钢中奥氏体的形成.ppt

第二章钢中奥氏体的形成 奥氏体化 加热转变与奥氏体的意义 本章 了解奥氏体 讨论平衡组织加热时奥氏体形成规律 非平衡组织加热时奥氏体的形成 奥氏体 钢中的奥氏体是碳溶于 Fe形成的间隙固溶体 C原子在 Fe八面体中心空隙 即fcc晶胞中心或棱边中点 第一节奥氏体的结构 组织和性能 间隙大小 Fe点阵常数为3 64 时 最大空隙的半径为0 52 C原子半径0 77 奥氏体点阵常数 C原子进入空隙后 引起点阵畸变 点阵常数增大 溶入碳越多 点阵常数越大 碳在奥氏体中最大溶解度 2 11wt 1148oC 而不是八面体空隙被填满时的17 7wt 按最大溶解度计算 大约2 5个 Fe晶胞中才有一个C原子 合金钢中的奥氏体 是C及合金元素溶于 Fe中形成的固溶体 Mn Si Cr Ni Co等合金元素溶入 Fe后将取代Fe原子形成置换式固溶体 引起点阵畸变和点阵常数变化 所以合金奥氏体的点阵常数除与碳含量有关外 还与合金元素的含量及合金元素原子和Fe原子的半径差等因素有关 稳定存在温度 Fe C合金 727 以下不稳定相Fe C合金中加入足够数量的扩大 相区的合金元素 室温 室温以下稳定奥氏体钢 能在室温下以奥氏体状态使用的钢 奥氏体呈顺磁性 无磁钢奥氏体的物理性能 密度最高 比体积最小 线膨胀系数最大 导热性能最差 加热速度 滑移系多 屈服强度低 易塑性变形 塑性成型 Fe Fe3C相图 A1以下 A1以上 继续升温 亚共析钢过共析钢奥氏体的成份沿GS和ES曲线变化GSE线以上 单相奥氏体 第二节奥氏体形成的热力学条件 相变驱动力 Gv系统自由能变化 G V Gv S V GsV S 单位面积界面能 Gs 应变能注 奥氏体在高温下形成 应变能较小 相变的阻力主要是界面能共析钢奥氏体和珠光体的体积自由能随温度的变化曲线 交于 1点 727 C 727 C时 两相自由能相等 相变不会发生高于A1时 Gv为负值 珠光体将转变为奥氏体 反之奥氏体将转变为珠光体 相变必须在有过热 过冷 的条件下才能进行 加热 冷却 速度对临界点影响 加热 冷却 速度越大 过热 过冷 程度也越大 加热和冷却时发生转变的温度 即临界点 不在同一温度加热时的临界点 Ac1 Ac3 Accm 冷却时的临界点 Ar1 Ar3 Arcm 加热速度和冷却速度为0 125 min时 临界点的移动 共析成分珠光体 加热至Ac1以上 将转变成单相奥氏体 第三节奥氏体的形成机制 碳的扩散与重新分布 点阵重构 三者点阵结构相差很大 碳含量也不一样转变全过程分为四个阶段 奥氏体晶核形成 奥氏体晶核长大渗碳体溶解 奥氏体成分均匀化 一 奥氏体晶核的形成形核位置共析钢中 通常形成于铁素体和渗碳体交界面优先部位 珠光体团边界 珠光体与先共析铁素体间的界面亚共析钢中过热度小 优先在珠光体团界 铁素体 珠光体界面形成过热度大 也可以在片状珠光体团内部铁素体 渗碳体界面形核快速加热 过热度大 奥氏体临界晶核半径小 成分范围大 故也可在铁素体内亚晶界上形成 亚共析钢中奥氏体形核两相区加热单相区加热 20CrMnTi钢淬火 高温回火组织 Fe3C 加热到两相区时奥氏体的形成 二 奥氏体晶核的长大A在F和Fe3C界面形成 长大时 和 Fe3C相界面推进奥氏体核在T1形成 相界面平直 界面处各相的碳浓度C 与A接触的F的C浓度C c 与Fe3C接触的F的C浓度C 与F接触的A的C浓度C c 与Fe3C接触的A的C浓度Cc 与A相接触的Fe3C的C浓度 6 67 奥氏体内 出现碳浓度梯度 C从高浓度的奥氏体 渗碳体界面向低浓度的奥氏体 铁素体界面扩散铁素体内 C在奥氏体中扩散的同时 也在铁素体中扩散 这种扩散同样也促进奥氏体的长大 但作用甚微 共析钢奥氏体晶核长大示意图a 相界面推移示意图 b 奥氏体在T1温度形核时各相中C浓度 三 渗碳体的溶解和奥氏体的均匀化Fe3C溶解奥氏体核形成后 向Fe3C中长大的速度较低 铁素体全部消失后将残留一部分Fe3C随保温时间延长 残留Fe3C将继续溶入奥氏体奥氏体成分的均匀化Fe3C溶解结束时 奥氏体中仍存在C浓度梯度 继续通过扩散过程消除 称为奥氏体均匀化 奥氏体形成速度取决于形核率N和线生长速度v 在等温条件下 N和v均为常数 一 形核率在奥氏体均匀形核的条件下 形核率N与温度T之间的关系为 第四节奥氏体等温形成动力学 C 常数 Gm 扩散激活能 T 绝对温度 k 波尔兹曼常数 G 临界形核功 转变温度升高 形核率N迅速增大原子扩散能力增加 相变驱动力增大 临界形核功 G 减小 奥氏体形核所需要的C浓度起伏减小 提高加热速度 奥氏体晶粒细化奥氏体形成温度升高 奥氏体形核率急剧增大 表2 1奥氏体形核率N和线生长速度v与温度的关系 二 线生长速度与长大机制有关 碳在A中扩散控制 碳在F中扩散控制长大受碳在A中扩散控制 A在F和Ce之间 两侧向F与Ce推移 速度为两侧推移速度之和 取决于碳原子在A中传输速度碳原子传输速度 碳在A中的扩散系数 浓度梯度温度升高 扩散系数增加 浓度梯度则与A的厚度以及温度决定的浓度差 C c C 有关由扩散定律导出A长大的界面推移速度 K 常数DC C在奥氏体中的扩散系数dC dX 相界面处A中C的浓度梯度C 与F接触的A的C浓度C 与奥A接触的F的C浓度 C C 与Ce接触的A的C浓度负号 表示下坡扩散 A界面向两侧推移速度与D及dC dX成正比 与界面两侧碳浓度差成反比T D呈指数增加 C c与C 差值增加而使Dc Dx增加 界面两侧碳浓度差 C c 及 6 67 C c 均减小 故V 及V C均随温度升高而增加 F位于A与Ce中间 A长大将受碳在F中扩散控制 同样可推导出V 为 Dc dC dX F中D大 但式中dC dX小 所以长大速度很小 综上 温度升高 长大 三奥氏体等温形成动力学曲线共析钢等温形成 形核率N和生长速度v为常数奥氏体等温形成动力学曲线 转变量与转变时间的关系 可得出各个温度下等温形成的开始及终了时间 温度越高 N和v越大 等温形成动力学曲线越靠左 等温形成的开始及终了时间越短 见表2 1 奥氏体等温形成图 不同温度等温形成的开始及终了时间综合绘制在转变温度与时间坐标系上 TTT图 0 86 C钢奥氏体等温形成动力学曲线 a 和等温形成图 b A形成有孕育期转变开始 转变终了 图中终了曲线对应F全部消失时间 还有渗碳体全部溶解 A成分完全均匀化 所需的时间都很长 图2 10共析钢奥氏体等温形成图 亚共析钢 过共析钢 P全部转变为A后 F或Ce继续转变需要通过C原子在A中的扩散及A与剩余相间相界推移来进行F转变终了曲线 Ce溶解终了曲线画在A等温形成图中过共析钢的Ce溶解和A成分均匀化所需时间要长得多 奥氏体等温形成图 a 1 2 C钢 b 0 45 C钢 四 影响奥氏体形成速度的因素 温度 原始组织 化学成分等影响A形核率 线生长速度 从而影响A形成速度 一 加热温度温度高 转变快相变驱动力增大 C原子扩散快 N及V均大大增加 表2 1 A形成速度快图2 10 奥氏体形成温度越高 转变的孕育期越短 转变完成时间也越短快速加热细化晶粒温度升高 形核率增速高于生长速度增速 表2 1 转变温度从740oC提高到800oC时 形核率增长270倍 而线生长速度只增加80倍 A形成温度越高 所得起始晶粒越细 快速加热 短时保温等强韧化处理新工艺高碳工具钢温度升高 A F界面向F推移的速度与A Ce界面向Ce推移的速度之比也增大 如 780oC时 二者之比为14 8 800oC时 为19 1 由式2 4计算 A形成温度升高 F消失时残留Ce量增大 A的平均碳含量降低 二 钢的碳含量和原始组织钢中C越高 A形成越快钢中C增加 Ce增多 增加F Ce相界面 增加A形核部位 N增大Ce量增加后 C扩散距离减少C和Fe原子的扩散系数也增大 这些加快A的形成 但过共析钢中 Ce数量过多 随C增加 也会引起残留Ce溶解和A均匀化时间的延长 原始组织越细 A形成越快钢成分相同 原始组织中Ce分散度越高 F Ce界面越多 N越大Ce分散度高 P片间距减小 A中C的浓度梯度增大 扩散加快760oC时 P片间距从0 5 m减至0 1 m A线生长速度约增7倍 钢原始组织为屈氏体时 A形成速度比S和P都快原始组织为片状P 比粒状P的A形成快片状P中的Ce呈薄片状 相界面大 所以加热时A形核率高 不影响P到A转变机制 影响 Ce稳定性 C在A中扩散系数 且在Ce和基体间分配不同因此Me影响A的形成速度 碳化物溶解 奥氏体均匀化速度影响扩散强碳化物形成元素Cr Mo W等 降低C在A中扩散系数 显著减慢A形成速度非碳化物形成元素Co和Ni 增大C在A中扩散系数 加速A形成Si和Al 对C在A中扩散影响不大 对A形成速度无显著影响影响临界点及A形成速度Me改变A1 A3 Acm等位置 并使之扩大为一个温度范围 改变相变时的过热度 影响奥氏体形成速度 如Ni Mn Cu等降低A1点 相对地增大过热度 提高A形成速度Cr Mo Ti Si Al W V等提高A1点 相对地降低过热度 减慢奥A形成速度 三 合金元素Me的影响 影响珠光体片层间距 改变C在A中的溶解度影响相界面浓度差 C在A中浓度梯度 形核功等 影响A形成速度Me在钢中的分布是不均匀非碳化物形成元素主要分布在 相中 如Ni Si 弱碳化物形成元素主要分布在Fe3C中 如Mn 强碳化物形成元素主要分布在特殊碳化物中 如Mo W V Ti等 钢中含1 Cr时 退火状态下碳化物中约含5 Cr 而 Fe中仅含0 5 Cr 可见Cr主要集中在碳化物中 钢中含4 Ni时 在退火状态下碳化物中仅含1 Ni 大部分存在于固溶体中 Me在钢中分布的不均匀性 在碳化物完全溶解后也还存在合金钢A均匀化 C均匀化外 Me均匀化 由于Me的扩散系数仅相当于碳的1 1000 1 10000 同时 碳化物形成元素还降低C在A中的扩散系数 故VC TiC等特殊碳化物更难于溶解 因此 合金钢A均匀化过程比碳钢长得多 为使合金钢A成分均匀化 较高温度和较长时间 第五节连续加热时奥氏体的形成生产条件下 加热速度较快 A多在连续加热过程形成 A形成过程可看成是许多等温过程的叠加 与等温形成过程一样 经过形核 长大 残留Ce溶解 A均匀化四个阶段 但有特点 连续加热条件下A形成的热分析曲线 等速加热 A形成过程的热分析曲线呈马鞍形 加热速度不大 转变速度小 吸收的热量 相变潜热 q亦很小 外界提供热量Q等于转变消耗热量q 全部热量用于形成A 温度不再上升 出现平台 转变在等温下进行 加热速度快 此时Q q 供给热量除用于转变外尚有剩余 将使温度继续上升 但升温速度减慢 因而偏离直线 如图中aa1段 随转变温度升高 转变速度加快 转变所需热量增加 当达到q Q时 将出现平台 随转变速度进一步加快 A大量形成 消耗大量热量 导致q Q 温度开始下降 出现a1c段 最后 转变速度逐渐降低 当Q q时 温度复又上升 一 转变在一个温度范围内完成钢连续加热时 A形成的各个阶段都是在一个温度范围内完成的 且随加热速度的增大 各个阶段的转变温度范围均向高温推移并扩大 提高加热速度 aa1段向高温推移 下降段逐渐消失 两者合并为一斜率较小的直线且随加热速度的进一步提高继续向高温推移并缩短 0 85 C钢在不同加热速度下的加热曲线 二 转变速度随加热速度增加而增加从图2 14中 得出不同加热速度下的A形成开始及终了的温度与时间 将开始点及终了点连接成线 得出共析碳钢在连续加热时的A形成图 加热速度越快 开始和终了温度越高 转变所需时间越短 即A形成速度越快连续加热时 P到A转变的各个阶段都不是在恒定的温度下进行的 而是在一个相当大的温度范围内进行的 加热速度越快 转变温度范围越大 图2 15共析碳钢连续加热时的奥氏体形成图 V1 V2 V3 V4 三 奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大连续加热时 速度增加 转变温度高 C 减小 C c增大 Ce来不及充分溶解 C和Me的原子来不及充分扩散 结果A中碳 Me分布不均匀图2 16加热速度和温度对40钢A内高碳区最高碳含量的影响随加热速度的升高 高碳区内最高碳含量也增大 并向高温方向推移 原为P和F区域内的A碳含量差别增大 并且剩余碳化物数量增多 导致A基体的平均碳含量降低 生产中可能出现 亚共析钢 加热速度快 保温时间短 淬火后得到碳含量低于平均成分的M和尚未完全转变的F及碳化物 应注意避免 办法是细化原始组织高碳钢 碳含量低于共析成分的低 中碳M及剩余碳化物 提高韧性 加热速度和温度对0 4 C钢A中高碳区最高碳含量的影响 四 奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化快速加热 转变过热度增大 A形核率急剧增大 线生长速度也随之增加 但较少 长大时间短 A晶粒来不及长大 立即淬火可以获得超细组织 如 采用超高频脉冲加热 时间为10 3s 淬火后 在两万倍的显微镜下也难以分辨出A晶粒大小 综上所述 连续加热时 随加热速度增大 A形成被推向高温 A起始晶粒细化同时 由于残留碳化物数量随加热速度增加而增多 故A的平均碳含量下降 这两个因素均可提高淬火M的强韧性 近年来发展起来的快速加热 超快速加热和脉冲加热淬火均是据此而发展出来的 第六节奥氏体晶粒长大及其控制A晶粒大小对冷却转变过程及所得组织 性能影响很大 了解A晶粒长大规律 控制A晶粒大小意义很大一 奥氏体晶粒度A晶粒度 表示A晶粒大小n 放大100倍时 1平方英寸面积内的晶粒数 个 in2 N A晶粒度级别1 4级粗晶粒 晶粒平均直径为0 25 0 088mm 5 8级细晶粒 晶粒平均直径为0 062 0 022mm 8级以上为超细晶粒 随着控制轧制 控制冷却工艺的发展 已经很容易获得11 12级超细晶粒钢 晶粒平均直径小于10 m 性能大幅度提高国家标准GB6394 86备有标准评级图 三种A晶粒度 起始晶粒度 A形成过程刚结束时的晶粒度取决于形核率N和线生长速度V N V值越大 n越大 晶粒越细 加热温度对奥氏体晶粒大小的影响 实际晶粒度 热处理加热终了时的晶粒度取决于钢材的本质晶粒度及实际加热条件 加热温度越高 保温时间越长 越粗大本质晶粒度 YB27 64 930 10oC 保温3 8h 的晶粒度 本质细晶粒钢 本质粗晶粒钢表示钢在一定的条件下A晶粒长大的倾向性 决定于钢种 冶炼方法等 二 影响A晶粒长大的因素A晶粒形成后 长大 规律 大晶粒吞并周围小晶粒而使总晶界面积减小长大驱动力 界面能减小 与晶界曲率半径和界面能有关 晶界曲率半径越小 晶粒越细 界面能越大 A晶粒长大驱动力越大 即晶粒长大的倾向性越强 长大阻力 分布在晶界上的未溶粒子则对晶界起钉扎作用可见 晶粒长大过程受加热速度 加热温度 保温时间 钢的成分 未溶粒子的性质 数量 大小和分布 以及原始组织等因素的影响 一 加热温度和保温时间的影响温度越高 时间越长 A晶粒就越粗大 每一温度保温过程中都有一个加速长大期 一定的大小后 长大趋势将减缓直至停止长大 温度越高 A晶粒长大得越快 也长得越大 A晶粒大小与加热温度 保温时间的关系 0 48 C 0 82 Mn钢 A晶粒平均长大速度 晶粒平均直径随时间的变化率 与晶界迁移速率及晶粒长大驱动力 总晶界能 成正比 与晶粒平均直径成反比K 常数k 波尔兹曼常数 T 绝对温度 Gm 扩散激活能 由可见 加热温度升高 A晶粒长大速度成指数关系迅速增大 同时 晶粒越细小 界面能越高 晶粒长大速度越大 当晶粒长大到一定限度时 由于增大 减小 而使降低 即长大速度减慢 二 加热速度的影响加热速度越大 A形成温度越高 形核率与长大速度之比随之增大 见表2 1 因此快速加热时可以获得细小的起始晶粒度 加热速度越快 A起始晶粒度越细小 图2 19 所以 快速加热 短时间保温可以获得细小的A晶粒 但如长时间保温 由于A起始晶粒细小 加之加热温度高 A晶粒很容易长大 图2 19奥氏体晶粒大小与加热速度的关系 三 碳含量的影响温度 时间一定时 A晶粒大小随钢中碳含量的增加先增后减 出现极大值 极大值与加热温度有关 图2 20 碳含量增加时 C原子在A中的扩散系数及Fe的自扩散系数均增大 故A晶粒长大倾向增大 超过一定碳含量 出现阻止A晶粒长大的二次渗碳体 故随钢中碳含量的增加 二次 数量增多 阻止A晶粒长大 使A晶粒度增加 过共析钢在Ac1 Accm之间加热时 可以保持较为细小的晶粒 而在相同的加热温度下 共析钢的晶粒长大倾向最大 这是因为共析钢的A中没有未溶二次 图2 20钢中碳含量对A晶粒长大的影响 保温时间均为3h 四 合金元素的影响Ti Zr V Al Nb Ta强碳 氮化合物形成元素 形成熔点高 稳定性强 不易聚集长大的NbC NbN Nb C N TiC等化合物 阻止晶粒长大W Mo Cr等形成较易溶解碳化物 也能阻止A晶粒长大 影响程度中等 不形成化合物的Si和Ni 影响很小 Cu几乎没有影响 Mn P C O 一定限度以下时 增大A晶粒长大倾向 未溶粒子阻力 与粒子体积分数及A晶界的界面能成正比 与未溶粒子半径成反比 未溶粒子量越多 越细 阻力越大 曲面晶界提供的A晶界移动的推力决定于界面曲率半径 A晶粒长大 晶界曲率半径增加 推力降低 当降到与未溶粒子提供的阻力相等时晶界停止移动 停止长大 加热温度超过未溶粒子溶解温度 粒子消失 A晶粒将迅速长大本质粗 细晶粒钢差异 脱氧方法 Al脱氧Si Mn脱氧少量Nb V Ti Ti Zr Nb V Al对A晶粒粗化温度的影响 三 钢在加热时的过热现象过热 热处理加热不当 温度过高 时间过长 引起A实际晶粒度粗大 随后淬火或正火时得到十分粗大的组织 从而使钢的机械性能显著恶化 如冲击韧性下降 断口呈粗晶状等 的现象 钢过热 在淬火时极易发生变形和开裂过热返修 如过热A冷却转变成M等非平衡组织 则很难用上述方法消除过热 第七节非平衡组织加热时奥氏体的形成非平衡组织 M B M回 W等 加热 A形成初期获得针状和颗粒状两种形态A晶粒 影响最终晶粒粗细等形成规律 与钢成分 原始组织 加热条件等有关以板条M为例 讨论非平衡组织加热时A形成 一 针状奥氏体的形成低 中碳合金钢 板条状M为原始组织 Ac1 Ac3间 慢速和极快速加热时 在M板条间可形成针状A 原A晶界 M束界及块界则形成颗粒状A 慢速加热 针状A常在M板条边界上 处形核 沿板条界长成针状A 非平衡组织加热时形成的针状奥氏体 一束M板条中的板条间形成的针状A可能具有相同的空间取向 且都和M板条保持K S关系 111 011 011 111 延长时间 提高温度 同一板条束内的针状A可长大合并为一个等轴A晶粒 但仍可在观察到针状A的痕迹 不同点 1 在原A晶界上存在部分细小的等轴A晶粒 2 在原始A晶粒内也存在与周围A向不同的孤立的等轴A晶粒 它们可能是在M束界 块界或夹杂物边界上形成的 针状A在板条M基体上形核长大过程示意图a 析出Fe3C的板条M b 针状A形核 c 针状A合并长大 d 粗大A晶粒复原 e 淬火后获得的粗大板条A 形成针状A的先决条件 原始组织中的M板条加热到Ac1以上时未再结晶 板条特征保留如Ac1 Ac3之间 M板条已再结晶 板条特征消失 不形成针状A 原始A晶粒不复原形核机制 由上述归纳出慢加热 针状A形核前 M已分解 沿板条界析出Fe3C 但 基体并未再结晶 为先决条件A核一般在有Fe3C的板条界形成 沿板条界长成针状A 新形成的A核与F及Ce都保持晶体学位向关系 故只可能只有一种取向 可能合并 极快速加热 少量残余A来不及分解 为A核 长成的针状A具有相同的空间取向 能合并成大晶粒 二 颗粒状奥氏体的形成中速加热时形成 非平衡态组织加热到Ac1 Ac3之间或Ac3以上 将在原A晶界 M束界 块界 甚至板条界通过扩散型相变形成颗粒状A 淬火M中的束界 块界和板条界等形核位置较多 形成颗粒状A往往很细 三 粗大奥氏体晶粒的遗传性及其控制钢的组织遗传 粗大非平衡组织加热 一定条件下 新A晶粒可能继承和恢复原粗大A晶粒结果 粗大组织遗传 钢的韧性得不到恢复 断口仍呈粗晶状 过热组织的影响在重新A化后未能消除 一 影响钢组织遗传因素1 原始组织当原始组织为P类型组织时 一般不发生 原始组织为非平衡组织时 组织遗传较普遍 其中以贝氏体较马氏体的组织遗传性强 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 加热速度非平衡组织的合金钢加热 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 加热速度对组织遗传的影响 二 断口遗传断口遗传 消除了组织遗传后 A晶粒细化 但断口粗大 细晶粒组织出现粗晶断口 如 30CrMnSi和37CrNi3钢经1280oC加热淬油 A晶粒为1级 再次以100 200oC min的速度加热至860oC水淬 A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 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 向A晶界偏聚 过热后慢冷 MnS将沿奥氏体晶界析出 再次正常温度加热 粗大组织细化 但原粗大奥氏体晶界分布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 过热不严重 与MnS无关过热淬火组织中速加热 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 类似粗晶断口 实则沿新小晶粒边界断裂的细晶断口 不降低钢韧性 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 晶内织构 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 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 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