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材料科学与工程基础翻译
第十一章相变
一、学习目的
材料的性能取决于材料的组织，而材料的组织可以通过热处理过程中的相变实现。
改进的相图可以描绘某些相变的时间和温度的依赖关系。
如何使用这些相图来设计一些合金的热处理过程，使其在室温下产生特定的力学性质非常重要。
例如，共析组成（0.76wt%C）的Fe-C合金，根据不同的热处理过程，其抗拉强度可在700MPa和2000MPa之间变化。
二、本章的主要内容
1、典型固-固相变中，画出其部分转变对时间对数的示意图；给出描绘这一行为的方程式。
2、简单描绘以下存在于钢合金中的微组元的显微组织：
精细珠光体，粗状珠光体，球状体，贝氏体，马氏体和回火马氏体。
3、以下每个微组元的一般的力学特性：
精细珠光体，粗状珠光体，球状体，贝氏体，马氏体和回火马氏体。
根据显微组织（或晶体构造），简要解释这些行为。
4、根据某些Fe-C合金的等温转变（或连续冷却转变）图，设计一个热处理工艺，使其最终产生指定的显微组织。
5、利用相图描绘和解释，用于沉淀硬化金属合金的两个热处理工艺。
6、在恒温下进展沉淀热处理时，画出室温下的强度（或硬度）对时间对数的示意图。
根据沉淀硬化机理，解释曲线的形状。
7、画出晶体、半晶体和无定形聚合物的比容对温度的示意图，注释玻璃转变和熔化温度。
〔相变=转化〕
许多材料的力学和其它性质取决于其微观构造，而其往往是相变产生的。
在这一章的第一部分我们讨论相变的根本原那么。
接下来，我们从事相变在铁-碳合金的微观构造的开展中扮演什么，以及其他合金，和微细构造的变化是如何影响力学性能。
最后，我们阐述结晶、熔化、和聚合物的玻璃化转换。
金属相变----------------------------------------------------------------------------
金属材料的多功能性的原因之一在于他们所拥有的力学性能的宽范围，是通过各种方法处理是可到达的。
在第8章中讨论的三个强化机理，叫做，晶粒细化、固溶强化和应变硬化。
可用其他技术，其中力学性能都依赖于显微构造特征。
显微构造同时在单和两相中开展的合金通常涉及相变的很多类型---在相的性质和数量中改造。
这一章的第一部分致力于有关包括固体的相变一些根本原那么浅谈。
因为大多数相变不会在瞬间发生，反响进度的时间依从或相变率方面考虑。
紧接着的是铁碳合金的两相微观构造开展的讨论。
修改后的相图的介绍其允许从特定的热处理导致的微观构造确实定。
最后，提出其他微观组织还有珠光体，并对每个进展了力学性能讨论。
11.2根本概念
各种相变对材料的加工是重要的，他们通常涉及一些微观构造的改变。
这次讨论的目的，这些变化可分为三类。
在一个组中只是单纯的扩散型相变其中相的组成和数量都没有变化出现。
这些包括纯金属的凝固、同素异形变化、再结晶和晶粒生长（见8.13和8.14节）。
在扩散型相变的另一种类型，相的组成有一些改变和经常在相的数目中出现；最后的显微构造通常包括两个相。
共析反响，节中所述，是这种类型；在节进一步注意它。
相变的第三类型是非扩散型相变，其中有亚稳相产生。
第11.5节的讨论，马氏体相变，在钢合金中可能发生，属于此类。
固态反响的动力学
因为障碍物阻止反响的进程和使它依赖于时间，所以大多数固态相变不会瞬间发生。
例如，由于大多数相变涉及最后一个新相〔其组成或晶体构造不同于母相〕的形成，一些原子重排由经扩散是必须的。
扩散是一种时间相依的现象，在6.4节中讨论。
新相的形成的第二个障碍是母相和子相间创造的相界能的增加。
从微观角度来看，伴随着相变的第一个过程是成核的现象----新相的很小〔往往亚微观的）粒子或核的形成，其有不断长大的才能。
这些核的形成的有利位置是不完好点，特别是晶界。
第二阶段是长大，是其核的尺寸的增加；在此过程中，当然，父相的一些体积会消失。
假设这些新相粒子的长大允许进展直至到达平衡，那么相变完成。
预计将，相变率〔其中，通常被称为相变的动力学〕的时间依赖是材料热处理的一个重要考虑因素。
根据许多动力学研究，已发生的反响的分数作为时间的函数来衡量，同时温度保持不变。
相变过程通常被确定通过金相试验或新相中特殊的一些物理属性〔如电导率）数量测量。
数据绘制为相变材料的分数对时间的对数。
类似s形的曲线，其图中代表大多数固态反响的典型动力学的行为。
成核与长大阶段在图中所示。
对于固态相变在图11.1中显示其动力学行为，相变的分数y是时间t的函数，如下所示：
y=1-exp（-kt^n）〔11.1〕
其中k和n是特定反响时间独立的常量。
上面的表达式通常被称为阿弗拉密方程。
按惯例，相变率r作为相变过程完成一半所需要的时间t的倒数采纳，或r=1/t〔11.2〕。
这t在图11.1中指出了。
在热处理过程中温度是变量，温度要被控制，它可能深化的影响动力学和相变率。
图证明这一点，其中y对t的对数的S形曲线对铜的再结晶过程在几个温度已给出。
对于大多数的反响以及在特定的温度范围内，随着温度，相率增加，根据：
〔11.3〕r=Ae^（-Q/RT）
其中R=气体常数
T=绝对温度
A=一个与温度无关的常数
Q=特定反响的活化能
可能记得扩散系数具有一样的温度依赖性。
其中表现出与温度的关系的相率过程有时称为热激活。
11.4多相相变
相变也许是金属合金系统的锻造通过改变温度、组成和外部的压力；然而，通过热处理改变温度是最方便的方法来诱使相变。
当给定成分的合金被加热或冷却，在组成-温度相图上这对应于横越相界。
相变过程中，相图的特点在于合金向平衡态进展在子相、他们的组成和相对量。
大多数相变要求有限的时间去完成，和速度或率在热处理和微观构造的开展之间的关系中是重要的。
相图的一个限制就是他们无法以指示到达平衡所需的时间。
固体系统中接近平衡态的速率是如此缓慢，真正平衡构造是无法到达的。
只有加热或冷却在极为缓慢的理想的速度下，平衡条件才能维持。
对于非平衡冷却，相变将推移到比相图表示的更低的温度；对于加热，将推移到更高的温度。
这些现象分别被称为过冷和过热。
每个的程度取决于温度的变化率；冷却或加热的速度更快，过冷或过热现象更严重。
例如，对于正常冷却速率，铁-碳共析反响是通常移置平衡转化温度以下10℃到20℃〔18℉至36℉〕。
对于很多技术上重要的合金，首选的状态或微观构造是亚稳态，初始态与平衡态之间的中间；有时，希望得到远离平衡态的构造组织。
因此有必要研究时间对相变的影响。
此动力学的信息是，在许多情况下，价值比最终平衡状态的知识更大。
铁-碳合金中微观构造和性质的改变-------------------------------------------
固态相变动力学的一些根本原那么在扩展和应用专门对铁碳合金在热处理、微观构造和力学性能的开展之间的关系的方面。
此系统已经被选择了，因为它是常见的和因为各种各样的微观构造和力学性能都可能，对于铁碳（或钢）合金。
等温转变图
珠光体
再次考虑铁-碳化铁的共析反响：
γ〔0.76wt%C〕=α〔0.022wt%C〕+Fe3C（6.70wt%C）
这是根本对于钢合金中的微观构造开展。
当冷却时，奥氏体，具有中等碳浓度，相变到铁素体相，有含碳量大大降低，和渗碳体，与碳浓度大大进步。
珠光体是这种相变〔图10.29〕的一种微观构造产物，和珠光体形成机制是以前〔10.19节〕讨论过并在图10.30中示意。
温度在奥氏体向珠光体的相变速率起着重要作用。
共析成分的铁-碳合金的温度依从在图11.3指出，其中画的是相变百分比对时间的对数在三个不同温度下的S形曲线。
对于每条曲线，100%奥氏体的试样迅速冷却到指定的温度后搜集的数据；这个指定的温度保持恒定在整个过程中的反响中。
代表的这种相变的时间和温度依赖性的更方便的方式是在图的底部。
在这里，垂直和程度轴分别是，温度和时间的对数。
固体的两条曲线的绘制；其中一个表示每个相变的开始所需的温度；另一个是对相变的完毕。
虚线的曲线对应于相变完成50%。
这些曲线是从一系列的相变百分比对时间的对数的图在温度范围内所用的生成的。
这个S形曲线〔在675℃【1247℉】〕的上部，阐释了如何进展数据传送。
在解释此关系图，先注意通过一条程度线表示的共析温度〔1341℉〕；在共析以上的温度和对于所有时间，只有奥氏体存在，如图中所示。
只有合金过冷到共析下面，奥氏体向珠光体转变才回发生；如曲线所示，时间对于相变的开始是必须的和相变的完毕取决于温度。
开始和完成的曲线是几乎平行，和他们与共析线是渐近的。
在相变开始曲线的左侧，只有奥氏体〔其是不稳定的〕存在，而完成曲线的右侧，只有珠光体存在。
两者之间，奥氏体转变为珠光体，因此这两种显微组织将都存在。
根据方程11.2，在一些特定的温度的转化率是和反响进展50%〔在11.4图中的虚曲线〕所需的时间成反比。
也就是说，时间越短转化率越高。
因此，从图，在温度刚刚低于共析〔对应只是细微程度的过冷〕，50%转变需要很长时间〔大约10^5s），因此反响速度是很慢。
转化率随着温度降低升高，如在540℃（1000℉）完成50%的转变仅约3s。
此速率-温度行为是在外表上与方程，其中规定该速率随温度的上升增加。
这种差异的原因是在此范围的温度（即540℃至727℃），转化率受珠光体形核率控制，而成核率随温度升高〔即，过冷减少）减少。
这种行为由方程，其中形核的激活能Q是温度的函数，并随着温度的升高升高。
我们会发如今较低温度下，奥氏体分解转化是扩散控制，和由方程11.3，对于扩散的激活能与温度无关的扩散率行为是可预测。
使用关系图如图11.4有假设干约束。
第一，此特定的图只对共析成分的铁-碳合金是正确的；对其他的组成，曲线会有不同的构造。
另外，这些图对于合金的温度是恒定不变贯穿整个反响时间的转变才是正确的。
恒温条件被称为等温；因此，图如图11.4被称为作为等温转变图，或有时称时间-温度-转换〔T-T-T〕图。
实际等温热处理曲线（ABCD）被叠加在图11.5中的共析铁-碳合金的等温转变图上。
由近乎垂直的AB线表示奥氏体急冷到一定温度，和在此温度下进展等温处理按程度线段BCD。
当然，沿此线时间从左到右是增加的。
奥氏体向珠光体的转变开始在穿插点C〔大约3.5s后），并已到达完成在约15s后，对应于点D。
表示了反响进展中不同时间的示意性的微观构造。
珠光体中的铁素体和渗碳体的层厚度比约为8比1。
然而，绝对层的厚度取决于允许等温转变发生的温度。
在刚低于共析的温度，与α-铁素体和Fe3C相相关的层厚度产生；此微观构造称为粗珠光体，在图11.5的完成曲线右侧上表示了它形成的区域。
在这些温度下，扩散率都较高，比方在图中所示的相变期间碳原子可以弥漫相对较长的间隔，结果形成厚层。
与降低温度，碳扩散率跌幅，和层逐渐变薄。
在540℃产生的薄层构造被称为细珠光体；在图11.5中显示了。
在节11.7讨论的是层厚度对力学性能的影响。
共析成分的粗、细珠光体显微图片如图11.6所示。
对于其他成分的铁-碳合金，先共析相将与珠光体共存，。
因此对应于先共析-转变的附加曲线必须包括于等温转变图上。
1.13Wt%C合金的一个此类关系图的一部分如图11.7所示。
贝氏体
除了珠光体，其他显微组织是奥氏体相变存在的产物；其中之一被称为贝氏体。
贝氏体的显微组织由铁素体和渗碳体相组成，和因此扩散进程参与了它的相变。
贝氏体的形状好似针或盘子，取决于相变的温度；贝氏体的显微组织细节是那么细以致于只用电子显微镜的分辨率是可能看见的。
图11.8是电子显微镜照片，显示贝氏体的一粒〔沿对角线方向从左下到右上的定位〕；它由从Fe3C相的拉长的颗粒中别离出来的针状铁素体组成；此显微图像中的各个相已被标记。
此外，针状的周围的相是马氏体，是后续部分是处理内容。
此外，贝氏体中没有先共析相状态。
贝氏体相变的时间-温度依赖也可在等温转变图上表示。
它在低于珠光体形成温度的温度下发生；开始反响，完毕反响，和半-反响曲线只是对珠光体转变反响的扩大，在图，共析成分的铁-碳合金的等温转变图已扩展到更低的温度。
这三个曲线是C形，和在点N有'鼻子'形状，其中的转化率是最高。
如指出，然而珠光体形成在鼻子上面----也就是说，即在约为540℃至727℃〔1000到1341℉〕的温度范围----对于在215℃到540℃〔420到1000℉〕左右的温度下的等温处理，贝氏体是相变产物。
它还应指出，珠光体和贝氏体转变是彼此互相竞争和一旦合金的某些部分已转变为珠光体或贝氏体，转变为其它显微组织是不可能形成奥氏体假设不重新加热。
顺带一提，贝氏体相变的中鼻子的下面〕是服从方程11.3；也就是说，率〔1/t,方程11.2〕以指数形式增加随着不断上升的温度。
此外，许多固态相变的动力学由此典型的C形曲线表示。
球状珠光体
假设钢合金既没有珠光体或贝氏体微观构造要被加热到，和在共析温度一下的温度放足够长的一段时间—例如，在约700℃〔1300℉〕放18到24小时----另一个微观构造将形成。
它被称为球状珠光体〔图11.10）。
代替互相叠加的铁素体和渗碳体层（珠光体）或观察到的贝氏体显微构造，Fe3C相作为球状粒子出现嵌入在连续的α相的矩阵中。
这种相变的发生是通过附加的碳扩散〔其中组成成分或铁素体和渗碳体相的相对数量的没有变化〕。
图为球状珠光体的珠光体钢。
这种转变的驱动力是α-Fe3C相界面积的减少。
等温转变图中不包括球状珠光体形成的动力学。
马氏体
然而另一个称为马氏体的显微组织或相形成，当奥氏体化的铁-碳合金是急冷〔或淬火〕到相对较低的温度〔周围环境的附近〕。
马氏体是一个非平衡的单相构造，是奥氏体非扩散转变的结果。
它可能被认为是一种与珠光体和贝氏体竞争的转化产物。
当淬火速率足以防止碳扩散时，就会发生马氏体转变。
任何扩散将导致铁素体和渗碳体相的形成。
马氏体转变不是很容易被理解。
然而，大量的原子经历协同运动，相邻的原子之间只有细微的位移。
这个在这种方式下发生：
FCC奥氏体经历多晶型转变到体心四方〔BCT）马氏体。
此晶体构造的一个晶胞〔图11.12〕是其中一维度被拉长的简单体心立方；这种构造是明显不同于BBC铁素体。
所有的碳原子保存作为马氏体中的间隙杂质；这种，他们构成过饱和的固溶体，其可以迅速转变为其他构造假设加热到扩散率变得明显的温度。
许多钢，然而，在室温下保持其马氏体构造几乎是不确定的。
然而，马氏体相变不是独特的对铁-碳合金来说。
它在其他系统中也能找到和其特点在于，部分地，是非扩散型转变。
由于马氏体转变并不涉及扩散，它几乎在瞬间完成；马氏体颗粒成核和长大在非常快的速率----以声速出如今矩阵内。
因此马氏体转化率与时间无关的，实际上。
马氏体颗粒板呈现片状或针状的外观，如图11.13所示。
显微镜下的白色相是奥氏体〔剩余奥氏体〕，来不及转变在急冷期间。
正如已经提到，马氏体，以及其他显微组织〔如珠光体〕可以共存。
作为一个非平衡相，马氏体是不会出现碳化铁-铁相图（图10.26）的。
然而，奥氏体-马氏体转变表示等温转变图上。
由于马氏体相变是非扩散性的和瞬时的，它是不在图中描绘的像贝氏体反响一样。
这种相变的开始由程度线指定M（开始）（图11.14）表示。
其他两个程度的虚线，标记M（50%〕和M（90%），表示的是奥氏体-马氏体转换的百分比。
温度在这些线上定位随合金组成变化的，但是，尽管如此，必须相对较低，因为碳扩散必须是几乎不存在。
这些线的程度和线性特征指示马氏体转变是与时间无关的；它只是其合金淬火或迅速冷却到温度的函数。
这种相变的类型称为非热变化。
考虑合金共析成分，是非常迅速地冷却从727℃（1341℉）以上的温度到165℃（330℉）的温度。
从等温转变图〔图11.14）指出50%的奥氏体立即转变为马氏体；和只要保持这个温度，不会有进一步的转变。
合金元素除了〔例如铬、镍、钼和钨）的存在可能会导致等温转变图中曲线的形状和位置引发重大变化。
这些包括
（1）奥氏体-珠光体转变的鼻子移位到更久的时期〔和先共析相的鼻子，是这种存在），和
（2）一个分裂的贝氏体鼻子的形成。
这些改动被观察到和图，其中分别是碳和合金钢的等温转变图。
钢在其中碳是主要的合金元素称为普通碳钢，反之合金钢含有一定浓度的其他元素，包括那些在前一章引用的。
第13章告诉有关铁合金的属性和分类的更多详细信息。
连续冷却转变图
铁-碳合金的力学行为
如今我们来讨论讨迄今为止论过的铁碳合金的微观组织的力学行为，即，粗和细珠光体、球状体、贝氏体和马氏体。
马氏体之外，所有都分两相存在〔即，铁素体和渗碳体〕；所以一个时机提供讨论这些合金存在的几个力学属性-显微构造关系。
珠光体
渗碳体是比铁素体更坚硬更脆。
因此，增加钢合金中的Fe3C分数，同时保持其他微观构造成分不变将使材料更硬和更强。
图说明了，其中拉伸和屈服强度以及布氏硬度值作为由细珠光体组成的钢中碳的重量百分比的函数〔或Fe3C的百分比是同等意义〕绘制。
增加碳浓度增加所有三个参数。
因为渗碳体是更脆，增加渗碳体将导致延性和韧性（或冲击能量）降低。
这些影响在图11.21b所示，对细珠光体钢同样适用。
在微观组织中的铁素体和渗碳体相的每层厚度也会影响材料的力学行为。
细珠光体比粗珠光体更硬更强，如图所示，其中硬度对碳浓度。
此行为的原因涉及到在α-Fe3C相边界处发生的现象。
第一，两相边界之间有很大的粘着度。
因此，强和刚性渗碳体相严重限制了与边界相邻的地区的更软铁素体相的变形；因此可以说渗碳体加强铁素体。
这一强化措施的程度大幅高于细珠光体是因为材料的每单位体积的相界面积更大。
此外，相界阻碍位错运动是与晶界一样〔第8.9节〕。
对于细珠光体，位错必须通过塑性变形跨过更多的边界。
因此，在细珠光体中位错运动受到更强更大限制，其有更大的硬度和强度。
粗珠光体比细珠光体更有韧性，，其中这两种微观构造类型的图线百分比都是降低的随着碳浓度增加。
细珠光体的塑性变形的更大限制导致此行为。
球状珠光体
微观构造的其他成分与相的形状和分布有关。
在这方面，渗碳体相与珠光体和球状珠光体微构造〔图和11.10〕有明显不同的形状和排列。
含珠光体显微组织的合金比含球化珠光体的合金有更大的强度和硬度。
图证明这一点，球状珠光体与其他两个珠光体构造类型的硬度为碳重量百分比的函数的比较。
这种行为再次解释在加固和阻碍位错运动穿过铁素体-渗碳体边界如上文所讨论的。
在球状珠光体中，每单位体积的边界面积更小，因此塑性变形远非被约束，引起材料韧性上升和强度下降。
事实上，所有的钢合金，那些韧性最好的和强度最弱的都有球状珠光体微观构造。
如预期的，球化钢是极具韧性，比细或粗珠光体都要高〕。
此外，他们是特别坚韧的因为任何裂纹会遇到脆性的渗碳体颗粒的很小的一部分，当它〔裂纹〕通过韧性铁素体矩阵传播时。
贝氏体
因为贝氏体钢有更细的构造〔即，更小的α-Fe3C颗粒〕，所以它们通常比珠光体更强和更硬；他们也表现出是强度和延展性理想组合。
图相变温度对共析成分的铁-碳合金的拉伸强度和硬度的影响；对其中珠光体和贝氏体形成〔符合这种合金的等温转变图，〕的温度范围在图。
马氏体
对于给定的钢合金可能产生各种微观构造，马氏体是最硬和最强和最脆的；事实上，它有可以忽略的延展性。
其硬度是取决于碳含量，直到约0.6wt%在中所示，其中作为重量百分比碳的函数的马氏体和细珠光体的硬度图示。
与珠光体钢相反，马氏体的强度和硬度不认为与显微构造有关。
而是，这些属性都归咎于〔像固溶体效果，节〕，间隙碳原子对阻碍位错运动的作用和体心正方晶格构造的相对较少滑移系统〔位错挪动方向〕。
奥氏体比马氏体略微密度更高，因此，在淬火后相变期间，有净体积增加。
因此，较大件在迅速淬火后可能会开裂由于内部应力；这将成为一个问题，尤其是当含碳量大于0.5wt％左右。
11.8回火马氏体
在作为淬火状态下，马氏体，不仅是很硬而且很脆，这样不能直接使用；还有，在淬火过程可能会引入任何内应力产生弱化影响。
可能增强马氏体的延展性和韧性和这些内应力由热处理称为回火解除。
通过在指定的时间段内加热马氏体钢到低于共析的温度来完成回火处理。
通常情况下，回火是在温度250℃~650℃之间〔480~1200°F〕进展；内应力在温度低至200℃〔390°F）可以解除。
这回炽热处理允许，通过扩散处理，形成回火马氏体，根据反响：
马氏体（体心正方,单相）→回火马氏体（α+Fe3C相）〔11.4〕
哪里有单相BCT马氏体，哪里就碳过饱和，将转变为由稳定铁素体和渗碳体相组成的回火马氏体，，在碳化铁-铁相图上所示。
回火马氏体的微观构造由嵌入在一个连续的铁素体矩阵的极小且均匀分散渗碳体颗粒组成的。
这类似于球状珠光体的微观构造，只不过渗碳体颗粒是要小的多。
图11.25介绍在一个很高的比例显示的回火马氏体微观构造的电子显微镜照片。
回火的马氏体的硬度和强度与马氏体相近，但延展性和韧性大大增强了。
例如，硬度与碳重量百分比在图11.24的曲线是包括回火马氏体的曲线。
硬度和强度的原因可能是大的铁素体-渗碳体相单位体积的边界面积存在的非常精细和无数渗碳体颗粒。
再次，硬渗碳相沿边界加强了铁素体矩阵，和这些边界在塑性变形过程还充当位错运动的障碍。
连续铁素体相也是非常有韧性和延展性更好的，其中也说明回火马氏体的这两个属性改善的原因。
渗碳体颗粒的大小会影响回火马氏体的力学行为;增加颗粒大小减小铁素体-渗碳体相边界面积，因此，导致更柔和更弱的材料其中之一是延展性和韧性更好。
此外，回炽热处理决定渗碳体微粒的大小。
热处理变量是温度和时间，并且大多数处理是恒温进展的。
由于碳扩散参与到马氏体-回火马氏体转变，温度的增加导致扩散、渗碳体粒子的增长率，以及随后的软化速度将加快。
拉伸和屈服强度和延展性取决于合金钢的回火温度在11.26图中所示。
回火前，材料经淬火并油冷来产生马氏体的构造；在每个温度的回火时间是1h。
回火数据的类型通常是由钢铁制造商提供的。
在几个不同温度下的水冷淬火共析钢的硬度的时间依赖呈如今；时间刻度为对数刻度。
随着时间的增加硬度降低，它对应于渗碳体颗粒的聚结和增长。
在温度接近共析温度[700℃（1300℉）]和几个小时之后，微观构造将球化（图11.10），伴随大量渗碳体球化并嵌入到连续铁素体相中。
相应地，过回火马氏体是相对软和韧性。
回火脆性
有些钢的回火导致韧性降低根据冲击实验的测量知（第节〕；这被称为回火脆性。
这种现象发生在当钢的回火在575℃（1070℉）以上的温度然后缓慢冷却到室温，或当回火在大约375~575℃（700~1070℉）之间进展。
易受回火脆化影响的钢合金中已经发现包含有高浓度的合金元素锰、镍或铬和作为杂质存在较低浓度的一个或多个锑、磷、砷和锡。
这些合金元素和杂质的存在会将韧-脆性过渡转移到显著较高的温度；环境温度因此位于这个脆性制度转变的下面。
据观察这些变脆的材料裂纹扩展是晶间的；即断裂的途径是沿着前奥氏体相的晶粒边界。
此外，已发现了合金和杂质元素，在这些地区优先隔离。
防止回火脆性措施：
（1）成分控制；和/或
（2）淬火到室温后，回火在575℃以上或375℃以下。
此外，加热到约600℃（1100℉），然后迅速冷却到300℃〔570℉〕以下，大大改进了脆化的钢的韧性。
11.9铁-碳合金的相变回复
在这一章讨论了几个不同的微构造，可能取决于热处理的铁-碳合金中产生的。
图11.28总结了产生这些各种微观构造转型的途径。
在这里，它假定从连续冷却处理中得到珠光体、贝氏体、马氏体；此外，对于合金钢来说贝氏体的形成是唯一的（不纯碳的）如上文所述。
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