热处理对钢中碳化物的影响

热处理对钢中碳化物的影响~

热处理对钢中碳化物的影响，以M2高速钢为例，结果如下：
利用XRD对低合金高速钢及通
用型高速钢M2各热处理状态下碳化物的数量及类型变化特点进行研究,同时对力学性能进行了测试。结果表明:由于采用较高的碳饱和度,低合金高速钢退火态的
碳化物数量接近通用型高速钢M2,淬火过程中溶入基体及回火时析出的碳化物数量与M2钢相当,增加了固溶强化效果及二次硬化能力;使低合金高速钢经
1170℃淬火+540℃×3
h三次回火后,其硬度和600℃红硬性可达M2钢的水平,获得了良好的综合性能。

合金元素对热处理的影响分为3个方面 1 合金元素对奥氏体化的影响奥氏体晶粒在铁素体与碳化物边界处生核并长大；剩余碳化物的溶解；奥氏体成分的均匀化，在高温停留时奥氏体晶粒的长大粗化等过程。在钢中加入合金元素对后三个过程有较大的影响。（1） 含有碳化物形成元素的合金钢，其组织中的碳化物，是比渗碳体更稳定的合金渗碳体或特殊碳化物，因此，在奥氏体化加热时碳化物较难溶解，即需要较高的温度和较长的时间。一般来说，合金元素形成碳化物的倾向愈强，其碳化物也愈难溶解。（2） 合金元素在奥氏体中的均匀化，也需要较长时间，因为合金元素的扩散速度，均远低于碳的扩散速度。（3） 某些合金元素强烈地阻碍着奥氏体晶粒的粗化过程，这主要与合金碳化物很难溶解有关，未溶解的碳化物阻碍了奥氏体晶界的迁移，因此，含有较强的碳化物形成元素(如钼、钨，钒，铌、钛等)的钢，在奥氏体化加热时，易于获得细晶粒的组织。各合金元素对奥氏体晶粒粗化过程的影响，一般可归纳如下：1）强烈阻止晶粒粗化的元素：钛、铌、钒、铝等，其中以钛的作用最强。2）钨、钼、铬等中强碳化物形成元素，也显著地阻碍奥氏体晶粒粗化过程。3）一般认为硅和镍也能阻碍奥氏体晶粒的粗化，但作用不明显。4）锰和磷是促使奥氏体晶粒粗化的元素。2 合金元素对奥氏体分解转变的影响多数合金元素使奥氏体分解转变的速度减慢，即C曲线向右移，也就是提高了钢的淬透性。合金元素对马氏体转变的影响增加冷却时间，降低冷却速度。另外，合金元素对马氏体开始转变温度(Ms点)也有明显的影响。多数合金元素均使马氏体开始转变温度(Ms点)降低，其中锰、铬、镍的作用最为强烈，只有铝、钴是提高Ms点。3 合金元素对回火转变的影响合金元素对淬火钢回火转变的影响主要有下列三个方面。（1）提高钢的回火稳定性 这主要表现为合金元素在回火过程中推迟了马氏体的分解和残余奥氏体的转变，提高了铁素体的再结晶温度，使碳化物难以聚集长大而保持较大的弥散度，从而提高了钢对回火软化的抗力，即提高了钢的回火稳定性。（2）产生二次硬化一些合金元素加入钢中，在回火时，钢的硬度并不是随回火温度的升高一直降低的，而是在达到某一温度后，硬度开始增加，并随着回火温度的进一步提高，硬度也进一步增大，直至达到峰值。这种现象称为回火过程的二次硬化。图回火二次硬化现象与合金钢回火时析出物的性质有关。当回火温度低于约450℃时，钢中析出渗碳体，在450℃以上渗碳体溶解，钢中开始沉淀析出弥散稳定的难熔碳化物Mo2C、VC等，使钢的硬度开始升高，而在550～600℃左右沉淀析出过程完成，钢的硬度达到峰值。（3）增大回火脆性 钢在回火过程中出现的第乙类回火脆性(250～400C回火)t即回火马氏体脆性和第二类回火脆性(450～600～C回火)，即高温回火脆性均与钢中存在的合金元素有关。

试验用料双真空钢为两个炉号，电渣钢为一个炉号，双真空钢在上钢五厂的大生产中进行，冶炼工艺为：1t真空感应炉φ290mm→10t真空自耗炉φ370mm→10t真空自耗炉φ423mm，对比料电渣材在大冶特钢大生产中抽取，其冶炼工艺和化学成分见表1。

表1 试验用料的化学成分（质量分数） w（％）

编号 炉号 C Mn P S Si Ni Cr Cu Mo Ti O N 生产
工艺
(气体含量×10－6)
11＃ 243-68 1．01 0．27 0．008 0．003 0．27 0．05 1．51 0．07 0．01 0．0019 7 20 双真空
22＃ 243-67 1．03 0．32 0．008 0．004 0．29 0．05 1．50 0．07 0．01 0．0020 5 11 双真空
33＃ 11-1034 1．00 0．29 0．010 0．005 0．27 — 1.39 — — — 34 72 电渣

3组料的低倍检验结果相同，一般疏松为0.5级，中心疏松和偏析均为0级；3组料的显微组织检验结果也相同，液析为0级，网状为2.0级，带状为1.5级，球化组织为2.0级；非金属夹杂物检验结果为，氧化物均为0.5级，点状为0级，硫化物双真空材2组共6个试样，5个试样为0.5级，一个试样为1级，电渣材为0.5级。
3 试验方法和结果
3.1 非金属夹杂物的定量金相和电解试验结果
3.1.1 φ55mm试验料非金属夹杂物的定量金相检验结果 定量金相的检验工作在英国产Q10定量金相显微镜上进行，将试样放大到1000倍后进行检验。每个炉号分别检验3个部位的3个试样，每个试样检验50个视场。检验部位从心部到边缘，通过计算机报出氧化物夹杂和硫化物夹杂的粘污面积百分比和氧化物夹杂的数量、颗粒大小和分布，其结果见表2和表3。

表2 非金属夹杂物的粘污面积定量金相检验结果

编号 氧化物夹杂物（％） 硫化物夹杂（％）
试 样 号 平均 试样号 平均
1 2 3 1 2 3
11＃ 0.002714 0.002429 0.0096 0.004914 0.0276 0.0076 0.0076 0.01427
22＃ 0.003143 0.0076 0.0058 0.005514 0.0248 0.0134 0.0208 0.01967
33＃ 0.01814 0.0198 0.0264 0.02145 0.0488 0.0464 0.0359 0.04369

表3 氧化物夹杂物的颗粒大小、数量和分布的定量金相检验结果

编号 氧化物夹杂尺寸范围
总颗
粒数 ＞0～5
μm
颗粒数 ＞5～
10μm
颗粒数 ＞10～
15μm
颗粒数 ＞15～
20μm
颗粒数 ＞20μm
颗粒数
11＃ 531 525 6 0 0 0
22＃ 494 494 0 0 0 0
33＃ 721 679 34 6 1 1

备注：氧化物夹杂的颗粒数是3个试样之和
3.1.2 非金属夹杂物电解分析结果 将φ55mm的钢料改锻成φ16mm的试样，经球化退火处理后加工成φ13mm×120mm的电解夹杂的试样，该试样经840℃预热后1050℃下保温20min后油冷，以溶解钢中碳化物，便于准确分析出非金属夹杂物的含量。其结果见表4。

表4 电解夹杂试验结果

编号 氧化物夹杂（％）
SiO2 Al2O3 TiO2 FeO NiO MnO CaO MgO Cr2O3 总量
11＃ 0．00136 0．00018 无 0．00002 0．00003 0．00005 0．00014 0．00003 0．00005 0．00186
22＃ 0．00139 0．00019 无 0．00003 0．00004 0．00004 0．00010 0．00003 0．00005 0．00187
33＃ 0．00167 0．00570 无 0．00005 0．00004 0．00006 0．00017 0．00006 0．00008 0．00783

3.2 基体组织和碳化物的分析结果
双真空料采用空气炉热处理和真空热处理，电渣料仅采用空气炉热处理。空气炉热处理工艺为845～855℃加热后油淬，然后在150～180℃进行回火。真空热处理工艺为，在830℃预热后再在871℃加热后进行充气油冷，然后进行低温回火处理。3种料的不同热处理后的组织见图1～3，腐蚀剂均为4％HNO3酒精。

不同冶炼工艺的材料性能试验
3.3.1 接触疲劳寿命对比试验 接触疲劳寿命试验在JP-52接触疲劳试验机上进行，试验负荷砝码为490kg，最大接触应力为4410MPa。试验时采用自动控制，疲劳坑控制在0.5～1.0mm左右，并且可以自动计数。试验机转速为2800r／min，N32机油循环润滑。试验在5台试验机上交替运行。试样采用φ55mm退火材加工成φ52mm×φ30mm×8mm的试样。试验结果见表5和图7。

表5 接触疲劳寿命试验结果

编号 冶炼工艺 热处理工艺 接触疲劳寿命
L10×107 以0＃为
1的倍数 L50×107 以0＃为
1的倍数
1＃ VIM＋
VAR 真空热处理 4．0 1．49 15．07 3．04
7＃ VIM＋
VAR 空气炉热处理 3.27 1.22 11.20 3.25
0＃ ESR＋
VAR 空气炉热处理 2.69 1 4.98 1

图7 疲劳寿命试验的韦伯尔曲线图
1——VIM＋VAR＋真空热处理；
7——VIM＋VAR＋空气炉热处理；
0——ESR＋空气炉热处理

3.3.2 断裂韧度K1C的试验结果 断裂韧度试样由φ55mm改锻而成，其试样尺寸为12mm×24 mm×110mm，冶炼工艺、热处理工艺以及断裂韧度KIC的试验结果见表6。

表6 断裂韧度KIC试验结果

编号 冶炼工艺 热处理工艺 硬度
HRC K1C／
MPa．m1／2 以0＃为
1的倍数
1＃ 真空感应＋
真空自耗 真空热处理 59．4～59．9 18．95 1．191
7＃ 空气炉热处理 59.1 16.80 1.06
0＃ 电 渣 空气炉热处理 59.1 15.92 1

3.3.3 双真空HGCr15钢冲击韧度试验 冲击韧度试验是在JB30A冲击试验机上进行，试样尺寸为10mm×10mm×55mm，无缺口试样，试验了两组，一组为真空热处理，另一组为空气炉热处理，每组试验8个试样，其冲击韧度aK分别为165J／cm2和152J／cm2。前者的aK值比后者的aK值提高9％。
3.3.4 双真空HGCr15钢耐磨性能试验 耐磨性试验是在Mn-200对滚式磨损试验机上进行，下轴转速为400r／min，上轴轴速为360r／min，无润滑，相对滑动为10％，试验负荷588.4N（60kgf），试样尺寸为φ38mm×φ16mm×10mm，每对试验时间为4h20min。每组试验6对，试验了两组不同热处理的试样，一组为真空热处理，另一组为空气炉处理的。其总磨损量分别为0.2189g和0.2226g。结果表明，双真空HGCr15钢真空处理后其耐磨性能高于常规空气炉处理的耐磨性。
4 结果分析与讨论
4.1 冶炼工艺对钢中氧含量及氧化物夹杂的影响
本次试验采用双真空冶炼工艺进行试验后发现，通过双真空冶炼工艺可以获得极低氧含量的轴承钢，其氧含量仅为(5～7)×10－6，而电渣钢材的氧含量高达34×10－6。双真空材由于氧含量的降低，其钢中氧化物夹杂含量和粘污面积明显少于电渣钢，而且其颗粒大小和分布也明显优于电渣钢。从图像分析仪分析的结果可见双真空钢中氧化物夹杂的平均粘污面积为0.0052％，而电渣钢为0.021％，后者是前者的4倍。电解夹杂物的分析结果和定量金相的分析结果相似，电解氧化物夹杂的总量，双真空钢和电渣钢分别为0.001865％和0.00783％，后者是前者的4.2倍，特别是对轴承钢接触疲劳寿命最为有害的Al2O3，双真空钢和电渣钢分别为0.00018％和0.0057％，后者是前者的31.7倍。氧化物颗粒尺寸，双真空钢明显小于电渣钢，二者的平均氧化物颗粒尺寸分别为0.005214μm和0.02145μm，后者的颗粒大小是前者的4.1倍，而双真空钢的颗粒直径全在10μm以 内，电渣钢最大颗粒直径达20μm以上。结果表明，双真空冶炼工艺对于降低钢中氧含量和 氧化物夹杂的含量，提高钢的纯洁度是行之有效的途径。
4.2 热处理工艺对钢中基体组织和碳化物的影响
双真空钢和电渣钢不管是采用真空热处理还是采用空气炉热处理，淬火回火以后基体组织均为马氏体＋碳化物，通过透射电镜的观察分析，基体马氏体组织为位错马氏体＋孪晶马氏体。扫描电镜观察结果表明，双真空钢热处理后，其钢中碳化物较细小，尺寸较均匀，大部分区域其碳化物尺寸≤1μm，只有个别区域有个别较大尺寸的碳化物，最大为0.9μm×1.2μm；而电渣钢通过空气炉处理其钢中碳化物尺寸较不均匀，并且存在一些较大尺寸的颗粒，最大为1μm×3.0μm和1.2μm×1.0μm，双真空钢通过空气炉热处理的碳化物接近真空热处理的碳化物。结果说明，双真空钢通过热处理以后，其碳化物的颗粒尺寸和均匀性以及分布状态优于电渣钢。双真空钢通过真空热处理以后其碳化物颗粒尺寸、均匀度以及分布情况最为理想。
4.3 冶炼工艺和热处理工艺对HGCr15轴承钢性能的影响
接触疲劳寿命结果表明，双真空钢通过真空淬火处理并经250℃回火后其接触疲劳寿命L10最长，为4.0×107；双真空钢通过空气炉处理的L10为3. 27×107；电渣钢通过空气炉淬火经250℃回火后的L10为2.69×107；双真空钢采用真空热处理的L10比双真空钢采用空气炉处理的L10提高22.4％，比电渣钢采用空气炉处理的L10提高49％，双真空钢采用空气炉热处理的L10比电渣钢采用空气炉热处理的L10提高22％。双真空HGCr15钢经真空热处理以后其L10更进一步提高，其原因可归纳如下：首先双真空钢的氧 化物夹杂和氧含量明显低于电渣钢，含量低者其接触寿命则高；其次，双真空钢经真空热处理后其残余碳化物颗粒较细小均匀，基体碳浓度的均匀性也较好，这些对提高接触疲劳寿命也是有利的；第三，双真空钢经真空热处理以后轴承零件表面形成压应力（－135MPa），而常规热处理（空气炉处理）后轴承零件表面形成拉应力（＋227MPa）〔3〕，表面压应 力对接触疲劳寿命的提高也有一定的作用。
双真空钢通过真空热处理后其断裂韧度KIC为18.95MPa．m1／2，而双真空材和电渣材采用空气炉热处理后的断裂韧度KIC分别为16.80和15.92MPa．m1／2，双真空钢采用真空热处理和空气炉处理其KIC比电渣钢采用空气炉处理分别提高19％和6％。因此可以说，双真空钢采用真空热处理后，其断裂韧度KIC值最高，说明其抗裂纹的形成和扩展的能力最高。
双真空钢通过真空处理其冲击韧度aK提高9％。双真空钢材采用真空热处理耐磨耗性能同样优于采用空气炉热处理的钢材。

5 结论
（1）双真空冶炼HGCr15钢中氧化物夹杂含量明显低于电渣钢，并且氧化物夹杂颗粒少而小。
（2）GCr15双真空钢和电渣钢采用真空热处理和空气炉热处理其基体马氏体的组织基本相同，均为位错马氏体＋孪晶马氏体＋碳化物。双真空钢通过真空热处理以后其钢中碳化物较细小，且尺寸均匀度及分布状态最为理想。
（3）双真空HGCr15的力学性能明显优于电渣ZGCr15钢：接触疲劳寿命L10比电渣钢提高49％；断裂韧度K1C比电渣钢提高19％；冲击韧度和耐磨性略高于电渣钢。
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一、合金元素对钢力学性能的影响
1． 溶解于铁起固溶强化作用

几乎所有合金元素均能不同程度地溶于铁素体、奥氏体中形成固溶体，使钢的强度、硬度提高，但塑性韧性有所下降。使钢具有强韧性的良好配合。

2．形成碳化物，起第二相强化、硬化作用

按照与碳之间的相互作用不同，常用的合金元素分为非碳化物形成元素和碳化物形成元素两大类。碳化物形成元素包括Ti、Nb、V、W、Mo、Cr、Mn等，它们在钢中能与碳结合形成碳化物，如TiC、VC、WC等，这些碳化物一般都具有高的硬度、高的熔点和稳定性，如果它们颗粒细小并在钢中均匀分布时，则显著提高钢的强度、硬度和耐磨性。

3．使结构钢中珠光体增加，起强化的作用

合金元素的加入，使Fe-Fe3C相图中的共析点左移，因而，与相同含碳量的碳钢相比，亚共析成分的结构钢（一般结构钢为亚共析钢）含碳量更接近于共析成分，组织中珠光体的数量，使合金钢的强度提高。

工程材料及成形工艺基础

合金元素对铁素体力学性能的影响

二、合金元素对钢工艺性能的影响
1．对热处理的影响

（1）对加热过程奥氏体化的影响 ：合金钢热处理可适当提高加热温度和延长保温时间

合金钢中的合金渗碳体、合金碳化物稳定性高，不易溶入奥氏体；合金元素溶入奥氏体后扩散很缓慢，因此合金钢的奥氏体化速度比碳钢慢，为加速奥氏体化，要求将合金钢（锰钢除外）加热到较高的温度和保温较长的时间。除Mn外的所有合金元素都有阻碍奥氏体晶粒长大的作用，尤其是Ti、V等强碳化物形成的合金碳化物稳定性高，残存在奥氏体晶界上，显著地阻碍奥氏体晶粒长大。因此奥氏体化的晶粒一般比碳钢细。

（2）对过冷奥氏体转变的影响 ：合金钢淬透性更好，可减小淬火冷速，减小淬火变形。但残余奥氏体增多

除Co外，所有溶于奥氏体中的合金元素，都使过冷奥氏体的稳定性增大，使C曲线右移，马氏体临界冷却速度减小，淬透性提高。这使得合金钢利用较小的冷却速度即能淬成马氏体组织，可减小淬火变形。因此大尺寸、形状复杂或要求精度高的重要零件需要用合金钢制作。 除Co、Al外，大多数合金元素都使Ms点降低，使合金钢淬火后的残余奥氏体量比碳钢多，这将对零件的淬火质量会产生不利影响。

（3）对回火转变的影响 ：合金钢耐回火性好，回火后强韧性配合更好，有些钢可产生“二次硬化”

合金钢回火时马氏体不易分解，抗软化能力强，即提高了钢的耐回火性，回火后能有更好的强韧性配合。 合金元素能提高马氏体分解温度，对于含有较多Cr、Mo、W、V等强碳化物形成元素的钢，当加热至500～600℃回火时，直接由马氏体中析出合金碳化物，这些碳化物颗粒细小，分布弥散，使钢的硬度不仅不降低，反而升高这种现象称为“二次硬化”。但有些合金钢应避免“回火脆性”的产生。

2．对焊接性能的影响

淬透性良好的合金钢在焊接时，容易在接头处出现淬硬组织，使该处脆性增大，容易出现焊接裂纹；焊接时合金元素容易被氧化形成氧化物夹杂，使焊接质量下降，例如，在焊接不锈钢时，形成Cr2O3夹杂，使焊缝质量受到影响，同时由于铬的损失，不锈钢的耐腐蚀性下降，所以高合金钢最好采用保护作用好的氩弧焊。

3．对锻造性能的影响

由于合金元素溶入奥氏体后使变形抗力增加，使塑性变形困难，合金钢锻造需要施加更大的压力吨位；同时合金元素使钢的导热性降低、脆性加大，增大了合金钢锻造时和锻后冷却中出现变形、开裂的倾向，因此合金钢锻后一般应控制终锻温度和冷却速度。

热处理对钢中碳化物的影响，以M2高速钢为例，结果如下：
利用XRD对低合金高速钢及通 用型高速钢M2各热处理状态下碳化物的数量及类型变化特点进行研究,同时对力学性能进行了测试。结果表明:由于采用较高的碳饱和度,低合金高速钢退火态的 碳化物数量接近通用型高速钢M2,淬火过程中溶入基体及回火时析出的碳化物数量与M2钢相当,增加了固溶强化效果及二次硬化能力;使低合金高速钢经 1170℃淬火+540℃×3 h三次回火后,其硬度和600℃红硬性可达M2钢的水平,获得了良好的综合性能。

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应城市17111232746： 热处理对钢中碳化物的影响 - ？
聂乔裕力： 热处理对钢中碳化物的影响,以M2高速钢为例,结果如下:利用XRD对低合金高速钢及通 用型高速钢M2各热处理状态下碳化物的数量及类型变化特点进行研究,同时对力学性能进行了测试.结果表明:由于采用较高的碳饱和度,低合金高速钢退火态的 碳化物数量接近通用型高速钢M2,淬火过程中溶入基体及回火时析出的碳化物数量与M2钢相当,增加了固溶强化效果及二次硬化能力;使低合金高速钢经 1170℃淬火+540℃*3 h三次回火后,其硬度和600℃红硬性可达M2钢的水平,获得了良好的综合性能.

应城市17111232746： 经热处理的普碳钢对碳的含量是否有影响？
聂乔裕力： 淬火对钢铁的含碳量是没有影响的,只是在处理过程中可能存在脱碳氧化现象,当然渗碳等一系列化学热处理对材料表面的碳含量是有影响.

应城市17111232746： 含碳量对碳钢热处理组织和性能的影响 - ？
聂乔裕力： 钢中含碳量增加,屈服点和抗拉强度升高,硬度增加,但塑性、韧性下降,延展性下降和冲击性降低,当碳量0.23%超过时,钢的焊接性能变坏,因此用于焊接的低合金结构钢,含碳量一般不超过 0.20%.碳量高还会降低钢的耐大气腐蚀能力,在露天料场的高碳钢就易锈蚀;此外,碳能增加钢的冷脆性和时效敏感性.

应城市17111232746： 钢材的热处理对于刚才性质的重要影响 - ？
聂乔裕力： 钢材的热处理有以下几个方法 ※均质退火处理 简称均质化处理(Homogenization),系利用在高温进行长时间加热,使内部的化学成分充分扩散,因此又称为『扩散退火』.加热温度会因钢材种类有所差异,大钢锭通常在1200℃至1300℃之间...

应城市17111232746： 高锰钢需要热处理来提高耐磨性能吗 - ？
聂乔裕力： 需要. 1.高锰钢常规热处理工艺 普通热处理:1000~1100℃加热,保温或先加热到650~700℃保温一段时间再加热至1050~1100℃然后淬火.对厚薄悬殊、形状复杂的大件,在650~700℃保温一段时间,对减少变形开裂是有利的,而对厚薄...

应城市17111232746： 合金元素对钢的组织和性能有哪些影响? - ？
聂乔裕力： 1.溶解于铁起固溶强化作用 几乎所有合金元素均能不同程度地溶于铁素体、奥氏体中形成固溶体,使钢的强度、硬度提高,但塑性韧性有所下降.使钢具有强韧性的良好配合 2.形成碳化物,起第二相强化、硬化作用 按照与碳之间的相互作用...

应城市17111232746： 使合金具有良好抗点腐蚀性能的主要合金元素有哪些 - ？
聂乔裕力： 使合金具有良好抗点腐蚀性能的主要合金元素有哪些 合金元素对钢力学性能的影响 1. 溶解于铁起固溶强化作用 几乎所有合金元素均能不同程度地溶于铁素体、奥氏体中形成固溶体,使钢的强度、硬度提高,但塑性韧性有所下降.使钢具有强韧...

应城市17111232746： 热处理工艺对碳钢组织有什么影响 - ？
聂乔裕力： 不同的热处理工艺碳钢得到的组织是不相同的,其性能也有很大的不同,采用正火或退火工艺时,一般会得到铁碳相图中的平衡组织,例如亚共析钢经加热冷却后,最终室温为铁素体十珠光体组织.碳钢虽硬度不高,但具有较高的塑性和韧性. 当碳钢采用淬火工艺后,会得到非平衡组织马氏体.马氏体经过不同的回火温度,会得到不同的回火组织,如低温回火为回火马氐体组织,碳钢将具具有较高的强度和硬度.

应城市17111232746： 请教有关淬火和碳化物关系 - ？
聂乔裕力： 既存在网状碳化物,想必楼主是对高碳钢淬火了.要消除高碳钢的网状碳化物,最有效的手段当然是锻造,其次是正火,要控制冷却速度,否则易重新析出呈网状.后面的球化退火,还有最终热处理的淬火,对消除网状碳化物已是无能为力了,原因无他,温度不会那么高了.

应城市17111232746： 指出三种提高金属材料强度的方法及其原理? - ？
聂乔裕力：[答案] 1. 热处理:用淬火+回火.通过改变钢中碳化物形态,细化晶粒. 2.冷作硬化:属于变形强化,改变原子排列,形成“位错”组织. 3. 化学成份,增加C或合金含量.碳是最有效的强化元素,与Fe或合金形成碳化物.