金属材料的组织控制 课程主要讲述钢的化学成分与组织结构对性能的影响。从位错运动或受阻的观点讨论钢的强韧性改变的原因和强韧化本质。讲述位错与溶质原子和组成相的弹性交互作用机制和在钢的成分与组织设计中的应用。由普通铁素体珠光体钢、低合金高强度钢、铁素体马氏体复相钢、相变诱发塑性钢、中碳回火索氏体钢、低碳马氏体钢、高碳回火马氏体钢、超高强度钢、不锈钢和耐热钢等具体钢种讨论成分和组织设计、性能特点以及强韧化方法和措施。内容摘要第1章 概论1.1 引言 人们长期追求的中心目标是钢的强度和塑性、韧性的提高。 改善钢材质量，设计和研制新钢种，有赖于对钢的成分、组织结构与性能变化规律的认识。如位错与位错间、位错与溶质原子、第二相粒子和晶界间的弹性交互作用及研究强韧化的物理本质。 许多钢种的发展步骤大都经历了由简单的碳素钢（碳量的变化）多元素（微量、高量）的合金钢及合金的阶段。 运用强韧化理论成功设计钢材的例子：19世纪初“高强度低合金钢(HSLA)”的发展，普通工程构件用的普碳钢的含C量由0.30%修正为0.27%，开始在钢中加入Mn元素。C:Mn配比对韧性的影响。 构件的连接方式:铆接 -焊接，C降至0.10%，加入 Al-N细化铁素体晶粒。 上世纪50年代控轧控冷钢，开辟了Nb、V、Ti在钢中应用的新纪元，出现了微合金钢。 以前钢的成分决定主要是靠经验积累及对钢成分、组织与性能关系的定性说明和粗略估算。如“试操作和误差修正法”、“加减冶金法” 等 。 显微组织结构分析技术和测试手段在金属材料研究中的应用，金属物理学与钢的组织强度学的理论研究的进步，为钢的形变和断裂本质与强韧化机制的研究 ，显微组织和宏观力学性能间变化规律的深入认识提供了理论基础与物质手段。由“数量冶金学”开发设计钢种，应用数理统计，在试验和实践的基础上采用复回归或逐步回归法推导出成分、组织与强韧性的关系式子。 由计算、模拟结合实验设计和制备新钢种相图计算和测试可知成分与平衡相组织间的关系。（热力学计算） C曲线测试和计算可知各冷却条件下的组织转变情况。（动力学计算)； 淬透性曲线测试和计算可知钢淬火时得到马氏体的情况。 计算机模拟（数值模拟）预测钢的性能。 物理模拟系统实验研究钢的加工工艺性能和形成的组织及性能。成分设计（各元素的作用）、冶炼、铸造、轧制（冷、热变形）、热处理、焊接等1.2 钢材力学性能的主要控制因素 钢材的力学性能与其化学成分、内部组织结构、夹杂物和表面层组织结构及应力状态有关，主要受控于化学成分和内部组织结构。 组织结构是指组成相的晶体结构和状态及晶体缺陷等。实际钢件的组织结构是对应于给定服役条件的，常称为“使用组织”。如形变加工、铸造、退火、正火、淬火回火、调质、固溶、时效组织等。 钢的化学成分是其组织结构的主要决定因素之一，组成元素与改变其量对强韧性的作用是通过组织结构的改变来实现的。 改变钢的组织结构的有效方法是热处理；其次是冷热塑性形变。如形变量、形变方式、晶粒形态、后续热处理和织构。 相对的、辨证的、严格的设计和控制钢的组织结构才能使钢的性能达到客观需要。钢的力学性能影响因素化学成分直接作用：加Ni对钢的强韧性有益间接作用：加入组成元素；改变 元素的量改变组织结构组织结构宏观表面层：化学热处理、镀层、涂层、应变层内部：使用组织微观：夹杂物、应力状态、冶金 质量、 另一个影响钢性能的因素是冶金质量。控制冶金质量主要包括：（1）保证化学成分在设计范围，减少波动；确保少 量和微量元素能有效的加入到钢中。（2）减少钢锭的宏观和微观偏析，保证钢坯有良好的低倍组织。（3）减少有害气体（H2、N等）及非金属夹杂。（4）减少有害杂质元素S、P、As、Cu，控制它们的形态与分布。杂质P12.S4.N14.O5.H0.5.总量51.5x10-6高纯净钢 铁水脱硅、脱磷、脱硫、脱氧。2024/9/410 1.3 钢的设计 钢的强度表征其塑变和断裂的抗力。极限塑性指标代表钢的塑性形变的极限形变量；韧性是强度和塑性的综合表现。强度和塑性常是相互消长的；一般钢的强度变化幅度较塑性的小，因此塑性好，韧性也好；虽然韧性纯系从属性能指标，强度和韧性亦表现出相互对立的变化关系；它们间的搭配合理性亦视为钢的性能要求内容。因此钢的设计就旨在使钢获得相应于服役条件或形变加工条件所要求的强度和塑性、韧性的配合。 钢的性能主要取决于它的组织结构与化学成分。 钢的设计内容： （1）组成相的类型，其体积分量的配比及其形态与分布。 （2）C含量与合金元素的类型和量。 （3）设计组织的热处理或形变方式。 设计钢时应注意的几个问题： （1）钢的组成元素和其间交互作用所形成的组成相。 （2）钢的强韧化机制，物理本质。 （3）钢的化学成分、组织与表征力学性能值间定量或半定量 的变化关系。 复合材料的Mileiko复合律公式应用于F+M双相钢： 0.2mix= 0.2MVm+ 0.2FVF, Vm+VF=1 低碳贝氏体钢： b(MN/m2)=15.416+125(C)+15(Mn+Cr)+12(Mo)+6(W)+8(Ni) +4(Cu)+25(V+Ti) （4）组成相的相变过程。 （5）组成相的形变，形变强化和断裂情况。 各项相互联系、相互渗透与相互充实。钢的设计程序：（1）钢件失效原因分析。（2）在上述分析的基础上，确定出主要性能指标。（3）使用组织的设计方案。（4）分析所设计钢种的加热和冷却相变过程、热处理方案和形变加工方案。 年度 粗钢产量（亿吨） 2006 4.2266 2007 4.8966 2008 5.0091 2009 5.678 2010(预计) 6.09 2006年世界超大型钢企产量： 1、米塔尔钢铁公司 荷兰 0.6366 2、安赛乐集团 卢森堡 0.5432 3、新日铁集团 日本 0.337 4、JFE钢铁集团 日本 0.3202 5、浦项集团 韩国 0.312 6、宝钢 中国 0.2253 进口 出口2008年 1540万吨 5620万吨2009年 2200万吨 2167万吨第2章 钢的组元与其间化学交互作用及组成相2.1 引言 一种钢可以是单相的，多数钢种均含有着几个不同体积分量的相。如金属相（固溶体、化合物）、金属间化合物，非金属相（氧化物、硫化物、硅酸盐等）。 钢的组成相是其强韧性的基础。2.2 钢的组元与组成相基本元素：Fe 、 C常存元素：Mn 、S、 P铁矿石带入。Si 、Mn、 Al脱氧剂 （杂质元素）残存元素：无意加入，如：废钢带入合金元素：为获得要求的组织与性能有意加入 一般在常温条件下钢的组织是由多种相构成 的，但其基体相经常是-Fe或-Fe为基的固溶体。 第二相 -Fe、C化物、N化物、金属间化合物。 常用的金属性元素：Cr、Mn、Ni、W、Mo、V、Nb、Ti、Zr、Al、Cu、Co等。 非金属性元素：Si、B。 Cr、Ni多达2030。耐热钢 耐热合金 微量元素：V、Nb、Ti、Zn，0.1。 B，0.005%或更低，在钢中对强度和韧性的作用。 S、P通常被认为有害于塑性，溶剂原子半径rA溶质 原子周围点阵膨胀，平均点阵常数增 大。rB13%。 2.4 铁、合金元素与碳、氮的交互作用和碳化物、氮化物 碳化物、氮化物是钢的重要组成相之一，对钢的强韧性配合有显著作用。 碳化物形成元素均属过渡族金属，d亚电子层的电子越欠缺，表明碳化物键结合力越强，所构成的碳化物越稳定。 过渡族金属的碳化物稳定性由高到低的顺序： Hf2、Zr2、Ti2、Ta2、Nb4、V3、W4、Mo5、Cr5、Mn5、Fe6 氮化物具有与碳化物相同的形成规律。 碳、氮化物热力学参数：2.4.2 Hgg定则与碳化物类型 Hgg认为间隙相的化合物可以按rc/rM的比值来分类， rc/rM 0.59，形成复杂点阵。 rc/rM变大表明：简单密排点阵的间隙位置已难容纳C原子，只能形成单个的点阵构造，以满足M原子与C原子的堆垛。金属 Hf、Zr、Ta、Nb、Ti、W、Mo、V、Cr、Mn、Ferc/rM 0.46 0.46 0.48 0.52 0.53 0.55 0.56 0.57 0.61 0.6 0.61 1) rc/rM 0.59，复杂点阵碳化物。类型有M3C、M7C3、M23C6，如Fe3C、Cr7C3、Cr23C6、Mn3C、Mn7C3、Mn23C6等。特点：结合强度较弱，熔点较低，稳定性较差，易粗化和分解消失于基体中。 碳化物的稳定性：一指碳化物粒子粗化和分解的难易程度；二指易发生类型转化与否。 渗碳体不稳定，这类碳化物rM较大，d亚层电子数目多，因此结合强度较弱，特点表现为熔点较低，稳定性较差，加热时易于粗化而失去均匀分布状态以至分解消失于基体相之中。 淬火M，过饱和的（）。回火时，C偏聚（100以下），扩散困难。100 以上M分解，含C0.2低C的M在位错区析出-C化物（与M共格）。-Fe2.4C密排六方。250 以上 -C化物溶解，C 0.4，沿M的112面析出x-C化物Fe5C2，G.Hagg1934年发现。350 以上 ， x-C化物逐渐转变成Fe3C，又称-C化物。合金钢 升高回火温度. Cr、V、Ti、W等向Fe3C偏聚，形成特殊C化物，如Cr钢中的Cr7C3、Cr23C6三元或多元的复合碳化物1）（Fe，M)3C型的合金渗碳体 在多元素合金钢如同时含有Mn、Cr和V的钢中，可形成（Fe，Mn，Cr，V）3C复合碳化物。渗碳体的碳原子可部分的为N或B所替代，构成（Fe，M）3（C，N）或FeFe3 3B B0.80.8C C0.20.2，合金碳化物比渗碳体稳定。2）复杂立方点阵的M6C型碳化物（碳化物） 如Fe3W3C、Fe4W2C、Fe2W4C、Fe3Mo3C等，N和C一样可与过渡族金属依据Hagg定则形成相应氮化物。由于rN/rM都小0.59，所以可得到简单立方点阵结构的TiN、NbN、VN、Mo2N等及简单密排点阵的TaN、WN、NbN、MoN等 依据过渡族合金元素和碳结合的亲和力或所形成碳化物的稳定性，可提出钢中碳化物形成程序。1、当钢的含碳量低时，强碳化物形成元素优先与碳组成碳化物，弱碳化物形成元素与非碳化物形成元素一样，只好固溶于-Fe或-Fe中。当含碳量高时，碳化物形成元素按其强弱顺序依次形成碳化物。2、在含碳量一定时，低合金钢中出现合金渗碳体；随着钢的碳化物形成元素量的增多，合金渗碳体逐步为合金碳化物所代替而构成高合金元素碳化物。如：在1.0%C的钢中，Cr量由3.0%、5.0%增至11%，则依次出现(FeCr)3C(FeCr)7C3和(FeCr)23C6。3、在钢中，加入在渗碳体固溶度小而又能析出独立的稳定碳化物的元素如Mo、V、W、Nb等，可获得具有二次硬化效应的M2C型碳化物，如：Mo2C,W2C,V4C3等。在钢中见不到独立的Mn碳化物，这是由于Mn极易固溶入Fe3C所致.。TRIP钢中钒碳化物TRIP钢中钛、钒碳化物1）相（AB或AxBy）比较复杂的四方点阵，具有高硬度。易出现在铬钢、铬镍钢中使塑性韧性下降，特别沿晶界呈网状分布可能出现脆性的沿晶断裂。相类似于相出现于高Mo、W、Nb量的高温合金中。2）Laves相（AB2）复杂六方点阵，耐热钢中的强化相，提高耐热持久强度。在超高强度马氏体时效钢中也可见，如：(FeNiCo)2Mo3）有序相（ AB3）沉淀硬化相，如：Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Mo、Fe3Al等。可以是耐热钢和耐热合金中重要的强化相。金属间化合物。特点：原子排列有序，原子间结合强度高，高的切变模量。2.5 合金元素间的交互作用和金属间化合物316L 不锈钢化学成分( wt %)C0.016、Si0.54、Mn1.54、P0.029、S0.003、Ni10.07、Cr16.81、Mo2.14、N0.045（高Mo高Cr、650时效100小时、相） 2205双相不锈钢的化学成分C0.02、N0.16 、Si0.68、Mn1.2、Cr20.94、Ni5.42、Mo3.03、 S0.002 P0.018（高Cr高Mo、时效析出相） 2.6 铁、合金元素与氧、硫的交互作用和非金 属相1）氧化物：FeO、MnO、SiO2等；脆性夹杂,链状分布2）硫化物：MnS、FeS等；塑性夹杂，竹叶状3）硅酸盐：2MnOSiO2 、MnOSiO2 易变形 SiO2 、CaOSiO2 不变形AlN也是一种非金属相，密排六方点阵，熔点1870 ，在钢中具有高的稳定性，在1100以上才大量固溶于A在冷却中到较低温度自A独立出来。AlN粒子也可作为弥散析出的强化相，或以促进再结晶织构111 的优先形成，此时不再认为是夹杂物。 非金属相不直接参与钢的固态相变，但明显影响相变动力学，如充当相变的晶核。非金属相的存在造成钢组织的不连续和不均匀性。非金属相与基体间的凝聚力较弱，在塑变时易发生早期的相界面破裂，易出现微孔；因此夹杂物直接或间接的导致钢材强韧性的降低。所以1、要尽可能的减少它在钢中的含量；2、应设法改变其形态和分布位置，以减少对力学性能的危害。 至今仍是有待解决的问题。2.7 溶质原子与位错交互作用和气团的形成 在钢的铁基合金中，除开铁原子有规则排列的好区外，还存在其它的组织状态：晶界、亚晶界、位错和空位，均属铁原子排列不规则的晶体缺陷，主要是为协调 组织的结构而引起的。 晶体缺陷对强韧性的控制作用是不可低估的，晶体缺陷是一种不稳定组态，它可与溶质原子产生交互作用，结果可能造成位错运动的困难。 讨论：C、N原子和合金元素原子与刃位错间弹性交 互作用所引起的气团。 螺位错不象刃位错那样有多余的半个原子面，亦就没有为溶质原子提供出偏聚条件。位错结构 Snoek气团是间隙固溶原子的一个短程有序区，在区内溶质原子的浓度并不发生变化。立方点阵的-Fe中没有观察到层错；在-Fe中，层错区内铁原子的排列是有规则的，但排列方式不同于基体，是异常的组态。间隙原子从应变能高的位置跳到应变能低的位置（螺位错应力场作用时受到切应力），产生局部有序分布。 Cottrell气团与溶质原子的偏聚有关，基体相组成元素与溶质原子尺寸不相同时，则在溶质原子周围产生弹性应变；在刃位错周围也存在着弹性应变，产生弹性畸变场。刃位错与溶质原子之间产生引力作用，驱动溶质原子由点阵中的固溶位置向刃位错的局部膨胀区迁移，于是形成Cottrell凝聚气团。 溶质原子脱离点阵将减少由于固溶所造成的点阵弹性畸变，溶质原子充实到刃位错的局部膨胀区也将减少由于多余半个晶面造成的位错周围的弹性应变，这将导致系统的弹性应变能的减少，系统自由焓的降低。 合金元素原子或碳、氮原子固溶于基体区和偏聚于刃位错膨胀区所引起的畸变能差值（Q）就成为溶质原子发生偏聚的驱动力。溶质原子在位错线附近的偏聚浓度为：C1=C0exp(Q/RT)C0为溶质原子在晶体中的平均浓度；Q为溶质原子发生偏聚的驱动力；影响Q值的外界因素是温度，T ，金属点阵常数 ， Q ；内在因素有：1）溶质原子与基体原子半径差值，差值Q ；2）溶质原子的固溶方式，间隙固溶常能引起基体点阵更为严重的静畸变；3）基体的点阵结构类型，BCC点阵间隙的容积最小，溶质原子在BCC的间隙固溶有更大的Q值；4）位错与溶质原子间结合强度； 温度降低可使Q，但原子的偏聚过程是一个原子的扩散过程，只有在能扩散的温度条件下始可发生偏聚现象。据计算，C、N原子在0附近的1分钟内可位移2间距，事实上，在20150时，在短时内如15分钟出现偏聚现象。 温度增大原子激活能，可设想存在一个临界温度，高于其发生气团的破灭，即碳原子将“蒸发”而脱离气团。 碳原子的偏聚量C=C0exp(U/kT), U-碳原子与位错的结合能 当C=1,U=Umax时，偏聚的临界温度为：T=Umax/kln1/C0 取C0=10-4,Umax10-19J,T=700K 如Cottrell气团亦是造成低碳钢出现屈服平台的一个原 因，那么在700K以上这个现象便行消失。 晶界和亚晶界都属于原子排列的疏松区，特别是大角度晶界。在晶粒内，好区的溶质原子倾向于迁移到晶界上，或者说，出现溶质原子为晶界吸附的现象。结果是晶界达到亚稳态。 晶界的吸附量近似的为Cg=C0exp(E/RT), E-溶质与晶界结合能，为正值，温度越高，则Cg越小，以至趋于晶内溶质浓度（C0）2.8 铁-合金元素的二元状态图1）假如-Fe与合作组元可形成无限置换固溶体，而与-Fe只是形成有限固溶体，如图22a；如Fe-Ni、Fe-Mn、Fe-Co，特征是随着合金组元的增多， 相区扩大，而区缩小，即A4升高，A3下降。 同样， -Fe与合作组元能形成无限固溶体，可使相区封闭；如Fe-Cr、Fe-V 2）如果-Fe和-Fe都与合作组元形成有限固溶体；当组元在-Fe中的有限固溶量高于在-Fe的，且一定温度下-Fe中所固溶的组元量随温度下降，固溶量下降；如Fe-C、Fe-Cu，特征是相区扩大，每一温度都有饱和极限量，超过则发生反应扩散。相反则相区缩小，区扩大；如Fe-Nb、Fe-Zr2.8.2 合金元素对Fe-C状态图的作用假设在缓慢冷却条件下，钢件产生和碳化物的相变，则在钢中的合金元素可分为三个类型：1）仅可固溶于铁素体的元素；如Ni、Cu、Si2）可形成稳定碳化物，也可固溶于铁素体的元素，常 用的合金元素都为这类组元；如Mn、Cr、Mo、V、Ti、Nb等。3）仅可固溶于碳化物的元素；如Ti、Al可形成N化物相 A形成元素，如Ni、Mn，降低共析温度A1 F形成元素，如Cr、Mo、Si、W，提高A1 Ni、Mn扩大区，使A3下降；Ni降低A1作用比Mn大，因为Ni只能固溶于铁，而Mn能溶于Fe3C。 铁素体形成元素使A3上升，能形成碳化物，并可固溶于Fe3C，从而提高其稳定性，使碳化物从A中析出温 度显著提高，从而使A1提高。 A形成元素使Fe-C相图S点向左下方移动； F形成元素使Fe-C相图S点向左上方移动； 它们作用的结果均使E和S点所对应的C量降低。 如图24所示。第3章 钢的强韧化理论3.1 引言 钢的强韧化主要控制因素有：1）位错强化；2）固溶强化；3）细晶强化；4）第二相强化；5）相变强化；除此以外，还有Spinodal分解引起的强化和有序化强化。 3.2 纯铁的强度、塑性和韧性及形变强化1. -Fe的理论强度 纯铁（-Fe）采用晶须的强度测定和理论计算值相差不大，而实际应用的-Fe，强度0.2%时，才间隙固溶，因此对于低碳马氏体，位错可带着气团在铁原子完全规则排列的基体中运动，表现出良好的塑性。2）间隙固溶的固溶度和错配度是支配间隙固溶强化的两个主要因素。马氏体组织充分利用了间隙固溶强化作用，在C0.4%时，当马氏体间隙固溶C量增至0.4%时，硬度猛升至60 HRC，塑性指标低到10%，C至1.2%，硬度为68HRC，塑性指标低于5%。3）奥氏体间隙固溶C量对其马氏体相变产物的亚结构是有控制作用的，位错马氏体韧性优于孪晶马氏体，C量，孪晶马氏体 ，塑性。4）在退火态的低中碳钢中，C是以珠光体方式出现的，P珠光体量低于25%，改变C量对对屈服强度的影响可以忽略，但可缩短物理屈服平台，因而增高流变应力，导致均匀应变降低。韧性断裂的微观机制是微孔萌生、聚集和长大过程。增多C量，加多渗碳体脆性相，易于较早的产生脆性相的破裂或相界区的脱开，降低断裂应变。 3.5 细晶粒强化 细晶粒强化是钢的极其重要的强化效应。该强化机制的物理模型不十分清楚，但得到了广泛的应用，原因在于它既能有效的提高强度，又能明显的优化塑性和韧性，是其它强化效应所不及的。 3.5.1细晶粒强化与刃位错的塞积晶界前的位错塞积 多晶体金属的晶粒通常是以大角度晶界相间界的，相邻的晶粒具有不相同的晶体取向。当受拉力产生塑性形变时，在Schmid因子大的晶粒内，位错源先开动，并沿一定晶面产生滑移和增殖。由于相邻晶粒的取向不同，以及晶界包含着刃位错和异质原子，且有一定的厚度，滑移至晶界前的位错便为晶界所阻挡。这样一个晶粒的塑性形变就无法直接传播到相邻的晶粒中去。位错源在外力作用下继续增殖出的刃位错就在晶界前停步不前，造成刃位错塞积的局面（图314）。于是相邻晶粒的塑性形变就只能依靠其内部位错源的重新开动。在外力作用下，晶界上的刃位错塞积产生出一个应力场，这个应力场作用力就成为激发相邻晶粒内位错源开动的驱动力。当应力场作用于位错源的作用力等于位错开动的临界应力时，相邻晶粒内的位错源便开动起来，产生位错的滑移与增殖，造成塑性形变。设外加切应力s，则晶界前成排地集聚的位错数目n（k s L）/（b）L（位错源至晶界的距离）d/2，n （k s d）/（4b）s一定时，n式中d为变数，n为d的函数，d可作为表征应力集中应力场强度的参量。设相邻晶粒位错与晶界距离为l，感受到的应力（ s i）（d/ l）1/2 i：位错运动的摩擦阻力位错源开动的临界切应力n，开动条件： n （ s i）（d/ l）1/2s i n l1/2d-1/2对于多晶体 s M s 、 iM i 、nM n s i n l l1/2d-1/2 HallPetch公式应力场强度与塞积位错数目和外加切应力有关，塞积位错数正比于晶粒尺寸，因此，金属晶粒变细，必须增大外加作用力以激活相邻晶粒内位错源。即要塑变须更大外力，体现了细晶粒对强化的贡献。3.5.6 细化晶粒与塑性依据裂纹形成的断裂理论，晶粒尺寸(d)与裂纹扩展临界应力(f)以及冷脆转化温度(Tc)有下列关系：f =2pd-1/2/ky Tc=lnB-lnC-lnd-1/2式中 、B、C为常数，ky为Petch斜率， p为比表面能，即裂纹扩展时每增加单位面积所消耗的功（大部分消耗于塑性形变），当p为定植时，d小则f高。凡是可提高f的因素均能改善塑性。晶粒尺寸小：1）晶粒内的空位数目和位错数目都较少，位错少则塞积少，应力集中应力场从而便推迟微孔和微裂纹的萌生，增大断裂应变；2）细晶粒为同时在更多的晶粒内开动位错和增殖位错提供了机遇，使塑变更均匀，塑性。3）细晶粒为产生形变时所要求的晶粒旋转也较小。铁素体晶体的晶粒粗细基本上不影响真实均匀应变，细化晶粒同时提高加工硬化作用和流变应力，由细化晶粒引起的加工硬化和流变应力的变化幅度很相近，使均匀应变没改变。晶粒越细，为裂纹扩展所消耗能量越高；细化晶粒的塑性削弱可由细晶粒对塑变方便的组织结构因素得到补偿。3.5.7 钢材晶粒尺寸的控制细晶粒使强度和塑性都受益。钢材基体组织的晶粒尺寸受加热时母相奥氏体晶粒尺寸影响，其次是与过冷奥氏体分解温度有关。实际上晶粒尺寸控制是控制奥氏体晶粒长大率及其冷却转变条件。A晶粒长大是晶界的推移，是受扩散所控制的原子热激活过程，其过程发展受两个因素控制：1）A起始晶粒度和其不均匀性；2）第二相的溶解与沉淀。两者互相独立，前者为晶粒长大提供的动力，后者为晶界推移的阻力。3.6 第二相粒子沉淀强化第二相粒子沉淀硬化（脱溶沉淀的第二相硬化）和弥散硬化（烧结的与基体无共格关系的第二相粉末的弥散硬化）有重要意义。当强化效果等于固溶强化时，它对塑性和韧性的削弱作用比较小.第二相粒子强化效果视粒子在钢材屈服时本身可否塑变而定，另外第二相的形态与分布方式也可有不同的强化效应。 3.6.1 可形变粒子的强化作用可形变粒子指这类沉淀相通常处于与母相共格的中间状态，粒子尺寸小（4m），韧性降低明显。（5）粗大的第二相或群集如珠光体和并非为强化相的夹杂物对钢的塑性和韧性的影响是显著的。P明显提高F-P的加工硬化率，降低塑性和韧性，提高冷脆转变温度，碳化物以及硫化物和氧化物均降低极限塑性。（6）一般的，韧性断裂机制是微孔的形核、长大和聚合以致断裂，微孔的形核可以是由于第二相沉淀粒子本身的开裂，或相界面聚合力的减弱，随着出现应力集中便可使微孔加速长大。亦有研究认为微孔长大是塑性变形的结果。Gurland 指出，如果所有的第二相粒子的行为全是相同的，微孔的体积分量f 可有：（a）对于粒子减聚情况 （b）对于粒子开裂情况 f为微孔的体积分量、 f0为第二相粒子体积分量；为真实应变；0为积分常数，与微孔形核所要求的形变有关；k为形变集中因子；r为粒子的长宽比。 现在已有不同指标用以衡量因微孔聚合而形成的韧性裂纹的开始快速长大，一般是采用微孔宽度与相邻微孔的间距S的临界比值来判定的，若以a表示微孔的半宽度，则断裂应变T与第二相粒子形态和体积分量间有下面关系： （a）对于粒子减聚情况（b）对于粒子开裂情况 上述关系表明，合金的塑性是因为第二相粒子体积分量的增多而指数降低的。另外，当杂质粒子长轴与拉伸应力轴相平行时，增大第二相粒子长宽比值，相对的说，塑性稍好些，而当其短轴平行于应力轴时，塑性变得更差。 （7）第二相沉淀强化所引起的韧性损失低于间隙固溶强化，沉淀强化作用每提高低碳钢（HSLA）屈服强度15MN/m2，使冷脆转化温度上升4，而对于间隙固溶强化提高约为10。