钢的热处理原理和基本工艺.doc

第二章 钢加热转变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：优先在珠光体团界面形核也在 F/Fe3C 片层界面形核奥氏体在 F/Fe3C 界面形核因素：(1) 易获得形成A 所需浓度起伏，构造起伏和能量起伏.(2) 在相界面形核使界面能和应变能增长减少。G = -Gv + Gs + GeGv体积自由能差， Gs 表面能， Ge 弹性应变能6、钢等温及持续加热TTA图是如何测定，图中各条曲线代表什么?答：等温TTA图    将小试样迅速加热到Ac1以上不同温度，并在各温度下保持不同步间后迅速淬冷，然后通过金相法测定奥氏体转变量与时间关系，将不同温度下奥氏体等温形成进程综合表达在一种图中，即为钢等温TTA图。    四条曲线由左向右依次表达：奥氏体转化开始线，奥氏体转变完毕线，碳化物充全溶解线，奥氏体中碳浓度梯度消失线。    持续加热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，然后观测其显微组织.，配合膨胀实验成果拟定奥氏体形成进程并综合表达在一种图中，即为钢持续加热TTA图。    Acc加热时Fe3CII A终了温度    Ac3加热时 A终了温度Ac1加热时 PA开始温度13、如何表达温度、时间、加热速度对奥氏体晶粒大小影响?答：奥氏体晶粒度级别随加热温度和保温时间变化状况可以表达在等温TTA图中    加热速度对奥氏体晶粒度影响可以表达在持续加热时TTA图中    随加热温度和保温时间增长 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起始晶粒度补充1、阐述加热转变A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<0 1="" 2="">A/Fe3C界面迁移速度，当P中F完全消失，Fe3C残留 Fe3CAA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相图阐明受C在A中扩散所控制A晶核长大。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C1，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。    相界面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2-103、生产上细化奥氏体晶粒办法答：1 ）运用AlN颗粒细化A晶粒2 ）运用过渡族金属碳化物（TiC、NbC）细化晶粒3 ）迅速加热，运用T和t对A晶粒长大影响来细化晶粒。第三章 珠光体转变与钢退火和正火4、为什么说珠光体转变足以扩散为基本并受扩散所控制?答：由于珠光体转变是由含0.77%C奥氏体分解为碳含量很高（6.69%）渗碳体和碳含量很低（0.0218%）铁素体，转变中同步完毕了原子扩散和点阵重构两个过程。5、什么是珠光体纵向长大和横向长大?为什么说珠光体纵向长大受碳原了在奥氏体中扩散所控制?答：珠光体长大基本方式是沿着片得长轴方向长大，称为纵向长大。同步还可以进行横向形核，纵向长大，称为横向长大。由于当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相界面碳浓度平衡，为了恢复平衡，与F相接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，如此重复，使P晶核纵向长入A晶内。16、试用Hultgren外推法阐明伪共析体形成条件。答：Hultgren外推法以为相图上各条相界（即相区交界线）延长线仍具备物理意义。GS线延长线SG是奥氏体对铁素体饱和线，ES线延长线SE仍可看作是奥氏体对渗碳体饱和线。奥氏体只有当快冷到Ar1如下、SE线以左或Ar1如下、SG线以右范畴内时，才干有先共析相析出。如果将奥氏体快冷到SE线和SG线如下影线区时，则会因同步对铁素体和渗碳体所过饱和而直接进行珠光体转变。这种非共析成分奥氏体不通过先共析转变而直接进行珠光体转变得到珠光体，在显微组织上也是由片层状铁素体和渗碳体构成，但两个相相对含量以及片层相对厚度都不同于共析成分珠光体，这种珠光体又称为伪共析体。17、阐明先共析相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毕，当转变温度较高，奥氏体较易变形，e不是重要阻力，s是重要阻力，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共格界面迁移完毕，当转变温度较低，A不易变形，e是重要阻力，F核通过共格界面迁移形成片状F3 ）网状Fe3C   碳含量接近共析成分，奥氏体晶粒较粗大、冷却速度较慢补充1、 珠光体TTT图为什么会浮现“鼻子”答：由于该曲线表白，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。故曲线形状呈字母“C”形，在C曲线拐弯处，通称为“鼻子”。2、试述共析钢（片状珠光体和粒状珠光体）形成机理。答：片状珠光体    1 ）形核  A晶界         &nbsp;    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相界面浓度平衡，为恢复平衡，与F相接A形成F派出C使碳浓度升为C1，与Fe3C相接A生成Fe3C，消耗C使碳浓度降为C2，如此重复，P晶核纵向长入A晶内。    粒状珠光体      1.直接球化机制   &nbsp; 不均匀A或未溶渗碳体2.间接球化机制 A片状P粒状P   从能量上讲 片状P自发转化为粒状P第四章 马氏体转变2、马氏体转变有哪些重要特点?答：1 ）马氏体转变产生体现浮凸，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有关系。3 ）马氏体转变非恒温性与不完全性。4 ）马氏体转变具备无扩散性。5 ）马氏体转变可逆性4、简述钢中板条马氏体和片状马氏体形貌特性、晶体学特点、亚构造以及其机械性能差别。答：板条状马氏体：由束、块、板条等组织单元构成，亚构造为高密度位错，晶体学取向关系符合K-S关系，惯习面为（111）r 有较高强度、硬度，韧性好片状马氏体：相邻马氏体片普通互不平行，而是呈一定交角排列，空间形态呈双凸透镜片状，亚构造为孪晶，晶体学取向关系符合K-S或西山关系，惯习面为225r或259r  有高强度、高硬度，但韧性差%C0.3%   板条状0.31.0%C   板条状+片状马氏体混合构成 1.0%C    片状马氏体5、影响Ms点重要因素有哪些?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 ）存在先马氏体组织转变   5 ）磁场9、影响钢中马氏体强韧性重要因索有哪些?答：钢中马氏体强度重要取决于M含碳量。随碳含量增长强度、硬度增长，当碳含量不不大于0.6%时，强度、硬度接近最大值。韧性重要取决于M亚构造。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：马氏体片可随温度减少而长大，随温度升高而缩小。具备这种特性马氏体称为热弹性马氏体。外加应力变化引起M片消长，外力增长，马氏体片长大；外力减小，马氏体片缩小。随着材料宏观形状而变化称由应力诱发M定向转变而引起弹性现象叫伪弹性。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答本来形状效应，称为形状记忆效应。补充1、简述形变诱发马氏体因素？Md点物理意义是什么?答：马氏体比容大，转变时要产生体积膨胀。因而拉应力状态必然会增进马氏体形成，从而体现为使Ms点升高，而多向压应力则会制止马氏体形成。：在Md点以上对奥氏体进行塑性形变，少量塑性形变能增进随后冷却时马氏体转变，而超过一定限度塑性形变则起着相反作用，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韧性重要取决于M亚构造    片状M韧性差： 亚构造是孪晶 滑移系统少，变形以孪生方式进行，位错不易运动，易导致应力集中形成显微裂纹。                   片状M含C量高，点阵中C原子多，导致点阵不对称，畸变限度大，对韧性破坏大。                   片状M内部有显微裂纹    板条M韧性好： 位错亚构造 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、钢中马氏体具备高强度、高硬度本质因素。答：间隙固溶体强化      过饱和C引起强烈固溶强化，C原子间隙固溶在Fe扁八面体中心，                                         不但使点阵发生膨胀还使点阵发生不对称畸变，在点阵内导致强烈应力场，阻碍位错运动，使M强度、硬度明显提高。    M中亚构造引起强化  %C<0.3 m="" c="">0.3  浮现片状M  孪晶量增长，孪晶界阻碍位错运动产生附加强化。                         %C>0.8  硬度不再增长时效强化  过饱和固溶体自身存在一种分解趋势，M是Fe中过饱和固溶体，C原子有自发从M中脱溶出来趋势。相变强化  M相变导致晶体内产生大量微观缺陷使M强化形变强化  由于M相变产生塑性变形产生加工硬化使M强化4、形状记忆合金共备条件？答：具备形状记忆效应合金称为形状记忆合金，而形状记忆效应是马氏体转变热弹性行为及伪弹性行为引起，因此形状记忆合金应具备：    必要具备热弹性马氏体转变    亚构造是孪晶或层错母相具备有序化构造5、 M转变动力学方式、各种方式特点？（一) 变温（或降温）转变变温形成瞬间形核高速长大M单晶长大到一定后不再长大，M转变继续进行依托不断降温形成新核，新核长大成新M。（二） 等温转变等温孕育形核，瞬间长大随等温时间增长，M转变量不断增多动力学曲线仍是S型，TTT曲线仍是C型。（三）爆发式转变自促发形核，瞬间长大爆发时间短，转变量大惯习面259r，金相特性闪电状或Z字型。（四）表面转变等温孕育形核条状，长大速度慢，惯习面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、试简述贝氏体组织分类、形貌特性及其形成条件？答：无碳贝氏体 形貌特性 从A晶界生长板条状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形成溢度最上部略不大于P温度    上贝氏体   形貌特性 (光镜)呈韧条状                        (电镜)一束大体平行自A晶界长入A晶内F条，条间有                              碳化物               形成条件 低、中、高C钢，普通在350度以上    粒状贝氏体 形貌特性 条状亚单元构成板条状F，在其中有呈一定方向分布富碳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 形貌特性 在先共析Fe3C条间生长束状贝氏体               形成条件 过共析钢，上贝氏体温度    下贝氏体   形貌特性 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异同答：一、转变温度        珠光体转变 A1550度        贝氏体转变 550度Ms        马氏体转变 MsMf    ;二，转变产物        珠光体转变 F、Fe3C层片状机械混合物        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、都具备转变不完全性    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、品体学特性        表面浮凸  M    N型浮凸         &nbsp;        B     或V型浮凸5、试简述几种重要贝氏体转变机理？答：B转变切变机制：受C扩散所控制切变过程，C成分A被过冷至高于Ms点某一温度下 减少系统自由能，A中C发生再分解形成贫C区A和富C区A 贫C区A%C < C1，t >其Ms，进入Ms线以左发生AM 即BF BF过饱和（C1>>C平均）要排碳（或排入A或相内部以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界面析出，相间析出条件：一定T   台阶：A/F界面上有许多台阶，是窄面侧向推移成果         BF长大，多余碳原子向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转变特点？1） 形核与长大过程；B形核需要一定孕育期，转变领先相是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转变具备不完全性，随转变温度升高，不完全性愈强； 5）B转变时新相与母相A间存在一定晶体学关系； 6）转变过程中有C扩散。2、试简述贝氏体转变切变机理？并解释上贝氏体、下贝氏体形成过程？答：B转变切变机制：受C扩散所控制切变过程，C成分A被过冷至高于Ms点                      某一温度下  减少系统自由能，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AM 即BF  BF过饱和(C1C平均)要排碳(或排入A或相内部以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、试简述贝氏体转变台阶机理？并解释上贝氏体、下贝氏体形成过程？   台阶+相间析出机制   相间析出是指先共析F/A 界面析出，相M析出条件：一定T   台阶：A/F界面上有许多台阶，是窄面侧向推移成果         BF长大，多余碳原向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、为什么下贝氏体强韧性优于上贝氏体？答：强度  重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）大小和碳化物形态、分布决定      1 ）BF条（片）          上贝氏体或条状BF   111A  BF条间位向差小，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crd分布在条界，crd颗粒粗大，在密度小而尺寸大状况下，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上位错少，裂纹不易形核，并且虽然形核了，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 钢过冷奥氏体转变图2、 IT图有哪些基本类型？重要受哪些因素影响？为什么从不同资料中查到同一钢种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转变孕育期比B转变长。只呈现B转变曲线。P转变曲线与B转变曲线相分离，P转变孕育期比B转变短。只呈现P转变曲线。只析出碳化物，而无任何其他相交。影响因素：碳影响合金元素影响奥氏体化条件影响塑性形变影响由于不同资料中查到同一种钢IT图测定也许采用了不同测定办法。6、试简述IT图和CT图在热解决中应用？拟定淬火临界冷却速度（V c）分析转变产物及性能拟定工艺规程依照试棒直径由CT图拟定其应有显微组织。第八章 回火转变与钢回火3、简述马氏体在时效阶段所发生组织转变和相应性能变化。组织： M +  crd性能变化：片状M：（过饱和） +FexC   C从M中扩撒出来，点阵畸变减小，残存应力减少，塑性、韧性增强          板条M 在200度如下回火，钢硬度、塑性、韧性基本不变应用：片状M  应用于工、模、量具等      板条M  应用于尺寸较小构造件6、 简述回火第三阶段所发生组织转变。为什么淬火马氏体板桥形态可以保持到较高回火温度？转变：碳化物转变（250400度）1. 高碳片状M   A +FexC （低温回火）   回火T >250度  FexCFe5C2   回火T 提高 （300350度）  Fe5C2Fe3C2. 低碳板条M由C偏聚直接析出Fe3C由于随着渗碳体在低碳马氏体中形成，由于小角度板条界面消除，单位体积马氏体板条界面面积迅速减少，剩余大角度板条界面被初期形成碳化物钉扎住。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：追求高弹性极限和疲劳极限，消除应力解决温度范畴350C-450C，回火屈氏体组织(T和残存奥氏体)，硬度40-45HRc；强化解决：弹簧经表面强化喷丸解决提高表面残存压应力，集中点强度，延长弹簧疲劳寿命。中温回火所得到是屈氏体，有较高弹性极限在此温度下回火所得到弹簧极限最高，满足弹簧钢使用性能规定，故选取中温回火(觉得表面承受弹簧弯曲和扭转应力是最大，故应从表面强化方向提高弹簧寿命)12、 简述合金元素对提高钢回火抗力作用。延缓钢软化，提高钢回火抗力引起二次硬化现象影响钢回火脆性13、 什么是二次硬化？哪些合金元素能产生二次硬化？怎么才干得到最大二次硬化效果？二次硬化：指某些淬火合金钢在500650C回火后硬度增高，在硬度-回火温度曲线上浮现峰值现象。合金元素：钒、钛、钼、钨、铬、钽、锆、铌提高二次硬化效应办法：增大钢位错密度：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扩散、抑制细小碳化物长大。14、 简述回火马氏体脆性（TME）特性及其产生机理。特性：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      普通工程用钢都回火脆      与回火后冷却速度无关      断口、沿晶也有穿晶机理：残存奥氏体分解导致TME杂质偏聚在原奥氏体晶界引起TME杂质偏聚和马氏体板条间碳化物都引起TME15、 产生回火脆性（TE）只要标志有哪些？冲击功-回火温度曲线浮现马鞍形，即冲击韧性下降；韧脆转化温度升高；断口普通是沿原奥氏体晶界沿晶断口；原奥氏体上有杂质元素和某些合金元素偏聚。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迅速冷却补充：1、 为什么钢淬火后要及时回火？答：将淬火钢加热到Al如下温度后冷却一种工艺称为回火。回火是调节制零件性能    以满足使用规定有效手段    及时回火可以 消除淬火应力                 稳定组织和尺寸                 调节组织获得所需组织及性能    因此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、53、 试述碳钢低温回火（250C）过程中发生转变及组织性能特点及应用？转变：a、马氏体中碳原子偏聚（室温100度）         片状马氏体，C原子孪晶面（112）或（100）晶面偏聚形成高C区         板条马氏体，C原子位错，条界偏聚形成高C区   &nbsp;  b、马氏体分解（100300度）         片状马氏体分解（高碳钢） 随回火温度升高，M中含碳量减少，表白C扩散出来形成crd 回火T < 125度  浮现两个马氏体正方度（双相分解） 回火T >120度  浮现一种马氏体正方度（单相分解）板条马氏体分解（低碳钢）回火T<200度 crd="" t="">200度  直接单相分解或析出稳定碳化物组织： M +  crd性能变化：片状M：（过饱和） +FexC   C从M中扩撒出来，点阵畸变减小，残存应力减少，塑性、韧性增强          板条M 在200度如下回火，钢硬度、塑性、韧性基本不变应用：片状M  应用于工、模、量具等      板条M  应用于尺寸较小构造件4、 试述碳钢中温回火（250500C）过程中发生转变及组织性能特点及应用？转变：碳化物转变（250400度）3. 高碳片状M   A +FexC （低温回火）   回火T >250度  FexCFe5C2   回火T 提高 （300350度）  Fe5C2Fe3C4. 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P209-210页笔记应用：淬火+中温回火  制造弹簧典型解决工艺      运用淬火+中温回火代替某些重要调质5、 试述碳钢高温回火（500C）过程中发生转变及组织性能特点及应用？转变：碳化物集聚长大与相状态变化 （450700度）1. 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增长，位错、孪晶缺陷逐渐消失，产生回答。T >600度  相再结晶，板条、片状形态消除  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（ + 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，相再结晶应力基本消除，使得塑性、韧性好，良好综合机械性能。应用：构造件如：传动轴、机床主轴、小齿轮等      普通中碳钢调质解决6、 试述合金元素对淬火钢回火转变影响？答：一、合金元素对M、A分解及相状态影响      在150度如下  Me对回火过程影响不大      在150度以上  Me明显推迟M中后期分解，明显推迟A分解，推迟crd集聚长大，推迟相回答再结晶    二、Me对碳化物类型变化影响      Crd形成元素在  低温回火     crd中有Me    Me%是A中该元素平均含量                      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400C时碳化物开始汇集长大，回火温度高于600 C时碳化物迅速长大  第二相粒子半径越小，溶解度越大，将在基体内形成浓度梯度。  片、杆状第二相粒子，各处曲率半径不同，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、渗碳体球化机理   粒状珠光体中粒状渗碳体，普通是通过渗碳体球状化获得。依照胶态平衡理论，第二相颗粒溶解度，与其曲率半径关于。接近非球状渗碳体尖角处(曲率半径小某些)固溶体具备较高C浓度，而接近平面处(曲率半径大某些)固溶体具备较低C浓度，这就引起了C扩散，因而打破了碳浓度胶态平衡.成果导致尖角处渗碳体溶解，而在平面处析出渗碳体(为了保持C浓度平衡)。如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近球状渗碳休。3、片状渗碳体球化过程   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。在凹坑两侧渗碳体与平面某些渗碳体相比，具备较小曲率半径。因而，与坑壁接触固溶体具备较高溶解度，将引起C在固溶体中扩散，并以渗碳体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平衡。为了保持表面张力平衡，凹坑将因渗碳体继续溶解而加深。在渗碳体片亚晶界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区域也会发生。因而，在在A1温度如下，片状渗碳体球化过程，是通过渗碳体断裂、C扩散进行。8、 简述第I回火脆性特点及防止？答：第类回火脆性（250350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     &nbsp;     普通工程用钢都回火脆           与回火后冷却速度无关           断口、沿晶也有穿晶防止第类回火脆办法 竭力避免在回火（）脆区用火 细化A晶粒总对韧性有好处 合金化时增长Si、Cr使类回火脆温区上移，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回火脆性特点及防止？第类回火脆性（450650度）又称为高温回火脆性 特点：可逆   图见课本P219  笔记       与钢成分关于       与回火后冷却速度关于（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）防止第类回火脆性办法 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 高温回火后迅速冷却