2.2.7　非平衡組織加熱時奧氏體的形成

鋼以非平衡組織（包括淬火馬氏體、貝氏體、回火馬氏體、魏氏組織等）作為原始組織進行加熱時，常可在奧氏體形成初期獲得針狀和顆粒狀兩種形態的奧氏體晶粒，它們的形成規律與鋼的成分、原始組織和加熱條件等因素有關。現以板條馬氏體為例，討論非平衡組織加熱時奧氏體的形成。

2.2.7.1　針狀奧氏體的形成

試驗證明，低、中碳合金鋼以板條狀馬氏體為原始組織，在A_c1～A_c3之間進行慢速和極快速加熱時，在馬氏體板條間可形成針狀奧氏體（圖2-44），而在原奧氏體晶界、馬氏體束界及塊界形成顆粒狀奧氏體。在慢速加熱時，針狀奧氏體常在馬氏體板條邊界上的滲碳體處形核，沿板條界長成針狀奧氏體。

在同一束板條馬氏體中的板條間形成的針狀奧氏體可能具有相同的空間取向，且都與馬氏體板條保持K-S關系，即；。

這種針狀奧氏體沿板條界面的長大速度較快，如果延長保溫時間或提高加熱溫度，同一板條內的針狀奧氏體將長大合并成為一個等軸奧氏體晶粒，但仍可在其中觀察到原來針狀奧氏體的痕跡。圖2-45示出了在A_c1～A_c3之間形成針狀奧氏體后，再加熱到A_c3以上時，針狀奧氏體長大合并成等軸奧氏體晶粒的過程。由圖可見，新形成的奧氏體晶粒基本上恢復了原始奧氏體晶粒的大小，但與原奧氏體晶粒相比較有以下兩點不同：①在原奧氏體晶界上存在部分細小的等軸奧氏體晶粒；②在原始奧氏體晶粒內也存在與周圍奧氏體位向不同的孤立的等軸奧氏體晶粒，它們可能在馬氏體束界、塊界或夾雜物邊界上形成。

形成針狀奧氏體的先決條件是原始組織中的馬氏體板條在加熱到A_c1以上時未發生再結晶。如在加熱到A_c1～A_c3之間的高溫區時，馬氏體板條已經發生了再結晶，板條特征已經消失，則不能再形成針狀奧氏體，因此不會導致原始奧氏體晶粒的復原。

關于針狀奧氏體的形核機制目前還不很清楚，一般認為，慢速加熱時在針狀奧氏體形核前馬氏體已經發生分解，沿板條界析出了Fe₃C，但α基體并未發生再結晶。奧氏體晶核一般在有Fe₃C的板條邊界形成。核形成后沿板條界長成針狀奧氏體。新形成的奧氏體晶核與鐵素體及滲碳體都保持晶體學位向關系，故只可能有一種取向。

當以極快速度加熱時，由于淬火時保留下來的少量殘留奧氏體來不及分解，就成了現成的奧氏體晶核。以這樣的核長成的針狀奧氏體將具有相同的空間取向，故能合并成一個大晶粒。

2.2.7.2　顆粒狀奧氏體的形成

試驗證明，當以中等的加熱速度將非平衡態組織加熱到A_c1～A_c3之間或直接加熱到A_c3以上時，將在原奧氏體晶界，馬氏體束界、塊界，甚至在板條界通過擴散型相變形成顆粒狀奧氏體。由于淬火馬氏體中的馬氏體束界、塊界和板條界等形核位置較多，故形成的顆粒狀奧氏體往往具有非常細的晶粒組織。

2.2.7.3　粗大奧氏體晶粒的遺傳性及其控制

對粗大的非平衡組織進行加熱時，在一定的加熱條件下，新形成的奧氏體晶粒有可能繼承和恢復原粗大奧氏體晶粒，這種現象被稱為鋼的組織遺傳。出現組織遺傳時，鋼的韌性得不到恢復，斷口仍呈粗晶狀，即過熱組織的影響在重新奧氏體化后并未得到消除。下面討論組織遺傳的一般規律。

（1）影響鋼的組織遺傳的因素

①原始組織。鋼的組織遺傳性首先與鋼的原始組織有關。當原始組織為珠光體類型組織時，一般不發生組織遺傳現象，而當原始組織為非平衡組織時，組織遺傳是一個較為普遍的現象。在非平衡組織中又以貝氏體較馬氏體的組織遺傳性強，因為合金結構鋼容易得到非平衡組織，所以容易出現組織遺傳。

②加熱速度。對具有非平衡組織的合金鋼進行加熱時，不論是慢速加熱還是快速加熱，都容易出現組織遺傳現象，只有采用中速加熱時才有可能避免出現組織遺傳。但對不同鋼種，不發生組織遺傳的加熱速度差別很大，需要通過試驗才能確定。快速加熱時出現的組織遺傳現象隨加熱速度的提高而增強。例如，30CrMnSi經1280℃油淬獲得粗大淬火組織后，若再以800℃/s的加熱速度快速加熱至900℃水淬，則二次加熱時形成的奧氏體晶粒的大小、形狀和取向均將完全恢復到原來的奧氏體的粗晶狀態。據此，有人認為這時發生的是馬氏體相變的逆轉變，即通過切變機制由馬氏體轉變成奧氏體。如果將加熱速度降低至200～300℃/s再次加熱到900℃時，在原奧氏體晶界上將會形成許多細小的顆粒狀奧氏體，但在晶內仍將恢復原來狀態。顯然，降低加熱速度促進了顆粒狀奧氏體的形成，使鋼的組織遺傳性有所減弱。

馬氏體的分解程度可能對奧氏體形成機制有一定的影響。淬火而未回火的馬氏體在加熱過程中發生的分解程度將隨加熱速度的提高而減輕。馬氏體分解程度大時，增加了顆粒狀奧氏體的形核部位，所以當加熱速度降低到某一定值以下時，可能在奧氏體形成之前馬氏體已發生了局部分解，因此在原奧氏體晶界上便出現了顆粒狀奧氏體。隨加熱速度減慢，馬氏體分解程度增大，顆粒狀奧氏體更易形成，故組織遺傳性減弱。反之，加熱速度增大，馬氏體分解程度降低，抑制了顆粒狀奧氏體的形成，組織遺傳性隨之增強。但按照馬氏體以切變方式逆轉變成奧氏體的觀點，無法解釋為何針狀奧氏體具有相同的空間取向。因為按照K-S位向關系，由一個奧氏體晶粒轉變得到的馬氏體晶粒最多可以有24個空間取向，以每一個位向的馬氏體為原始組織再切變回奧氏體時，最多又可以有24個空間取向的奧氏體。因此，理論上在原來一個粗大奧氏體晶粒范圍內，最多應該有24×24個空間取向的針狀奧氏體晶粒（其中有重復的）。即使實際情況下可能沒有這么多空間取向，但也不應該是一個相同的空間取向。很有可能是淬火馬氏體中的殘留奧氏體起了決定性作用。加熱速度越快，在低溫階段停留的時間就越短，在加熱到奧氏體化溫度時殘留奧氏體可能沒有發生轉變。這些保留到高溫的殘留奧氏體就有可能成為現成的奧氏體的核，這些奧氏體核長大到相互接觸時將合并成一個粗大的奧氏體晶粒，導致組織遺傳。這樣可以很好地解釋加熱速度對快速加熱時組織遺傳現象的影響，以及為什么貝氏體較馬氏體更容易出現組織遺傳的現象（因為貝氏體組織中得到比淬火馬氏體更多的殘留奧氏體）。

與快速加熱時的情況相反，慢速加熱時的組織遺傳性隨加熱速度增大而減弱。例如，35CrMnSi鋼經1300℃淬火獲得粗大淬火組織后，以2℃/min的加熱速度加熱至950℃淬火時，也將出現組織遺傳現象，使奧氏體晶粒大小、形狀和位向均得到恢復。加熱速度增大時，將在原奧氏體晶界上形成細小顆粒狀奧氏體，組織遺傳性減弱。例如0.12%C-3.5%Ni-0.35%Mo鋼淬成馬氏體后，再次加熱時形成的針狀和顆粒狀奧氏體的量隨加熱速度而變化。加熱速度提高，顆粒狀奧氏體量增大；加熱速度小于1.7℃/min時，不形成顆粒狀奧氏體，只形成針狀奧氏體，導致組織遺傳。在熱處理生產中，大型合金鋼零件從600℃加熱到860℃往往需要4h，此時，加熱速度約為1℃/min。因此，若前面的熱加工工序造成了粗大的非平衡組織，然后再1℃/min的速度加熱便有可能出現組織遺傳。加熱速度對組織遺傳的影響可概括為圖2-46。

合金結構鋼過熱淬火組織慢速加熱時出現組織遺傳的原因可能是在加熱的過程中雖然發生了碳化物的析出，但是α基底沒有發生再結晶，因而有利于針狀奧氏體形成。由于新形成的奧氏體核與α相及碳化物均保持一定的晶體學位向關系，因此，導致組織遺傳。加熱速度增大時，過熱度增大，α相有可能發生再結晶，促使形成更多的顆粒狀奧氏體，因而使組織遺傳程度降低。另外，提高加熱速度，在原奧氏體晶界、板條馬氏體束界等處形成的小顆粒狀奧氏體數量增多，也使組織遺傳性減弱。加熱速度增大到一定程度時，晶界、界內均可形成顆粒狀奧氏體，組織遺傳被消除。

（2）斷口遺傳性。顯然，在出現組織遺傳時，斷口也應該是極大的。但是，有時在消除了組織遺傳后，奧氏體晶粒已經細化，但其斷口仍是粗大的，即細晶粒顯微組織出現了粗晶斷口，這種現象稱為斷口遺傳。例如，30CrMnSi和37CrNi3鋼經1280℃加熱淬油，奧氏體晶粒為1級，再次以100～200℃/min的速度加熱至860℃水淬，奧氏體晶粒已經細化至6～8級，但斷口仍是粗大的。

斷口遺傳按形成機制可分為四類：

①石狀斷口。由于過熱，鋼中的MnS等將溶入奧氏體中，因Mn與S是內表面活性物質，溶入奧氏體后將向奧氏體晶界偏聚，如果在過熱后緩慢冷卻，溶入奧氏體中的MnS將沿奧氏體晶界析出，再次正常溫度加熱時雖然粗大組織得到了細化，但這些沿原粗大奧氏體晶界分布的MnS不能溶解，仍分布在原奧氏體晶界，使原奧氏體晶界弱化，故斷裂將沿原奧氏體晶界發生，形成粗大斷口，稱為石狀斷口。

②偽斷口遺傳。在過熱不太嚴重時，沿原粗大奧氏體晶界來析出MnS等的情況下仍有可能出現斷口遺傳。出現這種斷口遺傳的原因是過熱淬火組織中速加熱時在原粗大奧氏體晶界形成的新的奧氏體的核只能往一側長成球冠狀，故原粗大奧氏體晶粒邊界將成為新形成的小奧氏體晶粒邊界而被保留。當引起斷裂的最大拉應力與該晶界接近垂直時斷裂將沿該界面發展，在斷口上出現一個粗大的反光小平面，亦即此時斷裂既是沿新形成的小晶粒邊界，也是沿原粗大晶粒邊界發展的。當裂紋發展到另一個與最大拉應力不垂直的原粗大晶粒的邊界時，裂紋將沿新形成的小晶粒邊界，穿越原粗大晶粒而發展，得到凹凸不平的細小的斷口表面。這二種斷口組合在一起便形成了類似于粗晶的斷口，但實際上是沿新形成的小晶粒邊界斷裂的細晶斷口，故不降低鋼的韌性，可以認為這是一種偽斷口遺傳。

③與晶粒內織構有關的偽斷口遺傳。在發生穿晶準解理斷裂時也可能出現一種偽斷口遺傳。穿晶解理斷裂和準解理斷裂都是沿晶內某低指數晶面發展的斷裂。過熱粗大組織轉變為非平衡組織時新形成的貝氏體或馬氏體與原粗大的奧氏體之間保持K-S關系。與同一個奧氏體晶粒保持K-S關系的貝氏體或馬氏體可以有24個不同的空間取向。以中速加熱非平衡組織時形成的細小奧氏體晶粒也與貝氏體或馬氏體保持K-S關系，同樣也可以具有許多不同的空間取向。但是由一個粗大奧氏體晶粒衍生出來的空間取向不同的眾多的細小奧氏體晶粒的低指數晶面很可能是平行的，這種現象被稱為形成了晶內織構。如果穿晶準解理斷裂是沿這樣的低指數晶面發展，將呈現出粗晶穿晶斷口。

④與回火脆性有關的斷口遺傳。當第二次正常溫度加熱淬火得到細小馬氏體組織后，如果在發生低溫回火脆性或高溫回火脆性的溫度區域回火，則伴隨著回火脆性的發生，將出現沿原粗大奧氏體晶界的斷裂，出現斷口遺傳。出現這類斷口遺傳的原因是：第一次過熱時在原奧氏體晶界發生了Cr、Ni、S、P等能促進回火脆性的元素的偏聚。第二次正常溫度加熱時，這些偏聚未能消除，因此在低溫回火時，與在晶界上析出的碳化物一起，使晶界弱化，發生沿原粗大奧氏體晶界的斷裂，出現斷口遺傳。如在發生高溫回火脆性的溫度回火，則這些偏聚的元素會進一步促進Cr、Ni、S、P等有害元素向原粗大奧氏體晶界偏聚，使原粗大奧氏體晶界上的偏聚量高于后形成的細小奧氏體晶界上的偏聚量，故裂紋易于沿原粗大奧氏體晶界擴展，形成粗大斷口，出現斷口遺傳。也有可能偏聚在原粗大奧氏體晶界上的Cr等元素促進了回火時碳化物在晶界的析出，使晶界弱化出現回火脆性，導致斷口遺傳。

顯然，如果避免了回火脆性，這種與回火脆性有關的斷口遺傳就不會出現。

（3）奧氏體晶粒的反常細化。如前所述，過熱粗大組織冷卻后得到的非平衡組織以快速或慢速加熱至A_c3以上的正常加熱溫度時，有可能仍得到粗大奧氏體晶粒，出現組織遺傳。但如果繼續加熱到更高溫度［A_c3+（100～200℃）］，則奧氏體晶粒可能不僅不粗化，反而形成了細小的、晶體學位向不同的奧氏體晶粒。這種現象稱為奧氏體晶粒的反常細化。例如，30CrMnSi鋼經1280℃淬火獲得粗大奧氏體晶粒，再次以800℃/s快速加熱到1050℃淬火，結果發現奧氏體晶粒不僅不粗化，反而從1級細化至4～5級。其斷口為沿晶和韌窩組成的混合型斷口，晶內斷裂無方向性，晶粒細化和斷口細化趨于一致。

上述奧氏體晶粒的反常細化發生在奧氏體單相區內，故不可能是相變過程引起的，因此人們推想可能是發生了再結晶而導致晶粒細化，這種再結晶可稱為奧氏體的自發再結晶。其示意圖見圖2-46。

（4）控制粗大奧氏體晶粒遺傳的方法。一般認為，導致粗大奧氏體晶粒遺傳的主要原因是針狀奧氏體的形成及其長大合并。針對這種情況可以采取以下措施消除遺傳。

①對非平衡組織的過熱鋼，可以采用中速加熱，得到細小的奧氏體晶粒。

②對非平衡組織的過熱鋼，在淬火前先進行一次退火或高溫回火，使非平衡組織轉變為平衡組織，獲得細小的碳化物和等軸鐵素體的混合組織，使針狀奧氏體不能形成，從而避免粗大奧氏體晶粒遺傳。一般來說，采用等溫退火的效果比連續冷卻退火好。采用高溫回火時，多次回火比一次回火效果好。

對于高合金鋼，因馬氏體難以分解和再結晶，故采用高溫回火不如等溫退火效果好。

③利用奧氏體的自發再結晶，快速加熱（大于100℃/s）至臨界點以上100～200℃，然后淬火，可消除粗大奧氏體晶粒的遺傳，使奧氏體晶粒得到細化。但是，這種方法生產中難以控制。

④對低合金鋼，可采用多次正火使過熱得到校正，因為這類鋼的遺傳傾向相對較小，每經一次轉變，遺傳性均有所減弱，故多次轉變即可校正。但這種辦法在熱處理生產中因耗能過多而難于實用。

應該指出，某些特殊情況下，如為了提高金屬的高溫蠕變抗力，改善硅鋼片的導磁性等，則希望獲得粗大晶粒。