工程构件在韧性、塑性指标值较低的时候即表现为脆性。脆性失效往往没有征兆，危害却常常是灾难性的，所以应该尽量避免构件材料的脆性。

与热处理有关的材料脆性有：回火脆性、低温脆性、氢脆、σ脆性和电镀脆性等。本文分别阐述其成因及对策。

1 回火脆性

钢件淬火成马氏体后，在回火过程中，随着回火温度的升高，硬度和强度降低，塑性和韧性提高。但是在有些情况下，在某一回火温度区间，韧性指标随回火温度的变化曲线存在低谷，表现出脆性现象。如图1所示。

▲图1 结构钢的回火脆性示意图

图中有两个低谷，一个在200~400℃温度区间，这类回火脆性在碳钢和合金钢中均会出现，它与回火后的冷却速度无关，也就是说只要在这个温区内回过火，脆性都无法避免。这种回火脆性称为第一类回火脆性，也称为不可逆回火脆性。另一类发生在某些合金结构钢中，这些钢在下面情况下发生脆化：

①高于600℃温度下回火，而在450~550℃温度区间冷却缓慢。

②直接在450℃~550℃温度区间加热回火。

解决办法是，重新加热至600℃以上温度回火，回火后快速冷却（注：尽量避免在450~550℃区间回火）。

这种回火脆性称为第二类回火脆性。

1.1 第一类回火脆性

这类脆性，其程度用夏比冲击吸收功的低谷大小进行评定。应该指出的是：钢的各类力学性能指标对第一类回火脆性具有不同的敏感程度，并与载荷方式有关。强度指标对回火脆性敏感度较小，塑性指标对回火脆性敏感程度较大，扭转与冲击载荷对回火脆性敏感程度大，而拉伸和弯曲应力对回火脆性敏感程度较小。因此，对于应力集中比较严重、冲击载荷大或者受扭转载荷的工件，要求较大的塑性、韧性和强度相配合时，第一类回火脆性应该按照一种热处理缺陷对待。但对于应力集中不严重、承受拉伸、压缩或弯曲应力的工件，例如某些冷变形工模具，其使用寿命主要取决于疲劳裂纹的萌生而不是裂纹扩展抗力。所以这种场合下并不一定把第一类回火脆性视为必须避免的热处理缺陷，有时候甚至可以利用该温度回火出来的强度（硬度）峰值，来达到发挥材料潜力、延长使用寿命的目的。

1.1.1 第一类回火脆性机理

现在已经发现，钢的第一类回火脆性与残余奥氏体的转变、马氏体分解时沿晶界析出薄膜状渗碳体以及S、P、N等杂质元素在晶界的偏聚有关。产生第一类回火脆性时，往往也伴随着晶间断裂倾向的增大，但有些钢也在第一类回火脆性区观察到穿晶解理或马氏体板条间解理的方式断裂。这表明第一类回火脆性机理随具体钢种而异。第一类回火脆性机理如图2所示。

▲图2 第一类回火脆性机理示意图

当钢的杂质和残余奥氏体量较少时，破坏起始于渗碳体的断裂、渗碳体附近铁素体膜的撕裂或渗碳体与基体界面的脱开，最终的断裂方式主要为穿晶解理断裂，参见图2a）。

如果钢中残余奥氏体量较多，回火过程中，由于马氏体的分解和外加载荷作用，残余奥氏体将因热或者机械失稳转变为新鲜马氏体薄层，从而成为导致钢脆化的主要因素，其断裂方式为马氏体板条间解理断裂，参见图2b）。

在杂质含量较高的钢和对脆性断裂特别敏感的粗晶粒钢中，由于S、P等杂质元素在奥氏体化加热期间向晶界偏聚，以及在回火期间渗碳体薄层在晶间析出的综合作用，导致晶界弱化使钢脆化，其主要断裂方式是晶间断裂，参见图2c）。

上述三种机理对第一类回火脆性的产生共同起作用，其中主要的一种决定了最终的断裂方式。

1.1.2 第一类回火脆性的抑制和防止

合理选材和热处理工艺能够抑制或防止第一类回火脆性的产生。从减少杂质元素在晶界偏聚的角度出发，冶炼纯净起其至关重要的作用。真空熔炼、电渣重熔等技术可从根本上减少钢中磷、硫等有害杂质元素含量，也可以加入合金元素将有害杂质固定在基体晶内的方法以避免向晶界偏聚。例如，加入钙、镁和稀土元素，能够减少硫在晶界的集聚。为了扩大高强度钢的使用范围，可以通过加入硅的方法推迟马氏体的分解，提高第一类回火脆性的温区。另外，形变热处理、亚临界淬火和循环热处理等措施减小晶粒度，降低晶界的平均杂质含量，能够减小钢的第一类回火脆性。

采用工艺手段改变回火过程中析出的Fe3C形态，可以减小钢的第一类回火脆性。例如：40CrNi钢（即3140钢）炉内回火和感应回火实验结果表明，炉内回火在270℃左右出现明显的第一类回火脆性，韧、脆转化温度为-50℃。感应回火则没有出现第一类回火脆性，韧、脆转化温度降低到-135℃。电子显微镜和X射线分析后发现。270℃炉内回火的碳化物为长片状，感应回火的碳化物现状为均匀细球状。

1.2 第二类回火脆性

▲图3 镍铬钢的的第二类回火脆性

图3 为淬火镍铬钢在400℃~650℃温度区间回火时，回火后冷却速度对冲击吸收功的影响。可以看出，回火后的钢在500℃~550℃附近发生了明显的脆化，钢在发生第二类回火脆性后，室温冲击韧性大幅度降低的同时，韧脆转变温度也显著提高，如图4所示 。   

▲图4 第二类回火脆性对韧脆转变温度的影响

1.2.1 影响第二类回火脆性的因素

1 化学成分

第二类回火脆性主要发生在Cr、Mn或Cr-Mn、Cr-Ni等合金钢中。含Mn的质量分数少于0.5%的碳素钢不发生这类回火脆性。Ni、Cr、Mn不论单独加入还是复合加入钢中，均会促进钢的回火脆性，其影响按Ni、Cr、Mn的顺序增大，当他们复合加入时，影响更大。钢中Cr、和Mn质量分数的总量超过1%时，即会发生明显的高温回火脆性。Ni单独存在时，对钢的回火脆性影响很小，但在Cr-Mn钢中加入Ni却显著增大了高温回火脆性的敏感性。研究表明，高纯合金钢对回火脆性不敏感，因此，工业用钢的回火脆性与杂质元素密切相关。P、As、Sb和Sn是引起钢出现第二类回火脆性的主要元素。图5为杂质元素对Ni-Cr钢脆化度影响。图中纵坐标为脆化度，其定义是：使用夏比冲击试验测出钢在无脆化状态和脆化状态下的韧-脆端口形貌转变温度FATT，然后取其差值。由图可见，Sb、P、的影响最大，Sn次之，As的影响相对较小。

▲图5 杂质元素对Ni-Cr钢脆化度的影响

脆化处理：450℃×168h

Mo能够有效的抑制第二类会回火脆性的产生。图6为含Mo量对钢的脆化度的影响。质量分数为0.2%~0.5%的Mo对回火脆性抑制作用最大，超过0.5%反而增大了钢的回火脆性倾向。W和Ti也是抑制回火脆性的元素。

▲图6 含Mo量对脆化度的影响试验

钢的成分：C0.3%、Ni3%、Cr1%、P0.025%

脆化处理500℃×100h

2 其它因素的影响

并非只有马氏体组织在回火过程中才产生高温回火脆性，其它原始组织在高温回火脆性区域回火也会产生不同程度的回火脆性。对第二类回火脆性的敏感程度按铁素体-珠光体、贝氏体、马氏体的顺序增大。另外，钢的回火脆性倾向随奥氏体晶粒的增大而增大。

回火后冷却速度对高温回火脆性的影响很大。图7为回火冷却速度对30CrNi3A钢（即SN631钢）的脆性影响，若规定出现50%脆性断口的对应温度为韧脆转变温度FATT，则用0.33℃/min的速度缓慢冷却，钢的FATT提高了100℃以上。

▲图7 30Cr'Ni3A钢的回火冷却速度与脆性

1-4800℃/min  2-62℃/min  

3-1.7℃/min  4--0.33℃/min

1.2.2 第二类回火脆性机理

被普遍接受的观点是由于P、Sb、Sn、Mn、As等杂质元素和Cr、Ni、Mn、Si等合金元素在奥氏体晶界偏聚所引起。俄歇谱仪分析表明，回火脆性与奥氏体晶粒边界附近杂质元素浓度升高有直接关系。杂质元素在晶界的偏聚属于平衡偏析。杂质元素以固溶的方式存在于钢中时，由于其原子与铁原子间存在尺寸错配，从减小晶格畸变能的角度看，杂质原子将优先占据到晶界或位错等缺陷部位，导致晶界的弱化和脆性增大。随着温度升高，这种平衡偏析受到原子热运动的干扰，温度足够高时（＞600℃），平衡偏析消失。这种平衡偏析在碳钢中很小，不足以引起回火脆性。Cr、Mn、和Ni等合金元素与杂质元素的亲和力大，促进了杂质元素在晶界上的这种偏析，因而显著增大了钢的高温回火脆性。回火加热温度高于600℃，然后迅速冷却，抑制了杂质元素向晶界的偏聚，因而减少或防止了回火脆性的发生。在有些合金钢中，随着含碳量是增加，钢的回火脆性倾向增大，表明杂质元素在晶界的偏聚也与碳化物沉淀有关。

也有观点认为，高温回火脆性系由钢中α固溶体在回火过程中时效沉淀处的Fe3C（N）对位错质点型“强钉扎”作用引起的，而与杂质元素在晶界聚集无关。

1.2.3 第二类回火脆性的抑制和防止

为了防止第二类回火脆性，可采用如下措施：

1）提高钢水纯净度，尽量减少钢中P、Sb、Sn、As等有害杂质元素的含量，从根本上消除或减小杂质元素在晶界的偏聚。

2）钢中添加Mo（w 0.2~0.5%）或W（w 0.4%~1.0%），以延缓P等杂质元素向晶界的偏聚。这种方法在生产上得到了广泛的应用，如汽轮机主轴、叶轮和厚壁压力容器广泛采用Mo钢来制造。这种合金化的方法具有局限性，对于那些在回火脆性温度下长期使用的工件，仍不能避免回火脆性问题的发生。

3）高温回火后快速冷却。对于大型工件，由于心部冷速达不到要求是这种方法受到限制。另一方面即使能够通过快速冷却抑制脆性发生，但又会在工件中产生很大的残余应力，故对于大型工件，往往需要采用低于回火脆性温度（450℃）进行补充回火。

4）采用两相区淬火，以便使组织中保留少量细条状过剩铁素体这些铁素体在加热时往往在晶粒内杂质处形核析出，是杂质元素集中于铁素体内，避免了它再想解决偏聚；另外，两相区淬火可以获得细小晶粒，从而减轻和消除了回火脆性。

5）细化奥氏体晶粒。

6）采用高温形变热处理可以显著减小甚至消除钢的回火脆性。图8为高温形变热处理对40CrNi4钢冲击韧度的影响。可以看出来，采用高温形变热处理，回火脆性基本可以消除。

▲图8 40CrNi4钢的冲击韧度随回火温度的变化

1-常规淬火工艺  2-高温形变热处理

7）渗氮需要在500℃左右温度下长时间加热，容易产生回火脆性问题。渗氮钢应当尽量选用对回火脆性敏感度较低的含Mo钢，如38CrMoAl等。

8）焊接构件焊接后往往需要进行无应力退火。由于退货必须缓慢冷却，所以对于含Mn、Cr、Ni、Si等合金元素的高强度钢，必须考虑去应力退货引起的回火脆性问题。对于这类构件，也应选用含钼的钢制造。

2 低温脆性

低温脆性断裂包括穿晶断和沿晶界的晶间脆断两种断裂方式。穿晶脆断主要是解理断裂。常见的低温脆性断裂大多数是沿解理面的穿晶断裂；而晶间脆断通常在应力腐蚀或发生回火脆性的情况下出现。

温度是影响金属材料和工程结构断裂方式的重要因素之一。许多断裂事故发生在低温。这是由于温度对工程上广泛使用的低中强度结构钢和铸铁的性能影响很大，随着温度的降低，钢的屈服强度增加韧度降低。体心立方金属存在脆性转变温度是其脆性特点之一。随着温度降低，在某一温度范围内，缺口冲击试样的断裂形式由韧性断裂转变为脆性断裂，这种断裂形式的转变，通常用一个特定的转变温度来表示，该转变温度在一定意义上表征了材料抵抗低温脆性断裂的能力。这种随温度降低材料由韧性向脆性转变的现象称作低温脆脆性或冷脆、

2.1 低温脆性的评定

低温脆性通常用低温脆性转变温度来评定。脆性转变温度的工程意义在于，在高于该温度下服役，构件就不会发生脆性断裂。很明显转变温度越低，钢的韧度越大。脆性转变温度用夏比冲击试验转变温度曲线确定。图9为夏比冲击试验转变温度曲线示意图。使用转变温度曲线进行工程设计时，关键是根据曲线确定一个合理的脆性转变温度。不同的工程领域采用不同的方法来确定韧脆转变温度。这些方法有能量准则、断口形貌准则和经验准则。

▲图9 夏比冲击试验转变温度曲线

采用能量准则确定的转变温度如图9中T1、T2、T3和T5所示，分别对应于平台上Akmax的起始温度（完全塑性撕裂的韧性开裂最低温度、）对应温度T3和下平台 Akmax的最高温度（完全解理开裂最高温度）。经验准则确定的转变温度示意图如T4。例如，使用经验和统计资料表明，如果船用钢板的Ak值超过20.5J，将不会发生脆性断裂，因此，造船工业广发采用20.5J准则。对于常见的机械零件、大型铸锻件和焊接件，经验表明，夏比冲击试验与机件失效之间存在如下关系：夏比冲击试样的解理端口面积不小于70%时，构件的服役应力低于钢的屈服强度的二分之一时，在相应的温度下，一般不会发生脆性断裂，故规定夏比冲击吸收功与温度关系曲线上，试样端口上出现50%解理端口和50%纤维端口的相应温度为韧脆转变温度，称为FATT。

2.2 钢的成分和组织对低温脆性断裂的影响

钢的FATT和韧度受多种因素影响。随着温度的降低和工件的有效尺寸、加载速率及应力集中的增大，脆性断裂倾向增大。这些因素属于外部因素，与热处理无关。钢的成分和组织是影响低温脆性的内部因素。钢的成分包括含碳量、合金元素含量和杂质。整体热处理只能改变成分分布，不能改变钢的成分组成；但是钢的组织却可以通过热处理工艺手段予以改变和控制，因而热处理的质量在一定程度上决定着钢的低温脆性倾向。

2.2.1 合金元素和杂质的影响

钢中碳含量增加使韧脆转变温度升高，最大夏比冲击能减小，夏比冲击能随温度的变化趋势如图10所示。研究表明，碳含量对韧脆转变温度的影响与组织状态有关。碳含量对珠光体、贝氏体组织的韧度影响很大而对马氏体组织的韧度影响较小。

▲图10 碳含量对钢的的韧脆转变温度的影响

在低于韧脆转变温度时，碳对马氏体的韧度几乎没有什么影响。Mn和Ni能够减小钢的低温脆性和降低韧脆转变温度。Mn能显著改善铁素体-珠光体钢的韧度，但对调质钢的韧度的影响比较复杂。从提高淬透性的角度，Mn对改善韧度有好处，但是Mn增大了回火脆性倾向，对韧度带来不利影响。除Ni和Mn外，铁素体形成元素均有促进钢的脆化倾向。P、Cn、Si、Cr、Mo等元素使脆性转变温度升高；少量的V、Ti使钢的FATT升高，超过一定量时，反而使FATT降低。微量的S、P、As、Sn、Pb、Sb等杂质元素及N2、O2、H2等气体增大了钢的低温脆性。一般认为微量的有害元素往往偏析于晶界，降低了晶界表面能，弱化了晶界，增大了晶界脆性断裂的倾向，降低了钢的脆性断裂抗力。

2.2.2 组织的影响

细化晶粒可以同时提高钢的强度和低温韧度。总的趋势是钢的韧脆转变温度随奥氏体晶粒尺寸、马氏体晶体和马氏体板条束尺寸、贝氏体铁素体板条束尺寸及珠光体片间距的减小而降低。钢中夹杂物、碳化物等第二相颗粒的大小、形状分布及第二相的性质对低温脆性有重要影响。第二相颗粒宜细、宜匀、宜圆。晶界上的第二相和碳化物显著降低钢的低温韧度。

钢的成分相同显微组织不同，其韧度和韧脆转变温度也不同。例如40~70mm的17MnCu钢板经910℃正火与热轧态相比，其冲击韧度得到显著改善，如图11所示。

▲图11 正火对16MnCu钢低温韧度的影响

图12 为组织对42CrMo钢的脆性转变温度和冲击韧度的影响，其韧度按铁素体-珠光体、贝氏体、马氏体的顺序增高。

▲图12 组织对42CrMo钢韧脆转变温度的影响

研究表明，回火至相同硬度下，完全淬透的100%马氏体回火后韧度最好。在获得相同强度的情况下，钢的冲击韧度与组织的关系见图13。

▲图13 不同淬火组织回火后抗拉强度与冲击值的关系

钢中的组织参量对材料韧度有不同影响。表1为钢的组织参量与韧度的关系。

▼表1 钢的组织参量与韧度

 

3 氢脆

3.1 氢脆及其分类

金属材料中由于含有氢或在含氢的环境中工作，其塑性和韧度下降的现象称为氢脆。尽管也有例外，但在大多数情况下发生氢脆时，材料的断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂。氢在体心立方金属中溶解度很小，但是扩散速度极大，因此，对氢脆的敏感性也最大。当钢中含氢量达到5~10×时，即会氢致开裂。面心立方技术也会发生氢脆，但相对来说，氢脆敏感性较小。

氢脆分为内部氢脆和环境氢脆、可逆氢脆和不可逆氢脆。金属材料在冶炼、酸洗、焊接、电镀、热处理等工艺过程中引进了大量的氢，使材料在受到外载荷作用时，因内部已经存在的氢而发生的氢脆称为内部氢脆；氢脆现象能够通过去氢处理减小或去除时，称为可逆氢脆；如果请已经造成了材料的永久性损伤，及时经过去氢处理氢脆现象也不能消除的情况，称为不可逆氢脆。根据变形速度对氢脆敏感性的抑制，可将氢脆分为第一类氢脆和第二类氢脆。前者随变形速度的增加，氢脆的敏感性增大，这是由于加载前材料内部已经存在白点、氢蚀和氢化物致裂等氢脆断裂源的缘故；后者敏感性随变形速度的减小而增加，其氢脆断裂源是在服役过程中，环境中的氢与应力交互作用而形成的。

目前关于氢脆的机理有不同的观点。已经提出的氢脆理论主要有氢压理论、氢降低原子间结合力理论、氢吸后降低表面能理论以及氢促进局部塑性变形的理论。应该指出的是，与氢有关的材料损伤包括氢致塑性的损失、氢致滞后开裂和不可逆氢损伤（如氢鼓包、白点、高温氢腐蚀、氢致马氏体相变等）。严格的讲氢脆性主要指氢致塑性损伤和氢致滞后开裂，而不可逆氢损伤是与氢脆具有不同机理的开裂方式。

氢脆是一个复杂的物理、化学、力学过程，影响因素很多。温度、应变速率、氢压和介质都对材料的氢脆行为有影响；但是对于热处理工作者，为了防止和减少氢导致的脆性开裂，研究和掌握材料的成分和组织对氢脆影响规律更为重要。

3.2 钢的成分和组织对氢脆的影响

合金元素对氢脆敏感性的影响与氢脆性质和钢种有关。例如，高强度钢对内部氢脆和环境氢脆都很敏感；而低强度钢、奥氏体钢和镍基合金对内部氢脆不敏感；而其环境氢脆倾向性却比较大。Mn显著增大了铁素体与马氏体钢的氢脆倾向，而对奥氏体钢的氢脆影响相对较小。研究表明，C、P、S、Si增大了钢的氢脆倾向。钢中某些稀土元素（如Pd、Ta、La、Sc）和碳化物形成元素（Ti、V、Al、Nb、Zr等）能够增加氢陷阱的数量，降低陷阱中富集的氢含量；加Ca或稀土元素能够改变MnS夹杂的形状，使其变圆变细，因而能够增加氢陷阱中的临界氢浓度；Cu、Al等元素能够在金属表面形成沉淀或氧化膜，阻碍环境中亲情的进入。Cu、Al、Ti和稀土元素通过上述机制减小了钢对氢脆的敏感性。合金元素对钢的氢致裂纹扩展行为的影响如表2所示。

 

▼表2 钢中合金元素对氢致裂纹扩展行为的影响

 

氢脆的敏感性与金相组织密切相关。对于中低碳钢，淬火回火马氏体或贝氏体组织具有最好的抗氢脆性能。对于珠光体钢，其氢脆性能随珠光体的层间距减小而提高。多数研究表明，球状珠光体对氢脆和氢致滞后开裂的敏感性比片状珠光体小。高碳淬火马氏体的氢脆敏感性最大，不发生回火脆性时，随着回火温度的升高

其抗氢脆性能得到改善。一般认为，对于低合金超高强度钢，碳化物颗粒聚云分布的细小板条状马氏体具有最好的抗氧化性能。

热处理能改变钢的微观组织，当然也影响钢的氢脆敏感性。图14为固溶温度对18Ni（250）钢氢脆敏感性的影响。

▲图14 固溶处理对18Ni（250）钢塑性的影响

固溶温度升高对刚在真空中的塑性影响很大，而在含氢环境下，其塑性大幅度下降。温度超过900℃，其断面收缩率降低到5%以下。

 

4 σ脆性

高铬铁素体不锈钢、铁素体-奥氏体不锈钢、奥氏体不锈钢和耐热钢，在550℃~800℃之间长时间加热会析出σ相，从而使钢的脆性增大。σ相是成分范围很宽的Fe-Cr金属件化合物，目前还未测出σ相的上下限成分，其大多数成分可近似的表示为FeCr。σ相不仅在许多过渡族元素组成的二元合金中形成，在不少三元系中在某些特定的温度范围内，也发现有σ相存在。在高温合金中，也发现的二元σ相有Fe-Cr-Ni、Fe-Cr-Mo、及Ni-Cr-Mo三元系中，在某些特定温度范围内，也有发现σ存在。在高温合金中，也发现二元σ相有FeCr、CoCr、FeMo，三元系σ相如FeCrMo、NiCrMo、和四元系（CrMo）x（NiCo）y 等。

4.1 σ 相的性质及其对性能的影响

σ相的结构很复杂，属于正方晶系。晶胞中有30个原子，点阵常数为a=8.75~8.81kX，c=4.54~4.58kX（1kX=1.002027×m），c/a=0.52，某些σ相中各类原子呈有序排列。σ相硬度很高，Fe-Cr系不锈钢中，σ 相的硬度为86HRC其它合金中的 σ 相的硬度略有波动。σ 相很脆，试问下脆如玻璃。σ 相沿晶界或呈片状分布时，使钢的韧性和韧度显著下降。少量的 σ 相形成使基体贫铬，因而使基体的抗蚀性下降，并降低了固溶强化的效果。  

4.2 钢的成分、热处理与 σ 相的形成

σ相通常在高铬钢中形成。一般认为铬的质量分数小于%的不锈钢，σ相的形成倾向很小。σ 相形成速度很慢。因此有些合金在使用前虽然没有σ相，但在550℃~800℃ 温度下长期使用时，却可能因为 σ 相的逐步形成而导致性能恶化使工件早期失效。  在高铬不锈钢、镍铬不锈钢及耐热钢中，铬含量越高，越易形成σ 相，铬的成分超过45%时，σ 相的形成倾向最大。Si、P、Mo、V、Ti、Nb等元素能够促进σ 相的形成；Mn使 σ 相脆性的极限Cr含量降低，因此，Cr-Mn-N不锈钢中，比较容易出现σ相。

σ 相能从奥氏体中直接析出，也能从 δ 铁素体中形成。研究表明，由于 δ 铁素体的铬含量较高，加上Si、Mo等铁素体形成元素富集于铁素体，促进了 σ 相的形成，因而从 δ 铁素体转变为 σ 相比较容易。δ 铁素体形成 σ 相的过程很复杂，一般认为他首先形成少量细小的奥氏体，然后在 δ 中析出细小的碳化物，并在γ/δ相界上析出 σ 相。

合理的热处理工艺可以抑制 σ 相的形成。对于奥氏体不锈钢，固溶处理温度不宜过高，保温时间不宜过长，以便使钢中不产生过量的 δ 铁素体而增大 σ 相的形成倾向。若在铸造、焊接和热处理过程中，产生了有害的 σ 相，可在820℃以上温度加热或采用固溶处理予以消除。消除 σ 相的热处理温度根据钢的成分试验确定。

铁素体-奥氏体复相不锈钢，其金相组织为铁素体基体上分布有小岛状奥氏体，δ 铁素体的体积分数约占50%~70%，由于这类钢含有较多 δ 铁素体，σ 相析出倾向较大，故使用温度不宜超过350℃。

5 电镀脆性

电镀脆性的实质是镀前处理和电镀过程中，由于镀层和金属基体中渗入氢引起的氢脆性。电镀是一种电化学过程。电镀时被保护的基体金属或工件作为阴极，施镀的金属为阳极，并发生还原反应，在沉积出金属原子的同时，氢离子被还原成氢原子 ，其中一部分氢原子形成氢气逸出，另一部分渗入到镀层和基体金属晶格中引起氢脆。电镀前工件表面要进行精整和清理，如机械磨管、除油和浸蚀等处理。电化学除油和用酸进行化学浸蚀过程中，都有可能因为析出氢而使镀层和工件发生氢脆。

5.1 电镀脆性的影响因素

电镀工件的氢脆受基体材料和电镀工艺参数的影响，一般规律如下：

5.1.1 不同的基体金属材料具有不同的阴极渗氢倾向。一般认为：按Pd、Ti、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Zn、Sn、Cu的顺序，渗氢程度递减。

5.1.2 随着电流目的的升高，一方面阴极表面吸附氢原子的覆盖率增大，使渗氢率增加；另一方面提高电流密度往往使镀层质量和结构变化，从而使渗氢量减少，因此，有时随电流密度的变化，渗氢率会出现极大值。

5.1.3 一般情况下，渗氢量随着镀液温度的升高而下降。例如，镀铬时在电流密度为50A/dm?，温度分别为35℃、55℃和80℃的条件下，镀铬层氢的质量分数分别为0.07%、0.05%和0.03%。

5.1.4 溶液的PH值对申请的影响比较复杂。PH值下降，溶液中氢离子浓度增大，促进了渗氢过程进行，但是酸性镀液的电流效率高，产生的总氢量较少，又能减轻渗氢量。另外PH值的变化影响镀层中夹杂物的组成和渗氢过程。因此，PH值对渗氢量的影响没有简单的规律，取决于多种因素的共同作用。

5.1.5 电镀溶液的组成不同，获得的电镀层成分和结构也不同，从而对申请也有影响。

5.2 防止电镀脆性的措施

除了合理选择电镀层和控制工艺参数以减少申请量外，电镀后除氢处理是消除电镀脆性的主要办法。广泛使用的除氢处理工艺是加热烘烤。电镀件常用的除氢处理烘烤温度为150℃~300℃，保温2~24小时。具体的处理温度和时间应根据工件大小、强度、镀层性质和电镀时间长短而定。除氢处理常在烘箱内进行。

镀锌工件的除氢处理温度为110℃~220℃，控制温度的高低应根据基体材料确定。对于弹性材料、0.5mm以下的薄壁件及机械强度要求较高的钢铁零件，镀锌后必须进行除氢处理。为了防止“镉脆”，镀镉工件的除氢处理温度不能太高，通常为180℃~200℃。“镉脆”在常温下即会发生，但当温度超过200℃时，“镉脆”问题变得更为严重。

 

6 渗层脆性

对于高硬度渗层，如渗氮表面硬度可达HV1100~1200，渗硼层硬度高达HV1300~2000，热处理不放还可能产生渗层脆性过大，导致早期剥落。

 

6.1 渗氮层脆性

渗氮层脆性常用维氏硬度法检查评定，GB11354-xxxx《钢铁零件渗氮层深度测定和金相组织检验》中规定，根据维氏硬度压痕边角破碎程度，渗层现在分为5级，如表 3 所示。

▼表3 渗氮层脆性级别

氮化层脆性过大可能的原因是：

1）液氨含水量过高，吸湿剂失效未及时更换或未进行再生处理造成脱碳引起。

2）单花钱工件表面脱碳层未全部加工掉，在化合物层和白亮层之间产生针状化合物。

3）氨分解率过低，工件表面氮含量过高，形成脆性 ε 相，或者虽然进行过退氮处理，但工艺不当。

4）渗氮温度过高，氮含量过高，形成严重的网状组织。

5）工件预备热处理不当，组织粗大或油里铁素体过多，造成渗层针状组织网网状组织。

6）工件有尖角、锐角、表面太粗糙，经常出现网状组织。

氮化层脆性检查如有超标现象，可以采用如下方法之一进行补救：

1）进行退氮处理，工艺是500℃~520℃，氨分解率≥80%，保温3~5小时。

2）磨削加工去除白亮层。

6.2 渗硼层脆性

评价渗硼层脆性的方法是根据其脆断损坏和剥落损坏的不同而异。“脆断脆性”可用三点弯曲声发射测得的脆断强度来衡量。用砂轮磨削可测试剥落倾向，可用衡量“剥落脆性”。

 具有FeB和Fe2B两相组织的渗层容易产生剥落损坏，而具有单相Fe2B组织的渗层容易产生脆性损坏。

减少渗硼层脆性的途径：

1 选择合适的渗硼工艺，力求获得单相Fe2B单相组织。

2 进行合适的渗后热处理

渗硼后采用恰当的热处理，一定程度上可以减少渗层的脆性。轻载工件不会产生剥落，渗硼后空冷即可。重载零件，渗硼后必须就那些淬火和回火。基体硬度高于HRC40以上，可以避免发生凹陷。为了减轻脆性应兼顾脆断脆性和剥落脆性。回火温度提高，基体比体积减小，表面残余压应力增大，这对脆断脆性有利，对剥落不利。为了防止剥落失效，回火温度应低一些。回火温度的选择，应根据渗硼零件在实际服役条件中的失效形式而定。

过高的淬火加热温度和强烈的淬火介质，均易产生裂纹和剥落缺陷。因此合理地选择加热温度和淬火介质。对防止脆性有一定的意义。