热处理原理之加热转变学习教案.pptx

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1、会计学1热处理原理热处理原理(yunl)之加热转变之加热转变第一页，共65页。2加热(ji r)在临界点A1以下(yxi)的加热在临界点A1以上(yshng)的加热不发生组织变化奥氏体化钢的热处理多数需要先加热得到奥氏体，然后以不同速度冷却使奥氏体转变为不同的组织，从而得到钢的不同性能。奥氏体的形成和奥氏体晶粒的大小显著影响随后冷却时奥氏体的转变特点和转变产物的组织与性能。第1页/共65页第二页，共65页。3共析钢加热到超过A1温度时，全部转变为奥氏体；而亚共析钢和过共析钢必须加热到A3和Acm以上才能(cinng)获得单相奥氏体。第2页/共65页第三页，共65页。4在实际(shj)热处理条件

2、下，相变是在不平衡条件下进行的，加热或冷却时的温度会出现滞后现象。把加热时的实际临界温度标以字母“c”把冷却时的实际临界温度标以字母“r”第3页/共65页第四页，共65页。5Ac1加热时珠光体转变为奥氏体的温度Ar1冷却时奥氏体转变为珠光体的温度Ac3加热时F先全部转变为奥氏体的温度Ar3冷却时奥氏体开始析出 F先的温度Accm加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的温度Arcm冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度第4页/共65页第五页，共65页。63.2 奥 氏 体 的 形 成(xngchng)奥氏体是碳溶于-Fe的八面体间隙(jin x)中的间隙(jin x)固溶体 奥氏体的性能(xngnng)碳

3、的最大溶解度为2.11如果-Fe的每个八面体间隙均溶一个碳原子，最多可溶20wt%的碳。碳原子半径 0.077nm八面体间隙半径 0.053nm第5页/共65页第六页，共65页。7第6页/共65页第七页，共65页。812CrNi3 钢的原奥氏体晶粒组织第7页/共65页第八页，共65页。9奥氏体的面心立方(lfng)结构奥氏体具有高的塑性和低的屈服强度在相变过程中容易(rngy)发生塑性变形产生(chnshng)大量的位错或出现孪晶相变硬化随后的再结晶、高温下晶粒的反常细化低温下M相变的系列特点第8页/共65页第九页，共65页。10比容奥氏体最小在钢中可能出现的各种组织中线膨胀系数奥氏体最大残余

4、应力(yngl)和一系列的相变特点在奥氏体形成或由奥氏体转变为其它组织时，都会发生体积变化第9页/共65页第十页，共65页。11奥氏体顺磁性铁素体马氏体铁磁性可以利用这个特点来研究钢中的相变铁碳合金奥氏体在 A1温度以上才能稳定存在加入足量的A形成元素Mn、Ni、Co等奥氏体在室温下也可稳定存在奥氏体的成分对于它向其它组织转变的动力学影响很大，从而对钢的性能也有很大的影响。第10页/共65页第十一页，共65页。12 奥氏体的形成(xngchng)条件根据铁碳相图，在极缓慢(hunmn)加热时，珠光体向奥氏体的转变是在PSK线即A1温度开始的，而先共析铁素体和先共析渗碳体向奥氏体的转变则是始于A

5、1，分别结束于A3(GS线)和Acm(ES线)。第11页/共65页第十二页，共65页。13珠光体（P）和奥氏体（）自由能随温度的变化曲线（示意图）然而当加热速度提高时，上述(shngsh)转变是在过热情况下发生的，即实际转变温度分别高于A1、A3和Acm。也就是说，奥氏体形成(xngchng)的热力学条件为存在一定的过热度。只有(zhyu)存在一定的过热度才存在转变动力（G=G-GP0）第12页/共65页第十三页，共65页。14奥氏体的形成遵循(zn xn)相变的一般规律，即包括形核和长大两个基本过程。3.3 奥 氏 体 的 形 成(xngchng)机理 共析碳钢（含0.77%C）加热前组织(

6、zzh)为珠光体，共析钢的加热转变即为珠光体将转变为奥氏体。共析钢的加热转变 奥氏体的等温形成过程对于不同的原始组织，奥氏体形成时在形核和长大方面都将表现出不同的特点。第13页/共65页第十四页，共65页。15珠光体向奥氏体转变示意图 奥氏体晶核的形成(xngchng)奥氏体的长大(chn d)残余(cny)渗碳体的溶解奥氏体成分的均匀化珠光体奥氏体化过程第14页/共65页第十五页，共65页。16第一阶段：奥氏体晶核的形成(xngchng)因此，由珠光体转变为奥氏体，既需要有碳原子的扩散(kusn)，也需要有晶体结构的变化。0.0218%6.69%0.77%在A1温度下含碳量铁素体渗碳体奥氏体

7、晶体结构体心立方面心立方复杂斜方第15页/共65页第十六页，共65页。17对于(duy)不同的原始组织，奥氏体优先形核的位置是不一样的。球状珠光体 片状珠光体优先在与晶界相连 的/Fe3C界 面形核其次在不与晶界相 连 的/Fe3C界面上形核优先在珠光体团的界面上形核其 次 在/Fe3C片层界面形核第16页/共65页第十七页，共65页。18在/Fe3C界面处的浓度起伏较大，有利于达到奥氏体形核所需要的碳浓度；在/Fe3C界面界面处，原子排列(pili)不规则，有利于铁原子通过短程扩散实现晶体结构的转变；在/Fe3C界面处，存在着其它晶体缺陷及杂质等，能量起伏较大，有利于形核。两相交(xingj

8、io)界面越多，奥氏体晶核越多奥氏体晶核在/Fe3C界面(jimin)上优先形核的原因第17页/共65页第十八页，共65页。19当奥氏体形成(xngchng)后，立即建立了Fe3C/与/两个相界由于(yuy)在奥氏体的两个相界处的碳浓度不等，造成碳浓度差CC-cC-。第二阶段：奥氏体的长大(chn d)第18页/共65页第十九页，共65页。20这个浓度差必然导致C从高浓度的/Fe3C相界向低浓度的/相界扩散。扩散的结果导致相界碳浓度平衡被破坏，为了保持(boch)相界碳浓度的局部相平衡，/相界必须向相一侧推进，同时/Fe3C相界向Fe3C相一侧推进。这种“相界扩散移动”的不断进行，晶体就不断长

9、大。第19页/共65页第二十页，共65页。21奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长大(chn d)，直至铁素体完全消失，奥氏体彼此相遇，形成一个个的奥氏体晶粒。奥氏体长大阶段的实质(shzh)，就是铁素体与奥氏体之间的晶格重构、同时渗碳体不断溶入奥氏体中、以及碳在奥氏体中的扩散。奥氏体的长大(chn d)方向：球化体、片状珠光体第20页/共65页第二十一页，共65页。22第三阶段：残余(cny)渗碳体的溶解在奥氏体晶体长大过程中，/相界处的碳浓度差远远小于/Fe3C相界处的碳浓度差，在/Fe3C界面一侧只需溶解一小部分渗碳体，就足以维持/Fe3C的相界平衡(pnghng)。而在/

10、界面另一侧必须溶解大量铁素体，才能维持/相间平衡(pnghng)。第21页/共65页第二十二页，共65页。23由于铁素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度，在铁素体完全转变之后尚有不少未溶解的“残余渗碳体”存在，因此(ync)，还需一定时间保温，让渗碳体全部溶解。第22页/共65页第二十三页，共65页。24在渗碳体全部溶解后，奥氏体内的成分仍不均匀，在原铁素体区域形成的奥氏体含碳量偏低，在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高，还需要保温足够(zgu)时间，让碳原子充分扩散，才可能使奥氏体内的成分均匀。第四阶段：奥氏体成分(chng fn)的均匀化原铁素体一侧原渗碳体一侧第23页/共65页第二

11、十四页，共65页。25上述分析表明，珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均匀必须(bx)有两个必要而充分条件：一是温度条件，要在 Ac1以上温度加热;二是时间条件，要在 Ac1以上温度保持足够时间。在一定加热(ji r)速度条件下，超过Ac1的温度越高，奥氏体的形成与成分均匀化需要的时间愈短；在一定的温度（高于Ac1）条件(tiojin)下，保温时间越长，奥氏体成分越均匀。第24页/共65页第二十五页，共65页。26亚共析钢、过共析钢的珠光体奥氏体化过程(guchng)与共析钢转变过程(guchng)是一样的：即在Ac1温度以上加热，无论亚共析钢或是过共析钢中的珠光体均要转变为奥氏体。亚共析钢还存

12、在铁素体的转变；过共析钢还存在二次渗碳体的溶解。非共析钢的加热(ji r)转变与共析钢的加热转变(zhunbin)相比相 同不 同第25页/共65页第二十六页，共65页。27具有相同(xin tn)的四个形成阶段 连续(linx)加热时奥氏体的形成过程连续(linx)加热时，奥氏体形成过程四个阶段的温度都随着加热速度的增大而向高温移动；连续(linx)加热时，奥氏体是在一个温度范围内形成的。与奥氏体等温形成相同的是：与奥氏体等温形成不同的是：第26页/共65页第二十七页，共65页。28 奥氏体等温形成(xngchng)动力学研究奥氏体等温形成动力学的方法通常是：将小试样迅速加热到 Ac1以上不

13、同(b tn)温度；在各温度下保持不同(b tn)时间；迅速淬冷；再用金相法测定奥氏体转变量与时间的关系（实际上是测定奥氏体淬冷后转变成马氏体的量与时间的关系）。3.4 奥氏体形成(xngchng)动力学 第27页/共65页第二十八页，共65页。29 奥氏体形成(xngchng)需要一定的孕育期。孕育期的作用是等待临界晶核的形成(xngchng)，也就是等待出现适当的能量起伏和浓度起伏。从奥氏体等温形成动力学曲线(qxin)可以看到：第28页/共65页第二十九页，共65页。30 等温转变开始阶段，转变速度逐渐增大，在转变量约为50时达到最快，然后逐渐减慢。在开始阶段，在已形成(xngchng)

14、的晶核不断长大的同时，又有新的晶核不断形成(xngchng)并长大，因此单位时间内形成(xngchng)的奥氏体越来越多；当转变超过50后，未转变的珠光体越来越少，假定形核率保持不变，新形成(xngchng)的晶核也会越来越少；此外，不断长大的奥氏体会越来越多地彼此接触而停止长大，因此，单位时间内形成(xngchng)的奥氏体量越来越少。第29页/共65页第三十页，共65页。31 温度越高，奥氏体的形成速度越快。这是因为，随着温度的升高，过热度(rd)增大，使临界晶核的半径减少，.第30页/共65页第三十一页，共65页。32将不同温度下奥氏体等温形成的进程综合表示(biosh)在一个图中，就得

15、到奥氏体等温形成动力学图，又称为TTA图。Time-Temperature-Austenitization第31页/共65页第三十二页，共65页。33亚共析钢与过共析钢的奥氏体等温形成(xngchng)动力学与共析钢基本一样。过共析钢退火(tu hu)组织为珠光体和渗碳体，而且钢中渗碳体的数量比共析钢中多，因此残留渗碳体的溶解与奥氏体均匀化需要的时间更长。不同(b tn)的是亚共析钢退火组织由珠光体和铁素体组成，当加热至Ac1以上温度时，除了有铁素体存在外，还有残留渗碳体存在；加热至Ac3以上温度时，铁素体全部转变为奥氏体后仍可能有部分残留渗碳体存在，因此，也必须有足够的保温时间。第32页/共

16、65页第三十三页，共65页。34 连续加热(ji r)时奥氏体的形成动力学由于实际生产中奥氏体基本上都是在连续加热条件下形成(xngchng)的，因此，连续加热TTA图比等温TTA图具有更大的实用价值。近年来出现的激光热处理、电子束冲击、感应脉冲加热热处理等，都要求了解在快速加热条件下奥氏体形成(xngchng)的规律。因此，连续加热时TTA图的测定，显得越来越重要。第33页/共65页第三十四页，共65页。35钢在连续加热时的TTA图的测定：所用的一组试样分别以不同加热速度加热，加热到不同温度后迅速淬冷，然后(rnhu)观察其显微组织，配合膨胀试验结果确定奥氏体的形成进程。钢的连续加热TTA图

17、的使用：首先应该找到或作出所用的加热速度(sd)线，然后求此线与Ac1、Ac3或Accm线相交各点所对应的温度和时间。第34页/共65页第三十五页，共65页。36第35页/共65页第三十六页，共65页。37奥氏体的形成温度：连续加热时由于增大了加热速度(sd)，临界点Ac1及Ac3都要升高，因此奥氏体形成过程四个阶段的温度都随着加热速度(sd)的增大而向高温移动；当加热速度(sd)很大（如105106/sec）时，奥氏体的形成温度就不再升高；奥氏体形成温度范围：连续加热时，奥氏体是在一个温度范围内形成的。加热速度(sd)越大，奥氏体形成温度范围越宽，而奥氏体形成速度(sd)越快。与奥氏体等温形

18、成(xngchng)不同的是：但是，快速加热却增大(zn d)了奥氏体成分的不均匀性第36页/共65页第三十七页，共65页。38根据(gnj)经典均匀形核理论，临界晶核通过原子碰撞再添加一个原子，就可以成为稳定的新相晶核。奥氏体形成动力学的理论(lln)处理 奥氏体的形核率N因此，形核率N应正比于单位体积中的临界晶核数目Nexp(-G*/kTA)和单位时间内周围原子碰撞临界晶核的次数K，而K与原子的扩散能力有关(yugun)，即正比于exp(-Q/kTA)。这样形核率就可以表示为：第37页/共65页第三十八页，共65页。39式中 C 比例常数；G*临界(ln ji)晶核形核功；kBoltzma

19、nn常数；TA奥氏体形成温度；Q原子的扩散激活能。对于固态相变式中 与晶核形状和界面性质有关的常数；新相母相间(xingjin)的比界面能；GV相变前后的体积自由能差；ES晶核中每个原子引起的应变能。第38页/共65页第三十九页，共65页。40实验证明(zhngmng)，T从740升高到800，N提高270倍。当奥氏体在较高温度(wnd)下形成时奥氏体形成(xngchng)温度TA增大加热温度升高GV增大G*减小形核率随温度升高而大大增加第39页/共65页第四十页，共65页。41 奥氏体的长大(chn d)线速度奥氏体向铁素体推进的线速度奥氏体向渗碳体推进的线速度推导的前提条件：假定(jidn

20、g)奥氏体的长大完全受碳在奥氏体中的扩散所控制。目前已有的奥氏体形成动力学公式都还不能很好反映各种(zhn)钢的实际情况，它们在定性上是正确的，但定量上还不能令人满意。第40页/共65页第四十一页，共65页。42 影响奥氏体形成速度(sd)的因素 温度(wnd)的影响奥氏体的形成速度，既取决于新旧相的自由能差，又受铁、碳等原子扩散所控制。因此，提高奥氏体的形成温度，可以明显加速奥氏体化过程。生产实践表明，温度是影响奥氏体化进程最为强烈(qin li)的因素。外因内因加热温度加热速度钢中的成分原始组织含碳量合金元素第41页/共65页第四十二页，共65页。43加热速度越大，奥氏体形成的温度范围越宽

21、，而形成的时间缩短(sudun)。也就是说，增大加热速度，加快了奥氏体形成速度。注意(zh y)：快速加热增大了奥氏体成分的不均匀性因此，对于(duy)要求快速加热的钢件，生产上希望原始组织中碳化物尽量要大小均匀、分布弥散。这是由于加热速度增大，碳化物溶解不充分、碳和合金元素扩散不充分，从而使A成分不均匀。加热速度的影响第42页/共65页第四十三页，共65页。44 含碳量的影响(yngxing)钢中含碳量越高，奥氏体的形成(xngchng)速度越快。含碳量增高(znggo)含碳量增高/Fe3C的相界面积增加奥氏体的形核率提高碳、铁等原子的扩散系数增大渗碳体增多奥氏体形成速度增加第43页/共65

22、页第四十四页，共65页。45不同碳含量钢中奥氏体形成 50时所需要的时间第44页/共65页第四十五页，共65页。46 合金元素(yun s)的影响影响(yngxing)碳在奥氏体中的扩散系数；改变碳化物的稳定性。合金(hjn)元素影响碳在奥氏体中的扩散系数碳化物形成元素如 Cr、Mo、W等，降低碳在奥氏体中的扩散系数，因而降低奥氏体形成速度。非碳化物形成元素Ni、Co等，增大碳在奥氏体中的扩散系数，因而增大奥氏体形成速度。如：在钢中加入1W，可使碳在奥氏体中的扩散系数减小一半；而加入4Co，可以使碳在奥氏体中的扩散系数增大一倍。第45页/共65页第四十六页，共65页。47 合金元素(yun s

23、)加入改变碳化物的稳定性加入不同的合金元素及其数量，将形成不同稳定性的碳化物，通过(tnggu)影响碳化物的溶解而影响奥氏体的形成速度。如果在钢中加入了强碳化物形成元素，如W、Mo、V、Ti等，由于形成更为(n wi)稳定的合金碳化物，它将使奥氏体的形成速度大大降低。奥氏体合金化后，成分的均匀化更困难，必须延长保温时间，甚至增高温度，以保证获得成分均匀的奥氏体。第46页/共65页第四十七页，共65页。48 原始(yunsh)组织的影响渗碳体的分散度 渗碳体的形状(xngzhun)在相同(xin tn)成分的钢中，渗碳体越分散，相界面积就越多，成核率便越大；渗碳体的片间距越小，碳的扩散距离越短，

24、奥氏体的长大速度越大。因此，原始组织中渗碳体越分散，奥氏体的形成速度越大。原始组织中渗碳体一般两种形态：片状渗碳体与粒状渗碳体。由于片状比粒状的相界面更大些，它的形核率就高些，同时，片状渗碳体也比较容易溶于奥氏体。因此前者比后者的奥氏体形成速度大。第47页/共65页第四十八页，共65页。49是衡量钢件力学性能与工艺性能的重要指标；也是分析服役零件(ln jin)破断失效的主要参考数据。3.5 奥 氏 体 晶 粒 度 及 其 控 制(kngzh)奥氏体晶粒度的基本概念奥氏体起始晶粒度；奥氏体实际(shj)晶粒度；奥氏体本质晶粒度。奥氏体晶粒度及其均匀性siKyd-1/2TCd-1/2第48页/共

25、65页第四十九页，共65页。50将钢加热至临界温度以上，奥氏体形成刚刚完成、其晶粒边界(binji)刚刚相互接触时的晶粒大小，称为奥氏体起始晶粒度。奥氏体起始(q sh)晶粒度起始(q sh)晶粒度取决于奥氏体的成核率和长大速度可见，增大成核率或降低长大速度，是获得细小奥氏体起始晶粒的重要途径。在1mm2面积内的晶粒数目 n与成核率 N和长大速度 G之间的关系可用下式表示:第49页/共65页第五十页，共65页。51 奥氏体实际(shj)晶粒度在一定热处理加热(ji r)、焊接或热加工制度下，所获得的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体实际晶粒度。对于热轧(锻)钢材，它是指热轧(锻)终了时钢中的奥氏体晶粒

26、大小；对于实际(shj)零件，一般是指热处理加热状态下的奥氏体晶粒大小。奥氏体实际晶粒度基本决定钢件热处理后基体组成相的晶粒大小。在一般加热速度下，加热温度越高，保温时间越长，奥氏体实际晶粒越粗大，冷却状态的实际组织也越粗大。第50页/共65页第五十一页，共65页。52 奥氏体本质(bnzh)晶粒度根据标准试验方法规定，允许采用渗碳法、氧化法及直接腐蚀法等，将钢材加热(ji r)至93010，保温38小时，然后冷却至室温，测得的奥氏体晶粒大小，称为奥氏体本质晶粒度。G：奥氏体晶粒度级别(jbi)：放大倍数为1时，晶粒的平均截距直接用奥氏体晶粒尺寸来表示本质晶粒度非常不方便，因此工程上统一将不同

27、晶粒尺寸换算成晶粒度级别，其换算公式为：G3.2877 6.6439第51页/共65页第五十二页，共65页。53根据上式计算(j sun)，奥氏体晶粒度评级标准有8级，1级晶粒最粗，8级晶粒最细。超过(chogu)8 级如913级以上者称为超细晶粒，还有比1级晶粒更粗的，如0、1、2级等。晶粒度的各种级别(jbi)均有准图片供使用时查对。G3.2877 6.6439第52页/共65页第五十三页，共65页。54标准晶粒度等级（放大 100倍）第53页/共65页第五十四页，共65页。55标准晶粒度等级（放大 100倍）第54页/共65页第五十五页，共65页。56在较低的奥氏体化温度时晶粒长大甚微或

28、不长大，当加热(ji r)至一定温度时晶粒骤然增大，然后长大速度又减小的一类长大过程。奥氏体本质(bnzh)晶粒度仅表示钢材加热时晶粒长大的倾向晶粒长大(chn d)的倾向正常长大异常长大随着奥氏体化温度的升高或奥氏体化时间的延长，奥氏体晶粒逐渐长大的一类过程一般用硅脱氧的钢一般用铝脱氧的钢第55页/共65页第五十六页，共65页。57A晶粒具有正常(zhngchng)长大倾向的钢称为本质粗晶粒钢A晶粒具有异常长大倾向(qngxing)的钢称为本质细晶粒钢第56页/共65页第五十七页，共65页。58 奥氏体晶粒长大(chn d)的影响因素奥氏体转变刚刚完成时，奥氏体晶粒大小是很不均匀的，先形核的

29、晶粒长得较大，其晶面弯曲且能量较高，在随后(suhu)的加热或保温过程中，它们会会继续长大，而较后形成的较小的晶粒可能会逐渐减小甚至消失。影响奥氏体晶粒长大的主要因素有：加热温度 加热速度 保温时间 第二(d r)相颗粒第57页/共65页第五十八页，共65页。59 加热温度、加热速度和保温(bown)时间的影响加热温度的影响：加热温度越高，铁、碳原子的扩散越容易进行(jnxng)，奥氏体晶粒长大越容易，得到的奥氏体晶粒越粗大；加热速度的影响：加热速度越快，铁、碳原子的扩散越不充分，在同一加热温度下奥氏体晶粒长大越不容易，最终得到(d do)的奥氏体晶粒越细小；保温时间的影响：保温时间越长，铁、

30、碳原子的扩散进行越充分，奥氏体晶粒越容易长大，最终得到的奥氏体晶粒越粗大。第58页/共65页第五十九页，共65页。60第二(d r)相质点对奥氏体晶粒长大的影响，可以用Gladman的经验公式来进行说明：rc 能够有效钉扎晶界的第二相质点的临界半径;f 第二相质点的体积百分数；R0 奥氏体起始晶粒半径；Z 奥氏休起始晶粒的不均匀因子，即起始晶粒 最大尺寸与R0的比值。式中：第二(d r)相质点的的影响第59页/共65页第六十页，共65页。61在相同的奥氏体起始晶粒度及均匀(jnyn)性时，钢中第二相质点数量越多、尺寸越小，即第二相质点的体积百分数越大，则能够有效钉扎住晶界的第二相质点的临界半径

31、越大，奥氏体晶粒的粗化温度也越高。也就是说，钢中第二相质点数量越多、尺寸越细小而均匀(jnyn)，则最终得到的奥氏体晶粒越细小。第60页/共65页第六十一页，共65页。62 奥氏体晶粒度的控制(kngzh)根据奥氏体晶粒长大的影响(yngxing)因素及作用原理，可以得到生产中控制奥氏体晶粒度的方法。利于(ly)AlN颗粒细化晶粒大量弥散析出 AlN相能有效阻碍奥氏体晶界迁移，提高奥氏体晶粒的粗化温度。相反，AlN相粗大或少量存在时则对晶界迁移无阻碍作用。利于过渡族金属的碳化物来细化晶粒钢中加入强碳化物、氮化物形成元素如Nb、Ti、V等，能形成弥散稳定的碳化物或氮化物，从而能够有效阻碍晶界的迁

32、移，细化奥氏体晶粒。第61页/共65页第六十二页，共65页。63 采用快速(kui s)加热、利用温度和时间的影响来细化晶粒采用快速加热、高温短时保温，可以有效(yuxio)地防止奥氏体晶粒的粗化。采用预先(yxin)热处理工艺细化晶粒通过预先热处理，可以改变钢中第二相的大小、数量及分布，从而影响加热时奥氏体晶粒的长大倾向。通过预先热处理，可得到细珠光体组织，有利于最后热处理时获得均匀细小的奥氏体晶粒。第62页/共65页第六十三页，共65页。64 粗大奥氏体晶粒的遗传(ychun)及其阻断母相中的晶体缺陷和不均匀性被新相所继承(jchng)下来的一种现象。相遗传现象可用于形变热处理。钢中遗传(

33、ychun)有组织遗传(ychun)和相遗传(ychun)两种相遗传组织遗传钢过热后冷却得到的原始组织为非平衡的马氏体、贝氏体等组织时，在再次正常加热后，形成的奥氏体仍然保留原来的粗大晶粒、甚至原来的取向和晶界，这种现象称为组织遗传。第63页/共65页第六十四页，共65页。65避免由不平衡组织直接加热奥氏体化，先进行一次高温回火或中间退火；避免新的奥氏体以无扩散机理形成(xngchng)，可控制加热速度和温度以防止马氏体逆转变发生；通过多次加热-冷却循环来破坏新旧相间的取向关系。大晶粒生成后的组织转变中，维持了严格的晶体学取向关系。产生组织遗传的根本原因破坏第二次转变中新相、母相之间严格的晶体学取向关系。消除组织遗传的方法具体措施第64页/共65页第六十五页，共65页。