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奧氏體晶粒長大機制及粗大晶粒的遺傳與切斷

2022-02-11 16:56:30 作者：每天學點熱處理來源：每天學點熱處理分享至：

鋼件奧氏體化的目的是要求獲得成分比較均勻、晶粒大小一定的奧氏體組織。在大多數(shù)情況下，總是希望得到細小的奧氏體晶粒。有時為了某些特殊性能或工藝性能的要求，也需要得到比較粗大的奧氏體晶粒。

為了獲得所期望的奧氏體晶粒尺度，必須弄清楚奧氏體晶粒度的概念、晶粒長大機構及其控制因素。

一、奧氏體晶粒度

晶粒度是表示晶粒大小的一種尺度，對鋼來說，如不特別指明，一般是指奧氏體化后的實際晶粒大小。為了研究上的方便，首先要區(qū)分三種晶粒度的概念。

1.起始晶粒度

是指在臨界溫度以上，奧氏體形成剛剛完成，其晶粒邊界剛剛相互接觸時的晶粒大小。

2.實際晶粒度

是指在某一熱處理加熱條件下所得到的晶粒尺寸。實際晶粒度基本上決定了鋼件實際熱處理時的晶粒大小。

3.本質(zhì)晶粒度

是根據(jù)標準試驗方法，在930±10℃保溫足夠時間（3~8小時）后測定的鋼中晶粒的大小。凡經(jīng)上述試驗，晶粒尺寸在8級評標準5~8級者稱為本質(zhì)細晶粒鋼，凡晶粒尺寸在1~4級者稱本質(zhì)粗晶粒鋼。

在奧氏體晶粒度8級評定標準中，1級最粗，8級最細。超過8級如10~12級以上者稱為超細晶粒。晶粒度的級別（N‘）與晶粒大小間的關系為：

（1）

或

（2）

式中

n'-為100倍金相觀察時每平方英時（6. 45c㎡）視野中所含的平均晶粒數(shù)目。

n-實際上每1mm2試樣面積中的平均晶粒數(shù)目。

本質(zhì)晶粒度只是表示在一定條件下晶粒的長大傾向。不同鋼種或不同冶煉方法煉制的同一鋼種，在同一加熱條件下，可能表現(xiàn)出不同的晶粒長大傾向。它和實際晶粒度不盡相同。

例如，對本質(zhì)細晶粒鋼，當加熱溫度超過950~1000℃（一定保溫時間）以上時，也可能得到十分粗大的實際晶粒。相反，本質(zhì)粗晶粒鋼，當加熱溫度比臨界點稍高時，也可能得到較細的奧氏體晶粒。但在一般情況下，本質(zhì)細晶粒鋼，熱處理后獲得的實際晶粒大多是細小的。圖1 表示了這兩類鋼的奧氏體晶粒隨溫度升高而長大的情況。

▲圖1 加熱溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響

由圖看出，本質(zhì)細晶粒鋼在930~950℃以下加熱時，晶粒長大傾向小，所以其淬火溫度較寬，生產(chǎn)上容易掌握。這種鋼可以在930℃高溫下滲碳以后直接淬火。而本質(zhì)粗晶粒鋼，則必須要嚴格控制加熱溫度，以防止過熱。由此可見，本質(zhì)晶粒度是鋼的熱處理工藝性能的一個重要指標。

奧氏體起始晶粒的大小，決定于奧氏體的成核率和長大速度。在1m㎡面積內(nèi)的晶粒數(shù)目n與成核率N和長大速度G之間的關系可用下式表示：

（3）

由此看出，N/G值愈大，則n愈大，即晶粒愈細小。說明增大成核率或降低長大速度是獲得細小奧氏體晶粒的重要途徑。

奧氏體的實際晶粒度，既取決于鋼材的本質(zhì)晶粒度，又和實際加熱條件（溫度和時間）有關。通常，在一般加熱速度下，加熱溫度愈高，保溫時間愈長，最后得到的實際晶粒愈粗大。

二、晶粒長大與第二相顆粒的影響

1、晶粒長大機理

奧氏體剛剛形成之后，起始晶粒一般均很細小，而且也不均勻，界面彎曲，晶界面積大，界面能高。從熱力學分析，界面能愈高則界面愈不穩(wěn)定，必然要自發(fā)地向減小晶界面積，降低界面能的方向發(fā)展。就是說，小晶粒合并成大晶粒，彎曲晶界變成平直晶界是一種自發(fā)過程。如果晶粒能夠按圖2 那樣呈六邊形均勻排列時，將是穩(wěn)定的。此時晶界均成直線，且三條晶界相交于一點時互成120度角。在二維平面上每一個晶粒均有6個相鄰接的晶粒。這種狀態(tài)的晶粒不易長大。但實際上晶粒并非如此均勻，在同一視域內(nèi)晶粒大小差別很大，如圖3 所示。

▲圖2 二維金屬中晶粒的穩(wěn)定形狀

▲圖3 實際加熱條件下的奧氏體晶粒 400X

這樣，小于平均尺度的晶粒，其相鄰接的晶粒可能只有3~5個。大于平均尺度的晶粒，其相鄰接的晶粒可能在6個以上。但為了使相交于一點的三條晶界成120°角，以保持界面張力平衡。凡相鄰接的晶粒數(shù)少于6個（或多于6個）的晶粒的晶界必然要發(fā)生移動，以減小晶界面積，從而減小界面能。晶界移動的結果使大晶粒吞并小晶粒，其過程見圖4 。進一步升高溫度或延長保溫時間時，大晶粒將繼續(xù)長大。通常所看到的晶粒長大現(xiàn)象，就是這種無數(shù)個小晶粒被吞并和大晶粒長大的綜合結果。有時將大晶粒吞并小晶粒而長大的過程叫不均勻長大，將大晶粒繼續(xù)長大的過程稱為均勻長大。一般情況下晶粒長大是由這樣兩個階段組成的。

▲圖4 奧氏體晶粒的不均勻長大過程

[由a）→b）→c）→d）→e）視野中心

的小晶粒逐漸被大晶粒吞并]

晶粒長大的驅(qū)動力G和晶粒尺寸及界面能的大小有關，可用下式表示：

（4）

式中

?'-單位奧氏體晶界的界面能（或比界面能）；

R'--晶界曲率半徑，若晶粒為球形時R’即為其半徑。可以看出，界面能愈大，晶粒尺寸愈小，奧氏體晶粒長大的驅(qū)動力愈大，長大的傾向愈大，即晶界愈容易遷移。

2 第二相顆粒對晶粒長大的影響

對實際金屬材料而言，不是在所有情況下晶界都能自發(fā)遷移的。在晶粒邊界及晶粒內(nèi)部往往存在著很多細小難熔的顆粒，它們將阻礙晶界移動，起著釘扎晶界的作用。這種作用可以用圖5 來說明。

▲圖5 彌散細小顆粒和移動界面之間交互作用示意圖

假設晶粒A和晶粒B之間晶界沿x軸的方向移動，與半徑為r的小顆粒相遇。當晶界遷移到顆粒的y軸時（即顆位的直徑平面），因顆粒的存在省去了部分晶界而具有最低的界面能。當晶界再往前移動時，不僅晶界面積增大而增加了晶界能，同時因需保持界面張力的平衡，必須使φ=θ，即晶界和顆粒界面相交處必須保持垂直。這樣就引起離顆粒較近的一部分晶界發(fā)生彎曲，導致界面面積增大。彌散的顆粒愈小，晶界的彎曲曲率愈大，界面面積增大愈多，因而進一步增大了晶界能。顯然，這樣一個使系統(tǒng)自由能增加的過程是不可能自發(fā)進行的。事實上，晶界移動時要受到第二相顆粒的約束，而不能自由進行。當沿晶界移動方向晶界對顆粒所施加的拉力和在相反方向上顆粒對晶界的向后拉力即約束力相平衡時，晶界移動停止。根據(jù)研究，第二相顆粒對晶界移動的最大阻力Gm和顆粒的半徑r及顆粒在單位體積金屬中的數(shù)目f有如下關系：

（5）

可以看出，第二相顆粒尺寸愈小，則其阻礙晶粒長大的效果愈大。單位體積中第二相顆粒數(shù)目愈多，其阻止晶粒長大的能力愈大。圖6 形象地表示出彌散第二相顆粒數(shù)目對奧氏體晶界移動阻礙的情況。

▲圖6 晶粒邊界的移動進而晶界上第2相顆粒之間的交互作用

Ⅰ-無小顆粒 Ⅱ-有少量小顆粒 Ⅲ-有大量小顆粒

由此可見，晶界上必須有足夠數(shù)量的第二相小顆粒，才能有效地阻礙晶界移動。研究指出，當?shù)诙囝w粒（如A1N）密度為6x10E11/cm3時，奧氏體晶粒度約為8號，此時每一個晶粒界面上的顆粒數(shù)目約5或6個。如果低于這一水平，則奧氏體晶粒就可能長大。也有研究指出，在3%Si的硅鋼片中，MnS顆粒的半徑小于或等于260Å時，才能對晶粒長大起阻礙作用。由此可以認為，在加熱過程中，第二相顆粒的聚合長大或者溶解消失是影響奧氏體晶粒長大的重要因素。

如果晶界移動的驅(qū)動力完全來自晶界能，那么當晶界能所能提供的驅(qū)動力正好和彌散的顆粒對晶界移動的阻力相等時，正常晶位長大便告停止。所以在一定溫度下，奧氏體晶位的平均極限半徑R'Lim決定于第二相顆粒的半徑r及其數(shù)量f的多少。

（6）

由此可以解釋本質(zhì)細晶粒鋼在950℃ 以上晶粒突然長大的現(xiàn)象（見圖1）。因為在950℃以上，阻止晶粒長大的第二相顆粒發(fā)生聚合長大或溶解之后，失去了阻止晶粒長大的平衡力，故引起了晶粒突然長大。

應當指出，由于第二相或雜質(zhì)小顆粒分布是不均勻的，晶粒長大阻力并不是處處相等，因而晶粒的長大不是連續(xù)的，往往可能在局部區(qū)域出現(xiàn)所謂異常長大，產(chǎn)生了晶粒大小極不均勻的現(xiàn)象，而出現(xiàn)所謂“混晶”。由于混晶造成的晶粒尺度的不均勻，又導致晶粒長大驅(qū)動力增加，當驅(qū)動力超過晶界移動總阻力時，其中較大的晶粒將吞并周圍較小的晶粒而長大，形成了更為粗大的晶粒。

總之，晶粒長大是一種自發(fā)過程，它是由大晶粒吞并小晶粒的不均勻長大，和大晶粒進一步長大的均勻長大，兩個階段組成。

晶粒的長大主要表現(xiàn)為晶界的移動，高度彌散難熔的非金屬或金屬化合物顆粒對晶粒長大起很大抑制作用。為了獲得細小的奧氏體晶粒，必須要保證鋼中有足夠數(shù)量和足夠細小難熔的第二相顆粒。

三、影響奧氏體晶粒度的因素

前已述及，奧氏體的起始晶粒度取決于形核率N和長大速度G的比值N/G，此值愈大，奧氏體起始晶粒度愈細小。在起始晶粒形成之后，鋼的實際晶粒度則取決于奧氏體晶粒在繼續(xù)保溫或升溫過程中的長大傾向。而奧氏體晶粒長大傾向又和起始晶粒的大小、均勻性以及晶界能有關，見式（4）。起始晶粒度愈小，其大小愈不均勻，晶界能愈高，則其長大傾向愈大。晶粒的長大主要表現(xiàn)為晶界的移動，它實質(zhì)上就是原子在晶界附近的擴散。而上述的這些因素又是受加熱溫度，保溫時間，鋼的成分及第二相顆粒性質(zhì)、大小、多少，原始組織以及加熱速度等的影響。

1 、加熱溫度和保溫時間的影響晶

晶粒長大和原子的擴散密切相關，所以溫度愈高，相應的保溫時間愈長，奧氏體晶粒將愈粗大。圖7 示出0.48%C-0.82%Mn鋼在不同溫度下奧氏體晶粒的長大過程。由圖可見，在每一溫度下都有一個加速長大期，當達到了一定尺寸后，長大過程將減弱并停止。溫度愈高，奧氏體晶粒長大進行得愈快。

奧氏體晶粒長大速度V和晶界遷移率及驅(qū)動力的乘積正比，可表示為：

（7）

由上式看出，奧氏體晶粒長大速度除隨溫度升高而成指數(shù)關系增加外，還和晶界能及晶粒大小有關。溫度增高，晶粒強烈長大。晶粒尺寸愈小，晶界能愈高，晶粒長大速度愈大。但晶粒長大到一限度時，由于D增大，σ減小，其長大速度將減慢。這和圖7 的實驗結果是一致的。

▲圖7 奧氏體晶粒尺寸和加熱溫度保溫時間的關系

（材料成分0.48%C-0.82Mn）

從圖7 中還可以看出，為了得到一定尺寸的晶粒度，必須同時控制溫度和保溫時間。低溫下保溫時間的影響較小。在高溫下保溫時間的作用在開始較大，而后減弱。因此，加熱溫度增高，其保溫時間應該相應縮短，這樣才能獲得較為細小的奧氏體晶粒。

2、加熱速度的影響

加熱速度實質(zhì)上是過熱度的問題。加熱速度愈大，過熱度愈大，即奧氏體的實際形成溫度愈高。由于高溫下奧氏體的晶核形成率與長大速度之比增大（見表1-1），所以獲得細小的起始晶粒度，如圖8 所示。但由于起始晶粒度細小，加之溫度較高，奧氏體晶粒很容易長大，因此不能長時保溫，否則晶粒反而更加大。所以，在保證奧氏體成分較為均勻的前提下，快速加熱和短時間保溫能夠獲得到細小的奧氏體晶粒。

▲圖8 在不同加熱速度下，奧氏體晶粒大小和淬火溫度的關系

3、鋼的含碳量的影響

圖9 表示在不同溫度下鋼中碳含量對奧氏體晶粒尺寸的影響。

▲圖9 含碳量對奧氏體晶粒長大的影響

（每一溫度下均保溫3小時）

由圖可見，在一定碳含量范圍內(nèi)，奧氏體晶粒隨碳含量增加而增大。

這碳含量的限度是：

900℃為1.2%C，

1000℃為1.4%C，

1100℃為1.6%C，

1200℃為1.25%C，

1300℃為1.20%C。

超過這個限度時，碳含量進一步增加，奧氏體晶粒反而減小。將圖上的虛線和Fe-Fe3C相圖上的SE及EJ線加以比較，可以看出，奧氏體晶粒隨著鋼中碳含量升高而增大。這是因為隨著碳含量增加，C在奧氏體中擴散速度以及Fe的自擴散速度均增大引起的。但是，當碳含量超過上述限量后，由于在這個溫度下形成了未溶解的二次滲碳體（在900℃，1000℃及1100℃其濃度分別大于1.2%C、1.4%C及1.6%C）或液態(tài)熔體（1200~1300℃）。因此奧氏體晶粒的長大受到第二相的阻礙作用，又使奧氏體晶粒長大傾向減小。

可見，鋼中碳含量增高時（在碳含量不足以形成未溶解的碳化物時），奧氏體的晶粒容易長大而粗化。因此過共析鋼在Ac1-Accm之間加熱，可以保持較為細小的晶粒，而在相同溫度下加熱時共析鋼的晶粒長大傾向（過熱敏感度）最大。

4、脫氧劑及合金元素的影響

用Al脫氧的鋼，晶粒長大傾向小，屬于本質(zhì)細晶粒鋼，而用Si、Mn脫氧的鋼，晶粒長大傾向大，一般屬于本質(zhì)粗晶粒鋼。

Al能細化晶粒的主要原因是鋼中含有大量的難熔的六方點陣結構的AlN.它們彌散析出在晶界上阻礙了晶界移動，防止了晶粒長大（見圖6 ）。

用Si、Mn脫氧的鋼，因不能像Al那樣生成穩(wěn)定的高度彌散的第二相顆粒，因此沒有阻止晶粒長大的作用。

但是，當鋼中的殘余Al（固溶Al）含量超過一定數(shù)量時，鋼的奧氏體晶粒反而更易粗化。導致鋼的本質(zhì)晶粒由細變粗的殘余鋁含量，因鋼種和冶煉方法不同而有所不同。對碳素鋼來說，Al含量超過0.05%時，反而使晶粒粗化溫度下降，如圖10 所示。這可能和固溶Al量增加時易引起晶粒粗化有關。

▲圖10 Ti、Zr、Nb、V、Al對奧氏體晶粒粗化溫度的影響

在鋼中加入適量的Ⅳ-B族元素（Ti,Zr）和V-B族元素（V、Nb、Ta），有強烈細化晶粒、升高晶粒粗化溫度的效果（見圖10）。因為這些元素是強碳、氮化物形成元素。在鋼中形成熔點高，穩(wěn)定性強、不易聚集長大的NbC、NbN、Nb（C、N）等化合物。它們彌散的分布在晶界上，使晶粒難以長大，從而保持細小的晶粒。

此外，能產(chǎn)生穩(wěn)定碳化物的元素W、Mo、Cr等，也有細化晶粒的作用。Ni、Co、Cu等稍有細化晶粒的作用。而P、O等則是粗化晶粒的元素。

綜上所述，按照阻礙奧氏體晶粒長大程度不同，可將合金元素分成如下幾類：

強烈阻礙晶粒長大的如：Nb、Zr、Ti、Ta、V、A1等。

有中等阻礙作用的如：W、Mo、Cr等。

稍有阻礙或不起作用的如：Cu、Ni、Co、Si等。

增大晶粒長大傾向的如：C（指溶入奧氏體中），P、Mn、O等。

應當指出，上述關于合金元素的作用是指它們各自單獨存在于鐵中的情況。復合元素的影響，就不一定是單一元素作用結果的簡單疊加。例，有試驗指出，在純鐵中不含碳而同時加Al、N、Si、Mn時，晶粒度在4級以下；但加入少量碳時，晶粒度大于9級。

5、原始組織的影響

原始組織主要影響起始晶粒度。一般說來，原始組織愈細，碳化物分散度愈大，所得到的奧氏體起始晶粒就愈細小。因此，和粗珠光體相比，細珠光體所獲得的奧氏體起始晶粒總是比較細小而均勻的。

原始組織為非平衡組織時，碳化物的分散度愈大，奧氏體起始晶粒也愈細小。對某些鋼，非平衡組織與平衡組織相比，采用較快速度加熱到Ac1~Ac3之間高溫區(qū)域或者稍高于Acm點時，非平衡組織有可能得到更為細小的起始晶粒。

但是從晶粒長大原理（見式（4））可知，起始晶粒愈細小，則鋼的晶粒長大傾向性愈大，即鋼的過熱敏感性增大，在生產(chǎn)上較難控制。這就是許多高碳工具鋼采用碳化物分散度較小的球化退火組織作為淬火原始組織的原因之一。原始組織極細的鋼，不可用過高的加熱溫度和長時間保溫。而宜采用快速加熱、短期保溫的工藝方法。

四、粗大晶粒的遺傳與切斷

導致舊奧氏體晶粒遺傳的根本原因，在于舊奧氏體和馬氏體之間存在著嚴格的晶體位向關系。因此，要切斷舊奧氏體晶粒的遺傳，關鍵在于切斷新舊相晶體位向關系，為此可采用如下措施：

1、采用中間退火

已經(jīng)淬火的過熱鋼，應先進行一次中間退火，得到細的平衡組織。此時，因平衡組織和舊奧氏體之間不存在嚴格位向關系。所以這種平衡組織再重新加熱時，一般來說可以獲得無嚴格晶體學位向關系的奧氏體晶粒。這種退火可用等溫退火，也可用連續(xù)冷卻退火，而以等溫退火效果較好。

所謂遺傳，是指在一種相變或組織轉(zhuǎn)變時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物保留了原始組織的宏觀及顯微的某些特征。鋼中的遺傳可分為兩類，即組織遺傳與相遺傳。前者指相變結束后晶粒（尺寸和形狀）的復原。后者則指轉(zhuǎn)變相本身的晶體結構缺陷遺留給了新生相的現(xiàn)象。前述用馬氏體等非平衡組織加熱，出現(xiàn)的舊奧氏體晶粒部分或全部復原的現(xiàn)象即屬于組織遺傳。

通常，對一般鋼件，因粗大晶粒遺傳會造成材料機械性能，特別是韌性明顯降低，所以組織遺傳是有害現(xiàn)象。而相遺傳因有提高材料強度等優(yōu)點，多數(shù)情況下是有益現(xiàn)象。下面僅討論過熱奧氏體粗大晶粒的遺傳與切斷問題。

在熱處理過程中，由于加熱不當而使實際晶粒粗大的現(xiàn)象稱為“過熱”。過熱淬火的后果是得到粗大的馬氏體組織，使得鋼件的機械性能顯著降低。這就提出了如何糾正這種粗大組織的生產(chǎn)實際問題。

由奧氏體形成過程可知，只要將鋼件加熱到臨界點稍上溫度，由于奧氏體重新成核長大發(fā)生重結晶，將使晶粒細化，應當能消除過熱現(xiàn)象。但如前述，當原始組織為粗大馬氏體時，上述處理方法往往不一定有效。這是因為用粗大馬氏體組織直接重新加熱奧氏體化時，常因加熱速度難以控制，而容易出現(xiàn)舊奧氏體晶粒部分或全部復原，即出現(xiàn)組織遺傳。研究認為，合金鋼非平衡組織加熱時，采用慢速加熱（過熱度很小）及特快速加熱（過熱度很大）均容易出現(xiàn)組織遺傳。只有采用較快速度或中等速度加熱奧氏體化，才有可能消除組織遺傳。而不同鋼種，非平衡組織加熱時不發(fā)生組織遺傳的加熱速度相差很大，很難定出一個通用界限。對于不同鋼種這個加熱速度可用試驗確定。這就是說，用非平衡組織加熱時，不太容易改正過熱組織。

2、多次加熱和冷卻

新舊相之間雖然有一定的位向關系，但每經(jīng)一次轉(zhuǎn)變，位向關系就可能遭到一些破壞。經(jīng)過多次加熱和冷卻，晶體學位向關系就可能基本被破壞。從而使過熱組織得到校正。這種方法對比較容易發(fā)生再結晶的低合金鋼較為有效，但對高合金鋼效果欠佳。

3、采用一次或多次高溫回火

淬火粗大馬氏體在高溫回火時，會因碳化物析出，原始馬氏體片或板條的再結晶而改變形狀，因而消除了原來晶體位向關系。多次回火比一次回火效果為好。但對于高合金鋼，因馬氏體分解以及原馬氏體片或板條再結晶比較困難，其效果不如等溫退火。

4、高溫奧氏體再結晶

研究認為，將馬氏體采用適當速度（如大于100℃/s）加熱到臨界點以上100~200℃的高溫，然后淬火，可消除粗大晶粒的遺傳，而得到細小的晶粒。其原因可能是快速加熱時，α相向γ相轉(zhuǎn)變引起的體積變化，使奧氏體發(fā)生加工硬化（稱為相變硬化），以及因快速加熱使馬氏體的結構缺陷遺傳給奧氏體而引起的強化，可導致奧氏體在更高溫度下發(fā)生再結晶。這種再結晶是通過在已形成的奧氏體晶體中，重新形成許多彼此晶體位向不同的奧氏體來完成的所以新形成的細小奧氏體與原來的奧氏體之間不存在嚴格的位向關系。這樣，當保溫時間不太長時，可以獲得到較為細小的無嚴格晶體位向的奧氏體晶粒，而改正了過熱組織。上述的奧氏體晶粒再結晶過程可用圖11 表示。

▲圖11 不同原始組織的試樣，加熱時的

重結晶及奧氏體晶粒再結晶的示意圖

為了進行比較，也給出了平衡組織奧氏體化過程。由圖看出，舊的粗大奧氏體晶粒（I-a），（Ⅱ-a），緩慢冷卻時得到幾個大珠光體團。而快速冷卻時則得到幾個大的具有方向性的馬氏體群（Ⅱ-b）。重新加熱到臨界點稍上溫度時，珠光體可轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉臒o嚴格晶體位向的起始奧氏體晶粒（I-c），改正了過熱組織。繼續(xù)升溫或保溫時，起始奧氏體晶粒聚合長大。而原始組織為粗大馬氏體時，在臨界點稍上溫度，也生成了許細小的起始奧氏體晶粒，但實際上在原來同一個馬氏體群中的小奧氏體晶粒幾乎具有相同的晶體位向（I-c）。實質(zhì)上沒有起到細化晶粒的作用，而具有粗大晶粒的性質(zhì)，淬冷后斷口也是粗糙的。這樣一種組織狀態(tài)也屬于組織遺傳。但是，在繼續(xù)快速加熱到高溫時，這種奧氏體晶粒發(fā)生了再結晶，而生成了無嚴格晶體位向的小奧氏體晶粒（Ⅱ-d），消除了過熱組織。繼續(xù)升溫或保溫時，已再結晶了的奧氏體晶粒再發(fā)生長大（Ⅱ-e）。

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