材料科学基础《相变原理答案》.pdf

第一章第一章 金属固态相变特征金属固态相变特征 1 说明成分、相、结构和组织四个概念的含义，并讨论说明成分、相、结构和组织四个概念的含义，并讨论 45#钢室温平衡状态下的成分、相、钢室温平衡状态下的成分、相、 结构和组织。结构和组织。 成分：组成材料的化学元素和相对含量（Fe-0.45%C） 相：体系中具有相同物理与化学性质的、且与其他部分以界面分开的均匀部分（铁素体 F 和渗碳体 Fe3C） 结构：晶体的结构和类型（体心立方和复杂斜方） 组织：一定温度条件下，合金系统中相的形状、大小和分布等形貌特征（珠光体 P 和铁素体 F） 2 试述金属固态相变的主要特征。试述金属固态相变的主要特征。 具有相界面、位相关系、惯习面、具有应变能、晶体缺陷的影响、原子的扩散、可以形成过 渡相 3 哪些基本变化可以被称为固态相变哪些基本变化可以被称为固态相变？ 晶体结构的变化、化学成分的变化、固溶体有序化程度的变化 4 简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。简述固态相变过程中界面应变能产生的原因。 (1)新相和母相的比容不同，新相形成时的体积变化将受到母相的约束而产生弹性应变，引 起应变能 (2)两相界面的不匹配也引起弹性应变能，共格界面最大，半共格次之，非共格界面为零。 5 简述固态相变形成新相的形状与界面能和界面简述固态相变形成新相的形状与界面能和界面应变能的关系应变能的关系。 (1)由比容差引起的应变能与新相粒子的几何形状有关，圆形的应变能最小，其次是针状， 球面应变能最大。 (2)新相和母相共格时可以降低界面能， 但使共格应变能增大。 不共格时， 盘状应变能最低， 但界面能较高；球形的界面最低，而应变能却最大。 (3)过冷度很大时， 临界晶核尺寸很小单位体积新相面积很大， 巨大的界面能增加了形核功， 界面能成主导；过冷度很小时，界面能补气主导作用，形成非共格界面，若比容大，形成盘 状降低应变能，若比容小，形成球状新相降低界面能。 6 扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？扩散型相变和无扩散型相变各有哪些主要特点？ 无扩散型相变的特点： (1)存在由于均匀切变引起的形状改变，因为相变过程中原子为集体的协同运动，晶体发生 外形变化（表面浮凸） (2)相变不需要扩散，新相和母相之间的化学成分相同 (3)新相和母相之间存在一定的晶体学位相关系 (4)相界面移动速度极快，课接近声速 扩散型相变的及基本特点： (1)相变过程中有原子的扩散运动，转变速率受扩散控制，即决定于扩散速率 (2)在合金中，新相和母相的成分往往不同 (3)只有新相和母相比容引起的体积变化，没有形状变化。 第二章第二章 钢中奥氏体形成钢中奥氏体形成 1 试述钢中奥氏体和铁素体的晶体结构、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奥氏体和铁试述钢中奥氏体和铁素体的晶体结构、碳原子可能存在的部位以及碳原子在奥氏体和铁 素体中的最大理论含量和实际含量。素体中的最大理论含量和实际含量。 (1)奥氏体为 C 在 Fe 中的固溶体， 面心立方结构。 C 原子在 Fe 点阵中处于 Fe 原子组 成的八面体中心空隙处，即面心立方晶胞的中心或棱边的中点。 (2)铁素体为 C 在 Fe 中的固溶体，体心立方结构。 C 原子在 Fe 点阵中处于 Fe 原子 组成的八面体中心空隙处，即体心立方晶胞的面心或棱边的中点。 (3)若奥氏体的所有八面体间隙都填满 C原子， 则单位晶胞内含有 4 个 Fe 原子和 4 个 C原子， C 原子百分浓度为 50%，重量百分浓度为 17.7%。实际上最大的重量百分浓度为 2.11%. (4)若铁素体的所有八面体间隙都填满 C原子， 则单位晶胞内含有 2 个 Fe 原子和 6 个 C原子， C 原子百分浓度为 75%，重量百分浓度为 39.2%。实际上最大的重量百分浓度为 0.0218%. 2 以共析钢为例说明奥氏体的形成过程，并说明为什么在铁素体消失的瞬间还有部分渗碳以共析钢为例说明奥氏体的形成过程，并说明为什么在铁素体消失的瞬间还有部分渗碳 体未溶解。体未溶解。 奥氏体的形成过程是由碳含量和点阵结构不同的两个相转变为另一种点阵的均匀相， 包括 C 的扩散重新分布和 的点阵重构，分为四个阶段：成核、晶核向 和 Fe3C 两个方向长 大、剩余碳化物溶解、奥氏体均匀化。 成核成核：通常在铁素体和渗碳体的两相界面上、珠光体群边界、铁素体嵌镶块边界 长大长大： 两个相界面向原有铁素体和渗碳体中推移的过程。 奥氏体中存在 C 浓度差是其在铁素 体和渗碳体两相界面上成核的必然结果，是相界面推移的动力，界面退役的结果是 Fe3C 不 断溶解， 相逐渐转变为 相 剩余碳化物溶解：剩余碳化物溶解：两个相界面推移的速度不同，铁素体奥氏体相界面先消失，剩余的碳 化物溶解。 奥氏体均匀化奥氏体均匀化：在 Fe3C 全部溶解， 全部转化为 之后，奥氏体中的碳浓度时不均匀的， 需要通过扩散使奥氏体均匀化。 剩余渗碳体未溶解：剩余渗碳体未溶解： 奥氏体形成时的相界面推移速度与相界面两侧的碳浓度差成反比 G=K/CB。 在奥氏体形成温 度为 780时，奥氏体向铁素体推移速度为 G = K/(0.41-0.02) 奥氏体向渗碳体的推移速 度为 G = K/(6.67-0.89) 。 推移速度比为 G /G = (6.67-0.89) /(0.41-0.02)=14.8,即相界 面向铁素体中的推移速度比向渗碳体中的推移速度快 14.8 倍。但是，在通常情况下，片状 珠光体的铁素体片厚度仅比渗碳体厚度大 7 倍。所以，奥氏体等温形成时，总是铁素体先消 失， 转变结束后，还有相当数量的剩余渗碳体未完全溶解，还需要经过剩余渗碳体 溶解和奥氏体均匀化 过程才能获得成分均匀的奥氏体。 3 试述影响奥氏体晶粒长大的因素。试述影响奥氏体晶粒长大的因素。 (1)加热温度和保温时间 加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大。因此，在加热温度升高时，保温时间 应相应缩短，才能获得较为细小的奥氏体晶粒。 (2)加热速度 加热速度越大，实际形成温度高，奥氏体成核率和长大速度之比增大，可获得细小的起始晶 粒度。因此，快速加热短时保温可以获得细小的奥氏体晶粒。 (3)碳含量 在一定的碳含量范围内，奥氏体晶粒大小随钢中碳含量增加而增大C 在 中的扩散速度及 Fe 的自扩散速度均增大，长大倾向增大，碳含量超过一定限度，由于形成二次渗碳体，晶 粒尺寸随碳含量增大而减少。 (4)合金元素 阻碍奥氏体晶粒长大的合金使粗化温度显著升高。 4 解释下列概念：解释下列概念： 惯习面：惯习面： 固态相变时，新相往往在母相的一定晶面上开始形成，这个晶面即成为惯习面，通常以母相 的晶面指数表示。 非均匀形核：非均匀形核： 新相核心主要在母相的晶界、层错、位错等晶体缺陷处形成，称为非均匀形核。 奥氏体的起始晶粒度：奥氏体的起始晶粒度： 奥氏体形成刚刚结束，其晶粒边界刚刚相互接触时的晶粒大小。 实际晶粒度：实际晶粒度： 钢经热处理后获得的实际奥氏体晶粒大小。 本质晶粒度：本质晶粒度： 根据标准试验方法，在 930 10，保温 38 小时后测定的晶粒度大小 钢在加热时的过热现象：钢在加热时的过热现象： 钢在热处理时，由于加热工艺不当（加热温度过高保温时间过长）而引起的奥氏体实际晶粒 度粗大，以至于在随后的淬火或正火时得到十分粗大的组织，使钢的机械性能显著恶化（冲 击韧性下降，断口呈粗晶状） ，这种现象称为过热。 钢的组织遗传和断口遗传：钢的组织遗传和断口遗传： 在原始奥氏体晶粒粗大的情况下， 若钢以非平衡组织加热奥氏体化， 则在一定的加热条件下， 新形成的奥氏体晶粒会继续和恢复原始粗大的奥氏体晶粒。这种粗大奥氏体晶粒的遗传性， 称为纲的组织遗传现象组织遗传现象。 原始奥氏体晶粒粗大的非平衡组织钢， 再次以中等加热速度加热到 Ac3 以上， 奥氏体晶粒会 明显细化，但在一些钢中发现它的断口依然是粗大的，即细晶显微组织出现了粗晶断口，称 为断口遗传现象断口遗传现象 第三章第三章 珠光体转变珠光体转变 1 试述影响珠光体转变动力学的因素。试述影响珠光体转变动力学的因素。 分两类：一类是钢本身的内在因素，如化学成分、组织结构状态；另一类是外部因素，如加 热温度、保温时间。 (1)碳含量碳含量 亚共析钢， 随着钢中碳含量升高， 过冷奥氏体在珠光体转变区先共析铁素体析出的孕育期增 长，形核速度减慢。 过共析钢， 随着钢中碳含量升高， 过冷奥氏体在珠光体转变区先共析渗碳体析出孕育期缩短， 析出速度增大，形核速度增大。 (2)奥氏体成分的均匀化合过剩相奥氏体成分的均匀化合过剩相 奥氏体成分的不均匀化，有利于在高碳区形成渗碳体，在低碳区形成铁素体，加速碳在奥氏 体的扩散， 增大先共析相和珠光体的形成。 渗碳体的剩余即可以作为先共析渗碳体的非匀质 晶核，也可以作为珠光体领先相的晶核，加速珠光体转变。 (3)奥氏体晶粒度奥氏体晶粒度 奥氏体晶粒细小，单位体积内晶界面积增大，珠光体成核部位增多，促进珠光体的形成，也 促进先共析铁素体和渗碳体的析出。 (4)奥氏体化时间和温度奥氏体化时间和温度 提高奥氏体化温度或延长保温时间， 促进渗碳体的进一步溶解和奥氏体均匀化， 同时晶粒长 大，减少了珠光体相变的成何率和长大速度，推迟了珠光体转变。 (5)应力和塑性变形应力和塑性变形 拉应力和塑性变形造成晶体点阵畸变和位错密度增高，有利于 C 和 Fe 原子扩散晶体点阵重 构，促进珠光体成核和长大。 压应力降低珠光体形成温度、使共析点移向低碳和减慢珠光体形成速度的作用。 2 试述钢中相间沉淀长生条件和机理。试述钢中相间沉淀长生条件和机理。 条件： (1)少量的 C(N)和强碳化物形成元素(V Ti Nb) (2)适当的奥氏体化温度 (3)适当的等温温度 (4)适当的冷却速度 机理： 经奥氏体化 的低碳合金钢，迅速冷却到 A1 点以下，贝氏体形成温度以上等温保持。 (1)在奥氏体晶界形成铁素体，奥氏体晶界碳浓度升高 (2)奥氏体晶界形成特殊碳化物，碳浓度，析出 ，C，回到(1) 以上过程往复，铁素体和细粒状特殊碳化物交替形成，直至过冷奥氏体完全溶解，由于转变 温度较低， 合金元素扩散距离小， 碳含量少， 在奥氏体铁素体界面上的特殊碳化物难以长大， 细粒状分布。 3 概念解释：概念解释： 伪共析组织：伪共析组织： 随着过冷奥氏体转变温度的降低，亚（过）共析钢不在析出先共析相，全部转变成珠光体型 组织，但其成分并非共析成分，称为“伪共析组织” 。 魏氏组织：魏氏组织： 工业上将具有先共析片（针）状铁素体和针（片）状渗碳体加珠光体的组织，都称为魏氏组 织。 “派敦派敦”处理处理： 高碳钢获得细珠光体（索氏体组织） ，在经过深度冷拔，获得高强度钢丝。 第四章第四章 马氏体转变马氏体转变 1 试述马氏体的晶体结构及其长生原因试述马氏体的晶体结构及其长生原因。 马氏体是 C 在 -Fe 中的过饱和固溶体，具有体心正方点阵。在体心立方八面体空隙的三类 亚点阵中 80%的 C 原子优先占据第三类亚点阵，20%C 原子分布在另外两个亚点阵，使 -Fe 的体心立方变成体心正方点阵。 马氏体的形成以切变的方式形成， 碳原子和铁原子都来不及扩散， 奥氏体中 C 原子全部留在 A 中，占据扁八面体的空隙，造成点阵畸变。 2 简述马氏体异常正方度的长生原因。简述马氏体异常正方度的长生原因。 在新生马氏体中，C 原子是部分有序分布的，因而正方度异常低，在这种情况下，有相当部 分的 C 原子分布在第一第二类点阵，若分布几率不相等时，ab，形成正交点阵。 C 原子接近全部占据八面体间隙位置第三类点阵时，使马氏体具有异常高的正方度。另外， 异常高正方度还与合金元素的有序分布有关。 3 试述马氏体转变的主要特点。试述马氏体转变的主要特点。 (1)切变共格和表面浮凸现象 (2)马氏体转变的无扩散性 无成分变化，仅有晶格改组 原子集体运动，原来相邻的原子转变后依然相邻，相对位移不超过一个原子间距 在相当低的温度范围内进行，转变速度极快 (3)具有一定的位向关系和惯习面 (4)马氏体转变是在一个温度范围内完成的 (5)马氏体转变的可逆性 综合：以切变共格形式进行、相变的无扩散性 4 试述钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。试述钢中板条状马氏体和片状马氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。 形貌特征：形貌特征： 板条状马氏体： 板条体常自奥氏体晶界向晶内平行排列成群， 一个奥氏体晶粒内包含几个板 条群，板条体之间为小晶界，板条群之间为大晶界。 片状马氏体：凸透镜片状中间较厚，初生者较厚较长，横贯奥氏体晶粒，次生者尺寸较小。 在初生片与奥氏体晶界之间，片间交角较大，互相撞击，形成显微裂纹。有明显中脊。 亚结构：亚结构：板条状：位错网络（缠结） ，有时亦可见到少量细小孪晶。片状：孪晶。 性能差异：性能差异：低碳的位错型（板条状）马氏体具有相当高的强度和良好的韧性，高碳的孪晶型 （片状）马氏体具有高的强度，但韧性很差。位错型（板条状）马氏体还具有脆性转折温度 低，缺口敏感性低等优点。 5 Ms 点的定义和物理意义。点的定义和物理意义。 Ms 点为奥氏体和马氏体的两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力值的温度。Ms 点和 T0的差值表示了相变的化学驱动力的大小。 6 试述影响试述影响 Ms 点的主要因素。点的主要因素。 (1)化学成分的影响化学成分的影响 钢中碳含量增加，Ms 点下降，转变温度区间范围扩大。 合金元素使 Ms 点下降，Al 和 Co 例外使 Ms 点上升。 (2)形变和应力的影响形变和应力的影响 Ms 点以上、Md 点以下，塑性形变诱发马氏体相变；Ms-Mf 之间形变促进马氏体转变，马 氏体转变量增加。 弹性应力的影响： 马氏体转变产生体积膨胀， 多向亚应力阻止马氏体形成， 拉应力和单向压应力有利于马氏体的形成，使 Ms 点升高。 (3)奥氏体化条件的影响奥氏体化条件的影响 加热温度和时间增加有利于碳和合金元素进一步溶入奥氏体中，使 Ms 点下降；在完全奥氏 体化的条件下，加热温度的提高和时间的延长是奥氏体晶粒长大，缺陷减少，Ms 点有所提 高；在奥氏体成分一定的情况下，晶粒细化，奥氏体强度提高，转变切变阻力增大，Ms 点 下降。 (4)淬火速度的影响淬火速度的影响 高速淬火时，Ms 点随淬火冷却速度增大而提高（抑制 C 原子气团的形成） (5)磁场的影响磁场的影响 加磁场只使 Ms 点提高，对 Ms 点以下的转变行为并无影响。 7 试述引起马氏体高强度的原因。试述引起马氏体高强度的原因。 相变强化：切变产生大量微观缺陷（位错、孪晶、层错） ，马氏体强化； 固溶强化：C 原子溶入扁八面体 产生偶极应力场 与位错交互作用 马氏体强化 时效强化：C 原子偏聚（自回火） 钉扎位错 时效强化 形变强化：变形 产生位错缺陷，结构 强化 孪晶的贡献：C0.3% 孪晶存在 有效滑移系减少 阻碍滑移 强化 原始奥氏体晶粒大小和板条马氏体束大小的影响： 原始奥氏体晶粒越细小， 板条马氏体束越 小，马氏体强度越高。 8 概念解释：概念解释： 奥氏体的热稳定化：奥氏体的热稳定化： 淬火时缓慢冷却或在冷却过程中停留引起奥氏体稳定性提高， 而使马氏体转变迟滞的现象称 为奥氏体的热稳定化。 奥氏体的机械稳定化：奥氏体的机械稳定化： 在 Md 点以上的温度下对奥氏体进行塑性变形，会使随后的马氏体转变发生困难，Ms 点降 低，引起奥氏体稳定化，这种现象称为机械稳定化。 马氏体的逆转变：马氏体的逆转变： 在某些合金中，奥氏体冷却转变为马氏体，重新加热，已形成的马氏体通过逆向转变机构转 变为奥氏体，这种现象称为马氏体的逆转变 伪弹性：伪弹性： 具有热弹性马氏体相变的合金，在 Ms 点以上，Md 点以下加应力，会诱发马氏体转变，并 诱发宏观应变，而当应力减少或撤除时，立即发生逆转变，宏观应变恢复，称为伪弹性。 相变冷作硬化：相变冷作硬化： 在非热弹性马氏体可逆转变过程中， 当经过一正一方相变后由马氏体转变来的逆转变奥氏体 和原始状态奥氏体相比，已有很大变化，其中微观缺陷密度大大升高，并产生了内应力及发 生了镶嵌块细化，逆转变奥氏体的性能和原始状态奥氏体相比，强度明显升高，而塑性、韧 性下降。这种现象称为相变冷作硬化。 形状记忆效应：形状记忆效应： 将完全或部分马氏体相变的式样加热到 Af 点以上，则其回复到原来母相状态下所给予的形 状。 第五章第五章 贝氏体转变贝氏体转变 1 试述贝氏体转变的基本特征。试述贝氏体转变的基本特征。 (1)贝氏体转变需要一定的孕育期。可以在一定范围内等温形成，也可以在某一冷却速度范 围内连续冷却转变。 (2)贝氏体转变是一种成核长大的过程。有表面浮凸现象，-Fe 按切变共格方式长大，C 扩散 重新分配。 (3)贝氏体转变有一温度上限 Bs，也有一温度下限 Bf。 (4)钢中贝氏体碳化物的分布状态取决于温度。高温上贝氏体碳化物分布在铁素体之间，较 低温度下贝氏体碳化物分布在铁素体条内部。 (5)贝氏体转变时，Fe、合金元素原子不扩散，C 原子扩散，对贝氏体转变起控制作用。 (6)贝氏体中的铁素体有一定的惯习面，与母相奥氏体之间有一定的晶体学位向关系。 2 试述钢中上贝氏体和下贝氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。试述钢中上贝氏体和下贝氏体的形貌特征和亚结构并说明它们的性能差异。 形貌特征：形貌特征： 上贝氏体：成簇分布的条状铁素体和夹于条间的连续条状渗碳体。在光镜下呈羽毛状。 下贝氏体：铁素体成暗黑色针状或片状，各针状物间有一定得夹角，在 -Fe 内有规律的分 布着 Fe3C。区别于上贝氏体的是上贝氏体表面浮凸大致平行，下贝氏体的表面浮凸呈 “” 或 “”形。 亚结构：亚结构：上下贝氏体的亚结构都为位错，但是下贝氏体的位错密度较高。 性能差异：性能差异： 下贝氏体具有高的强度和韧性， 高的耐磨性， 冲击韧性。 上贝氏体容易产生裂纹， 断裂。综合性能不及下贝氏体。 3 试述影响贝氏体性能的基本因素。试述影响贝氏体性能的基本因素。 -Fe 的影响： (1) -Fe 呈条状或针状比呈块状具有较高的硬度和强度。 (2) -Fe 晶粒（亚晶粒）越细小，强度越高，韧性不但下降，还有所提高。 (3) -Fe 中 C 的过饱和度越大，其强度硬度增加，但韧性塑性降低较少。 (4) -Fe 中亚结构为位错，温度降低，位错密度增大，强度韧性增高。 渗碳体的影响： (1)Fe3C 数量越多，硬度和强度越高，韧性塑性降低。 (2) Fe3C 含量一定时，尺寸减少，数量增多，硬度和强度增高，但韧性和塑性降低较少。 (3) Fe3C 是粒状的韧性较高，细小片状的强度较高，连续杆状或层状的脆性较大。 (4) Fe3C 等向弥散分布强度较高，韧性较大。 4 试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。试比较贝氏体转变与珠光体转变和马氏体转变的异同。 贝氏体转变贝氏体转变：中温转变，兼具扩散性（C 原子）和非扩散性（Fe 和合金元素） ，有孕育期， 形核长大过程，长大速度取决于 C 的扩散，表面浮凸， -Fe 切变共格，C 扩散重新分配， 有温度转变区间，有惯习面和位相关系。 马氏体转变马氏体转变：较低温度快速冷却，以切变共格的方式进行，有表面浮凸现象，无扩散性，转 变速度极快，无孕育期，无成分变化，仅有晶格改组，有温度转变区间，有惯习面和位相关 系。 珠光体转变：珠光体转变：高温转变，以原子扩散方式进行，形核长大过程，有一定的孕育期，有温度转 变区间，有惯习面和位相关系。 第七章第七章 淬火钢回火时的转变淬火钢回火时的转变 1 什么是回火？回火的目的是什么？什么是回火？回火的目的是什么？ 淬火后将零件加热到低于零件某一温度， 保持一段时间， 然后以适当的冷却方式冷却到室温 的一种热处理操作。 目的是所需要的稳定的组织和性能，并消除或减少淬火内应力。 2 试述淬火钢回火转变的基本过程。试述淬火钢回火转变的基本过程。 前期阶段：100以下，C 原子在缺陷处偏聚。 第一阶段：80170，饱和碳从正方马氏体中以微小 -碳化物析出，使基体碳浓度减少， 变成立方马氏体（0.25%碳） ，立方马氏体和 -碳化物混合物称为回火马氏体。 第二阶段：250300，残余奥氏体向低碳正方马氏体（0.25%C）和 -碳化物分解。 第三阶段：270400， -碳化物向 -碳化物（渗碳体）转变，通过 -碳化物的溶解和 - 碳化物重新从马氏体基体中析出的方式完成。得到铁素体和渗碳体的混合物。 后期阶段：400以上，渗碳体球化长大，铁素体回复再结晶，得到铁素体和颗粒较大的粒 状渗碳体的混合组织 （回火索氏体） 。 在 400以下回火得到的铁素体和片状 （或小颗粒状） 渗碳体的混合组织称为回火屈氏体。 3 简述第一类回火脆性的特点及产生原因。简述第一类回火脆性的特点及产生原因。 特点：(1)不可逆性：即已产生这种脆性的工件，在更高一些的温度，脆性消失，即使再将 工件于该回火脆性温度区回火，也不会重新变脆。 (2)脆性和冷却速度无关，在产生回火脆性温度区保温后，无论快冷慢冷，都会脆化。 (3)断口为沿晶断裂或穿晶断裂（非脆化为穿晶断裂） 。 产生原因：(1)残余奥氏体回火析出碳化物，转变为回火马氏体或贝氏体，变脆。 (2)低温回火碳化物析出形态分布不良。 4 简述第二类回火脆性的特点及产生原因。 （高温回火脆性）简述第二类回火脆性的特点及产生原因。 （高温回火脆性） 特点：(1)可逆性。 (2)脆性对冷却速度的敏感性，回火保温后快冷可消除或减弱第二类回火脆性，慢冷使脆性 得以发展。 (3)断口为沿晶断裂。 产生原因：(1)合金元素特别是 P 向原始奥氏体晶界偏聚，产生回火脆性。 (2)碳化物析出对位错产生钉扎作用。 5 简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。简述预防和减轻第二类回火脆性的方法。 (1)回火快冷，在稍低于回火脆性的温度进行一次补充回火。 (2)采用含 Mo 的钢，以抑制回火脆性的发生。 (3)对亚共析钢采用亚温共析方法，减少P在原始奥氏体晶界的偏聚浓度，减少脆化倾向。 (4)选用有害元素极少的高纯度钢，减轻第二类回火脆性。 (5)采用形变热处理的方法减弱回火脆性。 6 概念解释：概念解释： 二次硬化：二次硬化：回火温度较高时，析出合金元素的特殊碳化物，导致钢的再度硬化。 二次淬火：二次淬火：当