金属材料科学工程固态相变理论1Word格式.docx
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错配度介于0.05～0.25之间，则易形成半共格界面。
界面能的主要因素：
（1）两相界面上原子排列的不规则性将导致两相界面能升高；
（2）新旧两相化学成分的改变引起的化学能的改变。
弹性应变能
（1）金属固态相变时，因新相和母相的比容不同可能发生体积变化，导致弹性应变能增大。
几何形状对因比容差而产生的应变能的影响：
新相呈球状时应变能最大，呈圆盘（片）状时应变能最小，呈棒（针）状时应变能居中。
（2）两相界面上的不匹配也会使弹性应变能增大。
金属固态相变时的相变阻力包括界面能和弹性应变能。
当界面共格时，可以降低界面能但使弹性应变能增大。
当界面不共格时，盘状新相的弹性应变能最低，但界面能较高；
而球状新相的界面能最低，但弹性应变能却最大。
固态相变时究竟是界面能还是弹性应变能起主导作用取决于具体条件。
晶体缺陷的影响：
金属固态相变时新相晶核总是优先在晶体缺陷处形成。
因为晶体缺陷是能量起伏、结构起伏和成分起伏最大的区域。
在这些区域形核时：
1原子扩散激活能低，扩散速度快。
2相变应力容易被松弛。
3位错消失释放的部分能量可作为克服形成新相界面和相变应变所需的能量。
4位错依附在新相界面上，构成半共格界面中位错的一部分，结果也会使系统自由能降低。
共格、半共格界面的长大机制为台阶机制、切变机制；
非共格界面的长大机制为界面原子的扩散。
新相的长大速度取决于相界面的移动速度，即向母相的迁移速度。
新相的长大分为两种：
一是新相形成时无成分变化，只有原子的近程扩散；
二是新相形成时有成分变化，新相长大需要溶质原子的长程扩散。
临界冷却速度：
在连续冷却中，使过冷奥氏体不析出先共析铁素体（亚共析钢）或先共析渗碳体（过共析钢高于Acm点的奥氏体化）以及不转变为珠光体或贝氏体的最低冷却速度。
临界淬火速度：
在连续冷却时，使过冷奥氏体不发生分解，完全转变为马氏体（包括残余奥氏体）的最低冷却速度。
代表钢件淬火冷却形成马氏体的能力，是决定钢件淬透层深度的重要因素，也是选取钢材和正确热处理工艺的重要依据之一。
奥氏体化：
为了使钢件经热处理后获得所需要的组织和性能，大多数热处理工艺都需要将钢件加热至相变临界点以上，形成奥氏体组织，称之为奥氏体化。
完全奥氏体化温度在Acm以上，不完全在A1以上Acm以下。
奥氏体的组织和结构：
奥氏体的组织通常是等轴状的多边形晶粒所组成，晶内常可出现相变孪晶。
碳原子在奥氏体点阵中处于由Fe原子所组成的八面体中心间隙位置，即面心立方晶胞的中心或棱边中点。
C原子呈统计性均匀分布，存在浓度起伏，C原子的存在，使奥氏体点阵发生等称膨胀，因而点阵常数随碳含量升高而增大。
奥氏体的性能;
奥氏体的硬度和屈服强度均不高。
因面心立方点阵滑移系较多，奥氏体的塑性很好，易于变形，即加工成型性好；
又面心立方点阵是一种最密排的点阵结构，致密度高，故其比容最小；
因其自扩散激活能小，扩散系数小，所以热强性好；
奥氏体具有顺磁性，而转变产物均为铁磁性；
奥氏体的线膨胀系数大；
导热性差（故加热速度不能过快，以免因热应力过大而引起工件变形。
奥氏体的形成过程可以分为四个阶段1奥氏体形核2奥氏体晶核向铁素体及渗碳体两个方向长大；
3剩余碳化物的溶解4奥氏体的均匀化
连续加热时，随加热速度增大，奥氏体的形成温度升高，是奥氏体的起始晶粒细化，减少奥氏体的形成时间；
同时剩余碳化物的数量增多，使奥氏体基体的平均碳含量降低。
奥氏体的晶粒度有三种;
A起始晶粒度;
在临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成，其晶粒边界刚刚接触时的晶粒大小。
B实际晶粒度;
在某一加热条件下所得到的实际奥氏体晶粒的大小。
C本质晶粒度：
在920-940摄氏度下保温足够时间后测得的奥氏体晶粒大小。
本质晶粒度只表示钢在一定条件下奥氏体晶粒长大的倾向性。
影响奥氏体晶粒长大的因素;
1加热温度和保温时间的影响。
加热温度越高，保温时间越长，奥氏体晶粒将越粗大，长大进行得也越快，但当长大到一定尺寸后，长大过程将减慢直至停止长大。
2加热速度的影响。
加热速度越大，过热度愈大，获得的奥氏体起始晶粒度就越细小3钢中碳含量的影响。
钢中碳含量不足以形成过剩碳化物时，加热时奥氏体晶粒随钢中碳含量增加而增大。
当碳含量超过一定限度时，随钢中碳含量的增加，奥氏体的晶粒反而细化4合金元素的影响。
难溶碳化物阻碍奥氏体的长大，使奥氏体晶粒粗化温度显著提高。
易溶化合物也阻碍奥氏体的长大。
5冶炼方法的影响。
通过第二相强化来影响。
6原始组织的影响。
原始组织越细，碳化物弥散度愈大，所得到的奥氏体起始晶粒就越细小，但晶粒的长大倾向也越大，即钢的过热敏感性增大。
珠光体转变：
冷却时由奥氏体向珠光体的共析相变。
它是一种典型的平衡转变，所得产物为符合平衡状态图的平衡组织。
珠光体：
共析碳钢加热奥氏体化后缓慢冷却，在稍低于A1温度时奥氏体将分解为铁素体与渗碳体的混合物。
其典型形态呈片状或者层状、
珠光体片层间距：
在片状珠光体中，一对铁素体和渗碳体的总厚度为珠光体片层间距，以S0表示珠光体团;
片层方向大致相同的区域称为珠光体团或者珠光体晶粒。
珠光体的分类:
随着珠光体转变温度的下降，片状珠光体的片层间距将减小。
按照S0分为：
片状珠光体：
S0在150~450nm索氏体：
80~150屈氏体30~80
S0大小主要取决于珠光体的形成温度，也可以说是过冷度。
连续冷却的条件下，冷却速度越大，形成温度越低，过冷度愈大，则片层间距就越小。
原因是：
形成温度越低，C原子的扩散能力下降，不易进行较大距离的迁移，因而只能形成片层间距较小的珠光体，但S0减小则是铁素体与渗碳体的相界面积增大，即界面能增加。
而这部分增加的能量由增大过冷度所得到的化学自由能差来提供。
/铁素体基体上分布着粒状渗碳体的组织，称为粒状珠光体或球状珠光体。
一般是经过球化退火得到的。
领先相：
过冷度小时，渗碳体是领先相，过冷度大时，铁素体是领先相；
亚共析钢中，铁素体是领先相；
在过共析钢中，渗碳体是领先相；
在共析钢中，一般认为领先相是渗碳体。
珠光体的形成过程包括两个过程：
其一是通过碳的扩散形成低碳铁素体和高碳渗碳体，其二是晶体点阵重构，由FCC的奥氏体向BCC的铁素体和复杂斜方的Fe3C转变。
珠光体的纵向长大是铁素体和渗碳体同时连续的向奥氏体中延伸，横向长大是渗碳体片与铁素体片交替堆叠增多。
亚（过）共析钢先析相的析出：
当奥氏体晶粒较细小时，等温温度较高或者冷却速度较缓慢时，所形成的先共析体铁素体一般呈等轴状；
当奥氏体晶粒较粗大，冷却速度较快时，先共析铁素体可能沿奥氏体晶界呈网状析出；
块状和网状铁素体形成时与奥氏体无共格关系。
但奥氏体成分均匀。
晶粒粗大，冷却速度又比较适中时，先共析铁素体有可能呈片（针）状，沿一定晶面向奥氏体晶内析出，此时铁素体与奥氏体有共格关系。
在过共析钢中，先共析渗碳体的形态可以是粒状、网状或针（片）状。
魏氏体组织：
工业上将具有片（针）状铁素体加珠光体的组织称为魏氏组织，前者称为魏氏组织铁素体，后者称为魏氏组织渗碳体。
组织特征：
1试样表面产生浮突现象.2晶体学位向关系和惯习面3.形核和长大过程。
形成条件：
1等温条件或者连续冷却条件2有一个上限温度Ws点3易在粗晶粒的奥氏体中形成4一定的冷却速度范围内才能形成。
5.钢中加锰，会促进魏氏组织形成。
共析钢珠光体的机械性能：
主要取决于奥氏体化温度和珠光体形成温度。
随珠光体的片层间距以及珠光体团直径减小，珠光体的强度。
硬度以及塑性均提高。
碳化物颗粒越细小，硬度和强度就越高，碳化物颗粒越接近等轴状，分布越均匀，韧性越好。
在相同的抗拉强度下，粒状珠光体比片状珠光体的疲劳强度有所提高。
铁素体加珠光体的机械性能：
铁素体加珠光体的强度和韧性取决于钢中的碳含量，也取决于奥氏体化温度以及冷却速度。
屈服强度主要取决于铁素体晶粒尺寸大小，塑性则随珠光体量的增多而下降，随铁素体晶粒的细化而升高。
派敦处理;
就是使高碳钢获得细珠光体（索氏体）组织，再经过深度冷拔而获得高强度钢丝。
切变共格型相变指在相变过程中，晶体点阵的重组是通过切变即基体原子有规律的近程迁移完成，并且新相与母相保持共格关系的相变。
凡是相变的基本特征属于切变共格型的相变都称为马氏体相变，其相变产物称为马氏体。
马氏体相变的主要特征：
1.切变共格和表面浮突现象这表明马氏体相变是通过奥氏体均匀切变进行的，同时马氏体和奥氏体之间界面上的原子是切变共格界面2.无扩散性，钢中的奥氏体转变为马氏体时，仅由面心立方点阵通过切变改组为体心立方点阵，而无成分的变化。
3.具有特定的位向关系和惯习面，主要有k-s关系、西山关系和G-T关系。
4.在一个温度范围内完成相变。
马氏体的转变必须是在Ms点以下开始，转变过程必须是在连续冷却的条件下进行，另外转变完成时，总会有残留奥氏体的存在。
5可逆性。
即马氏体经过一定条件的加热也可转变为奥氏体。
Md和Ad分别称为形变诱发马氏体相变开始点和形变诱发奥氏体相变开始点，即可获得形变诱发马氏体的最高温度和形变诱发奥氏体的最低温度。
Ms点：
定义：
必须将奥氏体快速冷却至某一温度以下才能发生马氏体相变，这一温度称为马氏体相变开始点，以Ms表示。
物理意义即为奥氏体和马氏体两相自由能差达到相变所需最小驱动力值时的温度。
影响因素：
1Ms点的主要取决于奥氏体的碳含量，（碳含量越高，Ms点越低。
）2另外合金元素的加入（合金元素基本上都使Ms点下降），形变与应力（马氏体的比容大，所以相变时体积要增大，所以压应力会降低Ms点,,而拉应力会升高Ms点）。
3奥氏体化条件，4淬火冷却速度（低速和高速都保持恒定的另一个台阶，而中速阶段却随淬火速度的增加而升高。
）5磁场等因素（只升高Ms点，其他不改变）对Ms点也起着关键的影响作用。
马氏体的结构特征：
随钢中碳含量升高，马氏体的点阵常数c增大，a减小，正方度c/a增大。
碳原子溶入铁素体体心立方单胞的八面体间隙中，使短轴方向上Fe原子的间距伸长，而使另外两个方向上收缩，从而使体心立方变成体心正方。
由间隙碳原子造成的这种非对称畸变称为畸变偶极。
影响马氏体形态及内部亚结构的因素;
1母相奥氏体的化学成分，主要是碳含量，随碳含量的增加，板条状向片状转变，位错向孪晶转变。
合金元素中，凡能缩小奥氏体的均能促使得到板条状马氏体，反之，相反。
2马氏体的形成温度。
睡温度降低，形态按照板条状→蝶状→片状→薄片状的顺序变化，亚结构由位错向孪晶转变。
3奥氏体的层错能，较低时形成E马氏体，4奥氏体与马氏体的强度5滑移和孪生变形的临界分切应力的大小。
奥氏体的稳定化是指奥氏体的内部结构在外界因素作用下发生某种变化而使奥氏体向马氏体的转变呈现迟滞的现象。
通常有热稳定化和机械稳定化两种。
热稳定化：
淬火时因缓慢冷却或在冷却过程中停留而引起奥氏体的稳定性提高，是马氏体转变迟滞的现象称为奥氏体的热稳定化。
原因：
由于C、N原子在适当温度下向晶体点阵缺陷处偏聚（钉扎位错），因而强化了奥氏体，使马氏体相变的切变阻力增大所致。
等温停留时，C、N原子向马氏体核坯的位错界面偏聚，包围马氏体核胚，直至足以钉死它，阻止其长大成为马氏体晶核。
Mc：
奥氏体热稳定化的温度上限。
反稳定化：
当等温温度超过一定限度后，随等温温度的升高，奥氏体稳定化的程度反而下降，这种现象称为反稳定化。
反稳定化和深冷处理的方法都可促进残余奥氏体的马氏体转变。
奥氏体的机械稳定化:
在Md点以上温度对奥氏体进行塑性变形，超过一定变形量时会使随后的马氏体转变发生困难，Ms点降低，残余奥氏体量增多，引起奥氏体稳定化，称为机械稳定化。
马氏体的强度主要决定于碳含量，马氏体的韧性主要决定于亚结构。
低碳位错型具有高的强度和良好的韧性。
高碳孪晶型马氏体具有高的强度，但韧性更差。
马氏体相变产生的诱发塑性：
金属及合金在相变过程中塑性增加，往往在低于母相屈服强度时即可发生塑性变形，这种现象称为相变诱发塑性。
由马氏体相变产生的诱发塑性称为马氏体相变诱发塑性钢在室温变形时会诱发形变马氏体的形成，马氏体相变又诱发塑性。
因此这类钢具有很高的强度和塑性。
典型trip钢
贝氏体定义：
钢经奥氏体化后过冷到珠光体相变与马氏体相变之间的中温区时，将发生贝氏体相变，也称中温转变。
在此温度范围内，铁原子难以扩散。
而碳原子能扩散，其相变产物一般为铁素体基体加渗碳体的非层状组织。
贝氏体相变的特征：
1有一个温度变化范围，对应的有一个上限温度Bs点。
2贝氏体相变产物的组织形态与形成温度密切相关3贝氏体相变动力学。
需要一定的孕育期，曲线也为C曲线。
4贝氏体相变的扩散。
只有碳原子扩散。
5贝氏体相变的晶体学特征。
产生浮突现象，另外与母相存在一定的惯习面。
贝氏体的形态：
上贝氏体：
在贝氏体相变区较高温度范围内形成的贝氏体称为上贝氏体。
对于中高碳钢来说，大约在350--550的温度范围内形成。
在光镜下呈羽毛状，条状或针状。
显微结构为一束大致平行的条状铁素体和夹于条之间的断续条状碳化物的混合物，在条状铁素体中有位错缠结存在。
一般认为碳化物是从奥氏体中直接析出，分布在铁素体条之间。
亚结构是缠结位错。
表面浮突大致平行，从奥氏体晶界的一侧或两侧向晶粒内部生长。
下贝氏体：
在贝氏体相变区的较低温度范围内形成的贝氏体称为下贝氏体。
对于中高碳钢下贝氏体大约在350--Ms之间形成。
在光镜下呈暗黑色针状或片状，而且各个片之间都有一定的夹角。
其立体形状为透镜状，与试样磨面相交而成片状或针状，显微结构是，铁素体呈角度相接触，在铁素体中分布着排列成行的细片状或粒状碳化物。
表面浮突呈V状。
亚结构也是缠结位错。
一般认为碳化物既可以是渗碳体也可以是E碳化物，主要分布在铁素体内部，是从过饱和铁素体中析出。
无碳化物贝氏体：
一般形成于低碳钢，是在贝氏体相变区最高温度范围内形成的。
无碳化物贝氏体由大致平行的单相条状铁素体所组成，所以也称为铁素体贝氏体或无碳贝氏体，也有表面浮突。
钢中贝氏体的机械性能：
1贝氏体中铁素体的影响，贝氏体中铁素体晶粒越细小，贝氏体的强度越高，而且韧性也提高2贝氏体中渗碳体的影响。
碳化物颗粒越细小，数量越多，对强度的贡献就越大，通常渗碳体等向均匀弥散分布时，强度较高，韧性较好。
若渗碳体定向不均匀，则强度较低，且脆性较大。
上贝氏体中渗碳体易定向不均匀分布，且颗粒较大，而在下贝氏体中渗碳体分布较均匀，且颗粒较细小，所以上贝氏体的强度和韧性要比下贝氏体低很多。
3贝氏体的强度和硬度、贝氏体的强度和硬度随相变温度降低而升高。
另外高碳钢的贝氏体具有高的强度和韧性。
4贝氏体体的韧性。
上贝氏体的冲击韧性比下贝氏体要低，且贝氏体组织从上贝氏体过渡到下贝氏体时脆性转折温度突然下降。
回火就是在淬火处理后将工件加热到低于临界点的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的一种热处理操作。
目的是为了获得所需要的稳定组织和性能，并消除或减少淬火内应力。
作用可通过目的延伸而来
淬火碳钢回火时的组织转变：
1。
马氏体中原子偏聚（前期阶段，也称预备阶段或时效阶段）回火温度在80--100以下。
在次阶段，从金相组织和硬度上都观察到不到有明显的变化，但此时在马氏体中将发生C原子的偏聚。
低碳：
对于板条状马氏体，由于其亚结构为大量位错，C原子倾向于再位错线附近偏聚，形成C的偏聚区，导致马氏体弹性畸变能的下降。
高碳片状马氏体的、，由于其亚结构主要是孪晶，可悲利用的低能量位错很少，因此除少量C原子可以向位错偏聚外，大量C原子可能在某些孪晶面上富集，形成厚度和直径均小于1nm的小片状富碳区。
富碳区的形成将使马氏体的电阻率以及硬度有所提高。
2．马氏体的分解（回火第一阶段）：
A高碳马氏体的分解：
由于回火温度升高，碳化物析出有两种不同的方式
（1）马氏体的双相分解，温度在125--150.以下。
马氏体以双相分解方式进行。
（2）马氏体的单相分解，温度在125--150以上。
B低碳马氏体的分解:
低碳（C<
0.2%）的板条马氏体在100--200之间回火，一般不析出E碳化物，碳原子仍然偏聚在位错线附近。
高于200时，才有可能通过单相分解出碳化物，使铁素体集体中的碳含量降低。
第一阶段回火的结果：
马氏体经过分解够获得的立方马氏体体加E碳化物的混合组织称为回火马氏体
3．残余奥氏体转变（回火第二阶段转变）:
温度在200--300之间。
此阶段是参与奥氏体向低碳马氏体和E碳化物分解的过程。
组织为回火马氏体，或下贝氏体。
分为：
1.残余奥氏体向珠光体及贝氏体的转变2：
残余奥氏体向马氏体的转变：
a等温转变成马氏体b二次淬火
4．碳化物析出与转变：
（回火第三阶段转变）：
温度在250--400之间。
此阶段将发生亚稳碳化物（E碳化物）向稳定碳化物的转化。
转化时通过E碳化物和渗碳体重新冲马氏体的基体中析出的方式完成额。
最终得到铁素体加片状渗碳体的混合组织，称为回火屈氏体。
1高碳马氏体中碳化物的析出.2低碳钢马氏体中碳化物析出.3中碳马氏体中碳化物析出
5．a相状态变化及碳化物聚集长大（回火第四阶段转变）
回火温度高于400，片状渗碳体将逐渐球化并聚集长大，铁素体基体也将发生回复和再结晶以及淬火内应力的消除。
一般将等轴状铁素体加尺寸较大的粒状渗碳体的混合组织称为回火索氏体。
发生的过程有：
1内应力消失。
2回复和再结晶3.碳化物的聚集长大
合金元素对回火转变的影响：
主要通过影响碳的扩散而影响马氏体的分解过程以及碳化物粒子的聚集长大速度，从而影响铁素体中碳化物的下降速度。
这种作用的大小因合金元素与碳的结合力的大小不同而异。
在回火冷却时残余奥氏体转变为马氏体的现象称为二次淬火。
二次硬化：
当马氏体中含有足够量的碳化物形成元素时，在500以上回火时将会析出细小的特殊碳化物，导致因回火温度升高，θ碳化物粗化而软化的钢再度硬化，这种现象称为二次硬化。
二次硬化是由于弥散、细小的特殊碳化物的析出造成的。
回火时机械能的变化：
总的趋势是随着或会温度升高，硬度和强度降低。
但是低碳钢在200度以下回火时其组织因为发生自回火现象，因此组织变化较小，硬度变化不大。
塑性不断上升。
但是许多钢因为回火脆性，冲击韧性反而下降
钢的回火脆性：
第一类回火脆性：
在250--100之间出现的回火脆性称为第一类回火脆性，也称低温回火脆性。
几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。
主要特征;
1.不可逆性2.与冷却速度无关3.断口大多为晶间断裂，而在非脆化温度或会的工件一般为穿晶断裂。
第二类回火脆性：
在450--600之间出现的挥霍脆性称为第二类回火脆性，也称高温回火脆性。
主要特征：
1.可逆性2.回火脆性对回火后的冷却速度敏感。
快速冷去可消除或减弱第二类回火脆性。
3.断口呈晶间断裂。
脱溶：
从过饱和固溶体中析出第二相（沉淀相）或形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相的过程称为脱溶或沉淀，是一种扩散型相变。
脱溶形成溶质原子聚集区以及亚稳定过渡相可以显著提高合金的强度和硬度，称为沉淀强化或时效强化。
脱溶过程的脱溶顺序为：
G.P.区→θ’→θ’→θ相。
G.P.区：
由若干原子层范围内的溶质原子聚集区称为G.P.区。
特点：
1在过饱和固溶体的分解初期形成，且形成速度很快，通常为均匀分布；
2其晶体结构与母相过饱和固溶体相同，并与母相保持第一类共格关系；
3在热力学上是亚稳定的。
过渡相的形成及其结构：
（1）θ’相具有正方点阵，与基体保持着完全共格关系。
（2）θ’相具有正方点阵，其与基体保持部分共格关系。
（3）θ相得点阵常数与θ’相及θ”相相差甚大，与基体无共格关系。
呈块状
连续脱溶：
在合金的脱溶过程中，脱溶物附近基体中的浓度变化为连续的即为连续脱溶。
某些时效型合金在晶界析出的同时，还会在境界附近形成一个无析出区，无析出区的形成原因：
与晶界附近的点缺陷和位错线的浓度有关。
浓度低导致无析出区形成，晶界形成相吸收了晶界附近的原子。
非连续脱溶：
脱溶时沿晶界形核，向晶内长大，与共析转变相似。
非连续脱溶的显微组织特征是在晶界上形成界限明显的领域，称为胞状物或瘤状物。
非连续脱溶形成胞状物时一般伴随着基体的再结晶。
冷时效：
在较低温度下进行的时效，其硬度变化曲线的特点是硬度一开始就迅速上升，达一定值后硬度缓慢上升或者基本上保持不变。
冷时效的温度越高，硬度上升的就越快，所能达到的硬度就越高。
冷时效过程中主要形成G.P.区。
温时效：
在较高温度下发生的时效，硬度变化开始有一个停滞阶段，接着硬度迅速上升，达到一极大值后又随时间延长而下降。
温时效过程中将析出过渡相和平衡相。
温时效的温度越高，硬度上升就越快，达到最大值的时间就越短，但所能达到的最大硬度反而就越低。
调幅分解：
不需要形核过程，按扩散偏聚机构转变，由一种固溶体分解为结构相同而成分不同的两种固溶体，成分波动自动调整，分解产物只有溶质的富区与贫区，二者之间没有清晰的界面。
马氏体形态特征：
名称
形貌
晶体结构
碳含量
亚结构
组织形态
板条状马氏体
板条状
bcc
低、中碳钢
位错
板条马氏体平行排列，中间夹杂残余奥氏体
片状马氏体
双凸透镜片状针状或竹叶状
高、中碳钢
孪晶
先形成的大，后形成的小，按一定惯习面结合（中脊处孪晶密集）
蝶状马氏体
V形状
蝶状
温度位于两者之间
薄片状马氏体
薄片状
平直带状
Ms点极低
无中脊
E马氏体
极薄的片状
密排六方
层错能较低时形成
层错
相变动力学取决于新相的形核率和长大速率。
在500℃以上回火时将会析出细小的特殊碳化物导致回火温度升高，θ-碳化物粗化而软化的钢再度硬化，这种现象称为二次硬化。
奥氏体形成机制的四个过程
1.奥氏体形核：
在平均碳浓度很低的铁素体中，存在着高碳微区，其碳浓度可能达到该温度下奥氏体能够稳定存在的成分（由GS线决定）。
如果这些高碳微区因结构起伏和能量起伏而具有面心立方点阵结构和足够高的能量时，就有可能转变成该温度下稳定存在的奥氏
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