第十四章:淬火钢的回火转变 本章重点: (1)淬火钢回火的组织转变过程和与之相对应的基本组织:(2)掌握并区分相 似名称的各种显微组织(如淬火马氏体和回火马氏体;奥氏体、过冷奥氏体和残 余奥氏体:索氏体和回火索氏体;屈氏体和回火屈氏体;平衡态a相和非平衡态 本章难点: 淬火钢回火的组织转变过程 回火是淬火后将零件加热到低于临界点某一温度,保持一定时间,然后以适 当的冷却方式(避免回火脆性时快冷;防止热应力缓冷;否则对冷却速度无限制) 冷却到室温的热处理操作 回火的目的是①为了使亚稳定的α'相转变为接近平衡相或平衡相,以便获得 所需要的相对稳定组织与性能②消除或减小内应力。 §13-1回火时物理性能的变化 1比容变化:马氏体>回火马氏体>回火屈氏体>回火索氏体>残余奥氏体。 2相变潜热:过冷奥氏体保存了奥氏体相变时吸收的潜热,淬火形成马氏体释放 了一部分潜热,仍保留部分潜热,这部分潜热在回火过程中不断放出。残余奥氏 体转变将使体积变大,放出相变潜热。 3电阻率:回火初期阶段(回火温度低于100℃时),由于C原子向位错线偏聚(板 条马氏体)使电阻率降低;向某些晶面富集(片状马氏体)使电阻率升高 §13-2淬火钢回火时组织转变 1马氏体中C原子偏聚(<100℃) ①由于转变温度较低,Fe与合金元素原子难以扩散;C、N溶质原子只能做短程 偏聚,板条马氏体晶内存在大量位错,C、N原子向位错线附近偏聚 ②片状马氏体由于位错较少,除了少量C、N原子向位错线附近偏聚,大量溶质 原子向孪晶面(110k偏聚,形成厚度几个A直径十几个A的富碳区 ⑧板条马氏体中C、N原子向位错线附近偏聚,降低弹性畸变能;而片状马氏体 由于C、N原子向孪晶面(110)·偏聚,使弹性畸变能可能升高。 ④C+⊥→⊥C 2马氏体分解80-250℃转变第一阶段 回火温度超过80℃马氏体开始分解,马氏体中C%降低,c轴减小,a轴变 大,正方度ca降低,马氏体转变成回火马氏体。 片状马氏体 ①从马氏体析出与其共格的εFeC,εFeC为密排六方结构,Ⅹ=2~3。此时马氏 体点阵常数a增加,c减小,正方度c/a降低
第十四章：淬火钢的回火转变 本章重点： (1)淬火钢回火的组织转变过程和与之相对应的基本组织；(2)掌握并区分相 似名称的各种显微组织(如淬火马氏体和回火马氏体；奥氏体、过冷奥氏体和残 余奥氏体；索氏体和回火索氏体；屈氏体和回火屈氏体；平衡态 α 相和非平衡态 α 相)。 本章难点： 淬火钢回火的组织转变过程 回火是淬火后将零件加热到低于临界点某一温度，保持一定时间，然后以适 当的冷却方式(避免回火脆性时快冷；防止热应力缓冷；否则对冷却速度无限制) 冷却到室温的热处理操作 回火的目的是①为了使亚稳定的 α′相转变为接近平衡相或平衡相，以便获得 所需要的相对稳定组织与性能②消除或减小内应力。 §13-1 回火时物理性能的变化 1.比容变化：马氏体＞回火马氏体＞回火屈氏体＞回火索氏体＞残余奥氏体。 2.相变潜热：过冷奥氏体保存了奥氏体相变时吸收的潜热，淬火形成马氏体释放 了一部分潜热，仍保留部分潜热，这部分潜热在回火过程中不断放出。残余奥氏 体转变将使体积变大，放出相变潜热。 3.电阻率：回火初期阶段(回火温度低于 100℃时)，由于 C 原子向位错线偏聚(板 条马氏体)使电阻率降低；向某些晶面富集(片状马氏体)使电阻率升高。 §13-2 淬火钢回火时组织转变 1.马氏体中 C 原子偏聚(＜100℃) ①由于转变温度较低，Fe 与合金元素原子难以扩散；C、N 溶质原子只能做短程 偏聚，板条马氏体晶内存在大量位错，C、N 原子向位错线附近偏聚。 ②片状马氏体由于位错较少，除了少量 C、N 原子向位错线附近偏聚，大量溶质 原子向孪晶面(110)α′偏聚，形成厚度几个 Å 直径十几个 Å 的富碳区。 ③板条马氏体中 C、N 原子向位错线附近偏聚，降低弹性畸变能；而片状马氏体 由于 C、N 原子向孪晶面(110)α′偏聚，使弹性畸变能可能升高。 ④C+⊥→⊥C； 2.马氏体分解(80~250℃)——转变第一阶段 回火温度超过 80℃马氏体开始分解，马氏体中 C%降低，c 轴减小，a 轴变 大，正方度 c/a 降低，马氏体转变成回火马氏体。 片状马氏体 ①从马氏体析出与其共格的 ε-FexC，ε-FexC 为密排六方结构，X=2~3。此时马氏 体点阵常数 a 增加，c 减小，正方度 c/a 降低
②光学显微镜下看不见ε-FeC,易腐蚀成黑色,电子显微镜下可以观察到εFeC 为长10004条状(空间形态为薄片状) ⑧εFeC为亚稳相,温度升高可以继续转变。 ④马氏体分解形式取决于回火温度,回火温度低(80-150℃),二相式分解,C原 子短程扩散:回火温度高(150~350℃),连续式分解,C原子长程扩散 ⑤马氏体分解转变为回火马氏体,即: ~0.25%C-共格L2-3 板条状马氏体 低碳(<0.2%C)板条马氏体在100-200℃回火,C原子仍偏聚在位错线附近处 于稳定状态,不析出εFeC 3残余奥氏体转变(200~300℃)—转变第二阶段 (1)残余奥氏体与过冷奥氏体相比,①两者都是C在a-Fe中的固溶体,转变 的动力学曲线很相似:②物理状态不同,残余奥氏体在淬火过程中发生了高度塑 性变形,存在很大的畸变;⑧发生了机械稳定化和热稳定化 (2)对于高碳Cr钢,残余奥氏体在珠光体形成先析碳化物和珠光体,在贝氏 体区形成贝氏体,在珠光体和贝氏体区之间有稳定存在区。 (3)淬火高碳钢,残余奥氏体转变产物是a相和ε-FexC的混合组织,称回火 马氏体或下贝氏体,此时a相的C%不仅与回火马氏体相近,而且与下贝氏体的 C%相近、结构也相似。残余奥氏体分解可表示为:A残→M回或B(a相+eFeC) 残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体称为二次淬火 (4)200~300℃是残余奥氏体反应激烈的温度范围,不是其开始和终了温度 开始转变温度更低 4碳化物转变(270-400℃)转变第三阶段 碳钢中马氏体过饱和的C几乎全部脱溶,但仍具有一定的正方度。形成两 种比ε-FeC更加稳定的碳化物,即:一种是xFeC2-—单斜晶系 一种是0Fe3C一正交晶系,具体形成过 程可表示为 a→a相+EeC→a相+x-Fe3C2+-FeC→a相+e-Fe3C+xFe5C2+εFeC→a相+ 0-e3C+x-FesC2→a相+0-Fe3C。 (1)碳化物转变取决于回火温度,也和时间有关,随着回火时间的延长,转变温 度可以降低。 (2)是否出现 X-FesC2与钢的C%有关,C%增加有利于 X-FesC2产生(板条马氏体不 易产生 x -FesC2) (3)回火时碳化物析出的惯习面和位向关系与碳化物类型有关。中、低碳钢 x-FeC2的惯习面为{112}a;位向关系为(100)/(121),(O10)/(101), [001]//111Ja
②光学显微镜下看不见 ε-FexC，易腐蚀成黑色，电子显微镜下可以观察到 ε-FexC 为长 1000Å 条状(空间形态为薄片状) ③ε-FexC 为亚稳相，温度升高可以继续转变。 ④马氏体分解形式取决于回火温度，回火温度低(80~150℃)，二相式分解，C 原 子短程扩散；回火温度高(150~350℃)，连续式分解，C 原子长程扩散。 ⑤马氏体分解转变为回火马氏体，即： α′ M 回(α1′ + ε-FexC) ～0.25%C 共格 2~3 板条状马氏体 低碳(＜0.2%C)板条马氏体在 100~200℃回火，C 原子仍偏聚在位错线附近处 于稳定状态，不析出 ε-FexC。 3.残余奥氏体转变(200~300℃)——转变第二阶段 (1)残余奥氏体与过冷奥氏体相比，①两者都是 C 在 α-Fe 中的固溶体，转变 的动力学曲线很相似；②物理状态不同，残余奥氏体在淬火过程中发生了高度塑 性变形，存在很大的畸变；③发生了机械稳定化和热稳定化。 (2)对于高碳 Cr 钢，残余奥氏体在珠光体形成先析碳化物和珠光体，在贝氏 体区形成贝氏体，在珠光体和贝氏体区之间有稳定存在区。 (3)淬火高碳钢，残余奥氏体转变产物是 α 相和 ε-FexC 的混合组织，称回火 马氏体或下贝氏体，此时 α 相的 C%不仅与回火马氏体相近，而且与下贝氏体的 C%相近、结构也相似。残余奥氏体分解可表示为：A 残→M 回或 B 下(α 相+ε-FexC)， 残余奥氏体转变为马氏体或下贝氏体称为二次淬火。 (4)200~300℃是残余奥氏体反应激烈的温度范围，不是其开始和终了温度， 开始转变温度更低。 4.碳化物转变(270~400℃)——转变第三阶段 碳钢中马氏体过饱和的 C 几乎全部脱溶，但仍具有一定的正方度。形成两 种比 ε-FexC 更加稳定的碳化物，即：一种是 χ-Fe5C2——单斜晶系 一种是 θ-Fe3C——正交晶系，具体形成过 程可表示为： α′→α 相+ε-FexC→α 相+χ-Fe5C2+ε-FexC→α 相+θ-Fe3C+χ-Fe5C2+ε-FexC→α 相+ θ-Fe3C+χ-Fe5C2→α 相+θ-Fe3C。 (1)碳化物转变取决于回火温度，也和时间有关，随着回火时间的延长，转变温 度可以降低。 (2)是否出现 χ-Fe5C2 与钢的 C%有关，C%增加有利于 χ-Fe5C2 产生(板条马氏体不 易产生 χ-Fe5C2)。 (3)回火时碳化物析出的惯习面和位向关系与碳化物类型有关。中、低碳钢： χ-Fe5C2 的惯习面为{112}α′；位向关系为(100)χ//(121)α′，(010)χ//(101)α′， [001]χ//[111]α′
eFe3C的惯习面为{110}或{112}a;位向关系为(001)f/(112)k, (010)l/(11lk,[loOJ/10Ja。 (4)碳化物形核长大可分为两类,取决于新旧碳化物与母相的位向关系,新旧碳 化物与母相位向关系相同则“原位”形核长大;不相同则“单独”形核长大。 ①在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构称“原位形核长大转变”。 ②原碳化物溶解,新碳化物在其它位置重新形核长大称“单独形核长大转变”。 FeC与 X-FesC2和θFeC的惯习面和位向关系不同,单独形核长大;x-FesC2 和θ-Fe3C的惯习面和位向关系可能相同也可能不同,既可以“原位形核长大转 变”,也可以“单独形核长大转变”。 (5)低碳马氏体由于Ms点较高,淬火冷却时往往析出0-FeC碳化物称自回火。 (6)最终组织:具有一定过饱和度的a相和与其无共格关系的-Fe3C碳化物混合 组织一一回火屈氏体 对于合金钢,回火过程中形成细小弥散的与α相共格的特殊碳化物,导致钢 的硬度增加称为二次硬化。 5a相回复再结晶及碳化物聚集长大(>400℃) 主要发生a相回复再结晶,同时碳化物聚集长大 (1)u相回复:α相回复包括内应力消除和缺陷的减少或逐渐消失。内应力分 三类: 第一类内应力:区域性的,存在于一组晶粒(多个晶粒)和一组晶粒之闯 第二类内应力:晶粒内,晶胞间 第三类内应力:晶胞内,原子间。受C扩散控制 存在零件内 缺陷:淬火马氏体位错、挛晶密度很髙,与冷变形金属相似,回复过程中①板条 马氏体的位错降低,剩下的位错将重新排列形成二维位错网络一一多边化。这是 比较稳定的状态,这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。②片状马氏体 回火温度高于250℃时孪晶开始消失,400℃孪晶全部消失,前三个阶段回复就开 始发生。回复过程马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状,片状马氏 体仍片状)。 (2)再结晶:回火温度高于600℃发生再结晶,板条马氏体形成位错密度很低的等 轴α相取代板条α晶粒一一再结晶;片状马氏体回火温度髙于400℃孪晶全部消 失,出现胞块组织,温度高于600℃发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核 心)、长大过程。 (3)碳化物长大:温度高于400℃,碳化物已与α相脱离共格关系而聚集球化。细 粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化,满足d=kr3(碳化物长大公式),并对a 相的再结晶有阻碍作用。 (4)最终组织:回复和再结晶的a相与聚集长大的粒状碳化物(与a相无共格关系 的混合组织称为回火索氏体组织 值得指出钢在连续加热回火过程中的各种转变,不是单独发生的,而是相互
θ-Fe3C 的惯习面为 {110}α′ 或 {112}α′ ；位向关系为 (001)θ//(112)α′ ， (010)θ//(111)α′，[100]θ//[110]α′。 (4)碳化物形核长大可分为两类，取决于新旧碳化物与母相的位向关系，新旧碳 化物与母相位向关系相同则“原位”形核长大；不相同则“单独”形核长大。 ①在原碳化物基础上发生成分变化和点阵重构称“原位形核长大转变”。 ②原碳化物溶解，新碳化物在其它位置重新形核长大称“单独形核长大转变”。 ε-FexC 与 χ-Fe5C2和 θ-Fe3C 的惯习面和位向关系不同，单独形核长大；χ-Fe5C2 和 θ-Fe3C 的惯习面和位向关系可能相同也可能不同，既可以“原位形核长大转 变”，也可以“单独形核长大转变”。 (5)低碳马氏体由于 Ms 点较高，淬火冷却时往往析出 θ-Fe3C 碳化物称自回火。 (6)最终组织：具有一定过饱和度的 α 相和与其无共格关系的 θ-Fe3C 碳化物混合 组织——回火屈氏体。 对于合金钢，回火过程中形成细小弥散的与 α 相共格的特殊碳化物，导致钢 的硬度增加称为二次硬化。 5.α 相回复再结晶及碳化物聚集长大(＞400℃) 主要发生 α 相回复再结晶，同时碳化物聚集长大。 (1)α 相回复：α 相回复包括内应力消除和缺陷的减少或逐渐消失。内应力分 三类： 第一类内应力：区域性的，存在于一组晶粒(多个晶粒)和一组晶粒之间。 第二类内应力：晶粒内，晶胞间。 第三类内应力：晶胞内，原子间。 缺陷：淬火马氏体位错、孪晶密度很高，与冷变形金属相似，回复过程中①板条 马氏体的位错降低，剩下的位错将重新排列形成二维位错网络——多边化。这是 比较稳定的状态，这些位错网络把板条马氏体晶粒分割成亚晶粒。②片状马氏体 回火温度高于 250℃时孪晶开始消失，400℃孪晶全部消失，前三个阶段回复就开 始发生。回复过程马氏体晶粒空间形态不变(板条状马氏体仍板条状，片状马氏 体仍片状)。 (2)再结晶：回火温度高于 600℃发生再结晶，板条马氏体形成位错密度很低的等 轴 α 相取代板条 α 晶粒——再结晶；片状马氏体回火温度高于 400℃孪晶全部消 失，出现胞块组织，温度高于 600℃发生再结晶。这一过程也是形核(亚晶界为核 心)、长大过程。 (3)碳化物长大：温度高于 400℃，碳化物已与 α 相脱离共格关系而聚集球化。细 粒状弥散的碳化物迅速聚集长大并粗化，满足 d=kτ3 (碳化物长大公式)，并对 α 相的再结晶有阻碍作用。 (4)最终组织：回复和再结晶的 α 相与聚集长大的粒状碳化物(与 α 相无共格关系) 的混合组织称为回火索氏体组织。 值得指出钢在连续加热回火过程中的各种转变，不是单独发生的，而是相互 受 C 扩散控制 存在零件内
重叠的,每一阶段的回火温度区间也是相互重叠的。 §13-3淬火钢回火时机械性能变化 高温回火:回火索氏体(500℃) 回火温度升高,硬度总的趋势是下降 (1)高碳钢(>0.8%C)l00℃左右回火时硬度稍有上升,是由于C原子偏聚和共格 E-FeC析出造成的 (2)200-300℃回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体 大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。 (3)合金元素能够不同程度上阻碍回火硬度的降低,同时回火时(500-600℃)可以 造成二次硬化。 二、度和塑性 回火温度升高,强度不断下降,塑性不断上升 (1)低温回火时,高碳钢片状马氏体塑性几乎为零,低碳钢具有良好的综合性能。 (2)300-450℃回火时钢的弹性极限最高(回火屈氏体组织) (3)合金元素加入与相同含碳量的碳钢对比,强度高(回火高于300℃)。 韧性 实验发现钢在250-400℃和450-600℃回火,出现韧性下降(脆化)现象,称为 回火脆性。 (-)第一类回火脆性 1定义:250~400℃回火时出现的回火脆性称第一类回火脆性。 2特点:(1)断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂 (2)与回火冷却速度无关 (3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火,脆性消失,重新在其 脆性温度区回火,也不产生回火脆性,这种特性称回火脆性的不可逆。 (3)不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。 3产生机制: (1)残余奥氏体转变理论——在此温度回火正是残余奥氏体转变为马氏体或下贝 氏体温度区,由于残余奥氏体转变致脆。此观点不能解释低碳钢含有少量残余 奥氏体)回火脆性,并且有些钢残余奥氏体转变温度与此脆性温度不重合。 (2)杂质偏聚理论——最近研究发现,第一类回火脆性断口有三种,即①沿原奥 氏体晶界断裂:低温回火时P、S、AsS向原奥氏体晶界偏聚引起强度降低(能谱分 析已经证实)。②沿马氏体板条晶界断裂:εFeC转变为 X -FesC2或θ-FesC的温
重叠的，每一阶段的回火温度区间也是相互重叠的。 §13-3 淬火钢回火时机械性能变化 高温回火：回火索氏体(＜250℃) 按回火温度的不同，将回火分成 中温回火：回火屈氏体(350~500℃) 一、硬度 低温回火：回火马氏体(＞500℃) 回火温度升高，硬度总的趋势是下降。 (1)高碳钢(＞0.8%C)100℃左右回火时硬度稍有上升，是由于 C 原子偏聚和共格 ε-FexC 析出造成的。 (2)200~300℃回火时出现硬度平台是由于残余奥氏体转变(使硬度上升)和马氏体 大量分解(使硬度下降)两个因素综合作用的结果。 (3)合金元素能够不同程度上阻碍回火硬度的降低，同时回火时(500~600℃)可以 造成二次硬化。 二、度和塑性 回火温度升高，强度不断下降，塑性不断上升。 (1)低温回火时，高碳钢片状马氏体塑性几乎为零，低碳钢具有良好的综合性能。 (2)300~450℃回火时钢的弹性极限最高(回火屈氏体组织)。 (3)合金元素加入与相同含碳量的碳钢对比，强度高(回火高于 300℃)。 三、韧性 实验发现钢在 250~400℃和 450~600℃回火，出现韧性下降(脆化)现象，称为 回火脆性。 (一)第一类回火脆性 1.定义：250~400℃回火时出现的回火脆性称第一类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂或穿晶断裂。 (2)与回火冷却速度无关。 (3)产生第一类回火脆性的工件在更高的温度回火，脆性消失，重新在其 脆性温度区回火，也不产生回火脆性，这种特性称回火脆性的不可逆。 (3)不能用热处理或合金化方法消除第一类回火脆性。 3.产生机制： (1)残余奥氏体转变理论——在此温度回火正是残余奥氏体转变为马氏体或下贝 氏体温度区，由于残余奥氏体转变致脆。此观点不能解释低碳钢(含有少量残余 奥氏体)回火脆性，并且有些钢残余奥氏体转变温度与此脆性温度不重合。 (2)杂质偏聚理论——最近研究发现，第一类回火脆性断口有三种，即①沿原奥 氏体晶界断裂：低温回火时 P、S、As 向原奥氏体晶界偏聚引起强度降低(能谱分 析已经证实)。②沿马氏体板条晶界断裂：ε-FexC 转变为 χ-Fe5C2或 θ-Fe3C 的温
度与第一类回火脆性温度相近,新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析岀造成脆 性增加。③穿晶断裂:夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物,或片状马氏体的孪 晶界析出碳化物,当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4避免方法: (1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入Mo、Si等。 (2)不在此温度区间回火 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性 1定义:450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2特点:(1)断裂方式为沿晶断裂。 (2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆 性,慢冷产生第二类回火脆性 3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷,回火脆性 消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。 (4)与原始组织有关,马氏体的第二类回火脆性>贝氏体的第二类回火脆 性>珠光体的第二类回火脆性 (5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3产生机制(无定论 杂质偏聚理论一一杂质元素P、Sn、AS、Sb等向原奥氏体晶界偏聚,合金元素 Ni、Cr、Mn也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚,处于韧性状态时没 有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火 500℃时,P在原奥氏体晶界显著偏聚,回火时间增加,P在原奧氏体晶界的偏聚 量增加,超过500℃时,P扩散离去,再次冷至500℃时,P又偏聚在原奥氏体晶 界一一可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系 4避免方法: (1)降低杂质元素含量,减少合金元素Ni、Cr、Mn含量 (2)加入合金元素Mo、W等抑制杂质元素偏聚。 (3)细化晶粒,奥氏体晶粒粗大,单位体积晶界数量减少,杂质在晶界处含量相 对增加,第二类回火脆性增大 (4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。 (6)亚共析钢采用亚温淬火使P溶入到α相中,减少其在奥氏体晶界的偏聚
度与第一类回火脆性温度相近，新生成的碳化物沿马氏体板条束边界析出造成脆 性增加。③穿晶断裂：夹在板条间的残余奥氏体析出碳化物，或片状马氏体的孪 晶界析出碳化物，当碳化物粗大甚至有裂纹存在则产生穿晶断裂。 4.避免方法： (1)加入合金元素使回火脆性温度提高。如加入 Mo、Si 等。 (2)不在此温度区间回火。 (3)降低杂质元素含量。 (一)第二类回火脆性 1.定义：450~600℃回火时出现的回火脆性称第二类回火脆性。 2.特点：(1)断裂方式为沿晶断裂。 (2)与回火冷却速度有关(对冷却速度敏感)快冷时不产生第二类回火脆 性，慢冷产生第二类回火脆性。 (3)可逆性——已产生第二类回火脆性钢回火重新加热快冷，回火脆性 消失不脆的钢回火慢冷时产生第二类回火脆性。 (4)与原始组织有关，马氏体的第二类回火脆性＞贝氏体的第二类回火脆 性＞珠光体的第二类回火脆性。 (5)第二类回火脆性的等温冷却脆化动力学曲线呈“C”字型。 3.产生机制(无定论)： 杂质偏聚理论——杂质元素 P、Sn、As、Sb 等向原奥氏体晶界偏聚，合金元素 Ni、Cr、Mn 也在原奥氏体晶界偏聚并促进杂质元素的偏聚，处于韧性状态时没 有发现上述杂质元素在原奥氏体晶界偏聚。杂质元素的偏聚引起强度降低。回火 500℃时，P 在原奥氏体晶界显著偏聚，回火时间增加，P 在原奥氏体晶界的偏聚 量增加，超过 500℃时，P 扩散离去，再次冷至 500℃时，P 又偏聚在原奥氏体晶 界——可逆性。该理论不能解释第二类回火脆性与冷却速度的关系。 4.避免方法： (1)降低杂质元素含量，减少合金元素 Ni、Cr、Mn 含量。 (2)加入合金元素 Mo、W 等抑制杂质元素偏聚。 (3)细化晶粒，奥氏体晶粒粗大，单位体积晶界数量减少，杂质在晶界处含量相 对增加，第二类回火脆性增大。 (4)回火快冷(对尺寸小的零件、形状不太复杂)。 (5)采用形变热处理方法减少第二类回火脆性。 (6)亚共析钢采用亚温淬火使 P 溶入到 α 相中，减少其在奥氏体晶界的偏聚
