2.2.7　非平衡组织加热时奥氏体的形成

钢以非平衡组织（包括淬火马氏体、贝氏体、回火马氏体、魏氏组织等）作为原始组织进行加热时，常可在奥氏体形成初期获得针状和颗粒状两种形态的奥氏体晶粒，它们的形成规律与钢的成分、原始组织和加热条件等因素有关。现以板条马氏体为例，讨论非平衡组织加热时奥氏体的形成。

2.2.7.1　针状奥氏体的形成

试验证明，低、中碳合金钢以板条状马氏体为原始组织，在A_c1～A_c3之间进行慢速和极快速加热时，在马氏体板条间可形成针状奥氏体（图2-44），而在原奥氏体晶界、马氏体束界及块界形成颗粒状奥氏体。在慢速加热时，针状奥氏体常在马氏体板条边界上的渗碳体处形核，沿板条界长成针状奥氏体。

在同一束板条马氏体中的板条间形成的针状奥氏体可能具有相同的空间取向，且都与马氏体板条保持K-S关系，即；。

这种针状奥氏体沿板条界面的长大速度较快，如果延长保温时间或提高加热温度，同一板条内的针状奥氏体将长大合并成为一个等轴奥氏体晶粒，但仍可在其中观察到原来针状奥氏体的痕迹。图2-45示出了在A_c1～A_c3之间形成针状奥氏体后，再加热到A_c3以上时，针状奥氏体长大合并成等轴奥氏体晶粒的过程。由图可见，新形成的奥氏体晶粒基本上恢复了原始奥氏体晶粒的大小，但与原奥氏体晶粒相比较有以下两点不同：①在原奥氏体晶界上存在部分细小的等轴奥氏体晶粒；②在原始奥氏体晶粒内也存在与周围奥氏体位向不同的孤立的等轴奥氏体晶粒，它们可能在马氏体束界、块界或夹杂物边界上形成。

形成针状奥氏体的先决条件是原始组织中的马氏体板条在加热到A_c1以上时未发生再结晶。如在加热到A_c1～A_c3之间的高温区时，马氏体板条已经发生了再结晶，板条特征已经消失，则不能再形成针状奥氏体，因此不会导致原始奥氏体晶粒的复原。

关于针状奥氏体的形核机制目前还不很清楚，一般认为，慢速加热时在针状奥氏体形核前马氏体已经发生分解，沿板条界析出了Fe₃C，但α基体并未发生再结晶。奥氏体晶核一般在有Fe₃C的板条边界形成。核形成后沿板条界长成针状奥氏体。新形成的奥氏体晶核与铁素体及渗碳体都保持晶体学位向关系，故只可能有一种取向。

当以极快速度加热时，由于淬火时保留下来的少量残留奥氏体来不及分解，就成了现成的奥氏体晶核。以这样的核长成的针状奥氏体将具有相同的空间取向，故能合并成一个大晶粒。

2.2.7.2　颗粒状奥氏体的形成

试验证明，当以中等的加热速度将非平衡态组织加热到A_c1～A_c3之间或直接加热到A_c3以上时，将在原奥氏体晶界，马氏体束界、块界，甚至在板条界通过扩散型相变形成颗粒状奥氏体。由于淬火马氏体中的马氏体束界、块界和板条界等形核位置较多，故形成的颗粒状奥氏体往往具有非常细的晶粒组织。

2.2.7.3　粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制

对粗大的非平衡组织进行加热时，在一定的加热条件下，新形成的奥氏体晶粒有可能继承和恢复原粗大奥氏体晶粒，这种现象被称为钢的组织遗传。出现组织遗传时，钢的韧性得不到恢复，断口仍呈粗晶状，即过热组织的影响在重新奥氏体化后并未得到消除。下面讨论组织遗传的一般规律。

（1）影响钢的组织遗传的因素

①原始组织。钢的组织遗传性首先与钢的原始组织有关。当原始组织为珠光体类型组织时，一般不发生组织遗传现象，而当原始组织为非平衡组织时，组织遗传是一个较为普遍的现象。在非平衡组织中又以贝氏体较马氏体的组织遗传性强，因为合金结构钢容易得到非平衡组织，所以容易出现组织遗传。

②加热速度。对具有非平衡组织的合金钢进行加热时，不论是慢速加热还是快速加热，都容易出现组织遗传现象，只有采用中速加热时才有可能避免出现组织遗传。但对不同钢种，不发生组织遗传的加热速度差别很大，需要通过试验才能确定。快速加热时出现的组织遗传现象随加热速度的提高而增强。例如，30CrMnSi经1280℃油淬获得粗大淬火组织后，若再以800℃/s的加热速度快速加热至900℃水淬，则二次加热时形成的奥氏体晶粒的大小、形状和取向均将完全恢复到原来的奥氏体的粗晶状态。据此，有人认为这时发生的是马氏体相变的逆转变，即通过切变机制由马氏体转变成奥氏体。如果将加热速度降低至200～300℃/s再次加热到900℃时，在原奥氏体晶界上将会形成许多细小的颗粒状奥氏体，但在晶内仍将恢复原来状态。显然，降低加热速度促进了颗粒状奥氏体的形成，使钢的组织遗传性有所减弱。

马氏体的分解程度可能对奥氏体形成机制有一定的影响。淬火而未回火的马氏体在加热过程中发生的分解程度将随加热速度的提高而减轻。马氏体分解程度大时，增加了颗粒状奥氏体的形核部位，所以当加热速度降低到某一定值以下时，可能在奥氏体形成之前马氏体已发生了局部分解，因此在原奥氏体晶界上便出现了颗粒状奥氏体。随加热速度减慢，马氏体分解程度增大，颗粒状奥氏体更易形成，故组织遗传性减弱。反之，加热速度增大，马氏体分解程度降低，抑制了颗粒状奥氏体的形成，组织遗传性随之增强。但按照马氏体以切变方式逆转变成奥氏体的观点，无法解释为何针状奥氏体具有相同的空间取向。因为按照K-S位向关系，由一个奥氏体晶粒转变得到的马氏体晶粒最多可以有24个空间取向，以每一个位向的马氏体为原始组织再切变回奥氏体时，最多又可以有24个空间取向的奥氏体。因此，理论上在原来一个粗大奥氏体晶粒范围内，最多应该有24×24个空间取向的针状奥氏体晶粒（其中有重复的）。即使实际情况下可能没有这么多空间取向，但也不应该是一个相同的空间取向。很有可能是淬火马氏体中的残留奥氏体起了决定性作用。加热速度越快，在低温阶段停留的时间就越短，在加热到奥氏体化温度时残留奥氏体可能没有发生转变。这些保留到高温的残留奥氏体就有可能成为现成的奥氏体的核，这些奥氏体核长大到相互接触时将合并成一个粗大的奥氏体晶粒，导致组织遗传。这样可以很好地解释加热速度对快速加热时组织遗传现象的影响，以及为什么贝氏体较马氏体更容易出现组织遗传的现象（因为贝氏体组织中得到比淬火马氏体更多的残留奥氏体）。

与快速加热时的情况相反，慢速加热时的组织遗传性随加热速度增大而减弱。例如，35CrMnSi钢经1300℃淬火获得粗大淬火组织后，以2℃/min的加热速度加热至950℃淬火时，也将出现组织遗传现象，使奥氏体晶粒大小、形状和位向均得到恢复。加热速度增大时，将在原奥氏体晶界上形成细小颗粒状奥氏体，组织遗传性减弱。例如0.12%C-3.5%Ni-0.35%Mo钢淬成马氏体后，再次加热时形成的针状和颗粒状奥氏体的量随加热速度而变化。加热速度提高，颗粒状奥氏体量增大；加热速度小于1.7℃/min时，不形成颗粒状奥氏体，只形成针状奥氏体，导致组织遗传。在热处理生产中，大型合金钢零件从600℃加热到860℃往往需要4h，此时，加热速度约为1℃/min。因此，若前面的热加工工序造成了粗大的非平衡组织，然后再1℃/min的速度加热便有可能出现组织遗传。加热速度对组织遗传的影响可概括为图2-46。

合金结构钢过热淬火组织慢速加热时出现组织遗传的原因可能是在加热的过程中虽然发生了碳化物的析出，但是α基底没有发生再结晶，因而有利于针状奥氏体形成。由于新形成的奥氏体核与α相及碳化物均保持一定的晶体学位向关系，因此，导致组织遗传。加热速度增大时，过热度增大，α相有可能发生再结晶，促使形成更多的颗粒状奥氏体，因而使组织遗传程度降低。另外，提高加热速度，在原奥氏体晶界、板条马氏体束界等处形成的小颗粒状奥氏体数量增多，也使组织遗传性减弱。加热速度增大到一定程度时，晶界、界内均可形成颗粒状奥氏体，组织遗传被消除。

（2）断口遗传性。显然，在出现组织遗传时，断口也应该是极大的。但是，有时在消除了组织遗传后，奥氏体晶粒已经细化，但其断口仍是粗大的，即细晶粒显微组织出现了粗晶断口，这种现象称为断口遗传。例如，30CrMnSi和37CrNi3钢经1280℃加热淬油，奥氏体晶粒为1级，再次以100～200℃/min的速度加热至860℃水淬，奥氏体晶粒已经细化至6～8级，但断口仍是粗大的。

断口遗传按形成机制可分为四类：

①石状断口。由于过热，钢中的MnS等将溶入奥氏体中，因Mn与S是内表面活性物质，溶入奥氏体后将向奥氏体晶界偏聚，如果在过热后缓慢冷却，溶入奥氏体中的MnS将沿奥氏体晶界析出，再次正常温度加热时虽然粗大组织得到了细化，但这些沿原粗大奥氏体晶界分布的MnS不能溶解，仍分布在原奥氏体晶界，使原奥氏体晶界弱化，故断裂将沿原奥氏体晶界发生，形成粗大断口，称为石状断口。

②伪断口遗传。在过热不太严重时，沿原粗大奥氏体晶界来析出MnS等的情况下仍有可能出现断口遗传。出现这种断口遗传的原因是过热淬火组织中速加热时在原粗大奥氏体晶界形成的新的奥氏体的核只能往一侧长成球冠状，故原粗大奥氏体晶粒边界将成为新形成的小奥氏体晶粒边界而被保留。当引起断裂的最大拉应力与该晶界接近垂直时断裂将沿该界面发展，在断口上出现一个粗大的反光小平面，亦即此时断裂既是沿新形成的小晶粒边界，也是沿原粗大晶粒边界发展的。当裂纹发展到另一个与最大拉应力不垂直的原粗大晶粒的边界时，裂纹将沿新形成的小晶粒边界，穿越原粗大晶粒而发展，得到凹凸不平的细小的断口表面。这二种断口组合在一起便形成了类似于粗晶的断口，但实际上是沿新形成的小晶粒边界断裂的细晶断口，故不降低钢的韧性，可以认为这是一种伪断口遗传。

③与晶粒内织构有关的伪断口遗传。在发生穿晶准解理断裂时也可能出现一种伪断口遗传。穿晶解理断裂和准解理断裂都是沿晶内某低指数晶面发展的断裂。过热粗大组织转变为非平衡组织时新形成的贝氏体或马氏体与原粗大的奥氏体之间保持K-S关系。与同一个奥氏体晶粒保持K-S关系的贝氏体或马氏体可以有24个不同的空间取向。以中速加热非平衡组织时形成的细小奥氏体晶粒也与贝氏体或马氏体保持K-S关系，同样也可以具有许多不同的空间取向。但是由一个粗大奥氏体晶粒衍生出来的空间取向不同的众多的细小奥氏体晶粒的低指数晶面很可能是平行的，这种现象被称为形成了晶内织构。如果穿晶准解理断裂是沿这样的低指数晶面发展，将呈现出粗晶穿晶断口。

④与回火脆性有关的断口遗传。当第二次正常温度加热淬火得到细小马氏体组织后，如果在发生低温回火脆性或高温回火脆性的温度区域回火，则伴随着回火脆性的发生，将出现沿原粗大奥氏体晶界的断裂，出现断口遗传。出现这类断口遗传的原因是：第一次过热时在原奥氏体晶界发生了Cr、Ni、S、P等能促进回火脆性的元素的偏聚。第二次正常温度加热时，这些偏聚未能消除，因此在低温回火时，与在晶界上析出的碳化物一起，使晶界弱化，发生沿原粗大奥氏体晶界的断裂，出现断口遗传。如在发生高温回火脆性的温度回火，则这些偏聚的元素会进一步促进Cr、Ni、S、P等有害元素向原粗大奥氏体晶界偏聚，使原粗大奥氏体晶界上的偏聚量高于后形成的细小奥氏体晶界上的偏聚量，故裂纹易于沿原粗大奥氏体晶界扩展，形成粗大断口，出现断口遗传。也有可能偏聚在原粗大奥氏体晶界上的Cr等元素促进了回火时碳化物在晶界的析出，使晶界弱化出现回火脆性，导致断口遗传。

显然，如果避免了回火脆性，这种与回火脆性有关的断口遗传就不会出现。

（3）奥氏体晶粒的反常细化。如前所述，过热粗大组织冷却后得到的非平衡组织以快速或慢速加热至A_c3以上的正常加热温度时，有可能仍得到粗大奥氏体晶粒，出现组织遗传。但如果继续加热到更高温度［A_c3+（100～200℃）］，则奥氏体晶粒可能不仅不粗化，反而形成了细小的、晶体学位向不同的奥氏体晶粒。这种现象称为奥氏体晶粒的反常细化。例如，30CrMnSi钢经1280℃淬火获得粗大奥氏体晶粒，再次以800℃/s快速加热到1050℃淬火，结果发现奥氏体晶粒不仅不粗化，反而从1级细化至4～5级。其断口为沿晶和韧窝组成的混合型断口，晶内断裂无方向性，晶粒细化和断口细化趋于一致。

上述奥氏体晶粒的反常细化发生在奥氏体单相区内，故不可能是相变过程引起的，因此人们推想可能是发生了再结晶而导致晶粒细化，这种再结晶可称为奥氏体的自发再结晶。其示意图见图2-46。

（4）控制粗大奥氏体晶粒遗传的方法。一般认为，导致粗大奥氏体晶粒遗传的主要原因是针状奥氏体的形成及其长大合并。针对这种情况可以采取以下措施消除遗传。

①对非平衡组织的过热钢，可以采用中速加热，得到细小的奥氏体晶粒。

②对非平衡组织的过热钢，在淬火前先进行一次退火或高温回火，使非平衡组织转变为平衡组织，获得细小的碳化物和等轴铁素体的混合组织，使针状奥氏体不能形成，从而避免粗大奥氏体晶粒遗传。一般来说，采用等温退火的效果比连续冷却退火好。采用高温回火时，多次回火比一次回火效果好。

对于高合金钢，因马氏体难以分解和再结晶，故采用高温回火不如等温退火效果好。

③利用奥氏体的自发再结晶，快速加热（大于100℃/s）至临界点以上100～200℃，然后淬火，可消除粗大奥氏体晶粒的遗传，使奥氏体晶粒得到细化。但是，这种方法生产中难以控制。

④对低合金钢，可采用多次正火使过热得到校正，因为这类钢的遗传倾向相对较小，每经一次转变，遗传性均有所减弱，故多次转变即可校正。但这种办法在热处理生产中因耗能过多而难于实用。

应该指出，某些特殊情况下，如为了提高金属的高温蠕变抗力，改善硅钢片的导磁性等，则希望获得粗大晶粒。