間：24-02-05
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隨著回火溫度的升高，材料的強(qiáng)度降低，塑韌性得到提高。而很多鋼種在某些特定溫度范圍回火時(shí)，隨著材料強(qiáng)度的下降，韌性也出現(xiàn)顯著下降，這種現(xiàn)象稱為回火脆性。
1、回火脆性的特征
回火脆性通常可以分為低溫回火脆性和高溫回火脆性 2 類。
(1) 鋼在 250~350 ℃ 回火時(shí)出現(xiàn)的韌性下降現(xiàn)象，稱為第一類回火脆性，即低溫回火脆性。
(2) 鋼在450~650 ℃回火時(shí)出現(xiàn)的脆性稱第二類回火脆性，即高溫回火脆性。此外，鋼在400~600℃ 長(zhǎng)期時(shí)效處理后出現(xiàn)的脆化現(xiàn)象稱為時(shí)效脆化，也屬于第二類回火脆性的范疇。在大型鍛件的生產(chǎn)過(guò)程中，Ni-Cr 型或 Ni-Cr-Mo 型高強(qiáng)度鋼，在回火處理或焊后熱處理冷卻過(guò)程中易產(chǎn)生脆化，這種現(xiàn)象長(zhǎng)期在回火脆化溫度范圍內(nèi)使用可發(fā)生脆化。
筆者針對(duì)鋼的回火脆性特征、產(chǎn)生機(jī)理、影響因素和預(yù)防措施等幾個(gè)方面進(jìn)行了詳細(xì)分析。
圖1為30Ni-Cr 鋼的沖擊韌性與回火溫度的關(guān)系曲線。由圖1可知，在 30Ni-Cr 鋼回火過(guò)程中，隨著回火溫度的升高，沖擊韌性在 300℃和 550℃出現(xiàn)了極小值。在300℃ 附近出現(xiàn)了第一類回火脆性，產(chǎn)生這類回火脆性后，將其在溫度≥300℃ 回火，避開脆化溫度區(qū)間，恢復(fù)其韌性；若再次在 250～400℃ 范圍內(nèi)回火，材料韌性不會(huì)下降，可見第一類回火脆性是不可逆的。由圖1可知，在500℃ 附近出現(xiàn)了第二類回火脆性；在溫度≥650℃回火后，緩慢冷卻，在500~650℃ 停留較長(zhǎng)時(shí)間也會(huì)引起脆化，快速冷卻則不會(huì)出現(xiàn)脆化，如圖1所示。產(chǎn)生第二類回火脆性的材料消除脆性后，若再次加熱至脆性溫度區(qū)間，或在脆性區(qū)間緩慢冷卻停留時(shí)間較長(zhǎng)，脆性會(huì)再次出現(xiàn)，由此可見，第二類回火脆性具有可逆性。
由圖2可知，具有回火脆性的07Cr12NiMoVNb鋼，沖擊斷口為晶粒狀，屬于晶間斷裂，斷口的顏色較亮。正常狀態(tài)的07Cr12NiMoVNb鋼斷口有大量韌窩，屬于韌性斷裂，而發(fā)生回火脆性后材料斷口出現(xiàn)大量“冰糖狀”花樣，斷裂方式為沿晶斷裂，如圖2(b) 所示。
通過(guò)力學(xué)性能試驗(yàn)可知，07Cr12NiMoVNb鋼的其它指標(biāo)并無(wú)明顯變化，特別是塑性和沖擊韌性之間不存在內(nèi)在聯(lián)系。出現(xiàn)回火脆性時(shí)，沖擊功明顯降低，而塑性并不降低，使鋼的綜合力學(xué)性能變差。陳繼志、王嘉敏研究了回火脆性對(duì)材料力學(xué)性能的綜合影響。由圖3可知，回火溫度在400~700℃范圍內(nèi)，材料的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度值隨著回火溫度的上升而緩慢下降，斷面收縮率和延伸率隨著回火溫度的升高而逐漸上升；而沖擊韌性在 550~600℃的回火溫度區(qū)間內(nèi)出現(xiàn)反常變化，隨著回火溫度的提高，沖擊韌性迅速下降。
2、回火脆性產(chǎn)生的機(jī)理
普遍認(rèn)為回火后的冷卻速度是產(chǎn)生回火脆性的因素，而對(duì)其本質(zhì)的討論目前仍存在以下不同的觀點(diǎn)。
(1) 雜質(zhì)元素偏聚理論認(rèn)為，鋼在回火后冷卻或時(shí)效處理過(guò)程中，P、Sn、Sb 及As等有害元素在奧氏體晶界處偏聚，降低了Fe原子在晶界處的結(jié)合力，當(dāng)材料受沖擊或拉伸時(shí)，界面能已下降的晶界處較容易首先開裂，如果材料的晶內(nèi)韌性好，裂紋就容易沿晶擴(kuò)展，造成沿晶斷裂。
(2) 析出理論認(rèn)為，在500~650℃ 回火時(shí)，α 固溶析出碳化物、氧化物及氮化物等在晶界上析出，從而減弱了原奧氏體晶界上的原子結(jié)合力，使鋼變脆。
(3) 鋼在回火緩冷經(jīng)過(guò)引起脆性的溫度區(qū)域時(shí)，因雜質(zhì)元素在晶界上的富集與偏聚是可逆的，且某些雜質(zhì)元素形成的化合物，其生成與溶解的過(guò)程還可能同時(shí)進(jìn)行，導(dǎo)致回火脆性的重復(fù)發(fā)生；而快冷則抑制富集與偏聚過(guò)程的進(jìn)行，從而避免第二類回火脆性或消除已發(fā)生過(guò)的回火脆化。近年來(lái)雷廷權(quán)等人提出了用α相時(shí)效脆化理論解釋第二類回火脆性對(duì)冷卻速度的敏感性問(wèn)題，該理論認(rèn)為第二類回火脆性是回火處理時(shí) α 相時(shí)效引起的，時(shí)效產(chǎn)生細(xì)小的 Fe3C 或Fe3N 沉淀，造成位錯(cuò)的強(qiáng)釘扎作用，從而導(dǎo)致韌性下降。時(shí)效機(jī)制理論可以解釋回火、鑄造或焊接后緩冷時(shí)出現(xiàn)高溫回火脆性的原因。
(4) 鋼的第二類回火脆性還與奧氏體晶粒度有關(guān)，奧氏體晶粒越細(xì)，第二類回火脆性越輕。
綜上所述，4種理論均有可能是鋼在生產(chǎn)過(guò)程中出現(xiàn)回火脆性的原因。
3、影響回火脆性的因素
3.1 化學(xué)成分對(duì)回火脆性的影響
大量試驗(yàn)研究表明，產(chǎn)生回火脆性的根本原因是合金鋼在回火后冷卻或時(shí)效過(guò)程中，P、Sn、Sb 和As 等有害元素在奧氏體晶界處偏聚，降低了 Fe 原子在晶界處的結(jié)合力，造成沿晶斷裂，使鋼變脆。其中，P 是最能增強(qiáng)回火脆化敏感性的元素，Sn 次之，Sb 和 As 的影響較小。另外，C、O、H、N 等間隙雜質(zhì)元素也會(huì)明顯地降低鋼的沖擊韌性。所以要盡量控制有害元素 P、Sn、Sb 和 As 等的含量，并對(duì)間隙雜質(zhì)元素 C、O、H、N 等嚴(yán)格要求，這樣可以有效地降低鋼的回火脆性。
當(dāng)鋼中不含 Ni、Cr、Mn、Si 等合金元素時(shí)，其它雜質(zhì)元素并不會(huì)引起回火脆性，如一般的碳鋼就不存在回火脆性。由此可以證明，Ni、Cr、Mn 等合金元素是引起回火脆性的元素。其中，脆化能力最高的是 Mn 和 Si，Cr 次之，Ni 再次之。Si本身不會(huì)引起脆化，而是在對(duì)于P的脆化起了促進(jìn)作用。在P晶界偏析程度相同的情況下，Si 越高脆化敏感性越強(qiáng)。而Mn的作用和 Si 一樣。Cr 元素對(duì)鋼回火脆化的影響只有Mn和Si的1/2 左右。Ni元素對(duì)鋼的回火脆性不起太大的作用。但是當(dāng) Ni、Cr、Mn、Si 等合金元素復(fù)合加入時(shí)，將極大地促進(jìn)了回火脆性的產(chǎn)生，如3.5Ni-Cr-Mo-V 鋼脆化傾向比較嚴(yán)重。
在合金鋼中還存在另一類元素 (如 Mo、W、V及 Ti 等)，它們可以抑制或者減少回火脆性的產(chǎn)生。
這類元素的加入量有一最佳值，超過(guò)最佳值時(shí)，抑制效果會(huì)變差。如Mo 元素的含量為0.5% 時(shí)，對(duì)回火脆性起到了很好的抑制作用，由于P有較強(qiáng)的相互作用，因此 P 不容易在晶界偏析。而當(dāng)Mo元素的含量>0.7% 時(shí)，由于 Mo與C形成Mo2C析出，Cr的碳化物隨即減少，固溶Cr量增加，由Cr引起的促進(jìn)脆化效應(yīng)就起了作用。
很多元素都會(huì)影響回火脆性，人們?cè)噲D把這些元素的效應(yīng)綜合成一個(gè)系數(shù)，由鋼的化學(xué)成分來(lái)評(píng)價(jià)回火脆化的敏感性。1970年，Bruscato建立了一種脆性因子X(jué)，用以預(yù)算金屬的脆性敏感性:
X = (10 P + 5 Sb + 4 Sn + As)×102，
其中，每種元素的濃度用百分?jǐn)?shù)表示。實(shí)際應(yīng)用時(shí)應(yīng)控制在 X ≤15×10-4。
Watanabe 等人從板材及鍛件試驗(yàn)中研究了一種相似的脆性敏感因子 J
J = (Si + Mn) (P + Sn)×104，
其中，每種元素的濃度用百分?jǐn)?shù)表示。實(shí)際應(yīng)用時(shí)應(yīng)控制J≤100。隨著J和 X值的升高，鋼的脆化傾向發(fā)生變化。
3.2 熱處理?xiàng)l件對(duì)回火脆性的影響
不論鍛件或板材，在鍛后均要通過(guò)熱處理來(lái)獲得所需要的力學(xué)性能，而熱處理規(guī)范對(duì)材料的回火脆性有明顯影響。熱處理時(shí)奧氏體化溫度越高，奧氏體晶粒越粗大，鋼材的回火脆化敏感性越大?；鼗馃崽幚砼c材料回火脆性的關(guān)系引用了回火參數(shù)概念?；鼗饏?shù)為一定回火熱處理溫度與保溫時(shí)間的函數(shù)值，用[P] 表示：
[P] = T (20 + logt)×10-3，式中：T 為回火溫度，K；t 為回火保溫時(shí)間，h。
不同鋼種的回火參數(shù)范圍不同，它在一定的回火參數(shù)范圍內(nèi)具有最低的回火脆性。回火后冷卻速度對(duì)第二類回火脆性影響很大，第二類回火脆性通常在 550℃左右回火保溫緩冷時(shí)出現(xiàn)。因此，若快速冷卻，脆化現(xiàn)象將會(huì)消失或受到抑制。當(dāng)鋼材化學(xué)成分相同時(shí)，除了原始奧氏體晶粒的影響，淬火組織也對(duì)回火脆性敏感性有重要影響，其脆性敏感性按馬氏體- 貝氏體 - 珠光體的順序遞減。
4、減小回火脆性的方法
多年來(lái)，國(guó)際上一直在探討研究減小回火脆性的方法。20世紀(jì)70年代，法國(guó)阿爾斯通公司減少了3.5Ni-Cr-Mo-V 鋼中的Ni含量，既可減少脆化傾向，又能避免因淬透性的降低而影響鋼的綜合力學(xué)性能。近年來(lái)，在生產(chǎn)實(shí)踐中，為了防止第二類回火脆性，主要采用如下方法：
(1) 提高冶金質(zhì)量 在冶煉過(guò)程中，盡量減少鋼中P、Sn、Sb 和 As 等雜質(zhì)元素的含量，生產(chǎn)出高純度的鋼材。從根本上消除或減少雜質(zhì)元素在晶界的偏聚。自20世紀(jì)80年代以來(lái)，為了提高火電機(jī)組的熱效率，提高了汽輪機(jī)低壓轉(zhuǎn)子工作溫度，為此開發(fā)了超高純凈的 3.5Ni-Cr-Mo-V鋼，3.5Ni-Cr-Mo-V 鋼中Si、Mn及雜質(zhì)元素的含量均很低。
(2) 合金元素的控制 加入Mo、W、Nb 等合金元素，以延緩雜質(zhì)元素的偏聚過(guò)程。一般高溫回火的大型鍛件，均采用含有Mo、W的合金鋼；如日本的川崎鋼鐵公司 3Cr-1Mo-W 鋼和日本鋼鐵公司的2.25Cr-1Mo-Nb鋼等；鋼中加入強(qiáng)碳化物元素如Ti，形成穩(wěn)定的TiC，避免碳原子在回火時(shí)重新分配，防止晶界上出現(xiàn)大量碳化物偏聚，從而減輕或消除回火脆性，要盡量降低 Ni、Cr、Mn、Si 等促進(jìn)回火脆性的合金元素在鋼中的含量。
(3) 熱處理的方法 通過(guò)熱處理可使雜質(zhì)元素均勻地分布在晶粒內(nèi)。如實(shí)行二次淬火工藝，一次加熱到Ac1~Ac3之間進(jìn)行不完全淬火，可以得到少量細(xì)條
狀的過(guò)剩鐵素體，這些鐵素體在加熱時(shí)往往是利用晶內(nèi)的雜質(zhì)作為基點(diǎn)而析出，這就使雜質(zhì)元素集中于鐵素體內(nèi)，避免它們?cè)诰Ы缟掀?，以減輕或消除回火脆性；提高回火后冷卻速度，減少雜質(zhì)元素在晶界上偏聚的程度；采用高溫形變熱處理，使晶粒超細(xì)化，晶界面積增大，降低雜質(zhì)元素偏聚的濃度。
5、結(jié)束語(yǔ)
(1) 回火脆性主要由于P、Sn、Sb 和 As等有害元素特別是P在奧氏體晶界處偏聚，降低Fe 子在晶界處的結(jié)合力，使晶界強(qiáng)度降低所導(dǎo)致?；鼗鸫嘈园l(fā)生后材料斷裂方式為沿晶斷裂。
(2) 抑制回火脆性的根本方法就是降低雜質(zhì)元素在晶界的偏聚，降低鋼中雜質(zhì)含量，提高冶煉質(zhì)量則是減少回火脆性的根本方法。合理控制合金元素含量，適當(dāng)增加Mo、Ti等抑制回火脆性的元素含量，降低Mn、Si、Ni等促進(jìn)回火脆性的元素含量，增加回火冷卻速度，都可以降低雜質(zhì)元素在晶界的偏聚，有效降低材料的回火脆性。由此可見，鋼的純凈度和合金元素的合理搭配是減少回火脆性的有效方法。
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