大形變鐵素體鋼絲α→γ→α相變織構(gòu)遺傳現(xiàn)象

曾一平 周立初 閔學(xué)剛 方 峰 蔣建清,3

(1東南大學(xué)材料與科學(xué)工程學(xué)院， 南京 211189)(2江蘇寶鋼精密鋼絲有限公司， 海門 226100)(3南京林業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 南京 210037)

隨著對(duì)相變及晶體位向變化研究的深入，在擴(kuò)散型相變中的織構(gòu)遺傳現(xiàn)象及晶體位向關(guān)系越來越獲得廣泛關(guān)注[1-6].在發(fā)生大塑性形變的金屬材料中，會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)烈的形變織構(gòu)[7-8].含有形變織構(gòu)的金屬材料經(jīng)過相變，產(chǎn)生的新相中依然會(huì)存在某些擇優(yōu)的織構(gòu)取向，這種現(xiàn)象就是織構(gòu)遺傳[1].

在鋼絲生產(chǎn)過程中，由于拉拔工藝的特點(diǎn)，鐵素體會(huì)沿拉拔軸向產(chǎn)生強(qiáng)烈的〈110〉變形絲織構(gòu)[8-10].由于預(yù)置了強(qiáng)烈的〈110〉絲織構(gòu)，使大形變鋼絲成為了一種獨(dú)特的研究相變織構(gòu)的材料.大形變鋼絲經(jīng)過α→γ→α奧氏體化熱處理后，鐵素體中的〈110〉絲織構(gòu)并不會(huì)消失，而是部分保留在相變后的鐵素體組織中[9, 11-12].這些〈110〉遺傳絲織構(gòu)對(duì)材料的抗拉強(qiáng)度、扭轉(zhuǎn)性能等后續(xù)的機(jī)械性能和加工性能有重要的影響[9, 13-14].

由于高溫奧氏體組織的織構(gòu)及晶粒位向測(cè)量困難，許多學(xué)者通過理論模型對(duì)高溫奧氏體的織構(gòu)進(jìn)行研究[2].大量的研究表明，在fcc和bcc晶體結(jié)構(gòu)的金屬相變中， K-S關(guān)系({011}α//{111}γ; 〈111〉α//〈101〉γ)最符合實(shí)際情況[3, 15-16]，并被廣泛用于相變模型中.由于晶體對(duì)稱性的關(guān)系，K-S關(guān)系下的子相會(huì)產(chǎn)生24種變體.一般將變體出現(xiàn)的頻率預(yù)設(shè)為相同，即不會(huì)發(fā)生變體選擇現(xiàn)象[17-18].然而，將理論織構(gòu)與實(shí)際織構(gòu)對(duì)比可發(fā)現(xiàn)，理論值與實(shí)際值有一定偏差[2,19].這可能是在實(shí)際相變過程中變體選擇導(dǎo)致的.在變體選擇發(fā)生時(shí)，擇優(yōu)的變體還需要進(jìn)一步探討.

本文以超大形變冷拉鐵素體鋼絲為研究對(duì)象，圍繞α→γ→α相變過程中鐵素體〈110〉絲織構(gòu)的演變，以期了解擴(kuò)散型相變中織構(gòu)遺傳現(xiàn)象及晶體位向演變，并為開發(fā)超高強(qiáng)度鋼絲的研究提供指導(dǎo).

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用江蘇沙鋼集團(tuán)產(chǎn)低碳鋼盤條(SAE1006)成分如表1所示.初始盤條直徑為6.5 mm，經(jīng)多道次冷拉拔形變至直徑2.2 mm，總應(yīng)變量ε根據(jù)公式ε=ln(A0/A)可知為2.17，其中A0為原始樣品橫截面面積，A為形變后樣品橫截面面積.冷拔鋼絲經(jīng)奧氏體化熱處理，熱處理溫度為1 000，1 100和1 200 ℃，保溫時(shí)間分別為10，20，40和60 min，空冷獲得鐵素體組織.

切取縱截面樣品, 經(jīng)機(jī)械磨拋腐蝕后, 使用Sirion場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察樣品顯微組織.電解拋光制備EBSD樣品，電解拋光參數(shù)為30 V，15 s.使用Oxford NordlysMax3進(jìn)行EBSD掃描，測(cè)量鐵素體取向信息，統(tǒng)計(jì)〈110〉絲織構(gòu)強(qiáng)度.以晶粒隨機(jī)分布狀態(tài)時(shí)的織構(gòu)分布為基礎(chǔ)，用〈110〉織構(gòu)相對(duì)于隨機(jī)分布時(shí)的倍數(shù)來衡量〈110〉織構(gòu)強(qiáng)度.統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸分布時(shí)，使用等效圓直徑代表晶粒尺寸.EBSD數(shù)據(jù)分析軟件為OIM-Analysis和Channel 5.

表1 鐵素體鋼絲成分 %

采用原位EBSD方法，測(cè)量相變熱處理前后樣品晶體位向變化.650 ℃保溫2 h，使樣品完成回復(fù)再結(jié)晶.對(duì)薄片狀樣品電解拋光，使用FM-700顯微硬度計(jì)在樣品上做標(biāo)記定位，如圖1所示.為防止表面氧化，在真空爐中對(duì)再結(jié)晶樣品進(jìn)行奧氏體化熱處理，空冷獲得鐵素體組織.尋找標(biāo)記，原位獲得相變后鐵素體晶體位向信息.

圖1 原位標(biāo)記示意圖

由于難以直接獲得奧氏體相的晶體位向，因此使用重構(gòu)奧氏體晶粒的方法，探究相變過程中晶體位向變化.在K-S關(guān)系({011}α//{111}γ; 〈111〉α//〈101〉γ)下，某一位向的母相可能相變?yōu)?4種不同位向的子相(也叫作變體).因此，需要至少3個(gè)子相鐵素體晶粒位向信息，通過位向計(jì)算，確定母相奧氏體晶粒位向[20-21].本實(shí)驗(yàn)具體重構(gòu)過程如下：

① 依據(jù)K-S關(guān)系，計(jì)算子相中不同變體間的位向關(guān)系(見表2[22])，確定由同一個(gè)奧氏體晶粒相變而來的鐵素體晶粒.

② 計(jì)算相變時(shí)，K-S關(guān)系下奧氏體與鐵素體晶粒位向變換軸角對(duì)(見表3).

③ 將來自同一個(gè)奧氏體晶粒的鐵素體晶粒分組，依據(jù)表3計(jì)算每一個(gè)鐵素體晶粒對(duì)應(yīng)的可能的24種奧氏體晶粒位向.

④ 將多個(gè)子相鐵素體晶粒對(duì)應(yīng)的奧氏體晶粒位向取交集，最終確定原始母相奧氏體晶粒位向.

表2 K-S關(guān)系下的24種變體間位向關(guān)系[22]

表3 K-S關(guān)系下的母子相間關(guān)系

2 結(jié)果與分析

2.1 鐵素體鋼絲形變織構(gòu)分析

圖2是鐵素體鋼絲冷拉拔形變過程中顯微組織及織構(gòu)強(qiáng)度的變化.隨著應(yīng)變量的增大，鐵素體晶粒沿拉拔方向被拉長，并發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng).當(dāng)應(yīng)變量達(dá)到2.17時(shí)，等軸狀晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷睦w維狀.隨著拉拔的進(jìn)行，鐵素體組織沿著拉拔方向形成了強(qiáng)烈的〈110〉絲織構(gòu).〈110〉絲織構(gòu)強(qiáng)度隨著應(yīng)變量的增大不斷增大，當(dāng)應(yīng)變量ε達(dá)到2.17時(shí)，織構(gòu)強(qiáng)度達(dá)到6.27(見圖2(e)).

(a) 原始盤條組織

(b)ε=1.00鋼絲組織

(c)ε=1.58鋼絲組織

(d)ε=2.17鋼絲組織

(e) 鐵素體鋼絲形變織構(gòu)變化圖

圖2 不同應(yīng)變量鐵素體鋼絲組織與織構(gòu)

2.2 鐵素體鋼絲相變織構(gòu)分析

奧氏體化熱處理前后晶粒取向分布分別如圖3(a)和(b)所示.經(jīng)過應(yīng)變量為ε=2.17的形變后，鐵素體晶粒發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)，形成〈110〉晶向沿拉拔軸向的擇優(yōu)取向(見圖3(a)).經(jīng)奧氏體化處理后，纖維狀的鐵素體晶粒經(jīng)過α→γ→α相變，轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀晶粒，尺寸為20～30 μm(見圖3(b)).與未經(jīng)熱處理鐵素體鋼絲相比，熱處理后〈110〉//拉拔方向的晶粒所占比例有所下降，但比例依然占優(yōu).

鋼絲(ε=2.17)經(jīng)過熱處理后的〈110〉遺傳織構(gòu)強(qiáng)度，統(tǒng)計(jì)整理于圖4中.經(jīng)過奧氏體化熱處理后，鐵素體鋼絲仍存在一定強(qiáng)度〈110〉織構(gòu).奧氏體化保溫溫度不同，遺傳織構(gòu)強(qiáng)度變化明顯，織構(gòu)強(qiáng)度隨著保溫溫度的提高而增大.延長保溫時(shí)間，織構(gòu)強(qiáng)度有一定提高，達(dá)到一定強(qiáng)度之后保持穩(wěn)定.圖5為ε=2.17鋼絲樣品縱截面上，〈110〉織構(gòu)晶粒的面積分?jǐn)?shù).由圖可見，〈110〉織構(gòu)晶粒所占比例變化趨勢(shì)與織構(gòu)強(qiáng)度變化情況相同，隨保溫溫度和保溫時(shí)間增加而增加，面積分?jǐn)?shù)可達(dá)到60%.

(a) 冷拉拔態(tài)鐵素體鋼絲晶粒取向分布

(b) 奧氏體化熱處理樣品晶粒取向分布

圖3ε=2.17鋼絲的縱向組織晶粒取向分布圖(沿RD方向反極圖著色)

圖4 應(yīng)變?yōu)棣?2.17鋼絲樣品經(jīng)過奧氏體化熱處理后的 〈110〉絲織構(gòu)強(qiáng)度

圖5 ε=2.17鋼絲樣品〈110〉織構(gòu)晶粒的面積分?jǐn)?shù)

圖6是經(jīng)過奧氏體化熱處理后的鐵素體晶粒尺寸分布.由圖可知，在不同保溫溫度和保溫時(shí)間條件下，相變后的鐵素體晶粒尺寸不同.延長保溫時(shí)間，晶粒尺寸有長大的趨勢(shì).1 100 ℃條件下，當(dāng)保溫時(shí)間在20 min以下時(shí)，等軸鐵素體晶粒尺寸較小，幾乎全部都在40 μm(圖中虛線所指示位置)以下.當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到40 min，晶粒尺寸比保溫10和20 min時(shí)明顯長大.提高保溫溫度，晶粒尺寸也會(huì)發(fā)生長大現(xiàn)象.與保溫溫度為1 100 ℃相比，樣品在1 200 ℃保溫10 min后，大尺寸晶粒明顯增多，尺寸可達(dá)到100 μm.

(a) 1 100 ℃保溫10 min后晶粒取向

(b) 1 100 ℃保溫10 min后晶粒尺寸

(c) 1 100 ℃保溫20 min后晶粒取向

(d) 1 100 ℃保溫20 min晶粒尺寸

(e) 1 100 ℃保溫40 min后晶粒取向

(f) 1 100 ℃保溫40 min后晶粒尺寸

(g) 1 200 ℃保溫10 min后晶粒取向

(h) 1 200 ℃保溫10 min后晶粒尺寸

圖6 奧氏體化熱處理后鋼絲(ε=2.17)晶粒尺寸分布

圖7為鐵素體鋼絲奧氏體化熱處理前后φ2=45°的取向分布函數(shù)圖(ODF圖).拉拔態(tài)鋼絲中，鐵素體取向主要是沿著拉拔軸向的〈110〉絲織構(gòu)，其中{113}〈110〉和{111}〈110〉織構(gòu)占比較大(見圖7(a)).經(jīng)過1 000 ℃熱處理后，晶體取向呈彌散化，〈110〉絲織構(gòu)強(qiáng)度減弱，出現(xiàn)多種晶體取向，{001}〈110〉織構(gòu)取向密度最大(見圖7(b)).經(jīng)過1 200 ℃熱處理后，晶體取向分布彌散化程度減弱，〈110〉織構(gòu)強(qiáng)度升高，主要集中于{112}〈110〉取向(見圖7(c)).經(jīng)過高溫長時(shí)間保溫奧氏體化，鐵素體〈110〉織構(gòu)強(qiáng)度增強(qiáng)且集中于某些特定的取向.結(jié)合晶粒尺寸分析，說明在奧氏體相變過程中，某些擇優(yōu)的奧氏體長大，使得相變后的鐵素體向相應(yīng)的〈110〉取向集中.

(a) 拉拔態(tài)鐵素體鋼絲

(b) 1 000 ℃, 10 min熱處理后 鐵素體鋼絲

(c) 1 200 ℃, 60 min熱處理后鐵素體鋼絲

(d) α和γ取向線及典型織構(gòu)示意圖

圖7φ2=45°的ODF截面圖

2.3 鐵素體鋼絲相變織構(gòu)取向差分析

熱處理前后鋼絲中取向差分布如圖8(a)和(b)所示.大于10°的相鄰點(diǎn)間取向差分布可以代表晶界取向差的分布.由圖8(a)可知，形變過程中，晶粒發(fā)生旋轉(zhuǎn)并在晶內(nèi)發(fā)生位錯(cuò)的產(chǎn)生與積累，相鄰點(diǎn)取向差主要分布在小角度晶界范圍內(nèi)，大角度晶界明顯減少；非相鄰點(diǎn)間取向差分布有一定偏向于大角度的傾向.圖8(b)為奧氏體化熱處理后取向差分布.非相鄰點(diǎn)取向差分布符合理論分布，而相鄰點(diǎn)取向差分布不符合理論分布，在15°和21°附近略高于理論值，在50°和60°附近明顯高于理論分布.由于50°和60°晶界取向差所占比例顯著增大，因此導(dǎo)致其余晶界取向差較理論值偏低.小角度取向差(<10°)可以認(rèn)為是鐵素體晶粒內(nèi)部微小的取向差異，因此不予考慮.

(a) 原始大應(yīng)變鋼絲變形晶粒組織中的取向差分布

(b) 大應(yīng)變鋼絲奧氏體化熱處理后組織中的取向差分布

圖8 鋼絲樣品取向差分布圖

K-S關(guān)系下，同一母相的24種變體間的位向關(guān)系如表2所示[22].對(duì)比圖8結(jié)果與表2數(shù)據(jù)可知，偏離理論值的晶界取向差為50°和60°，符合某些變體間的取向差(50°：V1-V6，V1-V7，V1-V9，V1-V10，V1-V14，V1-V17，V1-V19；60°：V1-V2，V1-V3，V1-V5).圖6熱處理后鋼絲組織中，紅線代表取向差為50°的晶界，其中50°〈110〉晶界比例可達(dá)到1.8%，其余各變體組分占比較平均，分別分布在0.3%～0.7%之間.黃線代表取向差為60°的晶界，其中60°〈111〉晶界占比較多，可達(dá)到4%，60°〈110〉晶界占比較少，為0.2%左右.結(jié)果表明，在γ→α的過程中，50°與60°變體關(guān)系的鐵素體子相更容易產(chǎn)生，即發(fā)生變體選擇現(xiàn)象.

2.4 鐵素體鋼絲高溫奧氏體晶粒重構(gòu)

將經(jīng)過奧氏體化熱處理后的鐵素體晶體位向及奧氏體重構(gòu)圖示于圖9中.利用表2中的變體間位向關(guān)系，考察圖9(a)中符合變體間位向的鐵素體晶粒.如圖9(b)所示，紅色晶界兩邊的晶粒符合變體間位向關(guān)系，是由同一個(gè)奧氏體晶粒相變而來.再利用表3中，K-S關(guān)系下的奧氏體與鐵素體相變位向關(guān)系，重構(gòu)多個(gè)鐵素體變體所對(duì)應(yīng)的奧氏體晶粒的位向，整理結(jié)果如圖9(c)所示.

(a) 相變后等軸鐵素體晶粒位向 (1 100 ℃，10 min)

(b) 通過變體間位向關(guān)系確定相鄰 晶粒來自同一奧氏體晶粒

(c) 重構(gòu)的奧氏體晶粒及其位向

(d) 再結(jié)晶處理鐵素體晶粒

(e) 相變鐵素體晶粒取向分布圖

(f) 再結(jié)晶處理鐵素體晶粒取向分布圖

黑線：晶界 紅線：符合變體間關(guān)系的晶界 正方體：鐵素體晶體位向

圖9 鐵素體鋼絲(ε=2.17)晶粒重構(gòu)圖

圖9(b)中的Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ晶粒是典型的源于同一奧氏體晶粒的鐵素體晶粒.以此3個(gè)晶粒為例，重構(gòu)原奧氏體晶粒.由圖可知，Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ晶粒位向關(guān)系符合表2中變體間位向關(guān)系，因此其來源于同一高溫奧氏體晶粒.利用K-S關(guān)系({011}α//{111}γ; 〈111〉α//〈101〉γ)可確定Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ晶粒對(duì)應(yīng)的可能的24種原始晶體位向，列于表4中.由表可知，Ⅰ晶粒的7號(hào)變體與Ⅱ晶粒的18號(hào)變體間位向差僅為1.4°，Ⅱ晶粒的18號(hào)變體與Ⅲ晶粒的23號(hào)變體間位相差僅為0.7°.因此可由上述變體確定原始奧氏體晶粒的位向，以歐拉角表示為φ1=15.14°,Φ=47.32°,φ2=38.07°，如表4所示.

表4 晶粒重構(gòu)確定高溫奧氏體位向 (°)

圖9(d)和(f) 為變形鐵素體再結(jié)晶晶粒，圖9(e)為熱處理后晶粒取向分布.變形晶粒發(fā)生再結(jié)晶后，依然保留著強(qiáng)烈的再結(jié)晶〈110〉織構(gòu).在奧氏體化過程中，再結(jié)晶鐵素體相變?yōu)閵W氏體，并發(fā)生奧氏體長大現(xiàn)象.空冷過程中，奧氏體相變?yōu)殍F素體，同一奧氏體可能產(chǎn)生不同的鐵素體變體，〈111〉取向的奧氏體晶粒傾向于相變?yōu)椤?10〉織構(gòu)的鐵素體.最終獲得的等軸狀鐵素體晶粒尺寸明顯大于再結(jié)晶晶粒，并將〈110〉絲織構(gòu)繼承下來.

2.5 鐵素體鋼絲相變織構(gòu)穩(wěn)定性

圖10是經(jīng)過2次奧氏體化熱處理后的樣品織構(gòu)強(qiáng)度以及取向差分布.

(a) 織構(gòu)強(qiáng)度

(b) 組織中的取向差分布

與經(jīng)過一次熱處理后的鋼絲相比，經(jīng)過2次熱處理后，鋼絲鐵素體組織中的遺傳織構(gòu)強(qiáng)度有所下降，但依然保留著明顯的遺傳織構(gòu)，強(qiáng)度可達(dá)到2.86.取向差分布表明晶界依然保留著變體選擇的特點(diǎn).

3 討論

拉拔鐵素體鋼絲中纖維狀的鐵素體組織形成〈110〉絲織構(gòu)，經(jīng)過高溫奧氏體化熱處理及空冷，鐵素體組織呈等軸狀，但〈110〉絲織構(gòu)不會(huì)消失，而是部分保留在熱處理后的組織中，出現(xiàn)遺傳織構(gòu)[9, 11].鋼絲遺傳織構(gòu)強(qiáng)度受到組織狀態(tài)和熱處理參數(shù)的影響.提高奧氏體化保溫溫度或者延長保溫時(shí)間，遺傳織構(gòu)強(qiáng)度都會(huì)增加.在高溫條件下，與晶內(nèi)變形帶相比，新相核心更易在晶界處形成[23-24]，并在相變時(shí)遵循K-S關(guān)系.在相變時(shí)，〈110〉晶向平行于拉拔方向的鐵素體晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)椤?11〉晶向平行于拉拔方向的奧氏體晶粒.提高保溫溫度和延長保溫時(shí)間，都會(huì)有促使奧氏體晶粒發(fā)生長大的傾向.晶粒重構(gòu)結(jié)果表明(見圖9(c))，擇優(yōu)取向的奧氏體晶粒更容易發(fā)生長大，并在組織中占優(yōu).在隨后的空冷階段，奧氏體再次轉(zhuǎn)變?yōu)椤?10〉晶向平行于拉拔方向的鐵素體晶粒，由此產(chǎn)生織構(gòu)遺傳現(xiàn)象.遺傳織構(gòu)具有一定的穩(wěn)定性，經(jīng)過多次熱處理后，組織中依然可以保留一定強(qiáng)度的遺傳織構(gòu).這種穩(wěn)定性表明，在多次α→γ→α相變的過程中，新相可能傾向于以相同的位向關(guān)系形核生長.Ray等[1]總結(jié)多個(gè)學(xué)者的相關(guān)工作后提出，在α→γ→α相變過程中，γ→α過程中晶體位向變化更傾向于沿著之前α→γ位向變化的原路徑返回，這也被相關(guān)學(xué)者認(rèn)為是獲得遺傳織構(gòu)的途徑之一.

通過晶界取向差分布分析可知，形變鐵素體組織中，晶粒發(fā)生拉長，并向織構(gòu)方向旋轉(zhuǎn)，大角度晶界向小角度晶界轉(zhuǎn)化，因此晶界取向差減小，小角度晶界數(shù)量明顯增加.相變熱處理后，50°和60°附近晶界取向差分布明顯高于理論分布.這說明在一定條件下，擴(kuò)散型相變更傾向于以某些特定變體的形式來發(fā)生相變.分析同一密排面上變體間位向關(guān)系可知[22]，將變體V1作為參考位向，變體V2與V1為孿晶關(guān)系([011]/75°,∑3)，V1與V3,V5間位向關(guān)系為[011]/60°，V1與V6間位向關(guān)系為[011]/49.5°.同一密排面上的變體間取向差與占優(yōu)的晶界取向差相似，因此可以推測(cè)，在同一奧氏體中，相變傾向于以同一密排面上的變體或?qū)\晶[25]形式發(fā)生.當(dāng)以同一密排面上的變體形式發(fā)生相變時(shí)，即子相間關(guān)系為{110}//{110}，可以減小約50%界面能.以孿晶的形式發(fā)生相變時(shí)，孿晶關(guān)系界面能僅為普通界面的23%[26-27].變體選擇現(xiàn)象的發(fā)生，使得遺傳織構(gòu)的強(qiáng)度得以更大程度的保留.大形變鋼絲相變的織構(gòu)與晶體位向變化復(fù)雜，影響因素眾多.變體選擇產(chǎn)生的原因，主要被歸于組織中殘余應(yīng)力[19, 28]、相變時(shí)新舊相體積膨脹系數(shù)差異[29-31]和相變時(shí)滑移系可動(dòng)性[2, 32]以及元素?cái)U(kuò)散過程[1]等.

綜上所述，鐵素體晶粒傾向于以擇優(yōu)的變體形式發(fā)生相變，使預(yù)存的織構(gòu)經(jīng)α→γ→α相變后仍能得以部分保留.相變過程中，大應(yīng)變拉拔鐵素體晶粒在形核與生長階段，擇優(yōu)變體的選擇會(huì)受到多因素(熱、應(yīng)力場(chǎng)等)影響，進(jìn)而影響相變后組織的遺傳織構(gòu)成分與比例，有待于進(jìn)一步開展研究.

4 結(jié)論

1) 熱處理工藝對(duì)遺傳織構(gòu)強(qiáng)度有很大的影響.提高保溫溫度和延長保溫時(shí)間，擇優(yōu)奧氏體晶粒會(huì)發(fā)生長大，鐵素體〈110〉遺傳織構(gòu)強(qiáng)度上升.

2) 晶界取向差分析表明，相變過程中會(huì)發(fā)生變體選擇現(xiàn)象，50°和60°關(guān)系的鐵素體變體更容易產(chǎn)生.可推測(cè)在擴(kuò)散型相變時(shí)，新相更傾向于以同一密排面上的變體或?qū)\晶形式發(fā)生相變.變體選擇有利于織構(gòu)的遺傳.

3) 鐵素體鋼絲遺傳織構(gòu)具有一定的穩(wěn)定性.2次相變處理后，鐵素體中依然保留有一定強(qiáng)度的遺傳織構(gòu).這說明在2次α→γ→α相變過程中，新相可能傾向于以相同的位向關(guān)系形核生長.