金属学热处理下册答案.docx

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金属学热处理下册答案

第八章扩散

8-1何为扩散？

固态扩散有哪些种类？

答：

扩散是物质中原子（或）分子的迁移现象，是位置传输的一种方式。

根据扩散过程是否发生浓度变化可分为：

自扩散、互扩散

根据扩散方向是否与浓度梯度的方向相同可分为：

下坡扩散、上坡扩散

根据扩散过程是否出现新相可分为：

原子扩散、反应扩散

8-2何为上坡扩散和下坡扩散？

举例说明。

答：

下坡扩散：

原子或分子沿浓度降低的方向进行扩散，使浓度趋于均匀化。

比如

铸件的均匀化退火、工件的表面渗碳过程均属于下坡扩散。

上坡扩散：

原子或分子沿浓度升高的方向进行扩散，即由低浓度向高浓度方向

扩散，使浓度趋于两极分化。

例如奥氏体向珠光体转变过程中，碳原子从浓度

较低的奥氏体中向浓度较高的渗碳体中扩散。

8-3扩散系数的物理意义是什么？

影响因素有哪些？

答：

扩散系数的物理意义：

浓度梯度为1时的扩散通量。

D越大，扩散速度越

快。

影响因素：

1、温度：

扩散系数与温度呈指数关系，随温度升高，扩散系数急剧增大。

2、键能和晶体结构：

键能高，扩散激活能大，扩散系数减小；不同的晶体结构

具有不同的扩散系数：

例如从晶体结构来考虑，碳原子在铁素体中的扩散系

数比在奥氏体中的大。

3、固溶体类型：

不同类型的固溶体，扩散激活能不同，间隙原子的扩散激活能

比置换原子的小，扩散系数大。

4、晶体缺陷：

晶体缺陷处，自由能较高，扩散激活能变小，扩散易于进行。

5、化学成分：

当合金元素提高合金熔点，扩散系数减小；若降低合金熔点，扩

散系数增加

8-4固态合金中要发生扩散必须满足那些条件？

为什么？

答：

1、扩散需有驱动力。

扩散过程都是在扩散驱动力的作用下进行的，如没有扩散

驱动力，也就不能发生扩散。

2、扩散原子要固溶。

扩散原子在基体中必须由一定的固溶度，形成固溶体，才

能进行固态扩散。

3、温度要足够高。

固态扩散是依靠原子热激活而进行的，温度越高，原子的热

振动越激烈，原子被激活发生迁移的可能性就越大。

4、时间要足够长。

原子在晶体中每跃迁一次最多只能移动0.3-0.5nm的距离，

只有经过相当长的时间才能形成物质的宏观定向迁移。

8-5铸造合金均匀化退火前的冷塑性变形对均匀化过程有和影响？

是加速还是减

缓？

为什么？

答：

加速。

原因：

铸造合金经非平衡结晶后，会出现不同程度的枝晶偏析。

根据扩散第二

定律可得知，铸锭均匀化退火所需时间与枝晶间距的平方成正比，与扩散系数

成反比。

所以在退火前对合金进行冷塑性变形可破碎枝晶，减小枝晶间距，另

外塑形变形使金属内部的位错密度增加，缺陷越多，扩散系数D越大，扩散越

快，因此可以缩短均匀化的时间。

8-6计算扩散系数

答：

477℃时D750=2.8×10-11cm2/s，

497℃时D770=4.9×10-11cm2/s

8-7（消除枝晶偏析时间计算）

答：

477℃时t=4.15×105s=115h

497℃时t=2.35×105s=67h

8-8可否用铅代替铅锡合金做对铁进行钎焊的材料，试分析说明之？

答：

不能。

原因：

因为钎焊过程只是钎料熔化，母材仍处於固体状态。

因此要求钎料与母材不但

液态时能互溶，固态时也必须互溶，依靠他们之间的互扩散形成牢固的金属结

合。

而铅是不固溶于铁的，因此如果以铅来做钎料，铁做母材，则铅是无法扩

散到母材中的，无法起到钎焊的效果。

8-9

答：

在压力使两块板实现分子间贴合，高温长时间加热发生扩散现象，因此两

块板子会焊接在一起（压力焊原理），根据相图纯铜板结合处室温下组织是α+

（α+β），纯银板结合处室温下组织是β+（α+β）β，由此可见内部出现了

共晶组织，共晶组织的熔点低，分布在晶界处，易熔化而出现过烧现象，因此

工艺要通过控制温度和时间来控制相互溶解的量，避免出现共晶组织。

8-10渗碳是将零件置于渗碳介质中使碳原子进入工件表面，然后以下坡扩散的

方式使碳原子从表层向内部扩散的热处理方法。

试问：

1）温度高低对渗碳速度有何影响？

2）渗碳应在奥氏体中还是铁素体中进行？

3）空位密度、位错密度和晶粒大小对渗碳速度有何影响？

答：

1）温度越高，渗碳速度越快。

因为扩散系数随温度升高，急剧增大。

2）在奥氏体中进行。

虽然碳在铁素体中的扩散系数比在奥氏体中大，但是当把

钢加热至奥氏体时，一方面温度升高，扩散系数急剧增加；另一方面，奥氏

体的溶碳能力急剧增大，可增加渗层深度。

3）空位密度和位错密度越多，渗碳速度越快。

因为缺陷处能量较高，扩散激活

能降低，增大扩散系数。

晶粒越小，渗碳速度越快。

因为晶粒越小，晶界面

积越大，而原子沿晶界的扩散速度较快。

第九章钢的热处理原理

9-1金属固态相变有哪些主要特征？

哪些因素构成相变的阻力？

答：

固体相变主要特征：

1、相变阻力大

2、新相晶核与母相晶核存在一定的晶体学位向关系。

3、母相中的晶体学缺陷对相变其促进作用。

4、相变过程中易出现过渡相。

相变阻力构成：

1、表面能的增加。

2、弹性应变能的增加，这是由于新旧两相的比体积不同，相变时必然发生体积

的变化，或者是由于新旧两相相界面的不匹配而引起弹性畸变，都会导致弹

性应变能的增加。

3、固态相变温度低，原子扩散更困难，例如固态合金中原子的扩散速度为10-7

—10-8cm/d，而液态金属原子的扩散速度为10-7cm/s。

9-2何谓奥氏体晶粒度？

说明奥氏体晶粒大小对钢的性能影响？

答：

奥氏体晶粒度：

是奥氏体晶粒大小的度量。

当以单位面积内晶粒的个数或每个

晶粒的平均面积与平均直径来描述晶粒大小时，可以建立晶粒大小的概念。

通

常采用金相显微镜100倍放大倍数下，在645mm2范围内观察到的晶粒个数来

确定奥氏体晶粒度的级别。

对钢的性能的影响：

奥氏体晶粒小：

钢热处理后的组织细小，强度高、塑性好，冲击韧性高。

奥氏体晶粒大：

钢热处理后的组织粗大，显著降低钢的冲击韧性，提高钢的韧

脆转变温度，增加淬火变形和开裂的倾向。

当晶粒大小不均匀

时，还显著降低钢的结构强度，引起应力集中，容易产生脆性

断裂。

9-3试述珠光体形成时钢中碳的扩散情况及片、粒状珠光体的形成过程？

答：

珠光体形成时碳的扩散：

珠光体形成过程中在奥氏体内或晶界上由于渗碳体和

铁素体形核，造成其与原奥氏体形成的相界面两侧形成碳的浓度差，从而造成

碳在渗碳体和铁素体中进行扩散，简言之，在奥氏体中由于碳的扩散形成富碳

区和贫碳区，从而促使渗碳体和铁素体不断地交替形核长大，直至消耗完全部

奥氏体。

片状珠光体形成过程：

片状珠光体是渗碳体呈片状的珠光体。

（完全奥氏体化且

冷速缓慢如炉冷时形成片状珠光体）

首先在奥氏体晶界形成渗碳体晶核，核刚形成时与奥氏体保持共格关系，为减

小形核的应变能而呈片状。

渗碳体长大的同时，使其两侧的奥氏体出现贫碳

区，从而为铁素体在渗碳体两侧形核创造条件，在渗碳体两侧形成铁素体后，

铁素体长大的同时造成其与奥氏体体界面处形成富碳区，这又促使形成新的渗

碳体片。

渗碳体和铁素体如此交替形核长大形成一个片层相间大致平行的珠光

体区域，当其与其他部位形成的珠光体区域相遇并占据整个奥氏体时，珠光体

转变结束，得到片状珠光体组织。

粒状珠光体的形成过程：

粒状珠光体是渗碳体呈颗粒状分布在铁素体基体上。

（非完全奥氏体化且冷速缓慢如炉冷时形成粒状珠光体）

粒状珠光体可以有过冷奥氏体直接分解而成（如组织为α+P的亚共析钢，加热

到α+γ时，若短时间保温γ成分不均匀中有贫碳区和富碳区，富碳区就是渗碳

体的形核部位），也可以由片状珠光体球化而成（如组织为P+Fe3C的过共析钢，

加热到γ+Fe3C时，在缓冷时形成粒状珠光体），还可以由淬火组织回火形成如

回火索氏体）。

原始组织不同，其形成机理也不同。

这里只介绍由过冷奥氏体直接分解得到粒状珠光体的过程：

要由过冷奥氏体直接形成粒状珠光体，必须使奥氏体晶粒内形成大量均匀弥散

的渗碳体晶核，即控制奥氏体化温度，使奥氏体内残存大量未溶的渗碳体颗

粒；同时使奥氏体内碳浓度不均匀，存在高碳区和低碳区。

再将奥氏体冷却至

略低于Ar1以下某一温度缓冷，在过冷度较小的情况下就能在奥氏体晶粒内形

成大量均匀弥散的渗碳体晶核，每个渗碳体晶核在独立长大的同时，必然使其

周围母相奥氏体贫碳而形成铁素体，从而直接形成粒状珠光体。

9-4试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。

答：

贝氏体转变：

是在珠光体转变温度以下马氏体转变温度以上过冷奥氏体所发生

的中温转变。

与珠光体转变的异同点：

相同点：

相变都有碳的扩散现象；相变产物都是铁素体+碳化物的机械混合物

不同点：

贝氏体相变奥氏体晶格向铁素体晶格改组是通过切变完成的，珠光体

相变是通过扩散完成的。

并且贝氏体中铁素体中碳的过饱和度大，上贝氏体碳

化物是不连续的短杆状，下贝氏体的碳化物分布在铁素体内（原因：

产物的温

度降低，碳的扩散变慢）

与马氏体转变的异同点（可扩展）：

相同点：

晶格改组都是通过切变完成的；新相和母相之间存在一定的晶体学位

相关系。

不同点：

贝氏体是两相组织，马氏体是单相组织；贝氏体相变有扩散现象，可

以发生碳化物沉淀，而马氏体相变无碳的扩散现象。

9-5简述钢中板条马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构，并说明它们在性能

上的差异。

答：

板条马氏体的形貌特征：

其显微组织是由成群的板条组成。

一个奥氏体晶粒可

以形成几个位向不同的板条群，板条群由板条束组成，而一个板条束内包含很

多近乎平行排列的细长的马氏体板条。

每一个板条马氏体为一个单晶体，其立

体形态为扁条状，宽度在0.025-2.2微米之间。

在这些密集的板条之间通常由含

碳量较高的残余奥氏体分割开。

板条马氏体的亚结构：

高密度的位错，这些位错分布不均匀，形成胞状亚结

构，称为位错胞。

片状马氏体的形貌特征：

片状马氏体的空间形态呈凸透镜状，由于试样磨面与

其相截，因此在光学显微镜下呈针状或竹叶状，而且马氏体片互相不平行，大

小不一，越是后形成的马氏体片尺寸越小。

片状马氏体周围通常存在残留奥氏

体。

片状马氏体的亚结构：

主要为孪晶，分布在马氏体片的中部，在马氏体片边缘

区的亚结构为高密度的位错。

板条马氏体与片状马氏体性能上的差异:

马氏体的强度取决于马氏体板条或马氏体片的尺寸，尺寸越小，强度越高，这

是由于相界面阻碍位错运动造成的。

马氏体的硬度主要取决于其含碳量。

马氏体的塑性和韧性主要取决于马氏体的亚结构。

差异性：

片状马氏体强度高、塑性韧性差，其性能特点是硬而脆。

板条马氏体同时具有较高的强度和良好的塑韧性，并且具有韧脆转变温度低、

缺口敏感性和过载敏感性小等优点。

9-6试述钢中典型的上、下贝氏体的组织形态、立体模型并比较它们的异同。

答：

上贝氏体的组织形态、立体模型：

在光学显微镜下，上贝氏体的典型特征呈羽毛状。

在电子显微镜下，上贝氏体

由许多从奥氏体晶界向晶内平行生长的条状铁素体和在相邻铁素体条间存在的

断续的、短杆状的渗碳体组成。

其立体形态与板条马氏体相似呈扁条状，亚结

构主要为位错。

下贝氏体的组织形态、立体模型：

在光学显微镜下，下贝氏体呈黑色针状。

在电子显微镜下，下贝氏体由含碳过

饱和的片状铁素体和其内部析出的微细ε-碳化物组成。

其立体形态与片状马氏

体一样，也是呈双凸透镜状，亚结构为高密度位错。

异同点：

相同点：

都是铁素体和碳化物的机械混合物，组织亚结构都是高密度的位错。

不同点：

组织形态不同，立体模型不同，铁素体和碳化物的混合方式不同。

9-7何谓魏氏组织？

简述魏氏组织的形成条件、对钢的性能的影响及其消除方

法？

答：

魏氏组织：

含碳小于0.6%的亚共析钢或大于1.2%的过共析钢在铸造、锻造、

轧制后的空冷，或者是焊缝热影响区的空冷过程中，或者当加热温度过高并以

较快速度冷却时，先共析铁素体或先共析渗碳体从奥氏体晶界沿一定的晶面向

晶内生长，并且呈针片状析出。

在光学显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长

出来的近乎平行或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及其间存在的珠光体

组织，这类组织称为魏氏组织。

前者称铁素体魏氏组织，后者称渗碳体魏氏组

织。

魏氏组织的形成条件：

魏氏组织的形成与钢中的含碳量、奥氏体晶粒大小及冷

却速度有关。

只有在一定含碳范围内并以较快速度冷却时才可能形成魏氏组

织，而且当奥氏体晶粒越细小时，形成魏氏组织的含碳量范围越窄。

因此魏氏

组织通常伴随奥氏体粗晶组织出现。

对钢性能的影响：

其为钢的一种过热缺陷组织，使钢的力学性能指标下降，尤

其是塑韧性显著降低，脆性转折温度升高，容易引起脆性断裂。

需要指出的

是，只有当奥氏体晶粒粗化，出现粗大的铁素体或渗碳体魏氏组织并严重切割

基体时降，才使钢的强度和韧性显著降低。

消除方法：

可以通过控制塑性变形程度、降低加热温度、降低热加工终止温

度，降低热加工后的冷却速度，改变热处理工艺，例如通过细化晶粒的调质、

正火、完全退火等工艺来防止或消除魏氏组织。

9-8简述碳钢的回火转变和回火组织。

答：

碳钢的回火转变过程及回火组织：

1、马氏体中碳原子的偏聚，组织为淬火马氏体+残留奥氏体，与淬火组织相同

（马氏体中的碳含量是过饱和的，当回火温度在100℃以下时，碳原子可以

做短距离的扩散迁移。

在板条马氏体中，碳原子偏聚在位错线附近的间隙位

置，形成碳的偏聚区，降低马氏体的弹性畸变能。

在片状马氏体中，除少量

碳原子向位错线偏聚外，大量碳原子将垂直于马氏体C轴的（100）晶面富

集。

）

2、马氏体分解，组织为回火马氏体+残留奥氏体

（当回火温度超过100℃时，马氏体开始发生分解，碳原子偏聚区的碳原子

将发生有序化，继而转变成碳化物从过饱和α相中析出。

将马氏体分解后形

成的低碳α相和弥散的ε碳化物组成的双相组织称为回火马氏体）

3、残留奥氏体转变，组织为回火马氏体

（钢淬火后总是存在一些残留奥氏体，其含量随淬火加热时奥氏体中碳和合

金元素的含量增加而增多。

当回火温度高于200℃时，残留奥氏体将发生分

解。

残留奥氏体在贝氏体转变温度范围内回火将转变为贝氏体，在珠光体转

变温度范围内回火将先析出先共析碳化物，随后分解为珠光体。

）

4、碳化物的转变，组织为回火托氏体

（马氏体分解及残留奥氏体转变形成的ε碳化物是亚稳定相，当回火温度升

高至250℃以上时，将会形成更稳定的χ碳化物直至θ碳化物。

当回火温度

升高至400℃，淬火马氏体完全分解，但α相仍保持针状外形，之前形成的

ε碳化物和χ碳化物全部转变为θ碳化物，即渗碳体。

这种由针状α相和无

共格联系的细粒状渗碳体组成的机械混合物称为回火托氏体。

）

5、渗碳体的聚集长大和α相的回复、再结晶，组织为回火索氏体。

（当回火温度升高至400℃以上时，已脱离共格关系的渗碳体开始聚集长

大，按照细粒溶解，粗粒长大的机制进行。

与此同时，α相的状态也在不断

发生变化。

马氏体晶格是通过切变方式重组的，晶格缺陷密度很高，自由能

高，因此在回火过程中α相也会要发生变化来降低自由能。

当回火温度升高

至400℃以上时，α相开始出现回复现象，使位错密度减少或孪晶消失，但

是α相晶粒仍保持板条状或针状。

当回火温度升高至600℃以上时，板条状

或针状α相消失，形成等轴的α相。

将淬火钢在500-650℃回火得到的回复

或再结晶了的α相和粗粒状渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。

）

9-9比较珠光体、索氏体、托氏体和回火珠光体、回火索氏体、回火托氏体的组

织和性能。

答：

组织比较：

珠光体：

片状铁素体+片状渗碳体，片间距0.6-1μm，形成温度：

A1-

650℃。

索氏体：

片状铁素体+片状渗碳体，片间距0.25-0.3μm，形成温度：

650-

600℃。

托氏体：

片状铁素体+片状渗碳体，片间距0.1-0.15μm，形成温度：

600℃以

下。

以上三类珠光体是由过冷奥氏体直接转变而得。

回火索氏体：

将淬火钢经高温回火后得到的回复或再结晶了的α相和粗粒状

渗碳体的机械混合物称为回火索氏体。

回火托氏体：

将淬火钢经中温回火后得到的由针状α相和无共格联系的细粒

状渗碳体组成的机械混合物称为回火托氏体。

通过以上分析，可以看到以上珠光体组织主要区别在于碳化物的形状不同，

可以分为片状珠光体和粒状珠光体两类组织。

性能比较：

1、与片状珠光体相比，粒状珠光体的硬度和强度较低，塑性和韧性较好。

2、在相同硬度条件下，片状珠光体和粒状珠光体抗拉强度相近，但粒状珠

光体的屈服强度、塑性、韧性等性能都优于片状珠光体组织。

（这是因为，

片状珠光体受力时，位错的运动被限制在铁素体内，当位错运动至片状碳化

物界面时形成较大的平面位错塞积群，使基体产生很大的应力集中，易使碳

化物脆断或形成微裂纹。

而粒状碳化物对铁素体的变形阻碍作用大大减弱，

塑性和韧性得到提高，当粒状碳化物均匀地分布在塑性基体上时，由于位错

和第二相粒子的交互作用产生弥散强化或沉淀强化，提高钢的塑性变形抗

力，从而提高强度。

）

3、粒冷珠光体的冷变形性能、可加工性能以及淬火工艺性能都比片状珠光

体好。

9-10为了要获得均匀奥氏体，在相同奥氏体化加热温度下，是原始组织为球状

珠光体的保温时间短还是细片状珠光体的保温时间短？

试利用奥氏体的形

成机制说明之？

答：

细片状珠光体的保温时间短。

原因：

1、将钢加热到AC1以上某一温度时，珠光体处于不稳定状态，通常首先在

铁素体和渗碳体的相界面上形成奥氏体晶核，这是因为铁素体和渗碳体

的相界面上碳浓度不均匀、原子排列不规则，易于产生浓度起伏和结构

起伏，为奥氏体形核创造有利条件。

2、原始组织为片状珠光体时的相界面面积大于球状珠光体，也就是可供奥

氏体形核的位置越多，则奥氏体形核越多，晶核长大速度越快，因此可

加速奥氏体的形成，缩短保温时间。

9-11何为第一类回火脆性和第二类回火脆性？

它们产生的原因和消除方法？

答：

定义：

回火脆性：

淬火钢回火时的冲击韧性并不总是随回火温度的升高单调的增高，

有些钢在一定的温度范围内回火时，其冲击韧性显著下降，这种脆

化现象称为回火脆性。

第一类回火脆性：

钢在250-400℃温度范围内回火时出现的回火脆性称为第一类

回火脆性，也称低温回火脆性。

第二类回火脆性：

钢在450-650℃温度范围内回火时出现的回火脆性称为第二类

回火脆性，也叫高温回火脆性。

产生原因：

第一类回火脆性：

低温回火脆性几乎在所有的工业用钢中都会出现。

一般认

为，其产生是由于马氏体分解时沿马氏体条或片的界面上析出断续的

薄壳状碳化物，降低了晶界的断裂强度，使晶界称为裂纹扩展的路

径，因而产生脆性。

第二类回火脆性：

高温回火脆性主要在合金结构钢中出现，碳钢中一般不出现

这种脆性。

其产生原因主要是As、Sn、Pb、Sb、Bi、P、S等有害杂

质元素在回火冷却过程中向原奥氏体晶界偏聚，减弱了奥氏体晶界上

原子间的结合力，降低晶界的断裂强度。

Mn、Ni、Cr等合金元素不

但促进这些杂质元素向晶界偏聚，而且自身也向晶界偏聚，进一步降

低了晶界断裂强度，增加回火脆性。

消除方法：

第一类回火脆性：

A、避开脆化温度范围回火

B、用等温淬火代替淬火+回火

C、在钢中加入Nb、V、Ti等细化奥氏体晶粒元素，增加晶界面积

D、降低杂质元素含量

第二类回火脆性：

A、高温回火后采用快速冷却方法可以抑制回火脆性，但不适用于对

回火脆性敏感的较大工件

B、在钢中加入Nb、V、Ti等细化奥氏体晶粒元素，增加晶界面积

C、降低杂质元素含量

D、加入适量的Mo、W等合金元素可抑制杂质元素向原奥氏体晶界

的偏聚

E、对亚共析钢可采取A1-A3临界区的亚温淬火方法，使P等杂质元

素溶入残留的铁素体中，减轻它们向原奥氏体晶界的偏聚程度

F、采用形变热处理方法，可以细化晶粒，减轻高温回火脆性

9-12比较过共析钢的TTT曲线和CCT曲线的异同点。

为什么在连续冷却过程

中得不到贝氏体组织？

与亚共析钢的CCT曲线中Ms线相比，过共析钢

的Ms线有何不同点，为什么？

答：

TTT曲线和CCT曲线的异同点：

相同点：

1、都具有渗碳体的先共析线。

2、相变都有一定的孕育期。

3、曲线中都有一条相变开始线和一条相变完成线。

不同点：

1、CCT曲线中无贝氏体转变区。

2、CCT曲线中发生相变的温度比TTT曲线中的低

3、CCT曲线中发生相变的孕育期比TTT曲线中长。

得不到贝氏体组织的原因：

在过共析钢的奥氏体中，碳浓度高，使贝氏体孕育期大大延长，在连续冷却转

变时贝氏体转变来不及进行便冷却至低温。

Ms线的不同点及原因：

不同点：

亚共析钢的CCT曲线中的Ms线右端呈下降趋势，而过共析钢的CCT

曲线中的Ms线右端呈上升趋势。

原因：

这是因为在亚共析钢中由于先共析铁素体的析出和贝氏体转变，造成周

围奥氏体的富碳，从而导致Ms线下降。

而过共析钢由于先共析渗碳体的析

出，而且在连续冷却过程中也无贝氏体转变，使周围奥氏体贫碳，导致Ms线

上升。

9-13阐述获得粒状珠光体的两种方法？

（有三种工艺：

等温球化退火，普通球

化退火，调质（淬火+高温回火））

答：

粒状珠光体可以有过冷奥氏体直接分解而成，也可以由片状珠光体球化而成，

可以由淬火组织回火形成。

原始组织不同，其形成机理也不同。

1、由过冷奥氏体直接分解得到粒状珠光体的过程：

要由过冷奥氏体直接形成粒状珠光体，必须使奥氏体晶粒内形成大量均匀弥散

的渗碳体晶核，即控制奥氏体化温度，使奥氏体内残存大量未溶的渗碳体颗

粒；同时使奥氏体内碳浓度不均匀，存在高碳区和低碳区。

再将奥氏体冷却至

略低于Ar1以下某一温度缓冷，在过冷度较小的情况下就能在奥氏体晶粒内形

成大量均匀弥散的渗碳体晶核，每个渗碳体晶核在独立长大的同时，必然使其

周围母相奥氏体贫碳而形成铁素体，从而直接形成粒状珠光体。

2、由片状珠光体直接球化而成的过程：

将片状珠光体钢加热至略低于A1温度长时间保温，得到粒状珠光体。

此时，

片状珠光体球化的驱动力是铁素体和渗碳体之间相界面（或界面能）的减少。

3、由淬火组织回火形成的过程

将淬火马氏体钢加热到一定温度以上回火，使马氏体分解、析出颗粒状渗碳

体，得到回复或再结晶的铁素体加粒状渗碳体的组织。

9-14金属和合金的晶粒大小对力学性能有何影响？

获得细晶粒的方法？

答：

此题主要是指奥氏体晶粒

晶粒大小对力学性能影响：

奥氏体晶粒小：

钢