1、钢中第二相及夹杂物的作用与控制技术,2010年 7月,钢铁材料性能的发展方向,以超级钢为代表的研究工作使钢铁材料屈服强度普遍成倍提高，各种强化方式提高钢铁材料的屈服强度已研究得十分充分。进一步工作的重点应考虑抗拉强度的提高和屈服比的降低 材料的位错理论在过去半个世纪内对结构材料的屈服强度的发展起到了革命性的推动作用，而材料的第二相理论将很可能在今后成为推动结构材料抗拉强度发展的重要理论基础。,钢铁材料显微组织控制的发展方向,细化晶粒是钢铁材料发展的重要方向，因为细晶强化的脆化矢量为负值，即在强化的同时还可使钢铁材料的韧性提高 。 间隙固溶强化是最为经济有效的强化方式，但对材料韧性和塑性、焊接性
2、损害较大。而置换固溶强化的经济有效性较差 位错强化是相当经济有效的强化方式，但不可动位错密度的升高是以占用均匀塑性为代价的,钢铁材料显微组织控制的发展方向：晶粒细化强化的局限,晶粒细化强化是唯一的在提高屈服强度同时提高韧性的强化方式，因而是钢中最重要的强化方式 晶粒细化至3-5m 之后,进一步细化从生产成本方面考虑是不合适的,而其明显提高钢材屈服比的作用更是严重的限制 晶粒细化到1 m 之后，由于屈服强度的提高明显大于抗拉强度的提高，屈服比将迅速增大到0.9以上，对安全性和冷加工性能明显不利,第二相（包括传统意义的夹杂物）的微细化及其形状和分布状态的有效控制是未来钢铁材料科学与技术的最重要发展
3、方向,钢铁材料显微组织控制的发展方向：第二相的控制,第二相控制的意义,控制和消除钢中大颗粒的第二相和夹杂物从而控制或减小钢中可能产生的最大尺寸的微裂纹源对提高钢的使用强度具有非常重要的作用 均匀细小的第二相颗粒提高屈服强度与提高抗拉强度的作用效果大致相当，由此，均匀细小的第二相颗粒在产生强化作用的同时并不损害钢材的均匀塑性 合理控制条件下的第二相强化是相当有效的强化方式,第二相的作用1：沉淀强化 第二相强化的经济有效性,第二相的作用1：微合金碳氮化物析出强化作用,第二相的作用1：沉淀强化强度增量与第二相体积分数和尺寸的关系,第二相的作用2： 阻止基体晶粒长大,DC为临界晶粒尺寸，A为比例系数。
4、Hillert缺陷理论指出，晶界的钉扎（pinning）和解钉（unpinning）将在两个水平上发生，相应的比例系数分别为2/3和4/9。,Gladman得到晶界解钉的判据为：晶粒尺寸不均匀性因子Z值约为1.7，可得A约为0.17。Z值为3或9时，A约为2/3和4/9，对应于Hillert缺陷理论的两个水平。 第二相控制晶粒尺寸具有“方向性”，即晶粒在一开始是否被钉扎将决定所选取的钉扎水平系数A的差异。,第二相的作用2： 阻止基体晶粒长大,钢中微米尺寸的渗碳体阻止晶粒长大,第二相的作用2：阻止晶粒长大的合金系选择,固溶度积小，高温保持一定体积分数未溶或能够沉淀析出；固溶量小，粗化速率小，可保
5、持细小尺寸。 低碳钢中TiN具有独特的优势， 1250 以上加热必须采用（轧制前均热），NbN 次之，1000-1200 有较好效果（焊接热影响区、高温轧制阶段）， TiC、NbC 、VN有一定用处，850-950 （低温轧制阶段） ， VC基本无用。含钛钢中TiN液析的限制，故仅能采用微钛 工具钢中采用各种合金碳化物在热处理加热时阻止基体晶粒长大，VC具有重要作用,第二相的作用2：反常晶粒长大,钉扎系数从0.17变化到0.67，晶粒至少长大到4倍才会重新被钉扎。 没有钉扎就没有解钉：筑坝与溃坝 电工钢中晶粒抑制剂的作用：初始钉扎晶粒，退火时发生二次再结晶即反常晶粒长大从而得到粗大晶粒,第二相
6、的作用3： 对奥氏体再结晶行为的调节,形变奥氏体再结晶行为的不同导致了不同的控制轧制工艺思路 CCR与RCR的不同控制要求,DIFT,第二相的作用3： 对奥氏体再结晶行为的调节,第二相的作用3： 对奥氏体再结晶行为的调节,第二相的作用3：对奥氏体再结晶行为的调节,形变诱导析出的微合金碳氮化物钉扎形变奥氏体晶界， 850-1000 Nb(CN)容易形变诱导析出，因而能有效阻止或推迟再结晶。 固溶的Nb、B、Mo等的溶质拖曳作用钉扎形变奥氏体晶界， 要求相应元素与铁元素的尺寸或化学性质相差较大（但又必须有足够的固溶量）。,第二相的作用3：对奥氏体再结晶行为的调节,驱动力 F=Gb/2 （ 为再结晶
7、前后基体中的位错密度差） 计算结果约为20MN/m，比晶粒粗化的驱动力大100-200倍 钉扎力 FP=6f I/(d )（ 为奥氏体晶界能， f 、d分别为第二相体积分数和直径， I为亚晶尺寸）,第二相的作用4： 对形变基体相变行为的影响,形变储能加速相变，提高相变温度，抑制奥氏体再结晶作用的延伸 在原奥氏体晶界或形变带形核，较高的形核率保证初始晶粒尺寸细小且不能横向长大,微合金碳氮化物在相界靠侧沉淀析出（在中的固溶度积较在中小因而沉淀析出相变自由能较大）阻止晶粒的径向长大 新的相界一旦稳定后将成为相另一轮形核地点，未释放的及新的形变产生的形变储能促进相变 相变的推进式 形变储能稍小时原奥氏
8、体晶粒中心的等轴粗大晶粒,第二相的作用4： 对形变基体相变行为的影响,第二相的作用4： 对形变基体相变行为的影响 形变诱导铁素体相变DIFT,形变诱导铁素体相变（Deformation Induced Ferrite Transformation, DIFT）是指在钢的Ae3温度附近施加变形，变形中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致相变。由于相变是在变形过程中，而不是在变形之后的冷却过程中发生的，因而又被称为动态相变（Dynamic Transformation） 目前可获得的铁素体晶粒尺寸为1m,第二相的作用5： 促进晶内铁素体形成,晶内铁素体的形成可在一定程度上增加铁素体的形核率从而细化
9、铁素体晶粒并使铁素体晶粒的形状和分布有利 晶内铁素体的最大好处在于：晶内铁素体是在较高温度下形成的，碳含量及合金元素含量很少，因而具有非常高的韧塑性；晶内铁素体分割了原奥氏体晶粒，晶内铁素体的位向与晶界形核连续推进的铁素体晶粒的位向完全不一样，由此可明显抑制了非等轴铁素体晶粒的形成及定向长大；韧性较高的晶内铁素体完全包围了第二相颗粒从而使其对钢材韧塑性和疲劳性能的损害显著降低甚至消除,第二相的作用6： 固定非金属元素,IF钢中通常超理想化学配比加入适量钛或复合加入钛和铌，使之与碳、氮形成稳定的碳氮化物，这就可以适当放宽碳含量的控制范围，明显节约生产成本 不锈钢中加入适量的钛或复合加入钛和铌，使
10、之优先于铬与晶界偏聚的碳形成稳定的碳化物，可以有效防止晶界周围贫铬导致的晶间腐蚀，被称为稳定化不锈钢 中碳钢中适当加入钛、铌等元素，可形成所谓的“氢陷阱”，有效抑制各种氢致缺陷，明显提高钢的疲劳性能特别是抗延迟断裂性能,第二相的作用7： 提高耐磨性,钢铁材料中特别是工具钢中通常采用合金碳化物、合金渗碳体、氮化物等硬质第二相作为耐磨第二相 具有减摩润滑的第二相对提高材料的耐磨性也是非常重要的，如石墨、单质硫及大多数硫化物均具有良好的减摩润滑作用，故合金钢工模具加工制造过程最后进行渗硫处理在工模具表面形成硫化层可明显提高耐磨性,第二相的作用8： 降低钢的淬透性,第二相形成元素处于固溶状态时将提高钢
11、的淬透性 第二相形成元素沉淀析出为第二相时，一般均将降低钢的淬透性 低淬透性钢：第二相促进铁素体、珠光体形核,第二相的作用9： 特殊作用,石墨具有很大的比容，可有效减轻分散缩孔 石墨的减震吸能作用 含铜析出相的抗菌作用 稀土金属间化合物对耐候性的作用：容易分解进入表面腐蚀介质中产生明显缓蚀作用 BH钢中第二相固定的间隙固溶原子的回溶释放导致烘烤硬化,第二相的不利作用： 第二相引发钢中微裂纹,根据钢中第二相发生断裂时的特征，一般可将第二相分为解聚型和断裂型 解聚型第二相与基体的结合力较弱，为非共格结合，形状多为近球形，受到外力时容易沿相界面与基体脱离（解聚），从而产生尺寸略大于第二相颗粒尺寸的微
12、裂纹 断裂型第二相一般与基体有较强的结合力，故多为半共格结合，由于错配度的各向异性，其形状多为片状或棒状；也有与基体非共格结合的但塑性很高的第二相，在高温塑性变形加工过程中被拉长而成为片状或棒状；它们受到外力时容易沿尺寸较小的方向发生断裂，形成尺寸略大于第二相颗粒短向尺寸的微裂纹,第二相的不利作用： 第二相引发钢中微裂纹,第二相引发钢中微裂纹的尺寸、分布均取决于第二相的尺寸与分布 控制大颗粒尺寸的第二相具有关键性作用 控制大颗粒第二相的分布对微裂纹的形成与扩展具有重要的作用 大颗粒第二相的形状对微裂纹的产生具有非常重要的影响。具有尖锐棱角的脆性第二相在尖锐棱角处将发生显著的应力集中故很容易引发
13、微裂纹；显著拉长的膜状、薄片状、线状第二相颗粒非常容易发生折断而引发微裂纹,第二相控制的内容,体积分数 最大尺寸与平均尺寸 形状 分布,第二相体积分数的控制：固溶度或固溶度积公式,固溶度或固溶度积大，处于固溶态的量较大，而形成第二相的量较小。固溶温度下需要固溶度或固溶度积大，潜在的可沉淀析出的第二相的量就较大。但必须相应元素在钢中的含量也足够大 固溶度或固溶度积小，处于固溶态的量较小，而形成第二相的量较大。沉淀析出温度下希望固溶度或固溶度积小，此时已沉淀析出或可沉淀析出的第二相的量就较大,常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较,logTi N=0.32-8000/T logNb N=2.80-
14、7500/T logV N=3.46-8330/T logTi C=2.75-7000/T logNb C=2.96-7510/T logV C=6.72-9500/T logAl N=1.79-7184/T,常见微合金碳氮化物的固溶度积公式的比较,TiN固溶度积最小，约小3个数量级 AlN 、 NbN 、VN 、NbC 、TiC 相差不大 VC固溶度积最大，约大2个数量级 间隙原子缺位使固溶度积一定程度地增大（如NbC0.87 、VC0.8） 其他溶质元素对固溶度积有影响，如Mn、Mo使固溶度积一定程度地增大,固溶度积公式,logM C=A-B/T 本质是三元相图中的端际固溶体区包围曲面的方
15、程 实验测定：不同温度均匀化后淬冷，化学相分析测定MC相的量，用钢的化学成分中该元素的量减去MC相中的量得M 、 C，多个温度下的测定数据回归得到 热力学推导，铁基体中的固溶度积公式,计算确定温度下的固溶量M 、C计算未溶解的MC相的量W=M-MAMC/AM 计算MC相的全固溶温度logM C= A-B/T 计算沉淀相变的化学自由能G=-19.1446B+19.1446AT-19.1446TlogMC,相互溶解的第二相及其理论处理,互溶类型： 原子性质很相近的溶质原子的置换固溶，如Cr、V、Mn溶入合金渗碳体 晶体结构完全相同且点阵常数相差不大的几个相互溶，如不同MC、MN相的互溶 理论处理：
16、 第一种情况按照前述固溶理论处理。 第二种情况按照混合互溶处理。,多元互溶第二相的热力学计算,令：logMC=A1-B1/TlogMN=A2-B2/T互溶所得的相的化学式可写为MCxN1-x，规定x为在较低温度下容易固溶的相MC或M1C在复合互溶相中的分数。 混合熵项为RT乘以下式：,多元互溶第二相的热力学计算,联立求解下四式可得各元素的固溶量和x：,互溶相化学式系数x的计算,多元第二相全固溶温度的计算,该式左边仅保留第一项实际上得到MC相的全固溶温度，左边仅保留第二项可得到MN相的全固溶温度，因此可知MCN相的全固溶温度总高于MC、MN相。,主要规律,M 、 C 、 N随温度升高单调增大。
17、共有元素固溶量M随M升高单调增大，但非共有元素变化较为复杂。 系数x随温度的变化规律较复杂，一般而言随温度升高而单调减小；但当钢材的化学成分中难溶相特有元素的量很小时， x随温度升高将先增大至一定程度后再减小。,多元第二相沉淀相变化学自由能,注意：x采用沉淀温度下计算出的值，而M 、 C 、 N是高温固溶温度下的值,固溶度积的调节,Mn、Mo等元素的加入将使Nb(C,N)、VN的固溶度积增大 间隙缺位也会导致溶度积增大,第二相尺寸的控制：沉淀析出相变的控制,沉淀相变的化学自由能G=-19.1446B+19.1446AT-19.1446TlogMC过冷度要大，但初始温度与全固溶温度有关；沉淀温度
18、下第二相的固溶度积要求很小，且固溶度积公式随温度的变化项要较大，即A的数值较大注意：此时采用的固溶度积公式是在对应的铁基体中的固溶度积公式,第二相尺寸的控制：沉淀析出相变的控制,临界核心尺寸的控制沉淀析出相变化学自由能的绝对值越大，临界核心尺寸越小 形变储能的绝对值越大，临界核心尺寸越小，即形变诱导析出的第二相尺寸将比无形变情况更小,沉淀析出相变过程的控制,沉淀相变也是形核长大相变，故还必须考虑相变长大过程 控制性元素的扩散要小，沉淀C曲线即PTT曲线将下移，可采用的过冷度较大 在形核率最大温度（NrT曲线的鼻子点温度）保温可得到最为细小的沉淀第二相尺寸 通常所得到的PTT曲线比NrT曲线的鼻
19、子点温度高100左右,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,0.10%C-0.005%N-0.06%Nb钢中Nb(C,N)在奥氏体中沉淀析出时不同形核机制 的理论计算PTT曲线形状的比较（形核率迅速衰减为零）,碳氮化铌在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,碳氮化铌在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,0.10%C-0.005%N-0.06%Nb钢中Nb(C,N)在奥氏体中沉淀析出时 形变储能对PTT曲线的影响（位错线上形核，形核率迅速衰减为零）,碳氮化铌在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,0.10%C-0.005%N-0.06%Nb钢中Nb(C,N)在奥氏体中沉淀析出时 形变储能对NrT曲线的
20、影响（位错线上形核）,碳氮化钒在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,钢中氮含量对V(C,N)在奥氏体中的沉淀行为的影响,0.10%C-0.10%V钢中V(C,N)在奥氏体中析出时其化学式系数随温度和氮含量的变化,碳氮化钒在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,0.10%C-0.10%V钢中V(C,N)在奥氏体中析出时其化学自由能随温度和氮含量的变化,碳氮化钒在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,0.10%C-0.10%V钢中V(C,N)在奥氏体中析出时的NrT曲线的比较(位错线上形核),碳氮化钒在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,0.10%C-0.10%V钢中V(C,N)在奥氏体中析出时的PT
21、T曲线的比较 （位错线上形核，形核率迅速衰减为零）,碳氮化铌在铁素体中沉淀析出相变动力学理论计算,Nb(C,N)在铁素体中沉淀析出时的PTT曲线（形核率迅速衰减为零）,碳氮化钒在铁素体中沉淀析出相变动力学理论计算,V(C,N)在铁素体中位错线上沉淀析出时的NrT曲线,碳氮化钒在铁素体中沉淀析出相变动力学理论计算,V(C,N)在铁素体中沉淀析出时的PTT曲线（位错线上形核，形核率迅速衰减为零）,硫化锰在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论计算,电工钢中MnS在奥氏体中沉淀析出时的PTT曲线（形核率迅速衰减为零）,硫化锰在铁素体中沉淀析出相变动力学理论计算,电工钢中MnS在铁素体中沉淀析出时的PTT曲线
22、（形核率迅速衰减为零）,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,PTT曲线鼻子点温度附近为该沉淀析出相的有效析出温度范围 在PTT曲线鼻子点温度保温可最快开始和完成沉淀析出过程 在PTT曲线鼻子点温度以下100左右保温即在NrT曲线鼻子点温度保温可得到最为细小的沉淀析出相尺寸 有效析出温度范围快速冷却可抑制该沉淀析出相变,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,同一析出相一般均可能以晶界析出、位错线上析出及晶内均匀析出三种方式析出，各自具有不同的沉淀PTT曲线 晶界析出在较高温度以较短的时间发生，但一般并不能完全以该方式完全进行沉淀析出过程（相关溶质元素的扩散限制） 位错线上析出可以完全发生，因而目前
23、所观测到的钢中各种第二相的析出主要以位错线上析出方式进行 晶内均匀析出较为缓慢，通常均不会发生,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,形变可明显加速第二相沉淀析出相变，使其位错线上沉淀析出PTT曲线左移约一个时间数量级，并使鼻子点温度略为升高 第二相相关溶质元素含量的增加使其位错线上沉淀析出PTT曲线往左上方移动（沉淀开始与完成时间缩短，鼻子点温度升高） 非控制性元素（C、N）含量的增加也使位错线上沉淀析出PTT曲线往左上方移动，但相同温度下的沉淀开始时间和完成时间基本相同，故不同碳、氮含量的钢在相同温度发生微合金碳氮化物析出时可得到基本相同的尺寸,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,碳氮化铌在
24、位错线上沉淀析出PTT曲线为典型的C曲线（其化学式系数随温度变化较小） 碳氮化钒、碳氮化钛在位错线上沉淀析出PTT曲线可能成为S曲线（其氮化物和碳化物的固溶度积相差较大导致其化学式系数随温度变化很大），存在两个鼻子点,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,低碳钢中碳氮化钒在奥氏体中位错线上沉淀析出时，当氮含量小于0.01%时，PTT曲线开始时间比碳氮化铌增大25个时间数量级，因而在实际生产中基本不会发生。高氮钢中碳氮化钒才可在奥氏体中有效析出，产生与碳氮化铌类似的作用 低碳钢中碳氮化钒在铁素体中位错线上沉淀析出时， PTT曲线往往为单调曲线（随温度降低开始时间增大），因而很容易发生相间析出,沉淀
25、析出相变过程的控制:PTT曲线,碳含量对钢中碳氮化钒在铁素体中位错线上沉淀析出的动力学影响很小，故低碳钢、非调质钢、弹簧钢中碳氮化钒在铁素体中的沉淀析出行为类似，使得钒在不同碳含量的钢中都可获得广泛应用 钛微合金钢中当钛氮乘积大于0.00025（碳含量0.1%）或0.00033时（碳含量0.2%），将会发生液析。为抑制液析，只能采用微钛处理,沉淀析出相变过程的控制:PTT曲线,由于控制性元素为置换固溶原子，故钢中合金碳化物、氮化物、金属间化合物在铁素体中的有效沉淀析出温度在500700 的温度范围 控制性元素为间隙固溶原子时，Fe3C在铁素体中的有效析出温度在150350 的温度范围,最大尺寸
26、第二相尺寸的控制,钢铁材料的断裂强度和塑性主要受最大尺寸第二相的尺寸的影响，减小其尺寸可有效提高钢的抗拉强度和塑性 目前最好控制条件下已可控制到510 m，而在今后一段时间内在超高强度的G疲劳极限钢中希望控制到1 m以下 渗碳齿轮钢中抑制氮化钛的液析可使接触疲劳寿命提高一个数量级,最大尺寸第二相尺寸的控制,完全消除液析第二相是控制最大尺寸第二相的唯一手段 此时需考虑第二相在液态铁中的溶度积公式，大幅度减小相关元素在钢中的含量，如重点控制钢中O、S、N等元素的含量 精炼、高温铁水快冷使来不及发生液析 若该第二相在固态铁中的固溶度积较大，则可考虑高温保温回溶,硫化锰在奥氏体中沉淀析出相变动力学理论
27、计算,位错线上形核仍是普低钢中MnS沉淀析出的主要形核方式 1.50%Mn-0.03%S钢中硫化锰的最大形核率温度为1219，最快析出温度为1289 1.50%Mn-0.005%S钢中硫化锰的最大形核率温度为931，最快析出温度为1017 硫化锰是均匀形核还是在位错线上形核对最大形核率温度和最快析出温度的影响相当小 相变完成时硫化锰颗粒的半径大约为0.15 m（1289）和0.057 m（1017） CSP工艺下1.50%Mn-0.005%S钢可以获得2050nm的细小硫化锰,高温二次硬化工艺的选择,欠时效温度保温往往可得到更为细小的第二相颗粒 降低温度30需要延长保温时间一倍,第二相尺寸的控
28、制第二相的Ostwald熟化过程的控制,扩散控制条件下在基体内均匀沉淀的球形第二相的Ostwald熟化规律：界面反应控制、晶界扩散控制或位错扩散控制条件下第二相的Ostwald熟化规律也有深入研究，与时间的关系分别遵循二分之一、四分之一、五分之一次方关系,钢材成分满足理想化学配比时基体扩散控制条件下Ostwald熟化系数m的具体计算结果比较（nm/S1/3 ）：,主要影响因素,碳氮化物合金系 偏离理想化学配比（C、N含量高出）将降低粗化速率 控制性元素为DC0较小的元素，微合金碳氮化物中为微合金元素；MnS中一般为硫，但近年来随着钢中硫含量的大幅度降低，控制性元素变为锰 界面能变化不大故影响不
29、大,第二相形状的控制,小颗粒第二相的形状主要与析出的基体有关，不同的铁基体与第二相具有不同的位向配合关系 奥氏体中析出的微合金碳氮化物具有立方或球形形状，铁素体中析出的微合金碳氮化物为园片状 低温析出的渗碳体为近球形，而碳化物则为针棒状,电工钢中在铁素体中（a）和 在奥氏体中（b）析出的MnS颗粒形状,第二相种类的控制,不同的第二相有不同的析出温度范围，由此可使需要的第二相析出而抑制不需要的第二相 通过化学成分的合理设计尽量缩小有害第二相形成的温度范围，并在有害第二相有效析出温度范围快速冷却的工艺方法可有效消除有害第二相，而通过在有利第二相有效析出温度附近保温停留的工艺方法可得到所需的第二相。
30、如不锈钢中消除相的最主要方法就是在足够高的温度下固溶使相完全固溶然后再快速通过相可能形成的温度范围,第二相的改性,某些第二相的性质可通过适当溶入合金元素而向有利的方向改变，这称为改性技术，如钢中加入适量的钙、硒、碲等元素并溶入硫化锰中，所得到的复合硫化物的延展性明显降低，使之在轧制变形过程中不会严重拉长而明显损害钢的横向韧塑性,第二相的改性,钢中固溶的铌可有效改善共晶石墨及共析渗碳体的形态，使共析相变明显推迟（容易发生针状铁素体相变），并使共析渗碳体的展弦比减小。其结果是：钢的塑性和韧性提高，渗碳体容易实现球化,渗碳体的经济性,渗碳体是钢中最重要的第二相，最经济的第二相，控制其沉淀析出行为使其
31、尺寸细化到10nm数量级将是钢铁材料发展的重要方向 渗碳体平衡形状应为近球形 抑制共析相变 高碳钢中抑制碳化物的析出而直接析出渗碳体,2050nm尺寸的合金渗碳体沉淀强化,第二相的破碎细化,高合金钢中粗大的一次碳化物或共晶第二相在大变形量加工时被破碎也是重要的细化第二相尺寸的方法，为得到良好的破碎效果且不产生带状分布，大形变量、大应变速率和多方向变形是必须的 大变形量加工对共析渗碳体也会产生明显的破碎细化作用,第二相分布的控制,第二相在枝晶析出、晶界析出与晶粒内部析出具有不同的动力学，即具有不同的析出温度范围 高温加热使第二相重新溶解后适当快冷避开晶界析出温度区再使之在晶内析出可改变不利的第二相分布,谢谢！ 衷心期望各位专家指教！ 衷心欢迎进行合作研究！,
