钢的热处理(原理和工艺)第3版胡光立谢希文

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1、第二章钢的加热转变2、奥氏体晶核优先在什么地方形成？为什么？答：奥氏体的形核 球状珠光体中：优先在F/Fe3C界面形核片状珠光体中：优先在珠光体团的界面形核也在F/Fe3C片层界面形核奥氏体在F/Fe3C界面形核原因：(1) 易获得形成A所需浓度起伏，结构起伏和能量起伏(2) 在相界面形核使界面能和应变能的增加减少。G = - Gv + Gs + GeGv体积自由能差，aGs 表面能，Ge 弹性应变能6、钢的等温及连续加热TTA 图是怎样测定的，图中的各条曲线代表什么？答：等温TTA图将小试样迅速加热到 Ac1 以上的不同温度，并在各温度下保持不同时间后迅速淬冷， 然后通过金相法测定奥 氏体的

2、转变量与时间的关系，将不同温度下奥氏体等温形成的进程综合表示在一个图中，即为钢的等温TTA图。四条曲线由左向右依次表示：奥氏体转化开始线，奥氏体转变完成线，碳化物充全溶 解线，奥氏体中碳浓度梯 度消失线。连续加热TTA图 将小试样采用不同加热速度加热到不同温度后迅速淬冷，然后观察其显微组织，配合膨胀试验结果确定奥氏体形成的进程并综合表示在一个图中，即为钢的连续加热TTA图。Acc加热时Fe3CII宀A终了温度Ac3加热时a A终了温度Ac1加热时pt A开始温度 13、怎样表示温度、时间、加热速度对奥氏体晶粒大小的影响？答：奥氏体晶粒度级别随加热温度和保温时间变化的情况可以表示在等温TTA图中

3、加热速度对奥氏体晶粒度的影响可以表示在连续加热时的TTA图中随加热温度和保温时间的增加晶粒度越大加热速度越快I f由于时间短，A晶粒来不及长大可获得细小的起始晶粒度 补充1、 阐述加热转变A的形成机理，并能画出A等温形成动力学图(共析钢)？答：形成条件 G=Ga- Gp A/Fe3C界面的迁移速度，当P中F完全消失，Fe3C残留Fe3C2A均匀化：刚形成A中，C浓度不均匀。C扩散，使A均匀化。A等温形成动力学图(共析钢)见课本P22图2-162、用Fe-Fe3C相图说明受C在A中扩散所控制的A晶核的长大。答：Tl温度，A晶核在F/Fe3C界面形成，A晶核中C分布不均匀 A中C发生扩散左侧升为C

4、1，右侧降为C2 有相图T1温度下，A/F, A/Fe3C两相共存保持平衡，分别保持 为恢复平衡，左侧F变成A消耗C原子，使界面浓度降为C2 ；右侧，A溶解提供C原子，使界面浓度 升为 C1 。Fe-Fe3C 相图见课本 P18 图2-103、生产上细化奥氏体晶粒的方法答：1 ）利用AIN颗粒细化A晶粒2 ）利用过渡族金属的碳化物（TiC、NbC ）细化晶粒3 ）快速加热，利用T和t对A晶粒长大的影响来细化晶粒。第三章珠光体转变与钢的退火和正火4、为什么说珠光体转变足以扩散为基础并受扩散所控制？答：因为珠光体转变是由含0.77%C 的奥氏体分解为碳含量很高（ 6.69% ）的渗碳体和碳含量很低

5、（ 0.0218%）的铁素体，转变中同时完成了原子扩散和点阵重构两个过程。5、 什么是珠光体的纵向长大和横向长大？为什么说珠光体的纵向长大受碳原了在奥氏体中 的扩散所控 制？答：珠光体长大的基本方式是沿着片得长轴方向长大，称为纵向长大。同时还可以进行横向形核，纵向长大，称为横向长大。因为当P晶核在A晶界形成，A F、Fe3C三相共存，过冷A中存在碳浓度不均匀。C原子扩散破坏该浓 度下的相界面碳浓度平衡，为了恢复平衡，与F相接的A形成F排出C使碳浓度升为C1,与Fe3C相接A形成Fe3C消耗C使碳浓度降为C2,如此反复，使P晶核纵向长入A晶内。16、试用 Hultgren 外推法说明伪共析体的形

6、成条件。答： Hultgren 外推法认为相图上各条相界（即相区交界线）的延长线仍具有物理意义。GS线的延长线SG是奥氏体对铁素体的饱和线，ES线的延长线SE仍可看作是奥氏体对渗碳体的饱和线。奥氏体只有 当快冷到Ar1以下、SE线以左或Ar1以下、SG线以右范围内时，才能有先共析相析出。如果将奥氏体快冷到SE线和SG线以下的影线区时，则会因同时对铁素体和渗碳体所过饱和而直接进行珠 光体转变。这种非共析成分的奥氏体不经过先共析转变而直接进行珠光 体转变得到的珠光体， 在显微组织上也是由 片层状的铁素体和渗碳体组成，但两个相的相对含量以及片层相对厚度都不同于共析成分的珠光体，这种珠光体又称为伪共析

7、体。17、说明先共析相的不同形态及其形成条件。答：1）网状F、块状F先共析F靠非共格界面迁移完成，当转变温度较高，奥氏体较易变形，se不是主要阻力，s s是主要阻力，如果原A含C量高，网状F；如果原A含碳量低，块状F2 ）片状 F先共析F靠A共格界面迁移完成，当转变温度较低，A不易变形，s e是主要阻力，F核通过共格界面迁 移形成片状F3 ）网状 Fe3C碳含量靠近共析成分，奥氏体晶粒较粗大、冷却速度较慢 补充1、珠光体的 TTT 图为什么会出现 鼻子”答：因为该曲线表明，在转变开始前需要一段孕育期， 随转变温度从高到低变化时， 孕育期 先缩短，转变加速；随 后，孕育期又增长，转变过程也减慢。

8、故曲线的形状呈字母“C”形，在C曲线的拐弯处，通称为“鼻子”。2、试述共析钢（片状珠光体和粒状珠光体）的形成机理。 答：片状珠光体1 ）形核A晶界 A 晶内2 ）长大以Fe3C为领先相当P晶核在A晶界形成，A、F、Fe3C三相共存，过冷中存在碳浓度不均匀C1不等于C2 C原子扩散破坏该浓度下的相界面浓度平衡，为恢复平衡，与F相接的A形成 F派出C使碳浓度升为C1，与Fe3C相接的A生成Fe3C,消耗C使碳浓度降为C2，如此 反复， P 晶核纵向长入 A 晶内。粒状珠光体1. 直接球化机制不均匀的 A 或未溶的渗碳体2 间接球化机制A片状pt粒状P从能量上讲片状P自发的转化为粒状P第四章马氏体转

9、变2、马氏体转变有哪些主要特点？答：1 ）马氏体转变产生表现浮凸，是不变平面应变，且切变共格。2 ）马氏体转变时母相与马氏体之间存在位相关系。3 ）马氏体转变的非恒温性与不完全性。4 ）马氏体转变具有无扩散性。5）马氏体转变的可逆性4、简述钢中板条马氏体和片状马氏体的形貌特征、晶体学特点、亚结构以及其机械性能的 差异。答：板条状马氏体：由束、块、板条等组织单元构成，亚结构为高密度的位错，晶体学取向关系符合K-S关系，惯 习面为（111） r 有较高的强度、硬度，韧性好片状马氏体：相邻马氏体片一般互不平行，而是呈一定的交角排列，空间形态呈双凸透镜片状，亚结构为孪晶，晶体学取向关系符合K-S或西山

10、关系，惯习面为 225 r或259r有高强度、高硬 度，但韧性差%C 1.0%C 片状马氏体5、影响 Ms 点的主要因素有哪些 ？答： 1 ）奥氏体化学成分2）应力和塑性形变3）奥氏体化条件4）存在先马氏体的组织转变5 ）磁场9、影响钢中马氏体强韧性的主要因索有哪些？答：钢中马氏体的强度主要取决于M 的含碳量。随碳含量的增加强度、硬度增加，当碳含量大于0.6%时，强度、硬度接近最大值。韧性主要取决于M的亚结构。板条M韧性优于片状M。10、何谓热弹性马氏体、伪弹性和形状记忆效应 答：马氏体片可随温度降低而长大， 随温度升高而缩小。 具有这种特性的马氏体称为热弹性 马氏体。外加应力的改变引起 M

11、片的消长，外力增加，马氏体片长大；外力减小，马氏体片缩 小。伴随材料宏观形状 而改变称由应力诱发的M 定向转变而引起的弹性现象叫伪弹性。将某些金属材料在马氏体状态下进行塑性变形后加热至某一特定温度以上能自动回复 原来形状的效应，称为形 状记忆效应。补充1、简述形变诱发马氏体的原因？Md 点物理意义是什么 ？答：马氏体的比容大，转变时要产生体积膨胀。 因而拉应力状态必然会促进马氏体形成， 从 而表现为使 Ms 点升高，而多向压应力则会阻止马氏体形成。:在Md点以上对奥氏体进行塑性形变，少量的塑性形变能促进随后冷却时的马氏体转变，而超过一定限度的塑性形 变则起着相反的作用，甚至使奥氏体完全稳定化。

12、2、为什么板条M韧性优于片状M ?答：M的韧性主要取决于M的亚结构片状M韧性差：亚结构是孪晶滑移系统少，变形以孪生方式进行，位错不易运动，易造成应力集中形成 显微裂纹。 片状 M 含 C 量高，点阵中 C 原子多，造成点阵不对称，畸变程度 大，对韧性破坏 大。 片状 M 内部有显微裂纹板条M韧性好：位错亚结构变形以滑移方式进行，不易诱发裂纹 含 C 量低，点阵不对称，畸变小，对韧性损害小 板条单元平行排列，不互相冲撞，无显微裂纹。3、钢中马氏体具有高强度、高硬度的本质原因。答： 间隙固溶体强化过饱和C弓I起强烈的固溶强化，C原子间隙固溶在a Fe的扁八面体中心，不仅使点阵发生膨胀还使点阵发生不

13、对称畸变，使M强度、硬度显著提高。 M 中亚结构弓起的强化 %C 0.3产生附加强化。%C0.8 时效强化 过饱和固溶体本身存在一个分解趋势，发从M中脱溶出来的趋势。 相变强化M 相变造成晶体内产生大量的微观缺陷使在点阵内造成强烈的应力场，阻碍位错运动，板条M主要靠C钉扎位错引起强化出现片状M孪晶量增加，孪晶界阻碍位错运动 硬度不再增以形状记忆合金应具备: 形变强化由于M相变产生塑性变形产生加工硬化使4、形状记忆合金共备的条件？加答：具有形状记忆效应的合金称为形状记忆合金，为及伪弹性行为引起的，所M是a Fe中的过饱和固溶体，C原子有自M强化 必须具有热弹性马氏体转变亚结构是孪晶或层错 母相具

14、有有序化结构5、M转变动力学的方式、各种方式的特点？（一 ）变温（或降温）转变 变温形成瞬间形核高速长大靠不断降温形形成新核，到新核长大成新长大，M转变的继续进行依（二）等温转变M。O 等温孕育形核，舜间长大随等温时间增长，TTT 曲线仍是 C 型。M 转变量不断增多动力学曲线仍是S 型,（三）爆发式转变 自促发形核，舜间长大爆发时间短，转变量大惯习面259r，金相特征闪电状或Z字型。（四）表面转变 等温孕育形核条状，长大速度慢，贯习面111r或112r，西山关系；内部等温形成M，长大速度快，片状，惯习面 225r，K-S 关系。第五章马氏体转变1、试简述贝氏体组织的分类、形貌特征及其形成条件

15、？ 答：无碳贝氏体形貌特征从A晶界生长的板条状低、中F, , BF中。接近平衡含C量形成条件碳钢及低合金钢 （光镜）呈韧 BPB 形成溢度最上部略小于P 温度上贝氏体形貌特征条状 （电镜）一束大致平行自碳化物 低、中、高 C 的晶界长入 A 晶内的 F 条，条间有钢，一般在 条状亚单元组成的形成条件板条状350 度以上粒状贝氏体形貌特征F，在其中有呈一定方向分布的富碳A形 成 条 件 低碳、低合金钢，稍高于典型上贝氏体形成温度 在先共反常贝氏体下贝氏体形 貌 特 征 析 Fe3C 条间生长的束状贝氏体 过共析钢，上贝氏体形成条件温度 A中。低呈板条状A中。高呈透镜状贝氏形貌特征体转变的低温度（

16、 350度）形成条件2、试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同 答： 一、转变温度珠光体转变A1 550 度贝氏体转变 马氏5体50转度变一 Ms二，转变产物珠光体转变马M体转变贝氏体转变三、转变动力学 珠光体转变 贝氏体转变 马氏体转变F、 Fe3C 层片状的机械混合物 M 单相组织F 与 Fe3C 非层片状混合物需孕育期可 以等温形成、需孕育期可 以等温形成、 不需孕育期 不可等温形成、四、都具有转变不完全性五、扩散性珠光体转变扩散型相变Fe.、C扩散 贝氏体转变半扩散型相变 C 扩散 马氏体转变无扩散型相变六、品体学特征表面浮凸M N型浮凸B 人或 V 型浮凸5、试简述几种主要的

17、贝氏体的转变机理？答：B转变的切变机制：受C的扩散所控制的切变过程，C成分的A被过冷至高于Ms点的某一温度下 降低系统的自由能，A中C发生再分解形成贫C区A和富C区A 贫C区A%C 其Ms,进入Ms线以左发生AtM即BF BF过饱和的（C1C平均）要排碳（或排入A或a相内部以crd析出），排碳过程决定了 B转变过程 （ B 形态、温度）无碳贝氏体形成温度高初形成的 F 过饱和度小上贝氏体形成温度较低，C在A中扩散困难下贝氏体形成温度更低，初形成的BF中C高，由板条状t透镜状C原子难以在A扩散，也难以在F中长距离扩散B 转变的台阶机制 台阶+相间析出机制 相间析出是指先共析F/A界面的析出，相间

18、析出条件：一定的 T台阶： A/F 界面上有许多台阶，是窄面侧向推移的结果BF长大，多余的碳原子向A纵深方向排出，排碳充分得到无crd贝氏体，排碳不充分得到下贝氏 体，排碳介于两者之间得到上贝氏体 补充1 、 简述 B 转变的特点？1）形核与长大过程；B形核需要一定的孕育期，转变的领先相是F;B转变速度远比M慢；2）B 形成时会产生表面浮凸；3）B转变有一上限温度Bs和下限温度Bf；4）B 转变具有不完全性，随转变温度升高，不完全性愈强；5）B转变时新相与母相A间存在一定的晶体学关系；6）转变过程中有C的扩散。2、试简述贝氏体的转变的切变机理？并解释上贝氏体、下贝氏体的形成过程？答：B转变的切

19、变机制：受C的扩散所控制的切变过程，C成分的A被过冷至高于Ms点的某一温度下 降低系统的自由能，A中C发生再分解形成贫C区A和富C区A 贫C区A %CvC1，卜其Ms,进入Ms线以左发生At m即BF BF过饱和的（C1 C平均）要排碳（或排入A或a相内部以crd析出），排碳过程决定了 B转变过程（B形态、温度）上贝氏体形成温度较低，C在A中扩散困难上贝氏体形成溢度更低，初形成的BF中C高，由板条状t透镜状C原子难以在A扩散，也难以在F中长距离扩散3、试简述贝氏体的转变的台阶机理？并解释上贝氏体、下贝氏体的形成过程？ 台阶+相间析出机制相间析出是指先共析F/A界面的析出，相M析出条件：一定的

20、T台阶：A/F界面上有许多台阶，是窄面侧向推移的结果BF长大，多余的碳原向A纵深方向排出，排碳不充分得到下贝氏体，排碳介于两者之间得到上贝氏 体。4、为什么下贝氏体的强韧性优于上贝氏体？答：强度 主要为细晶强化和沉淀强化，次要为位错强化和固溶强化B形成温下降，晶核尺寸下降，第二相粒子密度上升，位错P上升，BF的含C量上升，故强度提高上贝氏体F与crd非层片状混合物上贝氏体的crd分布BF条间，crd颗粒粗大，强化弱下贝氏体crd颗粒与BF宽度相差很大，即crd量多细小，强化强韧性B韧性由BF条（片）的大小和碳化物形态、分布决定1）BF 条（片） 上贝氏体或条状的 BF 111A BF 条间位向

21、差小，小角度晶界 下贝氏体 110A 片间位相差，空间位向数目多于上贝氏体， BF 片间大角度晶界 当裂纹扩展，小角度晶界对裂纹扩展阻力小，大角度晶界对裂纹扩展阻力大， 故下贝氏体韧性好2 ） crd 上贝氏体的 crd 分布在条界， crd 颗粒粗大，在密度小而尺寸大的情况下， 位错运动在界面上产生塞积，塞积位错越多易产生裂纹，即裂纹容易在大颗 粒crd界面上形 核、扩展 下贝氏体， crd 小且密度高，塞积在每个crd 上的位错少，裂纹不易形核，并且即使形核了，在扩展过程中易受阻碍，故不利于裂纹形核、扩展，故下 贝氏体韧性优于上贝 氏体第六章 钢的过冷奥氏体转变图2、IT 图有哪些基本类型

22、？主要受哪些因素的影响？为何从不同资料中查到的同一钢种的IT 图往往有一定差别？IT图有基本类型：P转变与B转变曲线重叠。 P 转变与 B 转变曲线相分离， P 转变的孕育期比 B 转变的长。 只呈现 B 转变曲线。 P转变曲线与B转变曲线相分离，P转变的孕育期比B转变的短。 只呈现 P 转变曲线。 只析出碳化物，而无任何其它相交。影响因素： 碳的影响合金元素的影响奥氏体化条件的影响塑性形变的影响因为不同资料中查到同一种钢的IT图的测定可能采用了不同的测定方法。6、试简述IT图和CT图在热处理中的应用？ 确定淬火临界冷却速度（ Vc） 分析转变产物及性能 确定工艺规程 根据试棒直径由CT图确定

23、其应有的显微组织。第八章 回火转变与钢的回火3、简述马氏体在时效阶段所发生的组织转变和相应的性能变化。组织：M fa + crd性能变化：片状M : a（过饱和）t a + s FexC C从M中扩撒出来，点阵畸变减小，残余应力降低，塑性、韧 性增强板条M在200度以下回火，钢的硬度、塑性、韧性基本不变应用：片状M应用于工、模、量具等板条 M 应用于尺寸较小的结构件6、 简述回火第三阶段所发生的组织转变。为什么淬火马氏体的板桥形态可以保持到较高的回火温度？ 转变：碳化物转变（250 400 度）1. 高碳片状 MAt a + s FexC （低温回火）回火 T 250 度 s FexCT %

24、Fe5C2回火 T 提高 （300350 度）x Fe5C2T Fe3C2. 低碳板条 M由C偏聚直接析出 Fe3C因为随着渗碳体在低碳马氏体中形成，由于小角度板条界面的消除， 单位体积马氏体板条界面面积迅速减少，剩余的大角度板条界面被早期形成的碳化物钉扎住。7、在回火第四阶段，渗碳体颗粒发生哪些变化，这一变化的驱动力是什么？ 碳化物集聚长大；小颗粒碳化物消失；大颗粒碳化物球化驱动力是表面能的减少。10、为什么弹簧钢淬火后要进行中温回火？是结合图8-23 进行分析。答：目的：追求高的弹性极限和疲劳极限，消除应力处理温度范围350 C-450 C,回火屈氏体组织（T和残余奥氏体），硬度40-45

25、HRC ；强化处理：弹簧经表面强化喷丸处理提高表面残余压应力，集中点的强度，延长弹簧的疲劳寿命。的弹性极限在此温度下回火所得到的弹簧极限最高， 回火（以为表面承受的弹簧弯曲和扭转应力是最大的，12、简述合金元素对提高钢的回火抗力的作用。 延缓钢的软化，提高钢的回火抗力 引起二次硬化现象中温回火所得到的是屈氏体，有较高满足弹簧钢使用性能要求，故选择中温故应从表面强化方向提高弹簧的寿命） 影响钢的回火脆性13、什么是二次硬化？哪些合金元素能产生二次硬化？怎么才能得到最大的二次硬化效 果？二次硬化：指某些淬火合金钢在 500650 C 回火后硬度增高，在硬度-回火温度曲线上出现 峰值的现象 合金元素

26、：钒、钛、钼、钨、铬、钽、锆、铌提高二次硬化效应的方法： 增大钢的位错密度：低温形变淬火。 钢中加入某些合金元素：减慢特殊碳化物形成元素的扩散、抑制细小碳化物的长大。14、简述回火马氏体脆性（TME ）的特征及其产生的机理。 特征： 发生在较低温区又称为低温回火脆 不可逆 图见课本 P218 笔记 原始组织是淬火态又称为马氏体回火脆性 一般工程用钢都回火脆 与回火后的冷却速度无关 断口、沿晶也有穿晶机理：残余奥氏体的分解导致TME 杂质偏聚在原奥氏体晶界引起TME 杂质的偏聚和马氏体板条间的碳化物都引起TME15、产生回火脆性（TE ）的只要标志有哪些？ 冲击功-回火温度曲线出现马鞍形，即冲击

27、韧性下降； 韧脆转化温度升高； 断口通常是沿原奥氏体晶界的沿晶断口； 原奥氏体上有杂质元素和某些合金元素的偏聚。20、如何抑制回火脆性？ 细化 A 晶粒总对韧性有好处 精炼合金，减少有害元素 S、 P、 As、 Pb、 Sb 加Mo、W、V、Ti减轻II类回火脆性 用下贝氏体等温公淬火工艺取代淬火十低温回火 高温回火后快速冷却补充：1、为什么钢淬火后要及时回火？答：将淬火钢加热到 Al 以下温度后冷却的一种工艺称为回火。回火是调整制零件的性能 以满足使用要求的有效手段 及时回火可以消除淬火应力 稳定组织和尺寸 调整组织获得所需组织及性能所以钢淬火后要及时回火2、简述碳钢淬火后随回火温度升高发生

28、转变？答： 3、 4、 53、试述碳钢低温回火（V 250 C ）过程中发生的转变及组织的性能特点及应用？转变：a马氏体中碳原子的偏聚（室温一100度）片状马氏体，C原子的孪晶面（112 ）或（100 ）晶面偏聚形成高C区板条马氏体，C原子的位错， 条界偏聚形成高C 区b、马氏体的分解（100 300度）片状马氏体分解（高碳钢） 随回火温度升高，M中含碳量降低，表明C扩散出来形成crd 回火T 120度出现一个马氏体正方度（单相分解）板条马氏体分解（低碳钢）回火T 200度直接单相分解或析出稳定碳化物 组织：M fa + crd性能变化：片状M : a（过饱和a + S FexcC从M中扩撒出

29、来，点阵畸变减小，残余应力降低，塑性、韧性增强板条M在200度以下回火，钢的硬度、塑性、韧性基本不变应用：片状M应用于工、模、量具等板条M应用于尺寸较小的结构件4、试述碳钢中温回火（250500。C ）过程中发生的转变及组织的性能特点及应用？转变：碳化物转变（250 400 度）3. 高碳片状 MAta +e FexC （低温回火）回火 T 250 度 e FexCT % Fe5C2回火 T 提高 （300350 度）x Fe5C2T Fe3C4. 低碳板条 M由 C 偏聚直接析出 Fe3C性能变化：硬度弹性极限韧性见课本P2O9-210页笔记应用：淬火+中温回火制造弹簧典型处理工艺 利用淬火

30、+中温回火代替某些重要调质5、 试述碳钢高温回火（500 C）过程中发生的转变及组织的性能特点及应用？转变：碳化物集聚长大与a相状态变化（450 700度）1. a 相状态变化M 由于切变有孪晶、位错等大量缺陷，回火时随 T 增加，位错、孪晶缺陷逐渐消失， 产生回复。T 600度a相再结晶，板条、片状形态消除a成为等轴晶2. 碳化物集聚长大小颗粒碳化物消失大颗粒碳化物球化T 回 t S 回（a + Fe3C）性能变化： M 三种强化趋于消失，渗碳体球化并弥散分布在基体中起强化；与片状Fe3C 相比对基体割裂作用小，a相再结晶应力基本消除，使得塑性、韧性好，良好的综合机械性能。应用：结构件如：传

31、动轴、机床主轴、小齿轮等 一般中碳钢调质处理6、试述合金元素对淬火钢回火转变的影响?答：一、合金元素对M、A分解及a相状态影响在 150 度以下 Me 对回火过程影响不大在150度以上Me显著推迟M的中后期分解，显著推迟A分解，推迟crd集聚长大，推迟a相回复再结晶 、 Me 对碳化物类型变化的影响Crd形成元素在低温回火crd中有Me Me%是A中该元素的平均含量较高温回火含（Fe,Me） 3C合金渗碳体500 度回火 各种合金碳化物随回火 T 升高，合金碳化物粗化，硬度下降。当高温回火时会发生二次硬化7、 为什么碳化物集聚长大是大碳化物颗粒长大、小碳化物颗粒消失?回火温度高于 400 C

32、时碳化物开始聚集长大，回火温度高于 600 C 时碳化物迅速长大第二相粒子的半径越小，溶解度越大，将在a基体内形成浓度梯度。 片、杆状的第二相粒子，各处的曲率半径不同，小半径处易于滚解，而使片、杆断开,并进一步球化。 小粒子溶解，大粒子长大。2、渗碳体的球化机理 粒状珠光体中的粒状渗碳体，通常是通过渗碳体球状化获得的。根据胶态平衡理论，第二相颗粒的溶解度，与其曲率半径有关。靠近非球状渗碳体的尖角处（曲率半径小的部分）的固溶体具有较高的 C 浓度，而靠近平面处（曲率半径大的部分）的固溶体具有较低的 C 浓度, 这就引起了 C 的扩散，因而打破了碳浓度的胶态平衡结果导致尖角处的渗碳体溶解，而在平面

33、处析出渗碳体（为了保持 C 浓度的平衡）。如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近 的球状渗碳休。 3、片状渗碳体的球化过程渗碳体片中有位错存在，并可形成亚晶界，在固溶体（奥氏体或铁素体，如为后者 ）与渗碳体亚晶界接触处则形成凹坑。在凹坑两侧的渗碳体与平面部分的渗碳体相比，具有较 小的曲率半径。因此，与坑壁 接触的固溶体具有较高的溶解度，将引起 C 在固溶体中的扩 散，并以渗碳体的形式在附近平面渗碳体上析山。 为了保持亚稳定平衡，凹坑两侧的渗碳体 尖角将逐渐被溶解，而使曲率半径增大。这样又破坏了此处相界面表面张力 的平衡。为了保持表面张力的平衡，凹坑将因渗碳体继续溶解而加深。 在渗碳体片亚晶界

34、的 另一而也发生上述溶解析出过程，如此不断进行直到渗碳体片溶穿，一片成为两截。 渗碳体在溶穿过程中和溶穿之后， 又按尖角溶解、平而析山长大而向球状化转化。 同理，这 种片状渗碳体断裂现象，在渗碳体中位错密度高的区域也会发生。因此，在在Al温度以下，片状渗碳体的球化过程，是通过渗碳体的断裂、C的扩散进行的。&简述第I回火脆性的特点及预防？答：第I类回火脆性（250 350度）特点： 发生在较低温区又称为低温回火脆 不可逆图见课本P218笔记 原始组织是淬火态又称为马氏体回火脆性 一般工程用钢都回火脆 与回火后的冷却速度无关 断口、沿晶也有穿晶预防第I类回火脆措施 尽力避免在回火（I）脆区用火 细

35、化 A 晶粒总对韧性有好处 合金化时增加Si、Cr使i类回火脆温区上移，更易避开它 精炼合金，减少有害元素 S、 P、 As、 Pb、 Sb 加Mo、W、V、T减轻i类回火脆性 用下贝氏体等温淬火工艺取代淬火+低温回火9简述第II回火脆性的特点及预防？第 n 类回火脆性（ 450650 度）又称为高温回火脆性特点：可逆图见课本P219笔记 与钢成分有关 与回火后的冷却速度有关（慢冷产生，快冷抑制或减轻） 原始态不限于淬火态 在脆性区长时间保温，无论快冷或慢冷都得到脆化，又称为等温回火脆 断口：沿晶断口（沿晶 A 晶界）防止第n类回火脆性措施 细化 A 晶粒总对韧性有好处 精炼合金，减少有害元素 S、 P、 As、 Pb、 Sb 加Mo、W、V、T减轻n类回火脆性 用下贝氏体等温淬火工艺取代淬火+低温回火 高温回火后快速冷却