鋼的熱處理原理(精品)

第八章鋼的熱處理原理本章目的：1闡明鋼的熱處理的基本原理；2揭示鋼在熱處理過程中工藝－組織－性能的變化規(guī)律；一熱處理的定義及作用

1熱處理的定義：金屬或合金在固態(tài)下于一定介質(zhì)中加熱到一定溫度，保溫一定時間，以一定速度冷卻下來的一種綜合工藝。TtT保溫t保溫V冷卻V加熱2熱處理工藝曲線

四個重要參數(shù)：V加熱、T保溫、t保溫、V冷卻三個基本過程：加熱、保溫、冷卻作用：（1）顯著提高材料的力學(xué)性能，延長使用壽命（2）消除鑄、鍛、焊等熱加工工藝造成的各種缺陷（3）改善加工性能（切削、熱處理）。（4）使工件表面具有抗磨損、耐腐蝕等特殊物理化學(xué)性能。二熱處理的條件有固態(tài)相變加熱時溶解度顯著變化的合金。α+βα+LL+βαLLL+γγα+γγ+

βα+

βL+β§8-2鋼在加熱時的轉(zhuǎn)變一奧氏體形成的機(jī)理1奧氏體組織結(jié)構(gòu)和性能①定義：C及合金元素固溶于面心立方結(jié)構(gòu)的γ-Fe中形成的固溶體。

C溶于γ相八面體間隙中，

R間隙=0.535A﹤Rc=0.77A→γ晶格畸變，并非所有晶胞均可溶碳，1148℃

→2.5個晶胞溶一個C原子。②性能：順磁性；比容最??；塑性好；線膨脹系數(shù)較大奧氏體化中成分組織結(jié)構(gòu)的變化以共析鋼為例

F+Fe3C→A(727℃)

成分(C%)0.02186.690.77結(jié)構(gòu)體心立方復(fù)雜斜方面心立方

說明奧氏體化中須兩個過程：①C成分變化：C的擴(kuò)散②鐵晶格改組：Fe擴(kuò)散3奧氏體形成熱力學(xué)條件

熱力學(xué)條件:T﹥A1

原因：以珠光體與奧氏體的體積自由能之差來提供驅(qū)動力以克服新相晶核的表面能及彈性能FTFPFAA1影響過熱度主要因素:V加熱

V加熱↑，過熱度⊿T↑；⊿TT實(shí)際——存在過熱度⊿T:T實(shí)際-T理論A1Ac1Ar1SAccmAcmArcmAc3A3Ar3同理，冷卻過程的固態(tài)相變需過冷度

鋼的熱處理中六個重要的溫度參數(shù)：

A1A3

Acm

；Ac1Ac3

Accm

——加熱過程Ar1Ar3

Arcm

——冷卻過程4奧氏體形成過程（共析鋼）（4）奧氏體中C的擴(kuò)散均勻化。(萬秒)（3）剩余Fe3C的溶解；(千秒)（2）奧氏體向F及Fe3C兩側(cè)長大(幾百秒)四個階段：（1）奧氏體在F—Fe3C界面上形核（10秒）*任何固態(tài)相變均需形核與長大過程*形核需要“三個起伏條件”：

成分起伏、結(jié)構(gòu)起伏、能量起伏——故晶界或缺陷處易形核

（一）奧氏體的形成

1.奧氏體晶核的形成奧氏體的晶核易于在滲碳體相界面上形成。這是因?yàn)樵趦上嗟南嘟缟蠟樾魏颂峁┝肆己玫臈l件。

2.奧氏體晶核的長大

A形核后,由于A與Fe3C形界處的含C量不同。將引起A中C的擴(kuò)散。通過Fe、C原子的擴(kuò)散和Fe原子的晶格改組,A向F和Fe3C兩個方向長大。

3.殘余滲碳體溶解在奧氏體形成過程中,鐵素體比滲碳體先消失,因此奧氏體形成之后,還殘存未溶滲碳體。這部分未溶的殘余滲碳體將隨著時間的延長,繼續(xù)不斷地溶入奧氏體,直至全部消失。

4.奧氏體均勻化滲碳體完全溶解后奧氏體中碳的濃度分布并不均勻,原先是滲碳體地方碳濃度高,原先鐵素體的地方碳濃度低。必須繼續(xù)保溫,通過碳的擴(kuò)散,使奧氏體成分均勻化。5亞共析鋼、過共析鋼的奧氏體化過程亞共析鋼：F+P→F+A→A

過共析鋼：

Fe3C+P→Fe3C+A→A

（二）影響奧氏體轉(zhuǎn)變的因素

1.加熱溫度和加熱速度的影響提高加熱溫度，將加速A的形成。隨著加熱速度的增加,奧氏體形成溫度升高(AC1越高),形成所需的時間縮短。

2.化學(xué)成分的影響隨著鋼中含碳量增加,鐵素體核滲碳體相界面總量增多,有利于奧氏體的形成。

3.原始組織的影響由于奧氏體的晶核是在鐵素體和滲碳體的相界面上形成,所以原始組織越細(xì),相界面越多,形成奧氏體晶核的＂基地＂越多,奧氏體轉(zhuǎn)變就越快。例：球化退火，要求獲得粒狀珠光體→要求A中C不均勻→控制第三、四階段*奧氏體化的目的：獲成分均勻、晶粒細(xì)小的奧氏體晶粒*實(shí)際熱處理中

須控制奧氏體化程度。三奧氏體晶粒度及影響因素1奧氏體晶粒度概念奧氏體晶粒度表示奧氏體晶粒大小，工業(yè)上一般分為8級。1-4級粗(0,-1)，5-8級細(xì)，8級以上極細(xì);計(jì)算式：n=2N-1

N：晶粒度級別

n：1平方英寸視場中所包含的平均晶粒數(shù)(100X)。

標(biāo)準(zhǔn)晶粒度級別圖

標(biāo)準(zhǔn)晶粒度級別圖奧氏體有三種不同概念的晶粒度

(1)初始晶粒度：奧氏體轉(zhuǎn)變剛結(jié)束時的晶粒大小。

——通常極細(xì)小(2)實(shí)際晶粒度：具體加熱條件下獲得的奧氏體晶粒大小①與具體熱處理工藝有關(guān)：熱處理溫度↑，時間↑，晶粒長大。

②與晶粒是否容易長大有關(guān)

———

引入本質(zhì)晶粒度概念（3）本質(zhì)晶粒度指鋼在特定的加熱條件下，奧氏體晶粒長大的傾向性，分為本質(zhì)粗晶粒度和本質(zhì)細(xì)晶粒度。測定方法：加熱至930±10℃，保溫8h，若A晶粒1-4級：本質(zhì)粗晶粒度鋼，5-8級：本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼。關(guān)于本質(zhì)晶粒度概念的要點(diǎn)：①表征該鋼種在通常的熱處理?xiàng)l件下A晶粒長大的趨勢，不代表真實(shí)、實(shí)際晶粒大??；②本質(zhì)粗晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并非一定粗大，本質(zhì)細(xì)晶粒度鋼實(shí)際晶粒度并非一定細(xì)??；而與具體的熱處理工藝有關(guān)。③本質(zhì)晶粒度主要與成分或冶煉條件有關(guān)機(jī)理：難溶粒子的機(jī)械阻礙作用Al脫氧鎮(zhèn)靜鋼含V、Ti、Nb、Zr

鋼2影響奧氏體晶粒長大的因素①加熱溫度和保溫時間

T↑、t↑，A晶粒長大；

T的影響遠(yuǎn)大于t1250℃1050℃900℃保溫時間t晶粒度②加熱速度

——常規(guī)加熱速度下影響不大

——快速加熱，短時保溫的超細(xì)化工藝如高頻加熱，激光加熱等③成分

強(qiáng)烈阻礙：Al、V、Ti、Zr、Nb

原因：機(jī)械阻礙理論

——形成難溶碳、氮化物中等阻礙：Cr、W、Mo

促進(jìn)長大：Mn、P、溶入A的C

┖降低鐵原子的結(jié)合力，促進(jìn)鐵的擴(kuò)散作業(yè)1、簡述共析鋼奧氏體形成的過程。包括轉(zhuǎn)變反應(yīng)式。2、影響A晶粒大小的因素有哪些？3、影響A形成速度的因素有哪些?§8-3鋼在冷卻時的轉(zhuǎn)變冷卻過程——熱處理工藝的關(guān)鍵部分，對控制熱處理以后的組織與性能起著極大作用，不同的冷卻速度獲不同的組織與性能。

1高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物——Fe、C均擴(kuò)散亞共析鋼：F+P;共析鋼：P；

過共析鋼：P+Fe3C┗珠光體類型

化學(xué)成分與晶格類型的轉(zhuǎn)變均靠擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)

——擴(kuò)散類型2中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物——Fe不擴(kuò)散，C部分?jǐn)U散

α(C過飽和的）+Fe3C的機(jī)械混合物

┗貝氏體類型(B)化學(xué)成分的變化靠擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)晶格類型的轉(zhuǎn)變非擴(kuò)散性

——半擴(kuò)散性3低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物

Fe、C均不擴(kuò)散——非擴(kuò)散型

得C在α-Fe中的過飽和固溶體┗馬氏體

——馬氏體類型(M)

熱處理的兩種冷卻方式：等溫冷卻——過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線連續(xù)冷卻——過冷奧氏體連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線一過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線(Temperature-Time-Transformation)Tτ

A1MsMfA→MM+ARA過冷A→BA→PAPB700500200

τ孕HRC15404555>60110102103104105過冷奧氏體與奧氏體的區(qū)別——C曲線產(chǎn)物：P：珠光體B：貝氏體M：馬氏體鼻點(diǎn)2要點(diǎn);①不同溫度下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同；高溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物(A1~550℃)：珠光體(P)——擴(kuò)散型

中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物(550℃~MS)

：貝氏體(B)—半擴(kuò)散型

低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物(MS~Mf)：馬氏體(M)——非擴(kuò)散型②存在孕育期

——過冷奧氏體等溫分解所需的準(zhǔn)備時間——代表A過冷穩(wěn)定性。③存在鼻點(diǎn)：

——孕育期最短，A過冷最不穩(wěn)定；④T轉(zhuǎn)↓，產(chǎn)物硬度↑。⑤馬氏體是過冷奧氏體連續(xù)冷卻中的一種轉(zhuǎn)變組織，非等溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。將其畫入，使過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線更完備、實(shí)用亞共析鋼、過共析鋼C曲線：亞共析鋼、過共析鋼C曲線：以珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)槔簛喒参鲣撝楣怏w型轉(zhuǎn)變式：A→F先共析

+P

過共析鋼珠光體型轉(zhuǎn)變式：A→Fe3C先共析+P

①多一條先共析相析出線；②先共析相量隨轉(zhuǎn)變溫度下降而減少，鼻點(diǎn)溫度以下無先共析相析出?！D(zhuǎn)變溫度的降低會抑制先共析相的析出；當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度足夠低，先共析相的析出被完全抑制——由非共析成分獲得的共析組織稱為偽共析體二影響C曲線的因素

與奧氏體狀態(tài)有關(guān)1化學(xué)成分（1）含碳量：

理論：奧氏體中C%↑，C曲線右移。

F相難析出，珠光體轉(zhuǎn)變難進(jìn)行，

實(shí)際；亞共析鋼：C%↑，C曲線右移；

過共析：C%↑，左移；未溶Fe3C↑指溶入奧氏體中的C0.9%C0.9C+0.5Mn0.9C+1.2Mn

0.9+2.8MnTτTτ0.5C0.5C+2%Cr0.5C+4%Cr0.5C+8%Cr

（2）合金元素①除Co、Al（WAl>2.5%）外，其它合金元素隨Me%↑，C曲線右移

——須溶入A中TτMsCo,AlNi,Si,Cu,MnSiNi,Cu,MnCo,Al外所有合金元素非碳化物形成元素：只改變C曲線位置

Co,Al,Ni,Cu,Si強(qiáng)碳化物形成元素W,Mo,V,Ti,Nb

等的影響：改變C曲線位置和形態(tài)Tτ中強(qiáng)碳化物形成元素Cr的影響強(qiáng)碳化物形成元素W,Mo,V,Ti,Nb

等的影響②碳化物形成元素改變C曲線位置和形狀

Cr、W、Mo、V、Ti、Nb、Zr

等；③對Ms點(diǎn)的影響：

Co、Al

使Ms↑，其它合金元素使Ms↓2奧氏體組織：愈細(xì)，成分及組織愈不均勻，未溶第二相愈多——左移。

T↑、t↑，晶粒粗大，成分、組織均勻，A穩(wěn)定性↑——右移。其它：應(yīng)力和塑性變形三過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(ContinousCoolingTransformation---CCT)

Vc：連續(xù)冷卻中全部A過→M的最小V冷——臨界淬火速度——上臨界冷卻速度VC′：連續(xù)冷卻中全部A過→P的最大V冷—下臨界冷卻速度①：P；②：M；③：P+M共析碳鋼TTT與CCT曲線A1MsMfTτC′CVcVc′MM+PP

共析碳鋼CCT曲線

共析碳鋼TTT曲線PS

Pk①②③Vc′′冷卻速度對轉(zhuǎn)變產(chǎn)物類型的影響：可用VC、VC′判斷。當(dāng)V>VC時，A過冷→M；

當(dāng)V<VC′時，A過冷→P；

當(dāng)VC′<V<VC

時，A過冷→P+M**實(shí)際中由于CCT曲線測量難，可用TTT曲線代替CCT曲線作定性分析，判斷獲得M的難易程度。**連續(xù)冷卻的VC值是等溫冷卻C曲線中與鼻點(diǎn)相切的VC的1.5倍，故可用等溫冷卻C曲線中VC代替或估算.四鋼的珠光體轉(zhuǎn)變1珠光體的組織形態(tài)片狀珠光體與球(粒)狀珠光體(1)片狀珠光體按層片間距不同又分為：

粗珠光體：S0=0.6-1.0μm，

索氏體（S）：S0=0.25-0.3μm，

屈氏體(T)：S0=0.1-0.15μm

┗取決于過冷度：

過冷度△T↑，S0↓Fe3CFS0B上B下珠光體晶團(tuán)球（粒）狀珠光體珠光體的形態(tài)取決于加熱時奧氏體化的程度

┗奧氏體成分較均勻時→片狀；

不均勻時→球（粒）狀F/Fe3C相界面多少

Fe3C形態(tài)分布；P粒的HB、σb﹤P片；

P粒的ψ、δ﹥P片真實(shí)應(yīng)變ε×1002：粒狀珠光體1：片狀珠光體真實(shí)應(yīng)力σ204060802004006008002珠光體的性能S0

550600650700轉(zhuǎn)變溫度，℃00.20.4HRC20304050σb6080100120Ψ030503偽共析組織通過加快鋼冷卻速度，可獲得強(qiáng)硬度較好的偽共析組織(1)定義：偏離共析成分的A過冷形成的珠光體。(2)形成條件：下圖紅線區(qū)GSEG′E′αγα+Fe3Cx1x2A3AcmA1Twc(3)應(yīng)用：①亞共析鋼熱軋后即水冷或噴霧冷卻，↓F先%，↑P%，↑σb；②↑V冷，（正火代替退火），抑制Fe3C先，消除網(wǎng)狀滲碳體。五鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變V>VK轉(zhuǎn)變式：A(f.c.c,0.77C%)→M(b.c.corb.c.t,0.77C%)

﹂只有晶格改組而無成分變化1馬氏體晶體結(jié)構(gòu)馬氏體：C在α-Fe中的過飽和固溶體。單相亞穩(wěn)正方度：c/a----c/a=1+0.046C%α馬氏體：體心立方,C%<0.1%，c/a=1體心正方,0.2%~1.4%,c/a>1另：體心斜方,C%>1.4%,c/a>1,b/a>1bac2馬氏體組織特征(1)板條狀馬氏體①單元體(單晶體)板條狀組合特征：0.1~0.3μm<10μm馬氏體束一些位向相同的板條晶構(gòu)成馬氏體束；原奧氏體晶粒中含3~5個位向不同的M束—塊狀馬氏體主要存在于低碳鋼中(C%<0.2%)——低碳馬氏體

形成溫度較高——高溫馬氏體⑵片狀馬氏體組織形態(tài)及特點(diǎn)：①單元體：片狀，中間厚、兩邊薄—凸透鏡狀或針狀；②組合特征：Ⅰ片與片之間不平行，約呈60°；

Ⅱ晶粒大小不等，先大后小，先形成的M片貫穿A晶粒；③亞結(jié)構(gòu)：平行的細(xì)小孿晶——孿晶馬氏體。∟形成的溫度較低——低溫馬氏體高碳鋼中常出現(xiàn)——高碳馬氏體孿晶⑶其它形態(tài)馬氏體閃電狀、蝴蝶狀等(4)工業(yè)用鋼中淬火馬氏體金相形態(tài)

①低碳鋼：C<0.2%,全部板條②中碳鋼：0.3~0.6%，板+片；③高碳鋼：C>1.0%，片狀00.40.81.2C,%

755025100板條馬氏體量，%淬火馬氏體金相形態(tài)影響因素：

實(shí)質(zhì)取決于轉(zhuǎn)變溫度：高于200℃——板條狀馬氏體；低于200℃——片狀馬氏體因

C%↑，Ms及Mf↓

→形態(tài)與C%關(guān)系:低碳——板條狀；高碳——片狀C%MsMf溫度，℃

Ms↑，A強(qiáng)度低（<210Mpa），易滑移（所需應(yīng)力?。诲e,板條；

Ms↓,A強(qiáng)度高（>210Mpa），易孿生（所需應(yīng)力?。鷮\晶

,片狀。

分界溫度大約為200℃；滑移或?qū)\生所需應(yīng)力與溫度及馬氏體亞結(jié)構(gòu)的關(guān)系應(yīng)力溫度孿生滑移板條狀片狀200℃本質(zhì)：奧氏體變形方式的分界溫度3馬氏體的性能(1)硬度和強(qiáng)度特點(diǎn)：總體：高硬度、高強(qiáng)度

注意：Ⅰ、硬度、強(qiáng)度主要取決于C%,Me影響小。

C%↑,馬氏體HRC↑。Ⅱ、須注意馬氏體硬度與鋼硬度的差異。C%↑,淬火鋼HRC↑,0.6%C后基本趨于定值。

AR%高于ACm淬火高于AC1淬火馬氏體硬度注意馬氏體硬度與鋼硬度的差異?！狥e3C↑—AR%↑鋼中馬氏體強(qiáng)化機(jī)制：①C的固溶強(qiáng)化：②相變強(qiáng)化(亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化)：高密度位錯、孿晶、層錯；③時效(沉淀)強(qiáng)化：C向缺陷處擴(kuò)散偏聚或析出，釘扎位錯。C%σ0.6121：未時效2：0℃時效3hFe-Ni-C合金馬氏體∟低碳M“自回火”。（2）塑性與韌性片狀M：硬而脆；板條M：強(qiáng)而韌∟與亞結(jié)構(gòu)有關(guān)板條M塑韌性好的原因：①含碳量低,過飽和度?。虎诖慊饍?nèi)應(yīng)力小，形成微裂紋的敏感度小；高碳片狀M塑韌性差的原因：①C過飽和度高，畸變大，②淬火內(nèi)應(yīng)力大，形成微裂紋的敏感度高。4馬氏體轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)①無擴(kuò)散性②切變共格③不完全性:轉(zhuǎn)變在一定溫度范圍內(nèi)進(jìn)行，存在殘余奧氏體。④轉(zhuǎn)變快速性：M形成速度極快，10-5~10-7S(1)形成原因

Ⅰ、比容因素：M的形成為體積膨脹過程

Ⅱ、淬火溫度通常高于Mf

中高碳鋼、合金鋼的Mf<室溫,5殘余奧氏體及其控制因素C%MsMf溫度，℃0.6(2)影響A殘%的因素主要取決于MS－化學(xué)成分C%AR%6040200.50.70.91.1經(jīng)驗(yàn)式：

MS

(℃)=535-317wc-33wMn-28wCr-17wNi

-11(wSi+wMo+wW)注：①非簡單迭加；②須固溶入A中。C%↑，Me↑,MS、Mf↓,AR↑；↑1%C使MS↓約300℃(3)殘余奧氏體的作用及控制有害作用：①組織不穩(wěn)定；②尺寸不穩(wěn)定；③軟，耐磨性差。有益作用：適量AR可一定程度提高韌性。例如：軸承鋼中保留適量AR控制方法：熱處理分解冷處理轉(zhuǎn)變?yōu)镸：-40℃~-60℃1組織形態(tài)

上貝氏體(550℃~350℃)組織構(gòu)成：α(C)+Fe3C

鐵素體：碳過飽和(0.03%)；成束、板條狀平行排列；位錯（108~109cm-2)；滲碳體：粒狀或短桿狀分布在F板條之間。六鋼的貝氏體轉(zhuǎn)變上貝氏體Fe3C過飽和α相羽毛狀下貝氏體(350℃~230℃)組織:α(C)+FexC

鐵素體：碳過飽和(0.3%)針、片狀，互不平行；更高密度位錯。滲碳體：粒狀或短桿狀平行分布在F相內(nèi)部。過飽和α相Fe3C針狀3貝氏體的機(jī)械性能（1）強(qiáng)度和硬度鐵素體：取決于晶粒大小、C及Me固溶強(qiáng)化、位錯密度碳化物：取決于彌散度、數(shù)量

σs(B上)<σs(B下)（2）韌性

ak（B下）》ak（B上）原因：B上中碳化物分布條間，有明顯方向性，尺寸較大；4魏氏組織及性能魏氏組織：在奧氏體晶粒較粗大，冷卻速度相對較快時，鋼中先共析相（先共析鐵素體或先共析滲碳體）以針狀或片狀形態(tài)從原奧氏體晶界沿奧氏體一定晶面往晶內(nèi)平行或規(guī)則生長，并與片狀珠光體混合存在，該組織稱為~。

形成條件：A晶粒粗大；冷速適當(dāng)緩慢：Fe擴(kuò)散—網(wǎng)狀F；

過快：C來不及擴(kuò)散，抑制F形成總體：冷速較大時易形成魏氏組織的機(jī)械性能：韌性↓↓;消除方法：正火

珠光體、貝氏體、馬氏體轉(zhuǎn)變特點(diǎn)比較轉(zhuǎn)變類型珠光體貝氏體馬氏體轉(zhuǎn)變溫度高溫(Ar1~550℃)中溫(BS~MS)低溫(<MS)擴(kuò)散性Fe、C、Me擴(kuò)散C擴(kuò)散;Fe、Me不擴(kuò)散C、Fe、Me均不擴(kuò)散組成相兩相組織：α+Fe3C兩相組織：α(C)+FexC單相：C過飽和α(C)共格性無共格性共格性共格性七鋼的回火轉(zhuǎn)變淬火：鋼加熱到AC3或AC1以上，保溫，V>V臨界，M或B?；鼗穑捍慊痄摷訜岬降陀谂R界點(diǎn)A1的某溫度，保溫后以適當(dāng)方式冷卻到室溫的熱處理工藝。目的：（1）調(diào)整鋼強(qiáng)硬度與塑韌性的配合，獲要求的性能；（2）降低內(nèi)應(yīng)力，防止工件變形或開裂；（3）穩(wěn)定組織，防尺寸變化。1回火過程中的組織轉(zhuǎn)變

M+AR→不穩(wěn)定組織→C的析出，四個過程：馬氏體分解（<250℃）；

αM→α′+ε(FexC,x≈2.4

)

∟過飽和

∟彌散、共格、亞穩(wěn)回火馬氏體(2)殘余奧氏體分解（200~300℃）；(3)碳化物類型的轉(zhuǎn)變（250~400℃）；

ε→χ（Fe5C2）→θ(Fe3C)(4)α相回復(fù)與再結(jié)晶，碳化物聚集長大（400~650℃）

α相等軸化；θ相球化回復(fù)態(tài)α相＋θ相(Fe3C)——回火屈氏體再結(jié)晶α相＋球化與聚集長大的θ(Fe3C)

回火索氏體2回火鋼的機(jī)械性能(1)硬強(qiáng)度及塑韌性:回火T↑,強(qiáng)硬度↓,塑韌性↑；但ak有低谷——回火脆性強(qiáng)硬度↓,塑韌性↑的原因：①C脫溶，α相過飽和度↓

α′+ε或θ

②位錯密度↓或?qū)\晶消失；③碳化物的聚集長大；④α相的回復(fù)、