【正文】 ns. ASM, 36, 473 (1946). 4. E. Houdremont, Special Steels [Russian translation], Vol. I, Metallurgiya, Moscow (1966),p. 455. 5. V. A. Korablev, Yu. I. Ustinovshchikov, and I. G. Khatskelevich, Embrittlement of chromium steels with formation of special carbides, Metalloved. Term. Obrab. Met., No. I,16 (1975). 6. A. P. Gulyaev, I. K. Kupalova, and V. A. Landa, Method and results of phase analysis of hlghspeed steels, Zavod. Lab., No. 3, 298 (1965). 7. J. Heslop and N. Perch, Phil. Mag., ~, No. 34, 1128 (1958). 8. V. V. Rybin et al., The mechanism of hardening of sorbitehardening steel and the possibility of determining it theoretically and experimentally, in: Metal Science [inRussian], No. 17, Sudostroenie, Leningrad (1973), p. 105. 9． L. K. Gordienko, Substrucutral Hardening of Metals and Alloys [in Russian], Nauka, Moscow(1973), p. 64. 10． E. E. Glikman et al., Nature of reversible temper brittleness, Fiz. Met. Metalloved.,36, 365 (1973). 11. Oliver WC, Pharr GM (2020) J Mater Res 19:3 12. Kim JY, Lee BW, Read DT, Kwon D (2020) Scr Mater 52:353 13. Kim JY, Lee JS, Lee KW, Kim KH, Kwon D (2020) Key Eng Mater 326–328:487 14. Kim JY, Lee JJ, Lee YH, Jang JI, Kwon D (2020) J Mater Res 21:2975 15. Kim JY, Kang SK, Lee JJ, Jang JI, Lee YH, Kwon D (2020) Acta Mater 55:3555 16. Dowling NE (1993) Mechanical behavior of materials. Prentice Hall, Englewood Cliffs 17. Kim JY, Lee KW, Lee JS, Kwon D (2020) Surf Coat Technol 201:4278 18. DIN 1717579 (1979) Seamless steel tubes for elevated temperatures 19. Ahn JH, Kwon D (2020) J Mater Res 16:3170 20. Dieter GE (1988) Mechanical metallurgy. McGrawHill, Singapore 外文原文 TEMPER BRITTLENESS OF CrMo V STEEL Reversible temper brittleness (RTB) – embrittlement of steels during tempering or slow cooling in the temperature range of 500650℃ is considered to result from the formation of impurity segregates (P, Sb, Sn, As) in prior austenite grain boundaries [14]. However, there are data indicating [5] that not only these processes but other processes favoring embrittlement occur in quenched steel during tempering at 500600 176。這兩種效應導致韌性 、 脆性轉(zhuǎn)變溫度下降，這是 從實際 觀察 的結(jié)構(gòu) 。然而，前奧氏體晶粒邊界損害并非我們的典型調(diào)查（熱 件 1 紋 裂 在 淬火 、 回火 后顯現(xiàn)出來 ），沒有磷的影響，這顯然是對鉬的存在鋼鐵 中 的 解釋。熱 件 1Tso呈線性關(guān)系中的屈服強度 為 大的 變化范圍，并只有在 400600度， 特殊的 碳化物開始制定 改變 ，有偏離線性 的 關(guān)系。強有力的碳化物含量形成 的殘留增加元素：鉻，鉬，和 釩 .，這個過程在 500600度是特別 活躍 。 在 760 ℃ 回火后急劇變化的鋼的結(jié)構(gòu)： 位錯是不規(guī)則的 。硬質(zhì)合金階段沒有觀察到淬火鋼。比較熱 件 1 和 3， 6，在史前的冶金 學上有區(qū)別的 ，但相同釩 含量 （ ?％） 是相同的 ，人們可以看到，在 Tso峰地區(qū)的增長幾乎是 與 淬火條件相同。 這類鋼 在是 Tso? 90℃ 條件 冷卻， 低于熱 1大概 70 177。這種熱 鑄塊 的力學性能在 100600 ℃ 回火后 幾乎不變。 經(jīng)過淬火和低溫回火，所有加熱 件呈現(xiàn) 一個典型的馬氏體結(jié)構(gòu)，但在高（超過 600攝氏度）的溫度回火 后得到 回火索氏體結(jié)構(gòu)。 鉻 鉬 V 鋼的回火脆性 可逆回火脆性（ RTB） － 在 500650℃ 溫度范圍內(nèi)回火或緩慢冷卻的鋼 的脆性，它 被認為是造成在前奧氏體 晶粒邊界 形成雜質(zhì)（ P，銻，錫，砷） [14]的原因 。從板淬火 和 在 100760℃ 回火 10小時 后 制備樣品 。 圖 1顯示了熱 件 1回火溫度與力學性能的變化。 對于熱 件 27的 Tso和 Ttemper變化的總體特點是相同的， 盡管 在較低溫 達到 峰巔 。 。板條充滿均勻分布的密度位錯 ? 011cm2。這種類型的技術(shù)被作為 MTCa電石鑒定。當回火溫度由原來 ?300600度的滲碳體碳化物的數(shù)量逐漸減少， M7C3增加。據(jù)了解， [7]，隨著晶粒尺寸不變（或板條馬氏體 晶粒 常量大?。?Tso通過 εTso=σy+ C 與 低屈服強度 σy （ σ ）同期相 聯(lián)系， 其中 C和 ε 為常數(shù)。 所有解釋 RTB[1， 2， 10]的理論 都是建立在 對邊界的影響起主導作用基礎上 的 。 在沉淀 和聚結(jié)硬質(zhì)合金階段，出現(xiàn)了混亂的 位錯 的同時，邊界變得更加完善和矩陣被削弱?；鼗痄摰拇嘈匀Q于在碳化物相變（從滲碳特殊碳化物），保留的位錯優(yōu)先發(fā)生 在 碎片的 邊界 。 the strength characteristics decrease sharply, while the ductile characteristics increase. Changing the vanadium concentration affects the stability of the steel during tempering. For the steel without vanadium the strength begins to decrease around 500 176。 the value of Tso is practically the same for heats 27 (110 to 130176。: the dislocations are polygonized. The dislocations distributed throughout the bulk are rebuilt into energetically more suitable configurat