Si-Mn-Mo-V钢在淬火和低温回火状态下的脆化与韧化

D0I:10.13374/j.issn1001一053x.1984.04.002 北京钢铁学院学报 1964第4期 Si-Mn-Mo-V钢在淬火和低温回火状 态下的脆化与韧化 全相教研室 梁丽雅杨让 摘要 本文利用冲击彻性试验、扫描电镜、离子探针及俄歌谱议等手段研究讨论了合金元素S:和M对Si-Mn-Mo-V钢在 浒火和低温回火状态下韧性的影响规律。研究结果表明：当钢中不含S或含有少量Si面单独加入M,则由于M血-P在 品界共偏析的原因，使P在品界的浓度大为增加，导致了钢在淬火和低温回火状态下沿温断翼的发生，从而降低了钢 的韧性水平。在高Ma(2%M)钢中加人Si,由于Si在晶界的富集及Si-P的相互排斥作用，使P在品界的偏析浓度下 降。从而在一定程度上抑制了晶界脆性的发展和晶界断裂的发生，使钢的韧性水平显著提高。 本文还研究了S和M血对Si-Ma-Mo-V钢低温回火跪性(350·C脆性)的影响。实验结果表明：低乱回火脆性既 与杂质元素的品界偏析有关，又与ε碳化物向渗碳体转化及渗碳体沿原爽氏体晶界成薄片状折出有关，由于S和M既 能影响杂质元素，特别是P在品界的偏聚，又能影响e碳化物向渗碳体转化，故S和M对Si-M-Mo-V钢低很回火脆 性发生的湿度和强烈程度均有显著的影响。 前 言 在低合金高强度钢的研制和使用过程中，强度和脆性的矛盾始终没有得到很好的解 决。尤其当人们通过合金化的途径或各种综合强化方法成功地使材料的屈服强度和抗张强 度达到较高水平时，脆性问题就更为突出，变成了充分发挥材料强度潜力的主要障碍。正 由于此，冶金和材料工作者对脆性的本质，以及抑制和防止脆化过程的发展做了大量工 作，取得了许多有价值的成果[1,2,3]，如结构钢中回火脆性本质的研究[4]，350°C 脆性的研究[5,6]，晶界脆化机制的研究[7一11]，以及钢中微量有害杂质元素与合 金元素交互作用对晶界脆化的影响[12,13,14]等。大量的研究结果表明，钢中脆性来 源：一是来自晶内，一是来自晶界。前者与钢的组织状态、强化方式，钢的纯洁度等密切 有关。而后者则取决于杂质元素在晶界的偏聚程度和对晶界结构及结合力的影响。无论是 高温回火脆性或低温回火脆性，以及其它类型的沿晶脆性断裂其控制因素主要是杂质元素 在晶界的偏析，而杂质元素的晶界偏析程度及所造成的脆化效果在很大程度上取决于钢中 合金元素的存在[4,12,13]。实验结果表明，在相同的P、Sb、Sn等有害杂质元素的 含量水平，碳素钢的脆性要比合金钢小。这与合金元素和杂质元素的交互作用所产生的效 果是分不开的。许多合金元素在不同程度上都能促使P以及其它杂质元素向奥氏体晶界偏 析[13]，如：Ni、Mn、Cr等。但合金元素对晶界脆化作用有些是直接的，有些是间接 的。而杂质元素向原奥氏体晶界的偏聚过程及所产生的脆化影响，有些是在奥氏体状态就 开始了，有些是在a-Fe中或回火过程中进行的。关于Mn在钢中对情界脆化的作用应当说 12

北 京 桐 铁 半 院 学 报 第 期 一 一 一 钢在淬火和低温回火状 态下的脆化与韧化 金相教研 室 梁 丽 推 杨 让 摘 要 本文利用冲击韧性试验 、 扫描 电镜 、 离子探针及俄歇谱议等手段研究讨论了 合金 元素 三和 对 一 一 一 钢在 淬火和低温回火状态下韧性的影响规律 。 研究结果表明 当钢中不含 或含 有少量 面 单独 加人 ， 则 由于 一 在 晶 界共偏析的原 因 ， 使 在晶 界的浓度大 为增 加 ， 导致 了钢在淬火和低温 回火状态下沿 晶断裂的发生 ， 从而降低 了 钢 的韧性 水平 。 在 高 钢中加人 ， 由于 在晶 界的富集及 一 的相互排斥作用 ， 使 在晶 界的偏析浓度 下 降 。 从而在一定穆度上抑制了晶界脆性的发展和晶界断 裂的发生 ， 使钢的韧性水平显著提 高 本文还研究了 二和 对 一 一 。 一 钢低温回火脆性 脆性 的 影响 。 实验结果表明 低温 回火 脆 性 既 与杂质元素的晶界偏析有关 ， 又与 。 碳化物向渗碳体转化及渗碳体沿原奥 氏体晶界成薄片状析 出有 关 ， 由于 和 。 既 舱影响杂质元素 ， 特别是 在晶界的偏聚 ， 又能影响 碳化物向渗碳体转化 ， 故 和 对 一 一 一 钢低 温回火 脆 性发生的通度和强烈程度均有显著的影响 。 嘴 日 介 马 去巨 在低合金高强度钢的研制和使用过程 中 ， 强度 和脆性的矛 盾始终没 有得到 很 好 的 解 决 。 尤其当人们 通过合金 化的途径 或各种综合强化方法 成功地使材料 的屈服强度 和抗张强 度达到较 高水平 时 ， 脆性问题就更为 突 出 ， 变成 了充分发挥材料强 度潜力的主要障碍 。 正 由于此 ， 冶金 和材料工作者对脆性的本 质 ， 以及抑制 和 防止 脆化过 程 的发展做 了 大 量 工 作 ， 取得 了许多有价值的成果 〔 ， ， 」，如结构钢中回火脆性本 质 的研 究 〔 〕 ， 脆性的研究 〔 ， 〕 ， 晶界脆化机制的研究 一 〕 ， 以及钢 中微量有害杂质元素 与 合 金元素交互作用对晶界脆化的影响 ， ， 〕 等 。 大量 的研究结果表 明 ， 钢 中脆性来 源 一是 来 自晶内 ， 一是来 自晶界 。 前者与钢的组织状态 、 强 化方式 ， 钢 的纯洁度 等密切 有关 。 而后者则取决于 杂质元素在 晶界 的偏聚程 度和对 晶界 结构及结合力 的影 响 。 无论是 高温 回火脆性或低温 回火脆性 ， 以及其它类型 的沿 晶脆性断裂其控制 因素主要是 杂质元素 在晶界的偏析 ， 而 杂质元素的晶界偏析程度及所造成 的脆化效果在很大程度 上取决于钢中 合金元素的存在 〔 ， ， 。 实验 结果表 明 ， 在相 同的 、 、 等有害杂质元 素 的 含量水平 ， 碳素钢的脆性要 比合金钢小 。 这 与合金元素和 杂质元素 的交互作 用所产生 的效 果是分不开 的 。 许多合金元素在不 同程度 上都能促使 以及 其它 杂质元素向奥 氏体晶 界偏 析 〔 〕 ， 如 、 、 等 。 但合金元素对晶界脆化作用有些是直接 的 ， 有些 是 间接 的 。 而杂质元素 向原 奥 氏体晶界 的偏聚过程 及所产生的脆化影响 ， 有些是在奥 氏体状态就 开始 了 ， 有些是在 一 中或回火过程 中进行的 。 关于 在 钢 中对 献 ，界脆 化的作 用应 当 说 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1984．04．002

基本上是清楚的[15]。它与P有共偏析的关系，能强化P向晶界的偏析过程，导致晶界 严重脆化。而Si对晶界脆化的作用许多研究结果是互相矛盾的。McMahon的工作[15] 表明，Si在钢中是个晶界脆化元素，Si-P是相互排斥的，与Si-C的作用相似影Si能提高P 的活度，故钢中加入S有如提高P的浓度一样。而且多数实验结果说明Si在晶界是负偏析 [3、15、16]。但也有正偏析的情况[17]。无论是正偏析或负偏析，但多数的报告认 4 为，Si在钢中是个致脆元素，但也有相反的钻果[18]，即S是个能改善晶界脆化状态的 元素、是个致韧元素。总之，关于S在钢中是正偏析还是负偏析，是脆化元素还是韧化元 素，不能认为是已经清楚了。故本文将着重研究S在结构钢中对晶界脆化的影响的本质。 一、材料和样品制备： 本次a研究以40MoV、40 MnMoV、40 Mn:MoV、40 SiMn2 MoV、40Si.Mn,MoV纲 为主，问时还考察了40Mn2、40 Si2 Mn2、40 Si:Mn,zMo钢晶界表面及附近的杂质元素分 布情况，试验用钢成份见表I: 表I 元素 C SI s 钢号 Mn Mo 12 0.37 0.42 0.29 0.47 0.15 0.013 0.011 24 0.38 <0.05 1.45 0.46 0.19 0.013 0.011 19 0.37 <0.05 2.34 0.46 0.15 0.013 0.011 5 0.35 0.98 1.80 0.50 0.15 0.012 0.007 6 0.35 1.98 1.84 0.51 0.14 0.011 0.005 87 0.34 0.09 0.62 0.51 0.13 0.095 0.008 88 0.36 0,09 1.28 0.52 0.15 0.095 0.008 89 0.38 0.09 1.90 0.52 0.14 0.094 0.007 86 0.38 1.25 1.99 0.52 0.13 0.095 0.011 85 0.35 2.04 1.94 0.52 0.13 0.103 0.006 32 0.42 0.32 0.31 0.45 0.20 0.010 0.017 28 0.42 <0.05 1.96 0.52 0.14 0.009 0.011 81 0.37 0.15 1.54 0.082 0.012 - 82 0.37 1.85 2.06 0.093 0.010 83 0.37 2.00 1.80 0.50 0.092 0.007 13

基本上是清楚的 〔 」 。 它与 有共偏析的关系 ， 能强化 向晶界的偏析过程 ， 导 致晶 界 严重脆化 。 而 对 晶界脆化的作用许多研究结果是互相矛盾的 。 的 工作 〔 〕 表 明 ， 在钢 中是个 晶界脆化元素 ， 一 是相互排斥 的 ， 与 一 的作用相似， 能提高 的活度 ， 故钢 中加入 有如提高 的浓 度一 样 。 而且多数实验结果说 明 在 晶界是 负 偏析 、 、 〕 。 但也有正偏析的情玩 〔 〕 。 无论是正偏析或 负偏析 ， 但多数的报 告 认 为 ， 在钢中是个致脆元素 ， 但也有相反 的钻果 〔 〕 ， 即 是个能 改善晶界脆化状态 的 元素 、 是个致韧元素 。 总之 ， 关于 在钢中是 正偏析还是 负偏析 ， 是脆化元素 还是 韧化元 素 ， 不 能认为是 已经清楚 了 。 故本文将着重研究 在 结构钢中对 晶界脆化的影 响的本质 。 一 、 材料和样品制备 本 次研 究 以 、 、 、 、 钢 为 主 ， 同时还考察 了 、 、 连 钢 晶界表面 及附近 的杂质 元 素分 布情况 ， 试 验用钢成份见 表 。 。 。 。 。 。 。 三二巨芭巨主… 一 竺…竺 。 。 。 ‘ ” 竺些 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 三…巨二 上竺 三三兰 。 。 孟 巴三竺 一生些 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 一八 工一‘上咬 任一口内 一 一 。 ︸ 一”一 一 。 二画…二困三…二画 。 · 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 三三…扭…万 ’ 阵三巨三…巨亘二 一竺 少竺 巡 卜三 · ”怪 巴竺竺 卫三生 三亘…… 。 · 。 。 。 。 。 。 ” ‘ ” · 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 。 一︸ 一一

表I中各钢在10kg真空感应炉中冶炼，铸锭在1200°C、8小时扩散退火。然后锻成14 ×14×360的坯料，起锻温度1200°C,终锻温度850°C,再经950°C奥氏体化1.5小时正 火。退火温度800°C2小时炉冷、至400°C出炉空冷。 实验方法， 所有测试样品经粗加工后均在930°C盐浴炉中奥氏体化30分钟油淬，然后在所选定的 回火温度回火二小时。 经过热处理的冲击试样再经过磨削加工成10×10×55带U型缺口的标准梅氏试样。所 有冲击韧性值均为三个试样的平均值。 断口形貌观察是在冲击试样上通过S-450型扫描电镜进行的。并对断口表面特征作了 金相定量分析 断口表面的成分分析采用离子探针和俄歇谱仪。试样的处理如下： 1200°℃×30分→930°C×40分分级奥氏体化后淬火。 离子探针试样是在大气中打断，仪器型号为IMA-2A。 俄歇谱仪试样在真空中打断的，仪器型号为ESCLAB.5。 二、实验结果和讨论； 1,SiMn含量对SiMnMoV钢在低温回灭状态下韧性的影响。 从图1a可以看出，当钢中不含Si或含少量Si时，随着钢中Mn含量增加，直到2%左 右，在所研究的回火温度范围内回火，钢的冲击韧性连续下降。这一规律在高P钢中得到 重现，见图16。只是由于钢中杂质元素P含量增加，韧性下降的幅度增加。 △12(0.29%Mn) (oHH) 60 ☐24(1.49%Mn) O0.19#(2.34%Mn) 50 瑩 40 10 Si≥0.4% 0 100 200 300 400 500 回火温度(C) 图1a:M如加入含少量Si或不含Si的制中，冲击韧性硬度与同温度的关系曲线 △12·(0.29%Mn) ☐24。(1.49%Mn) O19◆(2.84%M▣) 然而，当把Si加入已经被Mn脆化了的钢中(2%Mn钢)，随着钢中Si含量增加，钢 在淬火和低温回火状态下的冲击韧性不断提高。这一规律亦在低P和高P钢中得到反复验 14

表 工 中各钢在 真空感应 炉中冶炼 ， 铸锭在 。 。 。 、 小时扩散退火 。 然后锻成 的坯料 ， 起锻温度 ， 终锻温度 ， 再经 奥 氏 体 化 。 小 时 正 火 。 退火温度 “ 小时炉冷 、 至 出炉空冷 。 实验方法 所有测试样品经粗加工后均在 “ 盐浴炉中奥氏体化 分钟油淬 ， 然后在所选定 的 回火温度回火二 小时 。 经过热处理 的 冲击试样再经过磨削加工成 带 型缺 口 的标准梅 氏试样 。 所 有冲击韧性值均为三个试样的平均值 。 断 口 形貌观察是在 冲击试样上通过 一 型扫描 电镜进行的 。 并对断 口 表面特征 作了 金相定量分析 断 口表面的成分分析采用离子探针和俄歇谱仪 。 试样的处理如下 分‘ 分分级奥氏体化后淬火 。 离子探针试样是在大气中打断 ， 仪器型号为 一 。 俄歇谱仪试样在真空 中打断的 ， 仪器型号 为 。 二 、 实验结果和讨论 含量对 钢在低温 回灭状态下韧性的影 响 。 从 图 可以看出 当钢中不含 或含少量 时 ， 随着钢 中 含量 增 加 ， 直 到 左 右 ， 在所研 究的回火温度范围内回火 ， 钢的冲击韧性连续下 降 。 这一规律在高 钢中得到 重 现 ， 见 图 。 只是 由于钢中杂质元素 含量增加 ， 韧性下降的幅度增加 。 护 一、 叭二 △ 怡 口 ， 称 粗匕‘︸‘ 工侧降国︵︶ 兮‘勺翻 七 ︵。 、写己拍坦早分曰· 。 卜白厂 气渝 回 火温度 图 。 加人台少量 或不含，的钢 中 ， 冲击韧性硬度与同温度的关系曲线 乙 。 。 纬 口 ’ 。 。 。 。 然而 ， 当把 加入 已经被 脆化 了的钢中 钢 ， 随着钢中 含 量 增 加 ， 钢 在淬火 和低温 回火状态 下 的冲击韧性不断提高 。 这一规律亦在低 和 高 钢 中得 到 反 复验

证，分别见图2a、图2b。 60 87#(0.62Mn) ☐88"(1.28Mn) O89(1.90%Mn) 6 Si~0% 100 200 300 400 500 火温度(() 图1b:在不含S的情况下，M知单独加入高P钢中，冲击韧性，硬度与回火温度关系曲线 ▲87·(0.62%Mn) ☐88·(1.28%Mn) O89(1.90%Mn) ▲6(1.98%S) 60 ■5*(0.98%Si) ) ○19”(0%Si) 50 40 10 4 Mn→2% 100 200300 400 500 回火温度(C) 图2aS加入含M如量约为2%的钢中，冲击韧性，硬度与回火温度的关系曲线 A6·(1,98%Si) ■5·(0.98%$i) O19·(0%S) 15

证 ， 分别见 图 、 图 。 、 卜权 称 口 件 ， 加 ‘ 毛 国路侧︵︶ 妇。。 闷肠日。日 舀 峭 纽招 “吸，‘ 们汤 回 火温度 仁 图 在不含 的情况下 ， 。 单独加入高 钢 中 ， 冲击韧性 ， 硬度与回火温度关系曲线 ▲ ’ 口 。 。 ▲ 杯竺 ， 乡‘ 蕊三或二之起弓 日︸︸ 九，孟 八﹃‘ 口工哪︵州侧︶ “ 【 艾子 笋牙 划们早之昙召分八︶才日 ， ‘弓 。 一而石 火重敲度 。 弓 图 血 叻口入含 量约为 的钢 中 ， 冲击韧性 ， 硬度与回火温度的关系曲线 ， 。 。 沁 旧卜

▲85"(2.04%Si) ■86*(1.28%Si) 4 89(0%i 8 0 100 200 300 400 500 阿火温度(C) 图2bSi加入含M如量约为2%的高P钢中，冲击韧性硬度和回火温度的关系曲线 ▲85·(2.04%Si) ■86·(1.28%Si) O89*(0%Si) 从以上图中我们还可以看出：S、M元素对马氏体回火脆性也有影响。这将在后面 讨论。 Si、Mn元素对冲击性能的影响规律说明Mn确实是一个使钢脆化的元索，而Si加入 Mn钢却又能使钢韧化。看来Si、M元素在钢中的单独作用和复合作用不仅不同，i而且 相当复杂。这样，就给我们提出如下问题： (1)Mn使钢脆化的机制是什么？ (2)Si使高Mn钢韧化的原因又是什么？ (3)Si、Mn元素与Si Mn V钢中的马氏体回火脆性关系怎样？其机理如何？ 2。Si、M使低合金超高强度钢低温回火马氏体脆化和韧化机制的探讨 对经过淬火和200°C(非马氏体回火脆性区)回火后冲击试样断口形貌进行扫描电镜 观察和定量分析。结果表明：随着钢中M含其的增加，（当Si含量≤0.4%）断口上沿 晶断面比例不断增加。见图3a、3b、3c和图4： 由此看来，M能促进淬火钢沿原奥氏体晶界的脆化和弱化，从而导致沿晶断裂。用 离子探针和俄歇谱仪测定了沿品断口及附近的元素分布情况。发现随着钢中M含量增加 M在原奥氏体晶界的偏析浓度也在增加，见图5。与此同时，杂质元素P在品界上的浓度 也在增加，如图6所示。这说明：M和P之间可能存在着共偏析的关系，在奥氏体化和随 后的冷却过程中M使P向原奥氏体晶界偏析，这意味着使晶界脆化的趋向增加。这就是 为什么M单独加入钢中，使钢在低温回火状态下会产生沿晶断裂，而导致冲击韧性连续 下降的可能原因。 将Si加入已经被Mn脆化了的钢中(2%Mn)能使钢在低温回火状态下冲击韧性提高。 断口形貌则由沿晶断裂不断转变为韧性的孔坑断口，见图3、c、d、e。断口上沿晶断口的比 例亦逐渐减少，如图7所示。这一现象说明Si加入高Mn钢中，有利于改善高Mn钢的晶界 16

翔洲月勿 八曰、曰八﹄ 勺呀叹甘 出件八时创︶ ‘目‘几臼‘ 户弓。 、巴已‘ 、胆们早仑 。气茄 引先 石 火 履度 。 图 加入含 量约 为 的高 钢 中 ， 冲击韧性硬度和回火温度的关系曲线 ▲ 。 〕 。 玉 从 以上 图中我们还可 以看出 、 元素对马 氏体 回火脆性也 有影 响 。 这将 在后 面 讨论 。 、 元素对 冲击性能的影响规律说 明 确实是 一 个使钢 脆化 的 元 素 ， 而 加 入 钢 却又能使钢韧化 。 看 来 、 元素在钢 中的单独作 用和 复合作用不 仅 不 同 ， 而 且 相 当复杂 。 这样 ， 就给我们 提出如下 问题 使钢脆化的机制是什么 ’ 使高 钢韧化的原 因又是 什么 、 元素 与 钢 中的马 氏体回火脆性关系怎样 其机理如何 、 使低合金超高强度 钢低温 回火马 氏体脆化和韧化机制 的探 讨 对经过淬火 和 非马 氏体 回火脆性 区 回火后 冲击试样断 形貌进行扫 描 电 镜 观 察和定最分析 。 结果表 明 随着钢中 含量 的增加 ， 当 含量 断 口 上 沿 品 断面 比 例不 断增 加 。 见 图 、 、 和 图 由此看来 ， 人仆 能促进淬火钢沿原奥 氏体晶界 的脆 化和弱化 ， 从而 导 致 沿 晶 断 裂 。 用 离子探针 和 俄歇谱仪测 定 了沿 晶断 口 及 附近 的元素分布情况 。 发现 随 着钢 中 含量 增 加 ’ 原奥 氏体晶界 的偏析浓度也在增加 ， 见 图 。 与此 同时 ， 杂质元素 在 品 界上的浓 度 也在增加 ， 如 图 所 示 。 这说 明 和 之 间可能存在着共偏析的关系 ， 在 奥 氏体 化和 随 后 的冷却过程 中 使 向原 奥 氏体晶界偏析 ， 这意味着使品界脆 化 的趋向增 加 。 这 就 是 为什么 单独加入钢 中 ， 使钢在低温 回火状 态 下会产生沿 晶断裂 ， 而导致冲击韧 性连 续 下降的可能原 因 。 将 加入 已经被 脆化 了的钢 中 能使钢在低温 回火状态 下冲击 韧性提 高 。 断 口 形貌 则 由沿晶断裂 不断转变为韧性的孔坑断 口 ， 见 图 、 、 、 。 断 口 卜沿晶断 口 的 比 例亦逐渐减少 ， 如 图 所示 。 这一 现象说 明 加入高 钢中 ， 有利于 改善高 钢 的晶 界

(a) (b) (c) (d) (e) 图3高P钢淬火和200~C回火后冲击断)形貌 (a)87(0.62%Mn、0.09%Si)200C▣火后断口形貌×600，(b)88·(0.2%Mn、0.09%Si)200C 回火后断口形貌×600，(c)89(1.9%Mn、0.09%Si)200C回火后断口形貌×600，(d)86·(1.98% Mn,1.25%Si)200°C间火后断口形貌×600，(e)85(1.94%Mn、204%Si)200°C间火斤断口形貌×600 17

图 高 钢 淬火和 回火后 冲击 断 形貌 、 回火后 断口 形貌 ， 、 纬 回火后 断 口 形貌 ’ 。 、 。 回火后 断 口 形貌 ， ’ 。 ，‘ 、 纬 回火后 断口 形貌 ， 奋 、 回 火后 断口 形貌 了

89(1.9%Mn) ●88(1.28%Mn) 50 87(0.629%Mn） 40 30 20 10 Si-0 Si0% 0 G.5 11.5 10 20 30 Mn9-> 澱射时间（分） 图4Mn单独加入不含Si高P钢中 图5随着钢中M如含量的增加晶界表面 Mn含量与沿晶断裂方式的变化关系 及附近Mn的分布变化 50 (a) 30 dN c703 dN (b) 0Mn~2% 0.5 1 1.5 Si%→ rC703 图7Si加含M如量约为2%的高P钢中 Si含量与沿晶断裂方式的变化关系。 (c) 脆化状态。俄歇谱仪分析结果表明，随着 钢中Si含量增加，晶界表面P的浓度下 下e3 降，见图8。离子探针也测出：随S的加 入，M的晶界偏析程度也略有下降，如 俄谒电子能量(eV) 图9所示。与此同时，Si在晶界发生了明 图6取自87·、88◆、89◆钢淬火后沿 显的富集，见图10。因此，我们有根据认 晶表面的俄歇谱线说明 为：Si在晶界上的偏析，使P、Mn等元素 (a)87·(0.67%Mm)(b)88(1.28%Mm) (c)89·(1.9%Mn) 在回火前的预偏析程度降低，从而改善， 晶界脆化的状态。看来，这可能是Si使高 Nn钢韧化的主要机制。 McMahon等人根据对含Si的Ni-Cr钢的回火脆性的研究结果认为，Si可能提高P在钢 中的活度。所以，钢在回火脆性发生温度回火时，S能促进P向晶界的再富集，从而加剧 了回火脆性。同时，S本身也是一个使晶界脆化的元素。” 18

入 、 、 、 司‘ ‘ 二二二二 、 勺 一拓一一一 曰 ，卜 一一－ 二 ‘ 自 月侧门口 目 口 卜、 闷 一 口卜 次加咽岑口送侧 艺叼 呀 一 。 」 。 阴奉目害月呀 入 ，石 一 ， 图 单独加入不含 高 钢 中 含盘 与沿晶断裂方式的变化关系 ， 溅 时时间 分 图 随着钢 中 含量的增加晶界表面 及附近 的分布变化 史次阿军五畜哈 图 加含 量约 为 的高 钢 中 含量与沿晶断裂方式的变化关系 。 俄 乌电子能量 图 取 自 。 、 ’ 、 ’ 晶表面的俄歇谱线说明 。 ’ 。 钢 淬火后 沿 。 脆化状态 。 俄歇谱仪分析结果表明 随着 钢 中 含量增 加 ， 晶界表 面 的 浓 度 下 降 ， 见 图 。 离子探针也测出 随 的加 入 ， 的晶界偏析程度也略有下 降 ， 如 图 所示 。 与此 同时 ， 在 晶界 发生了明 显 的富集 ， 见 图 。 因此 ， 我们 有根据认 为 在晶界上的偏析 ， 使 、 等元素 在 回火前的预偏析程度降低 ， 从而改善 ， 晶界脆化的状态 。 看来 ， 这可能是 使高 钢韧化的主要机制 。 等人根据对含 的 一 钢的回火脆性的研究结果认为 可能 提高 在钢 中的 活度 。 所以 ， 钢在 回火脆性发生温度 回火 时 ， 能促进 向晶界的再富集 ， 从 而加剧 了 回火脆性 。 同时 ， 本身也是一个使晶界脆化的元素 。

120 dN 1 703 Mn~2% 10 20 时间（分） 图9钢中Si含量增加对M如在晶界附近偏析 的影响 89(0%Si)86●(1.25%Si)85●(2.04%Si) 工.，S的特征离子流 2.总的二次离子流 Fe 703 俄谒电子能0(eV) 图8取自85”，86·89·钢淬火后沿扁表 面的俄歇谱线说明 10 15 (a)89"(0.09%si)(b)86"(1.29%5i) (c)85(1.9%si) 溅射时间（分） 图1085·钢淬火态S的特征离子流随溅射 深度的变化 a、淬火态沿晶表 面的俄欧谱线（未戏dN 射) dE C703 b、淬火态经18秒 澱射后表面的俄歇谱 c、淬火300C回火 后沿晶表面的俄歇谱 (未溅射) d、淬火300C回火 703 断口表面经30秒溅射 后的俄谱歇 电子能盘(cV) 图14(A)81钢淬火，淬火和300°C回火后沿晶断口表面的俄歇谱线 19

次们酬只口侧线 。 时 问 分 图 钢 中出含量 增加对 在晶界附近偏 析 的影响 一 一 。 。 肠 恻葱理小舰飞 ， 八 石 俄渴 电子能曼 图 取 自 ， 面的俄歇谱线说明 ’ 。 。 钢 淬火后 沿 品表 总 ， 溅射时 ’ 分 图 ， 钢 淬火态 的特征离子流随溅射 深度的变化 、 淬火态沿晶表 面的俄歇谱线 未溅 射 、 淬火态经 秒 溅射后表面 的俄歇谱 、 淬火 回火 后 沿晶表面的俄歇谱 未溅射 、 淬火 回火 断 口表面经 秒溅射 后 的俄谱歇 图 钢 淬火 ， 让玛一包子能 母 淬火和 回火后 沿晶断 口 表面的俄歇谱线

0.2 元)、 4 50 60 100 200 300 400 500 溅射时间（花》 81·淬火态81·淬火和C回火 回火温度(C) 图14(B)81钢淬火态，淬火和400°C回火态 图1119钢淬火后，冲击韧性，断口上沿晶 P在断口表面区的分布 断面比例与回火温度的关系 显然，关于S在钢中对韧性作用行为的这一结论与现在的实验结果是有矛盾的。这次 实验的结果则证明：Si在原奥氏体晶界的偏析，降低了M在晶界偏析的倾向，更重要的 是同时也降低了P在晶界上的预偏析程度，从而导致了沿晶断裂趋势降低和韧性提高的结 果。这是Si使高M钢韧化的主要原因。Si在晶界富巢所带来的这一韧化效果较之其本身 在晶界偏析所可能产生的脆化效果大的多。因此，至少在SiMnMoV钢中，Si不是一个晶 界脆化的元素。 3。Si和Mn对Si-Mn-Mo-V钢低温回火脆性的影响 从图1a中可以看出，在MMoV钢中存在着明显的低温回火脆性现象。而且随着钢中 M含量增加，低温回火险性现象变得越明显。表现为“韧性坑”的加深和温度范围加 宽。当钢中M含量为2%时，这个“韧性坑”出现温度大约在200一400°之间。断口形貌 观察和定量断口分析结果表明，高M钢中低温回火脆性的发生与试样断口表面沿晶脆断 比例大量增加密切相关，见图11、图12。 从图2a也可以看出，在SiMnMoV钢中也存在着明显的低温回火脆性。只是随着钢 中的S含的增加，“脆性坑”的出现温度不断推向高温。钢中S含量达2%时，低温回火 脆性现象在≥400°C出现，从扫描电镜观察断口形貌亦可看出，当出现回火脆性时，断口 上沿晶断ii的比例也明显增加。图13是40 Si2Mn:MoV钢在280°C、400°C和500°C回火后的 断口形貌照片。 显然，低温回火脆性也是与晶界脆化密切有关。沿晶断口俄歇谱仪分析结果表明：在 低温回火脆性发生温度区间回火后，试样沿晶断口表面有明显的P偏析见图14。从图14中 我们可以看到：40Mn,钢淬火和300°C、2小时回火后。晶界表面和附近P的浓度并米有明 龈的增加。因此，在这种钢中，对低温回火脆性发生影响的杂质元素的偏析，显然是在兴 氏体化过程中产生的。钢中加入2%的Si,使P在回火前的预偏析程度大大下降，见图15。 然而，经过400°C2小时回火后，晶界表面P的浓度成倍的增长。见图16。因此，P在晶界 的显著偏析是产生低温回火脆性的重要原因之一。但是仅有这一点是不够的。这可从40 20

心 一 创叫引 伯分组早、月， 、︶八日‘ 。日 月 皿曰， 又 国﹄区荀由纽哈 才‘ 盆 厂一 又 一 ，之 习灯一 、 ， ， ‘ 曰‘ 一 ‘ 气 一 。气乞万 淬火态 淬火和 回火 回 火温度 。 切 图 钢 淬火态 ， 淬火和 回火态 图 钢淬火后 冲击韧性 ， 断 口上沿晶 在断 口表面区 的分布 断面比例与回火温度的关系 显然 ， 关于 在钢中对韧性作用行为 的这一结论与现在的实验结果是有矛盾 的 。 这次 实验的结果则证 明 在原奥 氏体晶界的偏析 ， 降低 了 在晶界偏析的倾向 ， 更重 要 的 是 同时也降低 了 在晶界上的预偏析程度 ， 从而导致 了沿晶断裂趋势降低和韧性 提高的结 果 。 这是 使高 钢韧化的主要原 因 。 在晶界富集所带来的这一 韧化效果较之 其 本 身 在晶界偏析所可能产生 的脆化效果大 的多 。 因此 ， 至少在 钢中 ， 不 是 一个晶 界脆化的元素 。 和 对 一 一 。 一 钢低温 回火脆性的影响 从 图加 中可 以 看 出 ， 在 钢 中存在着 明显的低温回火脆性现 象 。 而且随着钢 中 含量 增加 ， 低 温 回火脆性现 象变得越 明显 。 表现为 “ 韧性坑” 的加深和 温 度 范 围 加 宽 。 当钢 中 含量为 时 ， 这个 “ 韧性坑” 出现温度大约在 一 “ 之 间 。 断 口 形貌 观察和定量断 口 分析结果表 明 高 钢中低温 回火脆性的发生 与试样断 口表面沿 晶脆断 比例大量增加密切相关 ， 见 图 、 图 。 从 图 中也可 以看 出 在 钢 中也存在着明显的低温回火脆性 。 只是 随着钢 ，卜的 含量 的增加 ， “ 脆性坑 ” 钓 出现 温度不断推向高温 。 钢中 含量达 时 ， 低温 回火 脆性现 象在妻 “ 出现 ， 从扫 描电镜观察断 口 形貌亦可看出 ， 当 出现 回火脆性时 ， 断 口 沿晶断 而的 比例也 明显增加 。 图 是 钢在 、 和 回火后 的 断 口 形貌照 片 。 显然 ， 低 温 回火脆性也是 与晶界脆化密切有关 。 沿晶断 口俄歇谱仪分析结果表明 在 低温 回火 脆性 发生温度 区 间 回火后 ， 试样沿晶断 口 表面 有明显的 偏析见 图 。 从 图 中 我们可 以 看到 钢淬火 和 、 小时回火 后 。 晶界表面 和附近 的浓度并未有 明 械的增加 。 因此 ， 在这 种钢 中 ， 对低温 回火脆性发生影响的杂质元素的偏析 ， 显然是 在 奥 氏体化 过程 中产生 的 。 钢 中加入 的 ， 使 在回火前的预偏析程度大大下降 ， 见 图 。 然 而 ， 经 过 。 。 小时 回火后 ， 晶界表面 的浓度成倍的增长 。 见 图 。 因此 ， 在 晶界 的显 著偏 析是 产生低温 回火脆性 的重 要原 因之 一 。 但是仅有这一点 是不 够 的 。 这可 从

(a) (b) (c) (d) 图1219·钢淬火和回火后冲击断口形貌 a240°C回火后断口形貌 b280C回火后断口形貌 c60C回火后折口形貌 d450.C回火后断口形貌 (a) (b) 21

图 钢淬火和 回火后冲击断 口 形貌 。 。 回火后断 口 形貌 。 。 回火后 断 口 形貌 回火后断口 形貌 。 〔 火后断口 形貌