研究了不銹鋼鍛件奧氏體原始粗品對于引起完全共析珠光體低韌性的作用。珠光體層間距的獨立變化和原奧氏體晶粒大小能確定控制這類鋼初性的顯微結構將性。在一到溫度范圍內進行的各種試驗表明經熱處理得到的粗大原始奧氏體晶粒度的試樣比細晶粒試樣具有較低的斷應變即韌性，該現象與出現的形式無關。奧氏體原始品粒度是通過對突然斷裂之前的影響來控制韌性。
前言共析鋼除了用于予應力混凝士的鋼筋外還用作鐵路工業的鋼軌坯料和車輪材料。通過連續冷卻和恒溫轉變比較容易得到全部珠光體的顯微組織。這種轉變得到的屈服強度可以超過，這就是要在全珠光體條件下使用的主要原因。另外全珠光體鋼可披冷拉成絲，處理加工韭夠使拉的成品在保待好性的同時例如尼服強度超過雖然珠光體的力學性能已被研究了許多年。但關于控制其變形和斷裂的微觀結構參數的討論還在過行。出于企圖把非全珠光體鋼所得的結果擴大到用作一于測全珠光體訶的恃性，因而產生了一些餛淆。
首先。受轉變溫度控制，而奧氏體化溫度則控制奧氏體原始結粒度。一般觀點是控制屈服強度而奧氏體原始品粒大小主要控制延展性和沖擊韌性。然而如下面所論述的，這些顯微結構參數對變形和斷裂的作用遠沒有被了解。以前大量的著作表明珠光體層間距能控制珠光體的屈服強度重新細化增加屈服強度。大概是由于障礙間距即片狀碳化物的減少。雖然數學關系式。二者似乎表述了報導的數據，但對合理選擇方程中指數釣討論在仍繼續。珠光體的二次屈服變形也似乎由珠光體的片間距控制。
粗片珠光體的弧度低并具有由鐵素體與滲體。相界面上產生位錯引起的始變形名。由于變形結果，滑移集中成為滑移帶，在滲體中產生水平錯斷這樣水平錯斷做為局部應力巾源，因此提高了各層內的結構載荷應力，滲碳體層的斷裂隨后產生，為進一步的變形創造方便條件。由于鄰近的滲碳體層斷裂使與其結合的鐵素體隨著產生激烈剪切并沿滑移帶滑，最后在各層滲碳體斷裂端部的鐵素體中形成空腔。加工硬化的同時使局部應力有所提高，即使在空腔生長的過程中，當局部臨界應力達到脆裂程度，也能使拉伸試樣產生迅速脆斷即突然破壞，這種空腔形成過程能被另一個斷裂形式即脆裂所中斷。另一方面，細珠光體顯微組織強度較高，變形也較均勻已”，滑移分布較均勻，密度不高，但比較接近隔開的滑移帶。細滲碳體片還具有較高構切性，它們能在出縮頸時斷裂而不會脆性斷裂。然而斷裂終于發生使空腔的形成過程中斷。這樣雖然細和粗珠光體拉伸試樣都在室溫下產生突然斷裂，但斷裂開始的方式卻不同。業己表明對同一個值，無論上還是下架在沖擊條件下有予裂紋的夏氏沖擊韌性即均隨奧氏體原始晶粒尺寸增大而減少。韌性向脆性的轉變溫度同樣也隨原奧氏體晶粒尺寸的增大而提高。和新近指出這些鋼的沖擊脆性主要受實際晶粒大小亦即基本上受原奧氏體晶粒大小控制，顯然在同一奧氏體精粒內形核的珠光體團中的鐵素體具有相同的相位。
最近研究表明珠光體的解理面就是鐵素體中的面，這樣當解理斷裂穿過鄰近珠光團中方位相同的鐵素體要比穿過不同相位鐵素體吸收的能量少。而且由于鐵素體與它所在形核的奧氏體之間的相位關系，這些解理斷裂單元的大小隨著原奧氏體品粒的增大而增大。這個解釋可以說明不銹鋼鍛件發生解理斷裂的較低支承區，粗晶粒珠光體即原始奧氏體晶粒度試樣在夏氏沖擊試驗時具有較低沖擊韌性里，但它不能解釋為什么在較高的支承韌性斷裂起主要作用。按橫新面收縮率和斷裂應變的測試得知室溫下的拉伸韌性是受原奧氏體晶粒大小和層間距兩者影響的。對于相司的原氏體晶粒佼細的珠光體通常呈現出稍高的韌性。這是由于細片和粗片珠光體變形特點不同，這已被驗證過”。一與粗粒珠光體相反細晶珠光體明顯地形成較細的條紋并能避免剪裂，因此有較高的韌性。然而在上述情況下奧氏體原始晶粒大小要比值對韌性的影響更大。對相同的片間距。這可能使人感到驚奇因為相變后奧氏體已不再存在。最初為解釋原始奧氏體晶粒尺寸是如何控制這類微觀結構性面提出的機理是由各種試樣所做試驗的有關數據和觀察推導得到的。按室沮拉伸試驗的早期解釋，典型的韌性斷裂開始于試樣中心并由于解理而最后突然斷裂。大晶粒材料沖擊韌性減小的現象說明這種材料有大的解理斷裂單元。因此引出了拉伸試樣解理斷裂可用晶粒大小來控制的假設。這個假設意味著解理斷裂執力與解理面大小解理元尺寸有相反的關系。面解理面大小與原奧氏體晶粒大小成正比。雖然這種解釋是合理的。但它不能解釋為什么晶粒大小的效果只對有予制裂紋的夏氏試樣受韌性斷裂支配的上區起作用。進一步說，最近的研究指出控制的全珠光體線材的韌性也隨原奧氏休晶粒的增大而減小。在最近的兩個例子中沒有解理斷裂的情況說明原奧氏體晶粒大小對全珠光體顯微結構韌性的影響比原假設復雜。目前的工作是著手弄清楚控制全珠光體組織的顯微結鉤參數。特別希望確定不銹鋼鍛件原奧氏體大品粒降低韌性的機理。
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