金属材料组织控制原理教案

1、精选优质文档-倾情为你奉上精选优质文档-倾情为你奉上专心-专注-专业专心-专注-专业精选优质文档-倾情为你奉上专心-专注-专业金属材料组织控制原理教案第一章 金属固态相变概论固态相变：固态下晶体由于温度和压力的改变，导致组织和结构的改变，这种变化称之为固态相变。(1) 温度：敏感，易控制，成为控制固态相变的主要因素（热处理炉）；压力：不易控制，不敏感（等压）。(2) 组织和结构的改变，包含有成分的变化（局部成分）(3) 固态相变具体表现 ：a. 结构； b. 成分 ； c. 有序性有些转变仅具有一种变化；而有些转变兼有二种或三种变化。作用：大多数工程材料，如金属及其合金、陶瓷等晶体材料都存在着

2、固态相变，固态相变的存在为工程材料提供了丰富的组织和性能，满足加工及不同工况下使用的性能要求：（以钢为例）最常见组织特性适用场合奥氏体(A)滑移系多，较软压力加工成型球光体(P)硬度低切削加工回火马氏体高强度，低塑性高耐磨，高强度回火屈氏体具有高的强度和韧性耐疲劳，冲击回火索氏体高韧性和抗回火性能高温600，冲击研究历史：始于矿物学家对万英等矿物的相变研究（陶瓷）石英SiO2不同温度下，存在不同相结构随后金属学家开始对钢的相变进行研究：如P相变，马氏体相变，B相变等等。下面仅介绍固态相变的普遍规律：1.1 金属固态相变的主要类型一、平衡转变定义：在缓慢加热或冷却时发生获得符合状态图平衡组织的相

3、变为平衡转变。(一) 纯金属的同素异构转变（无成分变化）在纯金属中，发生由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程。如Fe Co Ti Sn等。纯铁 -(二) 多形性转变（局部成分发生变化）固溶体在固溶体中发生的由一种晶体结构转变为另一种晶体结构的过程。如钢中 铁素体 奥氏体（C在Fe中固溶体）(三) 平衡脱溶沉淀在缓慢冷却条件下，由过饱合固溶体析出过剩相的过程称为_。特点：随着新相析出，旧相成分、体积分数不断变化，但旧相不消失，新相结构、成分始终与旧相不同。固溶度随温度降低而降低(四) 共析转变冷却时，由一个固相分解为二个不同固相的转变。r+Fe3C（珠光体转变）(五) 包析转变冷却时，由两个

4、固相合并成一个固相的转变。+ r（钢中没有该转变）(六) 调幅分解高温下具有均匀单相固溶体组织的合金，冷却到某一温度范围内可分解为两种结构与原固溶体相同，但成分有明显差别微区的转变。1+2 即通过上坡扩散使均匀固溶体变成不均匀固溶体。(七) 有序化转变固溶体中各组元原子的相对位置由无序到有序的转变过程。如Cn-Zn, AuCu中间相为基固溶体。二、不平衡转变由于加热或冷却速度过快，平衡转变受到抑制，固态金属可发生某些状态图上未能反映转变，获得不平衡组织或亚稳组织。实际金属的强韧化均通过不平衡转变，获得不平衡组织达到的，原因有二，一是实际热处理加热、冷却速度均很快难以按平衡转变；二是不平衡转变往

5、往获得高强韧化效果的不平衡组织。(一) 伪共析转变（以钢为例）当奥氏体以较快速度冷却到ES与GS延长线以下时，将从奥氏体中同时析出比值不定的铁素体与渗碳体。这一转变类似于共析转变（铁素体、与渗碳体比值一定），不同的是转变产物中铁素体量与渗碳体易比值不是定值，而随奥氏体的碳含量而变。(二) 马氏体转变当奥氏体以更快冷速过冷到MS点以下，r点阵通过切变改组为过饱含点阵的转变。进一步提高冷速，使奥氏体来不及进行伪共析转变，而过冷到更低的温度，这时Fe、c均难以扩散，通过点阵切变从点阵改组为点阵，成分不发生变化。除FeC合金外，Cu合金，Ti合金，也发生马氏体相变。(三) 块状转变纯Fe或低碳钢在一定

6、冷速下，相可以转变为与之具有相同成分，形态呈块状的相，这种块状新相的长大是通过原子短程扩散使新、旧两相间非共格界面推移而实现的。这种转变在CuZn、CnGa合金中也存在。(四) 贝氏体转变在珠光体和马氏体转变温度之间，存在一个Fe原子已不能扩散而碳原子尚能扩散的一种特殊的不平衡转变。即具有珠光体转变，又具有马氏体转变的某些特征。是一种复杂的不平衡转变。转变产物贝氏体为相与碳化物混合物，但相碳含量、形态以及碳化物形态分布与P不同。以扩散角度(五) 不平衡脱溶沉淀（时效）过饱合固溶体在室温或室温以上某一温度下，将自固溶体中析出成分与结构均与平衡沉淀相不同的新相的过程。当成分为b的合金加热到t1时，

7、相将全部溶于相中，形成单一固溶体。如自t1缓冷，相将沿固溶度曲线MN不断析出，发生平衡脱溶沉淀。若自t1快冷，在冷却过程中相来不及析出，到室温获得过饱合的固溶体，在室温或低于固溶体曲线MN某一温度下等温将 相中析出，在成分和结构上不同于平衡沉淀相的新相。应用：在低碳钢、铝、镁合金通过时效来强化。综上转变：均在结构、成分、有序化上的变化，有些转变只具有一种变化，而有些转变则同时兼有两种或三种变化。同素异构转变、多形性转变、马氏体转变、块状转变只有结构上转变调幅分解 只有成分上的变化有序化转变 只有有序化程度的变化共析转变、脱溶沉淀，兼有结构和成分变化1.2 金属固态相变的分类一、按热力学分类根据

8、相变前后热力学函数变化，可将固态相变分为一级相变和二级相变。一级相变：相变时新旧两相化学位相等，但化学位的一级偏微离不等的相变。新相 旧相特点：即 一级相变有热效应和体积效应。除部分有序化转变外，固态金属相变均为一级相变。二级相变：相变时新、旧两相化学位相等，且化学位一级偏微商也相等，但二级偏微商不相等。特点：无明显热效应和体积效应部分有序化转变、磁性转变属于二级相变。二、按原子迁移情况分类扩散相变：相变是依靠原子或离子扩散来进行的无规则的迁移。要求转变温度足够高，原子或离子具有足够活动能力。如钢的加热转变（奥氏体转变）和珠光体转变（转变温度较高）。无扩散相变：相变过程中原子（或离子）不发生扩

9、散，仅作有规则的迁移，使点阵发生改组。如马氏体相变。三、按相变方式分类有核相变：新相的核在旧相中形成，并通过不断长大完成相变。绝大多数相变属于有核相变，相变过程包括形核及长大两个阶段。无核相变：（调幅分解）无形核阶段，以固溶体中成分起伏为开端，通过上坡扩散，形成点阵结构相同，而成分不同，并以共格界面相联系的高浓度和低浓度两个相。1.3 金属固态相变的一般特征固态相变不同于凝固过程（固 液两相是在液相中形核并长大）是在固相中形核并长大，因此具有一系列的自身的特点。一、相界面（由于均为晶体，不同于固液界面）根据界面上两相原子在晶体学上匹配程度的不同，分为：(一) 共格界面：两相在界面上的原子可以一

10、对一地相互匹配（即界面上的原子所占位置恰好是两相点阵共有位置）。只有对称孪晶界是理想的共格界面。实际上两相点阵总有一定差别，或是点阵结构不同，或是点阵参数不同。因此，两相界面要完全共格在界面附近必将产生弹性应变。特点：界面能低，应变能高。(二) 半共格界面：两相在界面上的原子部分地保持匹配。错配度 举例：当由于点阵长度差别引起错配度提高，要保证完全共格，使弹性应变能提高；当错配度达到一定程度，难以维持完全共格，在界面上产生一些刃型位错，来补偿两相原子间差距，变成部分匹配。特点：界面能提高，应变能降低。(三) 非共格界面：两相在界面上由于错配度大，无匹配关系。特点：界面能高，应变能低。四、晶体缺

11、陷的作用与液态金属不同，固态金属存在各种晶体缺陷，如空位、位错、晶界等。在缺陷周围有点阵畸变，储存畸变能，在固态相变时，释放出来作为相交的驱动力，对固态相变起促进作用。具体作用：(1) 新相往往在缺陷处形核，提高形核率。(2) 促进扩散过程，促进晶核生长。(五) 形成过渡相过渡相：指成分或结构，或二者都处于新相与母相之间的一种亚稳状态的相。在固态相变中，有时新相与每相在成分、结构上差别较大，形成困难，而形成过渡相成为减少相变阻力重要途径。因为过渡相在成分、结构上更接近于每相，两相间易于形成共格成半共格界面，以减少界面能，从而降低形核功，使形核易于进行。但过渡相由于自由能高于平衡相，在一定条件下

12、，继续转变为平衡相。二、惯习面与取向关系（两相间晶体学关系）固态相变时新相与母相往往存在一定的晶体学关系。惯习面：新相往往在母相一定的晶面族上形成，这种晶面称为_。特征：(1) 惯习面上新相和母相的原子排列很相近，能较好地匹配，有助于减少两相间界面能。(2) 惯习面往往为新相主平面或主轴所平行的母相晶面。取向关系：新相、母相某些低指数晶面和晶向的对应平行关系。举例：马氏体总是在奥氏体111晶面上形成，则111r为惯习面密排面011与奥氏体密排面111r相平行密排方向111与奥氏体密排方向011r相平行则取向关系为：011|111r；|r取向关系与相界面的关系：当新相与母相间为共格或半共格界面时

13、，两相间必然存在一定的晶体学取向关系；若两相间无一定取向关系，则其界面必定为非共格界面；但有时两相间虽然存在一定的晶体学取向关系，也未必都具有共格或半共格界面，生长时共格或半共格界面破坏。三、应变能1共格应变能：相界面上原子由于强制性的匹配，以形成共格或半共格界面，在界面附近产生弹性应变能。共格界面半共格界面非共格界面（应变能为零）2比容差应变能：由于新相与母相比容不同，新相形成时体积变化受到周围母相约束而产生的弹性应变能。比容差应变能与新相几何形状的关系：Nabarro通过理论计算，把不同形状新相看作旋转椭球体。ca园棒（针状）新相形态和界面取决于：（1）相变驱动力G （T）（2） 与液态金

14、属凝固同比，相变阻力增大界面能取决于界面匹配程度（球针盘）和面积（非共格半共格共格）；应变能主要取决于比容差，盘针S+EV G727，GA0，转变即可进行。但实际上热处理加热，加热或冷却速度较快，相变是在不平衡条件下进行，使相变在偏离相图上的临界温度，才能发生转变的现象叫相变滞后；加热时偏向高温，冷却时偏向低温。习惯上，将一定加热速度或冷却速度（0.125/min）下实际测得的临界点：二、奥氏体的形核从结构、成分、能量三方面考虑，确定形核位置。1结构：体心立方 面心立方 Fe3C复杂的正交点阵从结构的相似性 形成应通过F上形核，并改组，即体心立方面正立方但目前机制不清楚2成分：铁素体F碳含量极

15、低0.02% 渗碳体 碳含量极高6.67%奥氏体碳含量介于两者之间，略高于A1时，0.77%，随转变温度升高，奥氏体溶碳范围扩大，使奥氏体晶粒更宜形成。奥氏体核只能在F和Fe3C交界面上，通过碳原子扩散，造成铁素体碳浓度起伏，使局部地区铁素体碳含量达到奥氏体形成所需碳含量。奥氏体核形成后可以依靠渗碳体的溶解所提供碳原子，保证奥氏体的不断长大。3能量：界面可能提供形核所需的额外能量，奥氏体核最易在F和Fe3C交界处形成。通过以上分析和实验观察，得到如下结论：(1) 对于片状P：奥氏体优先在珠光体团界面上形核；同时也可在/Fe3C层界面上形核。(2) 对于粒状P：奥氏体优先在与晶界相连/Fe3C界

16、面上形核，而在晶内/Fe3C界面上形核是次要的。三、奥氏体核的长大奥氏体核的长大是通过渗碳体的溶解、碳原子在奥氏体中扩散，以及奥氏体两侧界面向铁素体及渗碳体的推移来进行的。奥氏体内碳的分布不均匀，与铁素体交界处，而与渗碳体交界处碳为，由于，故在奥氏体内碳原子将向铁素体一侧扩散，扩散的结果破坏了界面碳的平衡，为了恢复平衡，低碳F将转变为A而使碳含量降为，高碳Fe3C也将溶入奥氏体，而使碳增加为，亦即，奥氏体分别向铁素体与渗碳体推移，不断长大。可见，奥氏体晶核长大过程受碳在奥氏体中的扩散所控制。四、渗碳体的溶解在PA转变过程中，P中F全部消失时，渗碳体还未完全溶解，即铁素体消失时，奥氏体的平均含量

17、低于共析成分。转变温度愈高，低的愈多，随着时间延长，与渗碳体接壤处奥氏体中碳继续向奥氏体内部扩散，未溶渗碳体则不断溶入奥氏体，直至渗碳体完全溶解为止。该现象产生的原因：五、奥氏体的均匀化渗碳体溶解终了后，奥氏体的成分仍不均匀，原渗碳体位置的碳含量高，原铁素体部位的碳含量低，在奥氏体区内继续保温，将通过碳在奥氏体中的扩散，而使奥氏体中碳的分布均匀化。PA等温转变过程示意图奥氏体均匀化的重要性：奥氏体中碳的均匀化对后续热处理组织有重要的影响。举例：中碳钢中，未均匀化有许多高碳微区，淬火后获高碳孪晶马氏体，经均匀化后，消除了高碳微区，淬火后获得低碳位错马氏体，使钢的强韧性得到提高。由于奥氏体均匀化，

18、是碳在奥氏体中的扩散过程，奥氏体化温度愈高，均匀化快。因此中碳钢淬火加热温度倾向高温淬火工艺。举例0.4%C中碳钢，奥氏体中，1.7%C高碳区，0.2%低碳区2.3 奥氏体等温形成动力学主要讨论奥氏体形成速度问题，即在一定温度下转变量和时间的关系。奥氏体的形成速度取决于形核率和长大速度，它们受钢的成分、原始组织、温度等条件的影响。一、共析碳钢奥氏体等温形成动力学(一) 等温形成动力学图1测定方法有金相法、物理分析方法（膨胀法、磁性法、热分析法等）。金相法：原12mm试样，盐浴加热到一系列指定温度，保温不同时间，取出后淬火，制备金相试样，室温观察，以马氏体量代表奥氏体的转变量。2等温形成动力学曲

19、线（Tt转变量关系）特点(1) PA需要一段孕育期；扩散相变特点(2) 转变量50%时转变速度最大；(3) 随等温温度升高，曲线左移，孕育期减少3等温形成动力学图：（T-t-转变量）把等温转变开始和终了时间放在同一图上，获得等温形成动力学图。(二) 奥氏体的形核与长大1奥氏体形核率按均匀形核，形核率与温度之间的关系为：I=Cexp (Q/RT)exp (G*/RT)第一项C-常数，与奥氏体含碳量有关。温度升高，奥氏体所需最低碳含量沿GS线降低，使形核所需碳浓度起伏减少，金属形核C；第二项原子扩散能力，温度升高，Q不变，exp (/RT) 原子活动能力越强，克服位垒进行扩散的原子数越多，促进形核

20、；第三项，自由焓差的影响，T T GV G*（形核功）促进形核。可见：奥氏体形核率随形成温度的升高，急剧增加。举例：T从740 800 形核率提高270倍2280/mm3s 61600/mm3s 2奥氏体线长大速度奥氏体的线长大速度=界面向F推进速度+界面向Fe3C推进速度推进速度碳在奥氏体传输速度其次取决于FA点阵改组速度（Fe自扩散速度），Fe3C的溶解快。忽略Fe3C中碳的浓度梯度： （正比于运进界面处的碳量，反比于a转变r吃掉碳量）（由于碳在F中浓度梯度）上式适用于片状P。可见，随着温度T(1) 呈指数增加 (2) 使 (3) 界面两侧碳浓度差降低 均使奥氏体形成速度增加。由此可见：随

21、温度升高，I、V急剧增加。因此，奥氏体形成速度随温度升高而加快。当奥氏体与渗碳体被铁素体隔离时，奥氏体的长大速度将受碳在铁素体中的扩散所控制，奥氏体向铁素体的推移速度：虽然 但 ，故极小。(三) 影响珠光体转变为奥氏体的因素除受温度的影响外：1原始组织奥氏体的形成速度在片状P中快于粒状P。（这是因为片状PA受碳在奥氏体中的扩散所控制，而颗粒P则多碳在F中扩散控制）。片层愈薄，形成速度愈快。（奥氏体中碳浓度梯度愈大，需要扩散距离愈短）。2合金元素合金元素不改变奥氏体形成机制，但改变临界点、碳在奥氏体中扩散速度及形成不同稳定程度的碳化物：(1) Ni、Mn等元素降低临界点，增加过热度，使奥氏体形成

22、速度加快。(2) Cr、Mo、W碳化物形成元素（固溶时）降低碳在奥氏体中扩散系数，使v;Co、Ni提高D、使V;Si、A1影响不大。(3) 碳化物稳定性决定了溶解的难易程度，碳化物愈稳定，愈不易溶解，V。(4) 碳增加，碳化物数量增多，F与Fe3C界面多，形核率提高，扩散距离短，V。二、亚共析钢奥氏体等温形成动力学亚共析钢及过共析钢的平衡组织中均有先共析相存在。当亚（过）共析钢中共析组织转变为奥氏体后，还存在先共析相进一步转变为奥氏体的问题，过共析钢中先共析渗碳体进一步溶解，与共析钢转变第三阶段没有区别，可看作是第三阶段的延续，这里只讨论亚共析钢奥氏体的等温形成。亚共析钢退火组织在两相区的等温

23、转变为三个阶段：1奥氏体核在铁素体和P交界面形成后，快速长进P，直至全部转变为奥氏体。（受碳在A中扩散控制，层片间扩散距离短，转变速度极快。）2奥氏体向先共析铁素体的慢速长进。（不再形核，也受碳在A中扩散控制，但属长距离扩散，故形成速度慢。）3奥氏体与铁素体之间达到最后平衡。（随奥氏体中碳不断向边界扩散，奥氏体不断长进铁素体，直至达到碳的平衡浓度）影响亚共析钢加热转变的因素：除温度还与碳含量和合金含量有关：1碳含量 碳含量越高，奥氏体形成速度愈快。（C先共析F，第一阶段增加，第二阶段减少V；粒P，C分布于F为体上碳化物颗粒愈多，C在F中扩散距离越短，V）2合金元素，影响第二阶段转变，奥氏体长大

24、受合金与扩散的控制，故使V。第二阶段：有F+A共存，将发生合金元素的重新分配。2.4 连续加热时奥氏体形成连续加热对奥氏体形成的影响：实际生产中，奥氏体形成多在连续加热中，而不是等温过程；即奥氏体形成过程中，温度将不断升高：(1) 使临界点提高，转变速度加快，转变时间缩短。(2) 使转变推向高温，使奥氏体体转变第一、二阶段（即形核长大加快），三、四阶段碳化物溶解和均匀化减慢。(3) 晶粒细化，不均匀性增加。2.5 非平衡组织加热时奥氏体的形成不讲（自学）2.6 奥氏体晶粒长大及其控制实际生产中，钢件奥氏体化的目的是获得成分均匀，晶粒细化的奥氏体。奥氏体晶粒的大小将影响冷却过程中发生的转变及转变

25、所得的组织和性能。因此，了解奥氏体晶粒在形成后的长大过程及影响因素是十分必要的。一、晶粒度及奥氏体晶粒长大(一) 晶粒度n=2N1 (ASTMAmerican Society for Testing & Materials)N：晶粒度级别n：放大100倍时，每645mm2（1in2）面积内晶粒数。n越大 N越高 晶粒愈细化可见，n的测定比较费时，目前已逐渐采用测定晶粒平均截距来确定晶粒度级别。N=2log2(L0/L) (L0 N=0 晶粒平均截距)一般N8级(22m)为超细晶粒首先要区分三种晶粒度的概念：1起始晶粒度: 临界温度以上，奥氏体刚刚完成，晶粒边界刚互相接触时的晶粒大小。2实际晶粒

26、度：某一热处理加热条件下得到晶粒尺寸。通常所指晶粒度。3本质晶粒度：采用标准试验方法，93010保温足够时间（38小时）所测得钢的晶粒大小近年已用较少 用于体现钢材，晶粒长大倾向，淬火温度宽窄程度。(二) 奥氏体晶粒长大现象正常长大：随着温度升高或时间延长，晶粒逐渐长大的现象。异常长大：当超过某一温度时，晶粒发生急剧长大的现象。该温度称为奥氏体晶粒粗化温度。 实际上合金长常出现细晶和粗晶共存的混晶现象，粗晶粒长大依靠消耗细晶粒长大。二、奥氏体晶粒长大机制(一) 奥氏体晶粒长大驱动力奥氏体晶粒主要是通过晶界的迁移而长大，推动晶界迁移的驱动力来自奥氏体晶界的界面能，奥氏体晶粒长大，导致界面减少，能

27、量降低。设一球面晶界，界面能 曲率半径R可得到指向曲率中心的驱动力P作用于晶界如为平直晶界R= 则P=0无驱动力。可见，界面能愈大，晶粒尺寸愈小，奥氏体晶粒长大驱动力愈大，长大倾向变大。(二) 奥氏体晶粒的正常长大奥氏体晶粒等温长大公式 （平均晶粒的直径）奥氏体晶界迁移过程是一扩散过程 K=Koexp () Q 铁原子自扩散激活能。可见，随时间延长，奥氏体晶粒不断长大，且与时间的平方根成正比。随温度使升高，晶粒不断长大。(三) 第二相微粒对奥氏体晶界的钉扎作用和晶粒的异常长大异常长大原因：在用A1脱氧的钢及含Ti、Nb、V等元素钢中，当奥氏体晶粒形成后，在晶界上存在一些Al、Ti、Nb、V等碳

28、氮化合物微粒，这些未溶碳氮化合物对晶界起了钉扎作用，阻止晶界移动，只有当温度升高至晶粒粗化温度以上，碳氮化合物溶于奥氏体之后 ，奥氏体晶粒出现异常长大。设奥氏体晶界上有一半径为r碳氮化合物粒子。这时，晶界面积减少，界面能减少，当晶界在驱动力P作用下右移，则晶界面积增加，能量提高，阻止右移，相当于一阻力作用于晶界 Fmax=设单位体积有N个半径为r的粒子，占体积分数f，则作用于单位面积晶界的最大阻力 由此可见：作为单个粒子，半径愈大，提供阻力越大；但当体积分数为f，粒子愈多，阻力愈大。因此，抑制奥氏体晶粒长大，首先增加碳氮化合物体积，但过多引起脆性；最佳的方法，细化碳氮化合物粒子。必须强调是：只

29、有曲面晶界，才有驱动力P的作用；如果晶粒大小均匀一致，且晶界已达到平衡态的平直化，每个晶粒已成为正十四面体，亦即二维平面上正六边形时，二相邻晶界为平直界面，三晶界交会处的面角为120，为稳定状态，晶粒不长大。如果晶粒大小不均匀，大小晶粒之间界面就不可能成为平直界面，有指向小晶粒驱动力P作用于晶界，如P，晶界将向小晶粒迁移，大晶粒依靠吞食小晶粒而长大，小晶粒愈来愈小，出现混晶；当小晶粒度消耗始尽，全部成为大晶粒时，即或晶粒大小仍不均匀一致，晶界仍为曲面晶界，也由于曲率半径较大驱动力较小，P，这时晶粒就不再长大了。三、影响晶粒长大的因素1凡能提高铁原子扩散系数因素均能加速奥氏体晶粒长大，如提高温度

30、或在奥氏体中溶入降低Fe原子自扩散激活能的元素。2未溶第二相微粒阻止奥氏体晶粒长大。颗粒所占体积分数愈大，半径愈小，阻碍奥氏体晶粒长大效果愈佳，如A1、Nb、V、T碳氮化合物，及过共析钢加热到二相区的未溶碳化物和莱氏体一次碳化物。3调整加热工艺，提高起始晶粒的均匀性，尽可能使奥氏体晶界平直化，以降低驱动力。（调整加热速度）。2.7 过热、过烧及其校正 升高组织变化晶粒细小晶粒粗大晶界弱化晶界熔化定义正常晶粒（工业应用）过热过烧过烧热处理校正可以可以不可以一、过热及其校正(一) 过热及组织遗传过热：由于加热温度偏高，在晶界未出现弱化前，仅导致晶粒粗大的现象。过热危害：使随后缓冷所得铁素体晶粒、珠光体团以及随后快冷却所得马氏体粗大，使钢的强韧性降低。组织遗传：校正过热组织时，如加热不当，即使加热温度并不高，仍