奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响

D0:10.13374/.issn1001-053x2012.03.009 第34卷第3期 北京科技大学学报 Vol.34 No.3 2012年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2012 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界 分布的影响 缪成亮) 尚成嘉)回Mani Subramanian2 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)麦克马斯特大学材料与工程学院，哈密尔顿L8S4M1,加拿大 网通信作者：E-mail:cishang(@usth.cdu.cm 摘要使用电子背散射衍射技术研究了低C高M高Nb成分设计下，非再结晶奥氏体变形及加速冷却速率对低碳贝氏体 组织取向差特征和大角晶界分布的影响.结果表明，与原奥氏体晶粒内部的相变组织相比，原奥氏体晶界附近具有更高的大 角晶界密度，非再结晶区奥氏体变形及快速冷却都有利于提高共格相变的驱动力、弱化变体选择以及有效增加大角晶界密 度.此外，非再结晶区的大变形除了可充分压扁奥氏体晶粒和增加单位面积的奥氏体晶界密度外，还导致奥氏体晶界上细小 的非共格转变铁素体晶粒生成，且这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取向差 关键词管线钢：品界：冷却：奥氏体形变：贝氏体 分类号TG335.7 Effect of ausforming and cooling rate on the distribution of high angle bounda- ries in low carbon bainitic structure MIAO Cheng-Hiang,SHANG Cheng-jia,Mani Subramanian?) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Department of Materials and Engineering,MeMaster University,Hamilton 18S4M1,Canada Corresponding author:E-mail:cishang@ustb.edu.cn ABSTRACT High Mn-high Nb micro-alloyed steels were investigated by electron back-scattering diffraction (EBSD)to determine the effect of cooling rate and ausforming on the characteristic of misorientation and the distribution of high angle boundaries (HABs)in low carbon bainitic microstructure.The results indicate that there is a dispersion of HABs interspacing from prior austenite grain bound- aries to the grain interior.Both fast cooling and ausforming raise the drive force of coherent transformation,weaken variants selection, and are helpful for the increasing of HABs density near the boundaries and in the grains.Moreover,a larger deformation below the non- recrystallization temperature not only can flatten the austenite grains fully,but also can generate incoherent nucleation of fine ferrite grains at the prior austenite boundaries.Also the fine ferrite grains have significant misorientations with adjacent microstructure. KEY WORDS pipeline steel;grain boundaries;cooling:ausforming;bainite 在X80管线钢的研制和发展中，低C高Mn高 的韧性恶化也是制约管线钢使用的重要因素.因 Nb设计得到了很好的运用1).低C高Mn高Nb 此，揭示贝氏体组织与韧性的关系十分重要，而低碳 X80管线钢的主要显微组织为低碳贝氏体，由于在 贝氏体钢的性能与成分设计、热机械加工工艺 晶粒细化、组织控制及成本低廉等方面的优势，低C (TMCP)及冷却制度密切相关.相关研究A表明， 高Mn高Nb设计也是发展更高强度级别钢种 钢材的强韧性与大角晶界的分布和密度存在很密切 (X100,X120)的主流方向.随着管线钢强度级别 的联系.大角晶界能有效阻碍脆性断裂裂纹的传 的不断提高，为了服役安全性，对管线钢的韧性提出 播，高密度的大角晶界可以有效降低韧脆转变温度 了更高的要求，而焊接过程中热影响区(HAZ)组织 (DBTT),而组织中大角晶界的间距能更有效地反 收稿日期：2011-03-01 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630801)

第 34 卷 第 3 期 2012 年 3 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 3 Mar． 2012 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界 分布的影响 缪成亮1) 尚成嘉1) Mani Subramanian 2) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 麦克马斯特大学材料与工程学院，哈密尔顿 L8S4M1，加拿大 通信作者: E-mail: cjshang@ ustb． edu． cn 摘 要 使用电子背散射衍射技术研究了低 C 高 Mn 高 Nb 成分设计下，非再结晶奥氏体变形及加速冷却速率对低碳贝氏体 组织取向差特征和大角晶界分布的影响． 结果表明，与原奥氏体晶粒内部的相变组织相比，原奥氏体晶界附近具有更高的大 角晶界密度，非再结晶区奥氏体变形及快速冷却都有利于提高共格相变的驱动力、弱化变体选择以及有效增加大角晶界密 度． 此外，非再结晶区的大变形除了可充分压扁奥氏体晶粒和增加单位面积的奥氏体晶界密度外，还导致奥氏体晶界上细小 的非共格转变铁素体晶粒生成，且这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取向差． 关键词 管线钢; 晶界; 冷却; 奥氏体形变; 贝氏体 分类号 TG335. 7 Effect of ausforming and cooling rate on the distribution of high angle bounda￾ries in low carbon bainitic structure MIAO Cheng-liang1) ，SHANG Cheng-jia1) ，Mani Subramanian2) 1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Department of Materials and Engineering，McMaster University，Hamilton L8S4M1，Canada Corresponding author: E-mail: cjshang@ ustb． edu． cn ABSTRACT High Mn-high Nb micro-alloyed steels were investigated by electron back-scattering diffraction ( EBSD) to determine the effect of cooling rate and ausforming on the characteristic of misorientation and the distribution of high angle boundaries ( HABs) in low carbon bainitic microstructure． The results indicate that there is a dispersion of HABs interspacing from prior austenite grain bound￾aries to the grain interior． Both fast cooling and ausforming raise the drive force of coherent transformation，weaken variants selection， and are helpful for the increasing of HABs density near the boundaries and in the grains． Moreover，a larger deformation below the non￾recrystallization temperature not only can flatten the austenite grains fully，but also can generate incoherent nucleation of fine ferrite grains at the prior austenite boundaries． Also the fine ferrite grains have significant misorientations with adjacent microstructure． KEY WORDS pipeline steel; grain boundaries; cooling; ausforming; bainite 收稿日期: 2011--03--01 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目 ( 2010CB630801) 在 X80 管线钢的研制和发展中，低 C 高 Mn 高 Nb 设计得到了很好的运用［1--3］． 低 C 高 Mn 高 Nb X80 管线钢的主要显微组织为低碳贝氏体，由于在 晶粒细化、组织控制及成本低廉等方面的优势，低 C 高 Mn 高 Nb 设计也是发展更高强度级别钢种 ( X100，X120) 的主流方向． 随着管线钢强度级别 的不断提高，为了服役安全性，对管线钢的韧性提出 了更高的要求，而焊接过程中热影响区( HAZ) 组织 的韧性恶化也是制约管线钢使用的重要因素． 因 此，揭示贝氏体组织与韧性的关系十分重要，而低碳 贝氏体钢的性能与成分设计、热机械加工工艺 ( TMCP) 及冷却制度密切相关． 相关研究［4--5］表明， 钢材的强韧性与大角晶界的分布和密度存在很密切 的联系． 大角晶界能有效阻碍脆性断裂裂纹的传 播，高密度的大角晶界可以有效降低韧脆转变温度 ( DBTT) ，而组织中大角晶界的间距能更有效地反 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.03.009

·290· 北京科技大学学报 第34卷 映有效晶粒尺寸.因此，明确不同工艺条件下管 Mo的X80管线钢成分.为了研究不同工艺条件下 线钢相变组织中大角晶界分布及密度变化，能更清 大角晶界的分布情况，采用了四种不同的变形冷却 晰分析工艺与组织和性能的关系.此外，焊接热影 工艺，样品工艺状态差别如表1所示.试样1直接 响区的组织属于无变形条件下的相变，主要受成分 取自于工业X80热轧平板，非再结晶区的累积压下 和热输入量的影响.对无变形条件下的贝氏体相变 量为62%，冷却速率为15~18℃s1;试样2取自 驱动力与相变晶体学取向的研究表明：低相变 于实验热轧钢板，该钢板和工业X80热轧平板（试 驱动力条件下，相变产物的晶体学取向与母相保持 样1)为同一铸坯轧制，同样采用62%的非再结晶区 取向关系且变体选择更单一；高相变驱动力条件下， 累积压下量，冷却速率为30~35℃·s1,实验室轧 奥氏体内相变产物的变体选择明显变多.单一取向 制钢的冷速大约是工业热轧钢的2倍：试样3及试 的变体之间表现为小取向差，强烈的变体选择将导 样4为工业X80钢热轧平板（试样1）单道次焊接热 致大角晶界密度大大下降，有效晶粒粗大 模拟试样，这两种热模拟试样被分别加工为尺寸 目前，电子背散射衍射技术的使用能有效地评 10mm×10mm×55mm的毛坯样，在Gleeble-1500 价材料中组织的取向差特征，确定大、小角晶界的分 上完成单道次焊接热循环，将试样以130℃·s1加 布情况，并可对不同晶粒的取向特征进行分 热到1300℃，并在高温停留不同的时间(1：)，然后 析00.本文利用电子背散射衍射技术研究了高 分别以不同的1ss时间（从800℃冷却到500℃的时 级别管线钢中奥氏体变形和冷却速率对中温转变组 间)冷却，以模拟25.4mm厚平板实际焊接中的不同 织取向差分布及大角晶界密度的影响，并对显微组 热输入条件(50和20kJ·cm-1),两试样在900℃以上 织类型演变及原奥氏体晶粒、晶界的状态进行了分 的tH为23.7和7.5s,gs为58.7和9.5s,分别对应 析，以便阐明奥氏体变形及冷却速率对贝氏体组织 800℃到500℃之间的冷速为5℃·s-1和32℃·s-1. 中大角晶界的影响及与韧性的关系 对于试样1和试样2，沿试样平行轧制方向取3mm厚 度薄片，而对试样3和试样4垂直于热模拟试样长度 实验方法 方向取样，通过机械研磨、机械抛光后，采用Struers半 实验材料的成分（质量分数）为：C0.04%,Mn 自动电解抛光浸蚀设备进行电解抛光，制成电子背散 1.75%,Si0.22%,Nb0.1%,Ti0.015%,Cu+Cr+ 射衍射观测试样，最终数据使用HKL软件进行分析， Al0.51%,Fe余量，是典型的低C高Mn高Nb无 得到衬度图、取向差分布图及大角晶界间距等结果 表1各试样非再结品温度下累计变形量和冷却速率参数 Table 1 Accumulation reduction under the non-recrystallization temperature and cooling rate of tested samples 试样 材料来源 非再结品温度以下的累计变形/% 冷却速率/（℃·s1) 1 工业X80热轧平板 62 15~18 2 实验轧制平板 62 30~35 焊接热模拟实验 0 5 4 焊接热模拟实验 0 32 10μm,晶粒小而均匀.同时，图1(b)显示，粒状贝 2 实验结果 氏体(GB)中的贝氏体与铁素体之间为小角晶界. 图1为试样1和试样2电子背散射衍射扫描所 对于高冷却速率所对应的试样2，大角晶界（取向差 得的衬度图和大角度晶界（≥15）勾勒图.衬度图 ≥15)如图1()中细亮线所示，最大贝氏体束的尺 (图1(a)和1(c))所显示图像和光学显微组织一 寸也小于10m,但有更多份额的贝氏体束的尺寸 致，颜色深代表解析度低，通常相界、晶界等因素会 小于5um,试样2的平均有效晶粒尺寸比试样1要 引起解析度低，衬度图能有效地显示金相形貌学上 小.此外，由于两个试样在非再结晶温度(T）下均 的特征.图1(b)中细亮线表征了试样1中晶体取 有62%的变形量，两试样中压扁的原奥氏体晶粒宽 向差大于15的晶界.可见，对于试样1，大角度晶 度相近，分别为16和18m(如图1(a)和1(c)中双 界与衬度图形貌所显示的晶界基本吻合，即针状铁 箭头标记所示).但是由于两试样冷却速率不同， 素体(AF)晶粒就是有效晶粒，有效晶粒尺寸小于 其相变产物有较大差异，即工业X80钢（试样1）

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 映有效晶粒尺寸［6］． 因此，明确不同工艺条件下管 线钢相变组织中大角晶界分布及密度变化，能更清 晰分析工艺与组织和性能的关系． 此外，焊接热影 响区的组织属于无变形条件下的相变，主要受成分 和热输入量的影响． 对无变形条件下的贝氏体相变 驱动力与相变晶体学取向的研究［7--9］表明: 低相变 驱动力条件下，相变产物的晶体学取向与母相保持 取向关系且变体选择更单一; 高相变驱动力条件下， 奥氏体内相变产物的变体选择明显变多． 单一取向 的变体之间表现为小取向差，强烈的变体选择将导 致大角晶界密度大大下降，有效晶粒粗大． 目前，电子背散射衍射技术的使用能有效地评 价材料中组织的取向差特征，确定大、小角晶界的分 布 情 况，并可对不同晶粒的取向特征进行分 析［10--11］． 本文利用电子背散射衍射技术研究了高 级别管线钢中奥氏体变形和冷却速率对中温转变组 织取向差分布及大角晶界密度的影响，并对显微组 织类型演变及原奥氏体晶粒、晶界的状态进行了分 析，以便阐明奥氏体变形及冷却速率对贝氏体组织 中大角晶界的影响及与韧性的关系． 1 实验方法 实验材料的成分( 质量分数) 为: C 0. 04% ，Mn 1. 75% ，Si 0. 22% ，Nb 0. 1% ，Ti 0. 015% ，Cu + Cr + Al 0. 51% ，Fe 余量，是典型的低 C 高 Mn 高 Nb 无 Mo 的 X80 管线钢成分． 为了研究不同工艺条件下 大角晶界的分布情况，采用了四种不同的变形冷却 工艺，样品工艺状态差别如表 1 所示． 试样 1 直接 取自于工业 X80 热轧平板，非再结晶区的累积压下 量为 62% ，冷却速率为 15 ～ 18 ℃·s － 1 ; 试样 2 取自 于实验热轧钢板，该钢板和工业 X80 热轧平板( 试 样 1) 为同一铸坯轧制，同样采用 62% 的非再结晶区 累积压下量，冷却速率为 30 ～ 35 ℃·s － 1 ，实验室轧 制钢的冷速大约是工业热轧钢的 2 倍; 试样 3 及试 样 4 为工业 X80 钢热轧平板( 试样 1) 单道次焊接热 模拟试样，这两种热模拟试样被分别加工为尺寸 10 mm × 10 mm × 55 mm 的毛坯样，在 Gleeble--1500 上完成单道次焊接热循环，将试样以 130 ℃·s － 1 加 热到 1 300 ℃，并在高温停留不同的时间( tH ) ，然后 分别以不同的 t8 /5时间( 从 800 ℃ 冷却到 500 ℃ 的时 间) 冷却，以模拟 25. 4 mm 厚平板实际焊接中的不同 热输入条件( 50 和 20 kJ·cm － 1 ) ，两试样在 900 ℃以上 的 tH为 23. 7 和 7. 5 s，t8 /5为 58. 7 和 9. 5 s，分别对应 800 ℃到500 ℃ 之间的冷速为 5 ℃·s － 1 和 32 ℃·s － 1 ． 对于试样1 和试样2，沿试样平行轧制方向取3 mm 厚 度薄片，而对试样 3 和试样 4 垂直于热模拟试样长度 方向取样，通过机械研磨、机械抛光后，采用 Struers 半 自动电解抛光浸蚀设备进行电解抛光，制成电子背散 射衍射观测试样，最终数据使用 HKL 软件进行分析， 得到衬度图、取向差分布图及大角晶界间距等结果． 表 1 各试样非再结晶温度下累计变形量和冷却速率参数 Table 1 Accumulation reduction under the non-recrystallization temperature and cooling rate of tested samples 试样 材料来源 非再结晶温度以下的累计变形/% 冷却速率/( ℃·s － 1 ) 1 工业 X80 热轧平板 62 15 ～ 18 2 实验轧制平板 62 30 ～ 35 3 焊接热模拟实验 0 5 4 焊接热模拟实验 0 32 2 实验结果 图 1 为试样 1 和试样 2 电子背散射衍射扫描所 得的衬度图和大角度晶界( ≥15°) 勾勒图． 衬度图 ( 图 1( a) 和 1 ( c) ) 所显示图像和光学显微组织一 致，颜色深代表解析度低，通常相界、晶界等因素会 引起解析度低，衬度图能有效地显示金相形貌学上 的特征． 图 1( b) 中细亮线表征了试样 1 中晶体取 向差大于 15°的晶界． 可见，对于试样 1，大角度晶 界与衬度图形貌所显示的晶界基本吻合，即针状铁 素体( AF) 晶粒就是有效晶粒，有效晶粒尺寸小于 10 μm，晶粒小而均匀． 同时，图 1( b) 显示，粒状贝 氏体( GB) 中的贝氏体与铁素体之间为小角晶界． 对于高冷却速率所对应的试样 2，大角晶界( 取向差 ≥15°) 如图 1( d) 中细亮线所示，最大贝氏体束的尺 寸也小于 10 μm，但有更多份额的贝氏体束的尺寸 小于 5 μm，试样 2 的平均有效晶粒尺寸比试样 1 要 小． 此外，由于两个试样在非再结晶温度( Tnr ) 下均 有 62% 的变形量，两试样中压扁的原奥氏体晶粒宽 度相近，分别为 16 和 18 μm( 如图 1( a) 和 1( c) 中双 箭头标记所示) ． 但是由于两试样冷却速率不同， 其相变产物有较大差异，即工业 X80 钢( 试样 1) ·290·

第3期 缪成亮等：奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ·291· 为针状铁素体，而同一成分钢在30~35℃·s1冷大角晶界勾勒图表明，冷却速率增大则大角晶界 却下主要得到板条贝氏体.图1(b)和1(d)所示 密度升高. 图1试样的衬度图和大角品界勾勒图.(a)试样1衬度图：(b)试样1大角品界勾勒图：(c)试样2衬村度图：(d)试样2大角晶界勾勒图 Fig.1 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries in samples:(a)Sample I,band contrast map:(b)Sample I,distributions of high angle boundaries:(c)Sample 2,band contrast map:(d)Sample 2,distributions of high angle boundaries 图2给出了焊接热模拟试样3和试样4的衬度 比变形条件下的试样（试样1和试样2），无变形条 图和大角度晶界（≥15）勾勒图，图2(b)和(d)中 件下的有效晶粒要更加粗大， 的白色小块为残余奥氏体(RA).两者都属于无变 图3为试样2原奥氏体晶界位置和原奥氏体晶 形条件下的相变.在低冷速条件下（试样3），显微 粒内大角晶界密度分布的线扫描结果，显示了相邻 组织主要为粒状贝氏体，粒状贝氏体之间的残余奥 区域的取向差比较.压扁的原奥氏体晶粒晶界位置 氏体相对粗大，由于热输入高(50kJ·cm),原奥氏 附近显示出更高的大角晶界密度，即大角晶界之间 体晶粒粗化明显，且大角晶界出现的位置主要在原 的平均间距更小，有效晶粒的尺寸更细.图3中位 奥氏体晶界，也就是说，试样3中有效晶粒就为粗大 置1处大角度晶界（≥15）平均间距为1.0um,而 的原奥氏体晶粒.在高冷速条件下（试样4），显微 位置3处大角度晶界平均间距增大到3.4μm.图4 组织主要由板条贝氏体构成，大角晶界主要出现在 更清晰呈现了试样2中原奥氏体晶界周边相变产物 原奥氏体晶界处和板条束之间，板条束的宽度可认 的晶体学取向特征.可见，在热机械加工工艺处理 为是有效晶粒尺寸.相对于试样3，试样4的有效晶 中，采用62%的非再结晶区累积变形，以及大于 粒尺寸更小，其贡献来自于细小的奥氏体晶粒以及 30℃·s的冷却速率等工艺，使得原奥氏体晶界周 同一奥氏体晶粒内生成的大取向差组织.此外，对 边晶粒取向性差异明显增大.图4中原奥氏体晶界 比图2(b)和(d)中所显示的残余奥氏体，高冷速条 上的细小晶粒可以认为是非共格转变的产物2-W 件下形成的残余奥氏体要相对细小.总的来说，相 很可能是形变过程中奥氏体的动态相变的产物的

第 3 期 缪成亮等: 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 为针状铁素体，而同一成分钢在 30 ～ 35 ℃·s － 1 冷 却下主要得到板条贝氏体． 图 1( b) 和 1( d) 所示 大角晶界勾勒图表明，冷却速率增大则大角晶界 密度升高． 图 1 试样的衬度图和大角晶界勾勒图． ( a) 试样 1 衬度图; ( b) 试样 1 大角晶界勾勒图; ( c) 试样 2 衬度图; ( d) 试样 2 大角晶界勾勒图 Fig． 1 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries in samples: ( a) Sample 1，band contrast map; ( b) Sample 1，distributions of high angle boundaries; ( c) Sample 2，band contrast map; ( d) Sample 2，distributions of high angle boundaries 图 2 给出了焊接热模拟试样 3 和试样 4 的衬度 图和大角度晶界( ≥15°) 勾勒图，图 2( b) 和( d) 中 的白色小块为残余奥氏体( RA) ． 两者都属于无变 形条件下的相变． 在低冷速条件下( 试样 3) ，显微 组织主要为粒状贝氏体，粒状贝氏体之间的残余奥 氏体相对粗大，由于热输入高( 50 kJ·cm － 1 ) ，原奥氏 体晶粒粗化明显，且大角晶界出现的位置主要在原 奥氏体晶界，也就是说，试样 3 中有效晶粒就为粗大 的原奥氏体晶粒． 在高冷速条件下( 试样 4) ，显微 组织主要由板条贝氏体构成，大角晶界主要出现在 原奥氏体晶界处和板条束之间，板条束的宽度可认 为是有效晶粒尺寸． 相对于试样 3，试样 4 的有效晶 粒尺寸更小，其贡献来自于细小的奥氏体晶粒以及 同一奥氏体晶粒内生成的大取向差组织． 此外，对 比图 2( b) 和( d) 中所显示的残余奥氏体，高冷速条 件下形成的残余奥氏体要相对细小． 总的来说，相 比变形条件下的试样( 试样 1 和试样 2) ，无变形条 件下的有效晶粒要更加粗大． 图 3 为试样 2 原奥氏体晶界位置和原奥氏体晶 粒内大角晶界密度分布的线扫描结果，显示了相邻 区域的取向差比较． 压扁的原奥氏体晶粒晶界位置 附近显示出更高的大角晶界密度，即大角晶界之间 的平均间距更小，有效晶粒的尺寸更细． 图 3 中位 置 1 处大角度晶界( ≥15°) 平均间距为 1. 0 μm，而 位置 3 处大角度晶界平均间距增大到 3. 4 μm． 图 4 更清晰呈现了试样 2 中原奥氏体晶界周边相变产物 的晶体学取向特征． 可见，在热机械加工工艺处理 中，采用 62% 的非再结晶区累积变形，以 及 大 于 30 ℃·s － 1 的冷却速率等工艺，使得原奥氏体晶界周 边晶粒取向性差异明显增大． 图 4 中原奥氏体晶界 上的细小晶粒可以认为是非共格转变的产物［12--14］， 很可能是形变过程中奥氏体的动态相变的产物［15］． ·291·

·292· 北京科技大学学报 第34卷 204m 20 jm 图2试样的衬度图和大角晶界勾勒图.(a)试样3衬度图：()试样3大角晶界勾勒图：()试样4衬度图：()试样4大角品界勾勒图 Fig.2 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries of samples:(a)Sample 3,band contrast map:(b)Sample 3,distributions of high angle boundaries;(c)Sample 4,band contrast map;(d)Sample 4,distributions of high angle boundaries 由图4(a)可见，原奥氏体晶界上形成的细小晶粒， 无变形，由表2可见，试样4中大角晶界（≥15）的 直径都在1.5m以下，大多数晶粒之间，以及与相 平均间距为4.1m,其尺度是试样2平均间距的3 邻的贝氏体板条之间为大角晶界（如图4(b)所示的 倍.试样3、试样4在-20℃的冲击韧性分别为 大角晶界).可见，奥氏体变形导致了晶界上非共格 64和278J,随着有效晶粒的粗化，其韧性也相应恶 相变产物的形核. 化显然，越依赖于利用增加非再结晶区奥氏体变 图5为试样3和4原奥氏体晶界附近和晶内组 形和增加冷却速率等TMCP技术手段提高钢板的韧 织取向差分布图.试样3和试样4原奥氏体晶界附 性，该钢焊接热影响区的韧性对热输入量越敏感. 近的大角晶界间距分别为6.0、1.1μm.表2给出试 由整个试样的取向差分布特征来看（图6），试 样2、试样3、试样4在奥氏体晶界附近及原奥氏体 样2（奥氏体形变和快冷速）有最高的大角晶界密 晶粒内大角晶界的实际间距，可见，原奥氏体晶粒内 度，试样1（奥氏体形变和中等冷速）次之，然后是试 部大角度晶界密度均更低.对于无变形大热输入量 样4（无变形量和快冷速），而试样3（无变形量和慢 模拟得到的试样3，由于原奥氏体晶粒更粗大，g5长 冷速)的大角晶界密度最低.变形和冷速的增加都 导致冷却速率慢等原因使得相变驱动力很小，有效 有利于大角晶界密度的增加.大角晶界主要出现在 晶粒几乎就是原奥氏体晶粒尺寸回.对于试样4， 两个位置：一是原奥氏体晶界处；二是产生于属于不 减少焊接热输入量，不但能有效抑制原奥氏体晶粒 同贝茵组的相变组织之间.此外，小角晶界上细小 的粗化（对比图2(b)和(d)中原奥氏体晶粒），还能 弥散的马/奥(M/A)组元也有可能起着大角晶界的 提高相变冷却速率，增加相变驱动力，有利于有效晶 作用.所以，充分细化并压扁原奥氏体晶粒，弱 粒尺寸细化，但是由于奥氏体在非再结晶温度以下 化相变过程的变体选择，得到弥散的M/A,是提高

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 2 试样的衬度图和大角晶界勾勒图． ( a) 试样 3 衬度图; ( b) 试样 3 大角晶界勾勒图; ( c) 试样 4 衬度图; ( d) 试样 4 大角晶界勾勒图 Fig． 2 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries of samples: ( a) Sample 3，band contrast map; ( b) Sample 3，distributions of high angle boundaries; ( c) Sample 4，band contrast map; ( d) Sample 4，distributions of high angle boundaries 由图 4( a) 可见，原奥氏体晶界上形成的细小晶粒， 直径都在 1. 5 μm 以下，大多数晶粒之间，以及与相 邻的贝氏体板条之间为大角晶界( 如图 4( b) 所示的 大角晶界) ． 可见，奥氏体变形导致了晶界上非共格 相变产物的形核． 图 5 为试样 3 和 4 原奥氏体晶界附近和晶内组 织取向差分布图． 试样 3 和试样 4 原奥氏体晶界附 近的大角晶界间距分别为 6. 0、1. 1 μm． 表 2 给出试 样 2、试样 3、试样 4 在奥氏体晶界附近及原奥氏体 晶粒内大角晶界的实际间距，可见，原奥氏体晶粒内 部大角度晶界密度均更低． 对于无变形大热输入量 模拟得到的试样 3，由于原奥氏体晶粒更粗大，t8 /5长 导致冷却速率慢等原因使得相变驱动力很小，有效 晶粒几乎就是原奥氏体晶粒尺寸［9］． 对于试样 4， 减少焊接热输入量，不但能有效抑制原奥氏体晶粒 的粗化( 对比图 2( b) 和( d) 中原奥氏体晶粒) ，还能 提高相变冷却速率，增加相变驱动力，有利于有效晶 粒尺寸细化，但是由于奥氏体在非再结晶温度以下 无变形，由表 2 可见，试样 4 中大角晶界( ≥15°) 的 平均间距为 4. 1 μm，其尺度是试样 2 平均间距的 3 倍． 试样 3、试样 4 在 － 20 ℃ 的冲击韧性［9］分别为 64 和 278 J，随着有效晶粒的粗化，其韧性也相应恶 化． 显然，越依赖于利用增加非再结晶区奥氏体变 形和增加冷却速率等 TMCP 技术手段提高钢板的韧 性，该钢焊接热影响区的韧性对热输入量越敏感． 由整个试样的取向差分布特征来看( 图 6) ，试 样 2( 奥氏体形变和快冷速) 有最高的大角晶界密 度，试样 1( 奥氏体形变和中等冷速) 次之，然后是试 样 4( 无变形量和快冷速) ，而试样 3( 无变形量和慢 冷速) 的大角晶界密度最低． 变形和冷速的增加都 有利于大角晶界密度的增加． 大角晶界主要出现在 两个位置: 一是原奥氏体晶界处; 二是产生于属于不 同贝茵组的相变组织之间． 此外，小角晶界上细小 弥散的马/奥( M/A) 组元也有可能起着大角晶界的 作用［16］． 所以，充分细化并压扁原奥氏体晶粒，弱 化相变过程的变体选择，得到弥散的 M/A，是提高 ·292·

第3期 缪成亮等：奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ·293· 位置1 40 020 0 0 10 15 20 25 30 距离m 位置2 位置 0020 从 15 0 25 30 35 20um 距离hnm 位置3 40 1020 0 8121620242832 距离Mm 图3试样2的衬度图及原奥氏体品界及品内不同位置的取向差分布 Fig.3 Band contrast map of Sample 2 and distributions of misorientation at grains boundaries 细小的铁素体晶粒 原奥氏体晶界 111 204m 00I 10 图4试样2中原奥氏体品界上铁素体品粒的村度图(a)、取向特征图（黑线：取向差大于15）(b)和取向图的图例(c) Fig.4 Band contrast map (a),orientation map with boundaries more than 15(black lines)(b),and inverse pole figure legend (c)of fine ferrite grains at prior austenite boundaries in Sample 2

第 3 期 缪成亮等: 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 图 3 试样 2 的衬度图及原奥氏体晶界及晶内不同位置的取向差分布 Fig． 3 Band contrast map of Sample 2 and distributions of misorientation at grains boundaries 图 4 试样 2 中原奥氏体晶界上铁素体晶粒的衬度图( a) 、取向特征图( 黑线: 取向差大于 15°) ( b) 和取向图的图例( c) Fig． 4 Band contrast map ( a) ，orientation map with boundaries more than 15° ( black lines) ( b) ，and inverse pole figure legend ( c) of fine ferrite grains at prior austenite boundaries in Sample 2 ·293·

·294· 北京科技大学学报 第34卷 位置1 50 4 20 0 0 4 1216 2024 2 距离m 位置2 504 1216202428 距离m 位置1 50 40 10 4 6 810121416 距离加m 位置2 0 40 10 0 6 810 121416 距离m 图5试样原奥氏体品界及品粒不同位置取向差分布图.()试样3：(b)试样4 Fig.5 Distributions of misorientation at the prior austenite boundaries and in the austenite grain interior of Sample 3 (a)and Sample 4 (b) 试样1 改变显微组织的类型及各相含量7，显微组织类别 ☑试样2 的改变也影响着大角晶界的分布特征，大取向差可 图试样3 试样4 来自于属于不同贝茵组的显微组织2).相变驱 10 动力是组织转变的重要因素之一，低碳贝氏体类型 钢在连续冷却过程中，会依赖合金淬透性及实际冷 却速率而转变为不同的特征组织，如针状铁素体、粒 状贝氏体、板条贝氏体和马/奥组元(M/A)图.对 5-15 ≥15 取向差 于低C高Mn高Nb贝氏体管线钢，控轧控冷条件直 接影响最终相变产物，对比试样1和试样2，同样在 图6不同试样的取向差分布特征（≥5°：扫描面积为1000 62%的非再结晶区变形条件下，得到宽度相近的薄 μm×1000μm) Fig.6 Distribution characteristics of misorientation of all sam- 饼状原奥氏体晶粒（图1），而冷却速率的提高使主 ples(≥5°；scanned area1000μmX1000um) 要的显微组织从针状铁素体转变为板条贝氏体，大 低碳贝氏体管线钢中大角晶界密度的有效手段 角晶界密度明显增加.对于管线钢，如添加Mo、高 Nb或高Mn都会引起淬透性的改变-，影响不同 3分析讨论 冷速条件下最终的显微组织，从而改变大角晶品界密 3.1淬透性及冷却速率对相变产物变体选择的 度特征. 影响 对于焊接热影响区组织，如果焊接热输入量高， 合金淬透性、冷却速率及冷却方式的不同可以 该区域冷却速率慢，就会在较高温度相变，变体选择

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 5 试样原奥氏体晶界及晶粒不同位置取向差分布图 . ( a) 试样 3; ( b) 试样 4 Fig． 5 Distributions of misorientation at the prior austenite boundaries and in the austenite grain interior of Sample 3 ( a) and Sample 4 ( b) 图 6 不同试样的取向差分布特征( ≥5°; 扫描面积为 1 000 μm × 1 000 μm) Fig． 6 Distribution characteristics of misorientation of all sam￾ples ( ≥5°; scanned area 1 000 μm × 1 000 μm) 低碳贝氏体管线钢中大角晶界密度的有效手段． 3 分析讨论 3. 1 淬透性及冷却速率对相变产物变体选择的 影响 合金淬透性、冷却速率及冷却方式的不同可以 改变显微组织的类型及各相含量［17］，显微组织类别 的改变也影响着大角晶界的分布特征，大取向差可 来自于属于不同贝茵组的显微组织［12--13］． 相变驱 动力是组织转变的重要因素之一，低碳贝氏体类型 钢在连续冷却过程中，会依赖合金淬透性及实际冷 却速率而转变为不同的特征组织，如针状铁素体、粒 状贝氏体、板条贝氏体和马/奥组元( M/A) ［18］． 对 于低 C 高 Mn 高 Nb 贝氏体管线钢，控轧控冷条件直 接影响最终相变产物，对比试样 1 和试样 2，同样在 62% 的非再结晶区变形条件下，得到宽度相近的薄 饼状原奥氏体晶粒( 图 1) ，而冷却速率的提高使主 要的显微组织从针状铁素体转变为板条贝氏体，大 角晶界密度明显增加． 对于管线钢，如添加 Mo、高 Nb 或高 Mn 都会引起淬透性的改变［1--2］，影响不同 冷速条件下最终的显微组织，从而改变大角晶界密 度特征． 对于焊接热影响区组织，如果焊接热输入量高， 该区域冷却速率慢，就会在较高温度相变，变体选择 ·294·

第3期 缪成亮等：奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ·295· 较强，形成晶体取向单一的粒状贝氏体组织，M/A 的取向.对比试样3和试样4，试样3无变形且相变 也很粗大（图2(a)).如果通过增加合金含量提高 冷却速率仅为5℃·s1,所谓的贝氏体束基本上就 淬透性，虽然可以增加相变驱动力，但降低相变开始 是原奥氏体晶粒，试样4的冷却速率达到30℃· 温度的同时也降低了相变结束温度，这样在高热输 s,由于相变驱动力增加，相变温度降低，在原奥氏 入条件下，虽然相对弱化变体选择，但也伴随形成大 体晶粒内部分成很多个贝氏体束，然而这些贝氏体 尺寸的M/A组元，恶化材料的韧性.如果综合考虑 束与奥氏体母相应该符合一定的取向关系，即贝氏 合金化、热输入量的影响，就可优化热影响区组织， 体束应该归属不同的贝茵组，这类贝氏体束对韧性 得到更多大角品界，同时形成更弥散的M/A组元. 的贡献还不十分明确，Morris和Guo等2-)认为连 3.2奥氏体形变对贝氏体相变晶体学取向的影响 续冷却过程中的相变形核是一种共格过程，产物和 对比试样2和试样4，两个试样冷却速率基本 母相之间保持特定的取向关系，并认为共格相变条 “致，较高的冷却速率增加了相变驱动力，两者的相 件下形成的贝氏体束及产物对抑制脆性裂纹的产生 变组织都主要为板条贝氏体，贝氏体束取向符合贝 及发展，不如非共格相变产物的作用大.试样3与 茵变体选择.所不同的是前者奥氏体经过静态 试样4韧性的差异，除大角度晶界密度不同外，组织 再结晶，原奥氏体晶粒充分细化，并且在非再结晶温 中M/A的数量、大小也应是影响韧性的另外原因， 度区充分压扁，而后者在1300℃进行短时奥氏体化 因为试样3的M/A尺寸比试样4的大，分布不如试 后，并未变形 样4弥散回.目前，奥氏体形变对变体选择现象的 两者原奥氏体晶界位置附近的晶体取向选择均 影响研究不多，缺乏一致的看法：但本论文研究发 差异较大，但变形奥氏体晶界处（试样2）的大角度 现，无变形条件下变体选择单一，呈现强选择性，这 晶界密度更高.衬度图和取向特征图显示，在压扁 和He等的研究结果一致.如果Bain、KS 奥氏体晶界处存在很细小的晶粒，这些晶粒的形成 (Kurdjumov-Sachs)NW(Nishiyama-Wassermann) 显然与奥氏体形变有关.对于奥氏体晶粒内部组织 取向关系条件下的相同变体受到限制而减少，弱化 的大角晶界分布，由图3中位置3处大角晶界密度 变体选择，增加不同变体数量，才有可能增加大角晶 可见，虽然满足贝氏体相变取向关系时大角度晶界 界密度，真正细化有效品粒尺寸 密度较奥氏体晶界处下降，但仍比试样4（图5(b)) 同一奥氏体中，晶界处和晶粒内的大角晶界密 的奥氏体晶粒内大角晶界密度高（表2）.变形的加 度的不同，使得这两个区域的有效晶粒尺寸分布不 入可以增加同一原奥氏体品粒内相变产物的不同取 均，原奥氏体晶界处抑制裂纹扩展的能力更强.充 向0，增加不同贝氏体变体的数量，可进一步提高 分压扁奥氏体晶粒，有利于大角晶界密度的整体提 大角晶界的密度 高.此外，形变和冷却速率的提高能同时减小品界 无变形条件下，无论是高冷速还是低冷速，单个 处与晶粒内大角晶界之间的距离，同时也能弱化这 原奥氏体晶粒内部分为贝氏体束和板条/片，贝氏体 两个区域内大角晶界密度之间的差异（表2）.裂纹 束之间为大角度晶界，贝氏体束内部，板条/片之间 的扩展由显微组织中最薄弱的区域控制，弱化大角 为小角度晶界，板条之间都大致保持着相近或相同 品界间距的差异，也可有效改善材料的韧性 表2各试样中不同区域的大角品界平均间距 Table 2 Average spacing of high angle boundaries (215)in different regions of tested samples 大角品界的平均间距（≥15）/m 试样 整个扫描区域 奥氏体品界处（基于图3和图5） 奥氏体品粒内部（基于图3和图5） 2 1.3 1.0 2.6 3 11.2 6.0 >9.0 4 4.1 1.1 >3.4 另外，由本研究可见，大变形可以造成铁素体晶 (通过共格转变生成)是不同的.后者会随机地与品 粒在原奥氏体晶界的动态形核，或者是铁素体非共 界一侧的奥氏体晶粒保持取向关系，但会向没有取 格转变，这种晶界铁素体与两侧的母相奥氏体晶粒 向关系的另一侧奥氏体晶粒内生长，而随后相变 不保持取向关系5.21，与相变开始(Ar,)温度以 所得的贝氏体和各自的母相奥氏体保持的取向关 下连续冷却或等温过程中生成的晶界铁素体晶粒 系，这就容易造成大部分铁素体晶粒和一侧相邻贝

第 3 期 缪成亮等: 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 较强，形成晶体取向单一的粒状贝氏体组织，M/A 也很粗大( 图 2( a) ) ． 如果通过增加合金含量提高 淬透性，虽然可以增加相变驱动力，但降低相变开始 温度的同时也降低了相变结束温度，这样在高热输 入条件下，虽然相对弱化变体选择，但也伴随形成大 尺寸的 M/A 组元，恶化材料的韧性． 如果综合考虑 合金化、热输入量的影响，就可优化热影响区组织， 得到更多大角晶界，同时形成更弥散的 M/A 组元． 3. 2 奥氏体形变对贝氏体相变晶体学取向的影响 对比试样 2 和试样 4，两个试样冷却速率基本 一致，较高的冷却速率增加了相变驱动力，两者的相 变组织都主要为板条贝氏体，贝氏体束取向符合贝 茵变体选择［19］． 所不同的是前者奥氏体经过静态 再结晶，原奥氏体晶粒充分细化，并且在非再结晶温 度区充分压扁，而后者在 1 300 ℃进行短时奥氏体化 后，并未变形． 两者原奥氏体晶界位置附近的晶体取向选择均 差异较大，但变形奥氏体晶界处( 试样 2) 的大角度 晶界密度更高． 衬度图和取向特征图显示，在压扁 奥氏体晶界处存在很细小的晶粒，这些晶粒的形成 显然与奥氏体形变有关． 对于奥氏体晶粒内部组织 的大角晶界分布，由图 3 中位置 3 处大角晶界密度 可见，虽然满足贝氏体相变取向关系时大角度晶界 密度较奥氏体晶界处下降，但仍比试样 4( 图 5( b) ) 的奥氏体晶粒内大角晶界密度高( 表 2) ． 变形的加 入可以增加同一原奥氏体晶粒内相变产物的不同取 向［20］，增加不同贝氏体变体的数量，可进一步提高 大角晶界的密度． 无变形条件下，无论是高冷速还是低冷速，单个 原奥氏体晶粒内部分为贝氏体束和板条/片，贝氏体 束之间为大角度晶界，贝氏体束内部，板条/片之间 为小角度晶界，板条之间都大致保持着相近或相同 的取向． 对比试样 3 和试样 4，试样 3 无变形且相变 冷却速率仅为 5 ℃·s － 1 ，所谓的贝氏体束基本上就 是原奥氏体晶粒，试样 4 的冷却速率达到 30 ℃· s － 1 ，由于相变驱动力增加，相变温度降低，在原奥氏 体晶粒内部分成很多个贝氏体束，然而这些贝氏体 束与奥氏体母相应该符合一定的取向关系，即贝氏 体束应该归属不同的贝茵组，这类贝氏体束对韧性 的贡献还不十分明确，Morris 和 Guo 等［12--13］认为连 续冷却过程中的相变形核是一种共格过程，产物和 母相之间保持特定的取向关系，并认为共格相变条 件下形成的贝氏体束及产物对抑制脆性裂纹的产生 及发展，不如非共格相变产物的作用大． 试样 3 与 试样 4 韧性的差异，除大角度晶界密度不同外，组织 中 M/A 的数量、大小也应是影响韧性的另外原因， 因为试样 3 的 M/A 尺寸比试样 4 的大，分布不如试 样 4 弥散［9］． 目前，奥氏体形变对变体选择现象的 影响研究不多，缺乏一致的看法; 但本论文研究发 现，无变形条件下变体选择单一，呈现强选择性，这 和 He 等［21］ 的 研 究 结 果 一 致． 如 果 Bain、KS ( Kurdjumov-Sachs) 和 NW( Nishiyama-Wassermann) 取向关系条件下的相同变体受到限制而减少，弱化 变体选择，增加不同变体数量，才有可能增加大角晶 界密度，真正细化有效晶粒尺寸． 同一奥氏体中，晶界处和晶粒内的大角晶界密 度的不同，使得这两个区域的有效晶粒尺寸分布不 均，原奥氏体晶界处抑制裂纹扩展的能力更强． 充 分压扁奥氏体晶粒，有利于大角晶界密度的整体提 高． 此外，形变和冷却速率的提高能同时减小晶界 处与晶粒内大角晶界之间的距离，同时也能弱化这 两个区域内大角晶界密度之间的差异( 表 2) ． 裂纹 的扩展由显微组织中最薄弱的区域控制，弱化大角 晶界间距的差异，也可有效改善材料的韧性． 表 2 各试样中不同区域的大角晶界平均间距 Table 2 Average spacing of high angle boundaries ( ≥15°) in different regions of tested samples 试样 大角晶界的平均间距( ≥15°) / μm 整个扫描区域 奥氏体晶界处( 基于图 3 和图 5) 奥氏体晶粒内部( 基于图 3 和图 5) 2 1. 3 1. 0 2. 6 3 11. 2 6. 0 ＞ 9. 0 4 4. 1 1. 1 ＞ 3. 4 另外，由本研究可见，大变形可以造成铁素体晶 粒在原奥氏体晶界的动态形核，或者是铁素体非共 格转变，这种晶界铁素体与两侧的母相奥氏体晶粒 不保持取向关系［15，21--22］，与相变开始( Ar3 ) 温度以 下连续冷却或等温过程中生成的晶界铁素体晶粒 ( 通过共格转变生成) 是不同的． 后者会随机地与晶 界一侧的奥氏体晶粒保持取向关系，但会向没有取 向关系的另一侧奥氏体晶粒内生长［23］，而随后相变 所得的贝氏体和各自的母相奥氏体保持的取向关 系，这就容易造成大部分铁素体晶粒和一侧相邻贝 ·295·

·296· 北京科技大学学报 第34卷 氏体晶体取向呈小取向差，而与一侧呈大取向 CuiT X,Shang C J,Miao C L,et al.Effect of the composition 差.试样2的电子背散射衍射结果（图4(b)清 and process on microstructure and properties of X80 pipeline hot strip steel.fron Steel,2009,44(4)55 晰显示，变形奥氏体晶界产生的细小铁素体晶粒大 (崔天燮，尚成嘉，缪成亮，等.X80热连轧管线钢的成分、工艺 部分各自取向不同，晶粒之间显示为大角晶界，与两 对组织及性能的影响.钢铁，2009,44(4)：55) 侧相邻贝氏体也呈现出大取向差特征，这种大取向 B3]Miao C L,Shang C J,Zhang G D,et al.Recrystallization and 差的晶粒能阻碍铁素体自身在生长过程中的合 strain accumulation behaviors of high Nb-bearing line pipe steel in 并的，有利于原奥氏体晶界上大角晶界密度的提 plate and strip rolling.Mater Sci Eng A,2010,527 (18/19): 高。另外，这些非共格的铁素体晶粒在共格相变（连 4985 [4] 续冷却过程)转变之前生成，使奥氏体/奥氏体界面 Muszka K,Majta J,Hodgson P D.Modeling of the mechanical behavior of nanostructured HSLA steels.IS//Int,2007,47 (8): 改变为奥氏体/铁素体界面，界面类型的改变将对接 1221 下来的贝氏体相变行为产生影响，同时也会改变变 5]Koo J Y,Luton M J,Bangaru N V,et al.Metallurgical design of 体选择特征产生影响46-m,使晶粒内变体选择更 ultra-high strength steels for gas pipelines.Int Offshore Polar 丰富，这一点仍需要进一步的研究. Eng,2004,14(1):2 [ Gourgues A F,Flower H M,Lindley TC.Electron backseattering 4结论 diffraction study of acicular ferrite,bainite,and martensite steel microstructures.Mater Sci Technol,2000,16(1):26 (1)在低碳高铌贝氏体管线钢中，相对于原奥 [7]Tomio Y,Furuhara T,Maki T.Effect of cooling rate on superelas- 氏体晶粒内部的相变组织，原奥氏体晶界附近表现 ticity and microstructure evolution in Ti-0V2Fe3Al and Ti-0V- 出更高的大角晶界密度，即较小的有效晶粒尺寸. 2Fe3Al-0.2N alloys.Mater Trans,2009,50(12):2731 其焊接热模拟试样，当无奥氏体变形且冷却过程缓 8] Furuhara T,Takayama N,Miyamoto G.Key factors in grain re- 慢(5℃·s),原奥氏体晶界处和原奥氏体内部相 finement of martensite and bainite.Mater Sci Forum,2010,638- 642:3044 变组织的大角晶界平均间距分别为6μm和大于 [9]Miao C L,Shang C J,Wang X M,et al.Microstructure and 9um,而经62%的非再结晶区变形以及大于30℃· toughness of HAZ in X80 pipeline steel with high Nb content.Acta s的冷却速率冷却得到的贝氏体组织中，两处的大 Metall Sin,2010,46(5):541 角晶界平均间距细化到1.0m和2.6μm. (缪成亮，尚成嘉，王学敏，等.高NbX80管线钢焊接热影响 (2)增加冷却速率和非再结晶区变形都能有效 区显微组织与韧性.金属学报，2010,46(5)：541) [10]Diaz-fuentes M,Iza-mendia A,Gutierrez I.Analysis of different 提高中温相变组织中总的大角晶界（≥15）密度， acicular ferrite microstructures in low-carbon steels by electron 两者能有效增加相变驱动力，有效利用弱化变体选 backscattered diffraction:study of their toughness behavior.Met- 择，增加大角晶界数量.对于焊接热影响区组织，在 all Mater Trans A,2003,34(11)2505 无变形条件下只能通过增加冷却速率（控制tgs)来 [11]Hwang B,Kim Y G,Lee S,et al.Effective grain size and 弱化变体选择，细化M/A组元，以此保证韧性.此 Charpy impact properties of high-oughness X70 pipeline steels. 外，较大的非再结晶区变形，除了能使奥氏体扁平 Metall Mater Trans A,2005,36(8):2107 [12]Morris J W Jr,Lee C S,Guo Z.The nature and consequences of 化，增加单位面积的原奥氏体晶界数量外，也有可能 coherent transformations in steel.IS/J Int,2003,43(3):410 导致动态相变，细小的铁素体晶粒出现在原奥氏体 [13]Guo Z,Lee C S,Morris J W.On coherent transformations in 晶界上，而这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取 steel.Acta Mater,2004,52(19):5511 向差 [14]Morris J W,Guo Z,Krenn C R,et al.The limits of strength and (3)充分细化并压扁原奥氏体晶粒，通过控制 toughness in steel./S//Int,2001,41 (6):599 冷却速率来控制相变过程，提高相变驱动力，弱化变 [15]Adachi Y,Xu P G,Tomota Y.Crystallography and kinetics of dynamic transformation in steels.IS//Int,2008,48(8):510 体选择，并得到充分弥散的M/A,是提高低碳贝氏 [16] Zhong Y,Xiao F R,Zhang J W,et al.In situ TEM study of the 体钢中大角晶界密度的有效手段. effect of M/A films at grain boundaries on crack propagation in an ultra-fine acicular ferrite pipeline steel.Acta Mater,2006,54 参考文献 (2):435 [Miao C L,Shang C J,Cao J P,et al.Grain refinement and micro- [17]He X L,Shang C J,Yang S W,et al.Ultra-Low Carbon Bainitic structure control of HTP X80 pipeline steel./ron Steel,2009,44 Steel with High Performance.Beijing:Metallurgical Industry (3):62 Pre5s,2008:85 (缪成亮，尚成嘉，曹建平，等.HTPX80管线钢的品粒细化与 (贺信莱，尚成嘉，杨善武，等.高性能低碳贝氏体钢.北京： 组织控制.钢铁，2009,44(3)：62) 治金出版社，2008：85)

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 氏体晶体取向呈小取向差，而与一侧呈大取向 差［24］． 试样 2 的电子背散射衍射结果( 图 4( b) ) 清 晰显示，变形奥氏体晶界产生的细小铁素体晶粒大 部分各自取向不同，晶粒之间显示为大角晶界，与两 侧相邻贝氏体也呈现出大取向差特征，这种大取向 差的晶粒能阻碍铁素体自身在生长过程中的合 并［25］，有利于原奥氏体晶界上大角晶界密度的提 高． 另外，这些非共格的铁素体晶粒在共格相变( 连 续冷却过程) 转变之前生成，使奥氏体/奥氏体界面 改变为奥氏体/铁素体界面，界面类型的改变将对接 下来的贝氏体相变行为产生影响，同时也会改变变 体选择特征产生影响［24，26--27］，使晶粒内变体选择更 丰富，这一点仍需要进一步的研究． 4 结论 ( 1) 在低碳高铌贝氏体管线钢中，相对于原奥 氏体晶粒内部的相变组织，原奥氏体晶界附近表现 出更高的大角晶界密度，即较小的有效晶粒尺寸． 其焊接热模拟试样，当无奥氏体变形且冷却过程缓 慢( 5 ℃·s － 1 ) ，原奥氏体晶界处和原奥氏体内部相 变组织的大角晶界平均间距分别为 6 μm 和大于 9 μm，而经 62% 的非再结晶区变形以及大于 30 ℃· s － 1 的冷却速率冷却得到的贝氏体组织中，两处的大 角晶界平均间距细化到 1. 0 μm 和 2. 6 μm． ( 2) 增加冷却速率和非再结晶区变形都能有效 提高中温相变组织中总的大角晶界( ≥15°) 密度， 两者能有效增加相变驱动力，有效利用弱化变体选 择，增加大角晶界数量． 对于焊接热影响区组织，在 无变形条件下只能通过增加冷却速率( 控制 t8 /5 ) 来 弱化变体选择，细化 M/A 组元，以此保证韧性． 此 外，较大的非再结晶区变形，除了能使奥氏体扁平 化，增加单位面积的原奥氏体晶界数量外，也有可能 导致动态相变，细小的铁素体晶粒出现在原奥氏体 晶界上，而这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取 向差． ( 3) 充分细化并压扁原奥氏体晶粒，通过控制 冷却速率来控制相变过程，提高相变驱动力，弱化变 体选择，并得到充分弥散的 M/A，是提高低碳贝氏 体钢中大角晶界密度的有效手段． 参 考 文 献 ［1］ Miao C L，Shang C J，Cao J P，et al． Grain refinement and micro￾structure control of HTP X80 pipeline steel． Iron Steel，2009，44 ( 3) : 62 ( 缪成亮，尚成嘉，曹建平，等． HTP X80 管线钢的晶粒细化与 组织控制． 钢铁，2009，44( 3) : 62) ［2］ Cui T X，Shang C J，Miao C L，et al． Effect of the composition and process on microstructure and properties of X80 pipeline hot strip steel． Iron Steel，2009，44( 4) : 55 ( 崔天燮，尚成嘉，缪成亮，等． X80 热连轧管线钢的成分、工艺 对组织及性能的影响． 钢铁，2009，44( 4) : 55) ［3］ Miao C L，Shang C J，Zhang G D，et al． Recrystallization and strain accumulation behaviors of high Nb-bearing line pipe steel in plate and strip rolling． Mater Sci Eng A，2010，527 ( 18 /19 ) : 4985 ［4］ Muszka K，Majta J，Hodgson P D． Modeling of the mechanical behavior of nanostructured HSLA steels． ISIJ Int，2007，47( 8) : 1221 ［5］ Koo J Y，Luton M J，Bangaru N V，et al． Metallurgical design of ultra-high strength steels for gas pipelines． Int J Offshore Polar Eng，2004，14( 1) : 2 ［6］ Gourgues A F，Flower H M，Lindley T C． Electron backscattering diffraction study of acicular ferrite，bainite，and martensite steel microstructures． Mater Sci Technol，2000，16( 1) : 26 ［7］ Tomio Y，Furuhara T，Maki T． Effect of cooling rate on superelas￾ticity and microstructure evolution in Ti-10V-2Fe-3Al and Ti-10V- 2Fe-3Al-0. 2N alloys． Mater Trans，2009，50( 12) : 2731 ［8］ Furuhara T，Takayama N，Miyamoto G． Key factors in grain re￾finement of martensite and bainite． Mater Sci Forum，2010，638-- 642: 3044 ［9］ Miao C L，Shang C J，Wang X M，et al． Microstructure and toughness of HAZ in X80 pipeline steel with high Nb content． Acta Metall Sin，2010，46( 5) : 541 ( 缪成亮，尚成嘉，王学敏，等． 高 Nb X80 管线钢焊接热影响 区显微组织与韧性． 金属学报，2010，46( 5) : 541) ［10］ Diaz-fuentes M，Iza-mendia A，Gutierrez I． Analysis of different acicular ferrite microstructures in low-carbon steels by electron backscattered diffraction: study of their toughness behavior． Met￾all Mater Trans A，2003，34( 11) : 2505 ［11］ Hwang B，Kim Y G，Lee S，et al． Effective grain size and Charpy impact properties of high-toughness X70 pipeline steels． Metall Mater Trans A，2005，36( 8) : 2107 ［12］ Morris J W Jr，Lee C S，Guo Z． The nature and consequences of coherent transformations in steel． ISIJ Int，2003，43( 3) : 410 ［13］ Guo Z，Lee C S，Morris J W． On coherent transformations in steel． Acta Mater，2004，52( 19) : 5511 ［14］ Morris J W，Guo Z，Krenn C R，et al． The limits of strength and toughness in steel． ISIJ Int，2001，41( 6) : 599 ［15］ Adachi Y，Xu P G，Tomota Y． Crystallography and kinetics of dynamic transformation in steels． ISIJ Int，2008，48( 8) : 510 ［16］ Zhong Y，Xiao F R，Zhang J W，et al． In situ TEM study of the effect of M/A films at grain boundaries on crack propagation in an ultra-fine acicular ferrite pipeline steel． Acta Mater，2006，54 ( 2) : 435 ［17］ He X L，Shang C J，Yang S W，et al． Ultra-Low Carbon Bainitic Steel with High Performance． Beijing: Metallurgical Industry Press，2008: 85 ( 贺信莱，尚成嘉，杨善武，等． 高性能低碳贝氏体钢． 北京: 冶金出版社，2008: 85) ·296·

第3期 缪成亮等：奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ·297· [18]Zajac S,Schwinn V,Tacke K H.Characterization and quantifi- tion.Acta Metall,1978,26(2)333 cation of complex bainitic microstructures in high and ultra-high 24]Cui G B,Guo H,Yang S W,et al.Influence of interface be- strength linepipe steels.Mate Sci Forum,2005,500/501:387 tween grain boundary ferrite and prior austenite on bainite trans- [19]He Y,Godet S,Jacques P J,et al.A study of the y-to-trans- formation in a low carbon steel.Acta Metall Sin,2009,45(6): formation using EBSD techniques.Mater Sci Forum,2005,495- 680 497:1201 (崔桂彬，郭晖，杨善武，等.低碳钢中品界铁素体/原奥氏体 20]Fujiwara K,Okaguchi S,Ohtani H.Effect of hot deformation on 界面对贝氏体转变的影响.金属学报，2009,45(6)：680) bainite structure in low carbon steels.IS//Int,1995,35(8): [25] Hemandez D,Diaz-Fuentes M,Lopez B,et al.Study of grain 1006 boundary ferrite nucleation in V microalloyed steels by EBSD. 1]He Y,Godet Jacques PJ,et al.Crystallographic features of Mater Sci Forum,2003,426-432:1151 the yo-transformation in a Nb-added transformation-induced [26]Babu S S,Bhadeshia H K D H.A direct study of grain boundary plasticity steel.Metall Mater Trans A,2006,37 (9):2641 allotriomorphie ferrite crystallography.Mater Sci Eng A,1991, 222]Massalski T B.Massive transformations revisited.Metall Mater 142(2):209 Trans A,2002,33(8):2277 227]Quidort D,Brechet Y J M.Isothermal growth kinetics of bainite 23]Hillert M,Purdy G R.Chemically induced grain boundary migra- in 0.5%C steels.Acta Mater,2001,49(20):4161

第 3 期 缪成亮等: 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ［18］ Zajac S，Schwinn V，Tacke K H． Characterization and quantifi￾cation of complex bainitic microstructures in high and ultra-high strength linepipe steels． Mate Sci Forum，2005，500 /501: 387 ［19］ He Y，Godet S，Jacques P J，et al． A study of the γ-to-α trans￾formation using EBSD techniques． Mater Sci Forum，2005，495- -497: 1201 ［20］ Fujiwara K，Okaguchi S，Ohtani H． Effect of hot deformation on bainite structure in low carbon steels． ISIJ Int，1995，35 ( 8) : 1006 ［21］ He Y，Godet S，Jacques P J，et al． Crystallographic features of the γ-to-α transformation in a Nb-added transformation-induced plasticity steel． Metall Mater Trans A，2006，37( 9) : 2641 ［22］ Massalski T B． Massive transformations revisited． Metall Mater Trans A，2002，33( 8) : 2277 ［23］ Hillert M，Purdy G R． Chemically induced grain boundary migra￾tion． Acta Metall，1978，26( 2) : 333 ［24］ Cui G B，Guo H，Yang S W，et al． Influence of interface be￾tween grain boundary ferrite and prior austenite on bainite trans￾formation in a low carbon steel． Acta Metall Sin，2009，45( 6) : 680 ( 崔桂彬，郭晖，杨善武，等． 低碳钢中晶界铁素体/原奥氏体 界面对贝氏体转变的影响． 金属学报，2009，45( 6) : 680) ［25］ Hemandez D，Diaz-Fuentes M，Lopez B，et al． Study of grain boundary ferrite nucleation in V microalloyed steels by EBSD． Mater Sci Forum，2003，426--432: 1151 ［26］ Babu S S，Bhadeshia H K D H． A direct study of grain boundary allotriomorphic ferrite crystallography． Mater Sci Eng A，1991， 142( 2) : 209 ［27］ Quidort D，Brechet Y J M． Isothermal growth kinetics of bainite in 0. 5% C steels． Acta Mater，2001，49( 20) : 4161 ·297·