度与第一类回火脆性温度相近,新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析岀造成脆 性增加。③穿晶断裂:夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物,或片状马氏体的孪 晶界析出碳化物,当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4避免方法: (1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mo、Si等。 (2)不在此温度区间回火 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性 1定义:450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2特点:(1)断裂方式为沿晶断裂。 (2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆 性,慢冷产生第二类回火脆性 3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷,回火脆性 消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。 (4)与原始组织有关,马氏体的第二类回火脆性>贝氏体的第二类回火脆 性>珠光体的第二类回火脆性 (5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3产生机制(无定论 杂质偏聚理论一一杂质元素P、Sn、AS、Sb等向原奥氏体晶界偏聚,合金元素 Ni、Cr、Mn也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚,处于韧性状态时没 有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火 500℃时,P在原奥氏体晶界显著偏聚,回火时间增加,P在原奧氏体晶界的偏聚 量增加,超过500℃时,P扩散离去,再次冷至500℃时,P又偏聚在原奥氏体晶 界一一可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系 4避免方法: (1)降低杂质元素含量,减少合金元素Ni、Cr、Mn含量 (2)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。 (3)细化晶粒,奥氏体晶粒粗大,单位体积晶界数量减少,杂质在晶界处含量相 对增加,第二类回火脆性增大 (4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。 (6)亚共析钢采用亚温淬火使P溶入到α相中,减少其在奥氏体晶界的偏聚。度与第一类回火脆性温度相近，新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析出造成脆 性增加。③穿晶断裂：夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物，或片状马氏体的孪 晶界析出碳化物，当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4.避免方法： (1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入 Mo、Si 等。 (2)不在此温度区间回火。 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性 1.定义：450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。 (2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆 性，慢冷产生第二类回火脆性。 (3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性 消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。 (4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆 性＞珠光体的第二类回火脆性。 (5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3.产生机制(无定论)： 杂质偏聚理论——杂质元素 P、Sn、As、Sb 等向原奥氏体晶界偏聚，合金元素 Ni、Cr、Mn 也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚，处于韧性状态时没 有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火 500℃时，P 在原奥氏体晶界显著偏聚，回火时间增加，P 在原奥氏体晶界的偏聚 量增加，超过 500℃时，P 扩散离去，再次冷至 500℃时，P 又偏聚在原奥氏体晶 界——可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系。 4.避免方法： (1)降低杂质元素含量，减少合金元素 Ni、Cr、Mn 含量。 (2)加入合金元素 Mo、W 等抑制杂质元素偏聚。 (3)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相 对增加，第二类回火脆性增大。 (4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。 (6)亚共析钢采用亚温淬火使 P 溶入到 α 相中，减少其在奥氏体晶界的偏聚