第一类回火脆性
钢的第一类回火脆性与回火后的冷却速度无关，在产生回火脆性的温度保温后，无论是进行快冷还是慢冷，钢的冲击韧度都呈降低趋势。经第一类回火脆性温度回火的断口呈晶间断裂（沿晶界），在高于或低于脆化温度回火的钢件，断口呈穿晶（沿晶粒内部）断裂。钢的力学性能指标对第一类回火脆性具有不同的敏感程度，并与加载方式有关。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小。因此，对于应力集中比较严重、冲击载荷较大或承受扭转载荷的工件，应该避免在第一类回火脆性的产生温区回火，避免工件出现脆性开裂。但是对于应力集中不严重，承受位伸、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，选择材料和制订热处理工艺时，主要应该考虑在保证材料具有适当的塑性和韧度条件下，追求高的强度，并不一定把第一类回火脆性作为必须避免的回火温区。
淬火钢的第一类回火脆性常发生在200～350℃之间，这一温度范围正是回火的第二类转变（即残留奥氏体转变）比较剧烈的温度区间，而且随着钢中含有提高残留奥氏体分解温度的元素，发生第一类回火脆性的温度也相应提高。所以一般认为残留奥氏体的转变是出现第一类回火脆性的原因之一。出现第一类回火脆性的温度，碳素钢约为250℃，含有1%Cr的Cr-Ni钢、Cr-Mo钢则为300～350℃，有的合金钢甚至推延到400℃以上。因为残留奥氏体本身韧性、塑性比较高，当残留奥氏体转变为回火马氏体或下贝氏体后，具有较好韧性不宜易破裂的奥氏体的消失会使钢的韧性明显降低。
现已发现，钢的第一类回火脆性与残留奥氏体的转变、马氏体分解沿晶界和亚晶析出薄膜状渗碳体以及S、P、N等杂质元素在晶界的偏聚等因素有关。产生第一类回火脆性时，往往伴随着晶间断裂倾向的增大，但是有些钢在第一类回火脆性温区也观察到以穿晶解理或马氏体板条间解理的方式发生断裂。这些事实表明，第一类回火脆性机理随具体钢种而异。对于某一具体钢种，出现脆性往往不是单一机制作用的结果，而是多种方式共同作用的结果，在一定的条件下，可能以某一因素为主。当钢中含有较多杂质时，淬火加热过程中杂质元素已向奥氏体晶界偏聚，这种钢的回火马氏体脆性是由杂质元素偏聚和渗碳体薄膜在晶间两者的复合作用造成的，导致晶界弱化使钢脆化，其主要的断裂方式为晶间断裂。当钢中夹杂和残留奥氏体都很少时，回火马氏体脆性的主要原因是M3a型碳化物以分别形核方式沉淀于板条晶界（或原奥氏体晶界），由于渗碳体的断裂、渗碳体附近铁素体膜的青年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，若碳化物集中在原奥氏体晶界上沉淀，则断裂是晶间断裂。当钢中杂质很少，但具有足够数量的残留奥氏体薄膜时，因残留奥氏体薄膜机械失稳，在马氏体板条晶界上沉淀出碳化物，同时残留奥氏体转变成未回火的马氏体，此时回火马氏体脆性主要是由残留奥氏体薄膜分解引起的，断裂方式是沿马氏体板条晶界间解理断裂。
对于某些具有第一类回火脆性的钢，不仅冲击韧度降低，而且疲劳强度也有所降低。一些冷变形工模具钢的回火脆性温区较低，例如GCr15、9CrSi和9Mn2V等钢的第一类回火脆性温区为190～250℃，在这样低的温度下回火，诱发这些钢脆化的主导因素可能是残留奥氏体的热失稳和机械失稳引起的马氏体转变。
合理的选材和热处理可以抑制或防止第一类回火脆性的产生。所有常用合金元素（包括Mo和W）都不改变这种回火脆性的性质，工业用钢一般都可能产生这种回火脆性。从减少杂质元素在晶界偏聚的角度，冶炼上可采用真空熔炼、电渣重熔等技术，以便从根本上减少钢中磷、硫等有害杂质的含量，也可以通过加入合金元素将有害杂质固定在基体晶内的方法以避免杂质向晶界偏聚。钢中加入钙、镁和稀土元素，能够减少硫向晶界的偏聚，加入少量的Al或V，对第一类回火脆性稍有减弱作用。但是，由于所含合金元素不同，发生回火转变各阶段的温度有些差异，因此出现回火脆性的温度也不尽相同。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，使第一类回火脆性推延到300℃以上。到目前为止，除不在回火脆性温度范围内回火外，还没有有效的热处理方法能够消除钢中这种回火脆性，也没有找到能够有效控制这种回火脆性的合金元素。工艺上采用等温淬火获得贝氏体、奥氏体塑性变形淬火以及快速回火、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，能够降低钢的第一类回火脆性。
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