第二类回火脆性
在450～650℃之间出现的第二类回火脆性，产生在较高回火温度之后，这种脆性对中碳合金调质钢的性能影响更大。镍铬钢回火后冷却速度对其冲击吸收功的影响，回火后炉冷的钢在500～550℃附近发生了明显的脆化。钢发生第二类回火脆性时，其室温冲击韧度大幅度降低的同时，韧脆转变温度显著提高。这种回火脆性有固定的产生温度范围，常用的各种合金元素对第二类回火脆性的温度范围无明显影响。已经脆化的钢只需重新加热到稍高于回火脆性产生的温度，然后快速冷却，回火脆性就会消失，又恢复到韧性状态，使冲击韧度提高。如果重复在脆化温度区间回火，则脆性又重复出现，因此称为可逆回火脆性。
钢中发生回火脆性需要有一定的含碳量，才能与一定量的P、Cr、Mn等元素共同作用发生第二类回火脆性。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，当它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，即会发生明显的第二类回火脆性。钢中含有Cr，由于促进了P等杂技在晶界的偏聚（Ni也有类似的作用），因而增大了回火脆性的敏感度。在Cr-Mn钢中，Ni和P增大了钢的回火脆性。但是，一般在钢中单独加入Ni，对回火脆性的影响并不太显著。而在碳素钢中，回火脆化倾向更小。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杂质元素，Sb的影响最大，P、Sn次之，As的影响相对较小。回火脆性与奥氏体晶粒边界附近杂质浓度的升高有直接的关系。Cr、Mn和Ni等合金元素与杂质元素的亲合力大，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第二类回火脆性。钢中加入Mo、W、Ti等元素，能够减小回火脆化倾向。钢中含Mo量在0.5%左右时，抑制回火脆性的作用最大，从图中还可以看出，Mo的含量对回火脆性的可逆性不发生影响。应该指出，抑制回火脆性作用最大的Mo含量，并不是一个固定的数值，而是随钢的其他化学成分而上下变动的。
这种脆化是由于晶界变脆引起的，所以产生回火脆性是由于P、Sb、Sn、As等杂质元素和Cr、Ni、Mn、Si等合金元素在奥氏体晶界的偏聚引起的。粗晶粒钢的回火脆性敏感性比细晶粒钢要大，这是因为晶粒越粗，晶界越少，将使杂质元素在晶界偏聚的浓度增高。因为杂质元素在晶界的偏聚是在一定温度、时间条件下产生的，而在另一些温度时间条件下则可以消除或不产生，所以这种回火脆性是可逆的，而且是在一定的温度、时间条件下产生的。回火加热温度高于600℃，然后快速冷却，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，随着碳含量的增加，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。
第二类回火脆性是可逆的，又受许多因素影响，为了避免或减轻这种回火脆性的产生，必须防止或消除有害杂质在晶界上的偏聚。除了不在回火脆性温度回火之外，还可以通过调整钢的化学成分和改变回火工艺等方法，来预防或减轻这种回火脆性。可以提高钢水纯净度，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。对于用回火脆性敏感钢料制造的小尺寸工件，工业上都采用回火后快速冷却（水或油冷）来防止或减轻回火脆性，可以采用一次稍低于产生回火脆性温度的补充回火消除因回火快冷而引起的内应力。如果钢件尺寸较大，回火后的快冷使心部冷速达不到要求，效果很小，或因钢件形状复杂，又会在工件中产生很大的残余内应力不允许回火后快速冷却，可以选用含Mo0.5%左右的合金钢来制造，或采用低于回火脆性温度（400℃）进行回火以抑制回火脆性发生。可以采用两相区淬火，以便使组织中保留少量的细条状过剩铁素体，这些铁素体在加热时往往在晶粒内杂质处形核析出，使杂质元素集中于铁素体内，避免了它再向晶界偏聚；另外，两相区淬火可以获得细小的晶粒，从而减轻和消除了回火脆性。钢件在淬火加热奥氏体化后，在临界温度以上进行塑性变形而后淬火的高温形变热处理，由于细化了奥氏体晶粒并使晶界呈锯齿状，加大了晶界面积，回火时减轻了杂质对晶界的偏聚，可以显著减小甚至消除钢的回火脆性。
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