钢的热处理(原理和工艺)第3版 胡光立 谢希文

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 + △Ge
△Gv—体积自由能差，△Gs —表面能，△Ge —弹性应变能
6、钢的等温及连续加热TT A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 →A终了温度
Ac3加热时α→A终了温度
Ac1加热时P→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↑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ΔG=Ga-Gp<0
形成过程
形核：对于球化体，A优先在与晶界相连的α/Fe3C界面形核
对于片状P, A优先在P团的界面上形核
长大：1 ）Fe原子自扩散完成晶格改组
2 ）C原子扩散促使A晶格向α、Fe3C相两侧推移并长大
Fe3C残留与溶解：A/F界面的迁移速度> A/Fe3C界面的迁移速度，当P中F完全消
失，Fe3C残留Fe3C→A
A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2-16
2、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：①Tl温度，A晶核在F/Fe3C界面形成，A晶核中C分布不均匀
②A中C发生扩散左侧升为C1，右侧降为C2
③有相图T1温度下，A/F, A/Fe3C两相共存保持平衡，分别保持
④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。

相界面的平衡破坏又建立又破坏又建立……A长大
Fe-Fe3C相图见课本P18图2-10
3、生产上细化奥氏体晶粒的方法
答：1 ）利用AlN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（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，δe不是主要阻力，δs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F
2 ）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，δe是主要阻力，F核通过共格界面迁移形成片状F
3 ）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。

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①A晶界
②A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P→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或西山关系，惯习面为﹛225﹜r或{259}r 有高强度、高硬度，但韧性差
%C﹤0.3% 板条状
0.3~1.0%C 板条状+片状马氏体混合组成
〉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。

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：①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。

②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。

③片状M内部有显微裂纹
板条M韧性好：①位错亚结构变形以滑移方式进行，不易诱发裂纹
②含C量低，点阵不对称，畸变小，对韧性损害小
③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：①间隙固溶体强化
过饱和C引起强烈的固溶强化，C原子间隙固溶在α—Fe的扁八面体中心，
不仅使点阵发生膨胀还使点阵发生不对称畸变，在点阵内造成强烈的应力场，阻碍位错运动，使M强度、硬度显著提高。

②M中亚结构引起的强化%C <0.3 板条M 主要靠C钉扎位错引起强化
%C>0.3 出现片状M 孪晶量增加，孪晶界阻碍位错运动
产生附加强化。

%C>0.8 硬度不再增加
③时效强化
过饱和固溶体本身存在一个分解趋势，M是α—Fe中的过饱和固溶体，C原子有自发从M中脱溶出来的趋势。

④相变强化
M相变造成晶体内产生大量的微观缺陷使M强化
⑤形变强化
由于M相变产生塑性变形产生加工硬化使M强化
4、形状记忆合金共备的条件？
答：具有形状记忆效应的合金称为形状记忆合金，而形状记忆效应是马氏体转变的热弹性行为及伪弹性行为引起的，所以形状记忆合金应具备：
①必须具有热弹性马氏体转变
②亚结构是孪晶或层错
③母相具有有序化结构
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
①变温形成②瞬间形核③高速长大④M单晶长大到一定后不再长大，M转变的继续进行依靠不断降温形成新核，新核长大成新M。

（二）等温转变
①等温孕育形核，瞬间长大②随等温时间增长，M转变量不断增多③动力学曲线仍是S型，TTT曲线仍是C型。

（三）爆发式转变
①自促发形核，瞬间长大②爆发时间短，转变量大③惯习面{259}r，金相特征闪电状或Z字型。

（四）表面转变
①等温孕育形核②条状，长大速度慢，惯习面{111}r或{112}r，西山关系；内部等温形成M，长大速度快，片状，惯习面{225}r，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？
答：无碳贝氏体形貌特征从A晶界生长的板条状F,，BF中%C接近平衡含C量
形成条件低、中碳钢及低合金钢,，B形成溢度最上部略小于P温度上贝氏体形貌特征(光镜)呈韧条状
(电镜)一束大致平行自A的晶界长入A晶内的F条，条间有
碳化物
形成条件低、中、高C钢，一般在350度以上
粒状贝氏体形貌特征条状亚单元组成的板条状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反常贝氏体形貌特征在先共析Fe3C条间生长的束状贝氏体
形成条件过共析钢，上贝氏体温度
下贝氏体形貌特征A中%C低呈板条状
A中%C高呈透镜状
形成条件贝氏体转变的低温度(<350度)
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550度—Ms
马氏体转变Ms—Mf
二，转变产物
珠光体转变F、Fe3C层片状的机械混合物
马氏体转变M单相组织
贝氏体转变F与Fe3C非层片状混合物
三、转变动力学
珠光体转变需孕育期可以等温形成、
贝氏体转变需孕育期可以等温形成、
马氏体转变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 ∧或V型浮凸
5、试简述几种主要的贝氏体的转变机理？
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
①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
②贫C区A%C < C1，t >其Ms，进入Ms线以左发生A→M 即BF
③BF过饱和的（C1>>C平均）要排碳（或排入A或α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→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，相间析出条件：一定的ΔT
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
①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
②贫C区A %C<C1，t>其Ms，进入Ms线以左发生A→M 即BF
③BF过饱和的(C1＞C平均)要排碳(或排入A或α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→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△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 {111}A BF条间位向差小，小角度晶界
下贝氏体﹛110}A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？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：①P转变与B转变曲线重叠。

②P转变与B转变曲线相分离，P转变的孕育期比B转变的长。

③只呈现B转变曲线。

④P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。

⑤只呈现P转变曲线。

⑥只析出碳化物，而无任何其它相交。

影响因素：①碳的影响②合金元素的影响③奥氏体化条件的影响④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？
①确定淬火临界冷却速度（V c）
②分析转变产物及性能
③确定工艺规程
④根据试棒直径由CT图确定其应有的显微组织。

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→α+ crd
性能变化：片状M：α’（过饱和）→α’ +ε—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M
A→α’ +ε—FexC （低温回火）
回火T >250度ε—FexC→χ—Fe5C2
回火T 提高（300—350度）χ—Fe5C2→Θ—Fe3C
2.低碳板条M
由C偏聚直接析出Θ—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40-45HRc；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。

中温回火所得到的是屈氏体，有较高的弹性极限在此温度下回火所得到的弹簧极限最高，满足弹簧钢使用性能要求，故选择中温回火(以为表面承受的弹簧弯曲和扭转应力是最大的，故应从表面强化方向提高弹簧的寿命)
12、简述合金元素对提高钢的回火抗力的作用。

①延缓钢的软化，提高钢的回火抗力
②引起二次硬化现象
③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500~650°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：钒、钛、钼、钨、铬、钽、锆、铌
提高二次硬化效应的方法：
①增大钢的位错密度：低温形变淬火。

②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：①发生在较低温区又称为低温回火脆
②不可逆图见课本P218 笔记
③原始组织是淬火态又称为马氏体回火脆性
④一般工程用钢都回火脆
⑤与回火后的冷却速度无关
⑥断口、沿晶也有穿晶
机理：①残余奥氏体的分解导致TME
②杂质偏聚在原奥氏体晶界引起TME
③杂质的偏聚和马氏体板条间的碳化物都引起TME
15、产生回火脆性（TE）的只要标志有哪些？
①冲击功-回火温度曲线出现马鞍形，即冲击韧性下降；
②韧脆转化温度升高；
③断口通常是沿原奥氏体晶界的沿晶断口；
④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？
①细化A晶粒总对韧性有好处
②精炼合金，减少有害元素S、P、As、Pb、Sb
③加Mo、W、V、Ti减轻II类回火脆性
④用下贝氏体等温公淬火工艺取代淬火十低温回火
⑤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①消除淬火应力
②稳定组织和尺寸
③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转变？
答：3、4、5
3、试述碳钢低温回火（＜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—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）
①随回火温度升高，M中含碳量降低，表明C扩散出来形成crd
②回火T < 125度出现两个马氏体正方度（双相分解）
③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度不析出crd C原子偏聚在位错或条界
回火T >200度直接单相分解或析出稳定碳化物
组织：M→α+ crd
性能变化：片状M：α’（过饱和）→α’ +ε—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
4、试述碳钢中温回火（250~500°C）过程中发生的转变及组织的性能特点及应用？
转变：碳化物转变（250—400度）
3.高碳片状M
A→α’ +ε—FexC （低温回火）
回火T >250度ε—FexC→χ—Fe5C2
回火T 提高（300—350度）χ—Fe5C2→Θ—Fe3C
4.低碳板条M
由C偏聚直接析出Θ—Fe3C
性能变化：①硬度②弹性极限③韧性见课本P209-210页笔记
应用：①淬火+中温回火制造弹簧典型处理工艺
②利用淬火+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α相状态变化（450—700度）
1.α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α相再结晶，板条、片状形态消除α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→S回（α+ 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，α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α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α相回复再结晶
二、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（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α基体内形成浓度梯度。

①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。

②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，。