不同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变过程铁素体超细化

D0I:10.13374/i.is8n1001053x.2001.05.015 第26卷第5期 北京科技大学学报 VoL26 No.5 2004年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2004 不同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变 过程铁素体超细化 周荣锋)杨王玥”孙祖庆)何建平) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 3)昆明理工大学机电工程学院，昆明650093 摘要研究了低碳钢过冷奥氏体在760℃，形变速率为1s'和10s变形时组织演变规律. 结果表明，形变速率为1s'时真应力一应变曲线双峰特征为形变强化相变和铁素体动态再结 晶的表征，相变形核集中在铁素体/奥氏体相界前沿奥氏体高畸变区，晶粒长大在时间和空间 上受到限制，细化能力较高：形变速率提高到10s'时，相变动力学提前，曲线只表现为形变强 化相变的单峰特征，相变形核除了在上述铁素体/奥氏体相界前沿奥氏体高畸变区，还分布到 奥氏体晶内各处，晶粒间约束有所减小，尺寸稍大.通过形变强化相变和铁素体动态再结晶 可以获得平均晶粒尺寸为(1.98±1.07)m和(2.331.01)m(10s)左右的徽细铁素体晶粒. 关键词低碳钢；形变强化相变：铁素体动态再结晶；晶粒细化；形变速率 分类号TG1112,TG142.31 “形变强化相变”的学术思路已被系统地证 程组织演变的研究，探讨形变速率对低碳钢形变 实为一种在低碳钢中有效细化铁素体晶粒的途 强化相变的影响，分析铁素体晶粒细化机制， 径.它是一个以形核为主的过程，形变过程中铁 素体在铁素体/奥氏体相界前沿奥氏体一侧或形 1实验方法 变带上反复形核，长大在几何空间和时间上受到 实验用钢经真空感应熔炼获得铸锭，再经 限制，晶粒得以大大细化，这是晶粒细化的主要 1100℃保温1h后锻为直径11mm的棒料，终锻 原因.其中涉及到过冷奥氏体向铁素体的动态 温度为850℃，锻后正火，使原始组织尽可能均 转变，使得相变、奥氏体变形、铁素体变形同时存 匀，其化学成分为Fe0.16C0.17Si0.55Mn(质量 在且相互影响，而铁素体在较低的形变速率下发 分数，%).经机加工成6mm×15mm的圆柱压缩 生回复而软化，形变过程会在铁素体上产生应力 试样. 集中现象.形变速率提高，铁素体容易产生加工 根据形变强化相变理论R-1,在Gleeble 1500热 硬化，降低与奥氏体之间的强度差，形变将有效 模拟试验机上进行热压缩变形实验，即经910℃ 地向奥氏体传递”，奥氏体内部缺陷密度升高， 保温5min奥氏体化（奥氏体晶粒大约为45m) 可能导致随着形变速率的提高铁素体集中在相 后，再以10℃s的冷却速度冷却到760℃（经用 界形核转移到相界和奥氏体晶内各处形核，铁素 DT1000热膨胀仪测定未变形时的A,和Aa分别为 体的长大约束条件发生变化，这将可能影响形变 810℃和730℃)，紧接着以1s和10s的形变速 强化相变的进行和铁素体晶粒的细化以及随后 率()进行变形，变形后立即水淬.变形后水淬的 的铁素体动态再结晶的进行. 目的是保留形变后的组织，以便确定铁素体的转 本文主要利用SEM,EBSD分析技术对20钢 变量和晶粒尺寸.过冷奥氏体变形前没有铁素体 在形变速率为1s和10s时过冷奥氏体形变过 析出. 收稿日期2003-11-14周荣锋男，34岁，博士研究生 ★国家重点基础研究发展规划“973”项目(No.G1998061506) 将变形试样沿轴线方向切开，机械研磨、抛 和国家高技术研究计划“863”项目0No.2001AA332020)资助 光制成金相试样，用硝酸与酒精体积比为4：100

第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 不 同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变 过程铁素体超细化 周 荣锋 ’， 杨 王 明 ” 孙祖庆 ” 何建平 ， 北 京科技大学材料科学与工 程 学 院 ， 北 京 北 京科技大 学新 金属 材料 国家重 点 实验 室 ， 北 京 昆 明理 工 大 学机 电工 程学 院 ， 昆 明 摘 要 研 究 了低碳钢 过 冷奥 氏体在 ℃ ， 形变速 率 为 一 ，和 一 ，变形 时组 织 演 变规 律 结果 表 明 ， 形 变速率为 一 ’ 时真应 力一应 变 曲线双 峰特征 为 形 变 强 化相 变和 铁 素体动 态再 结 晶的表 征 ， 相 变形核集 中在铁素体 奥 氏体相 界前沿奥 氏体 高畸变 区 ， 晶粒长 大在 时 间和 空 间 上 受 到限制 ， 细 化 能力较 高 形变速率提 高到 一 ，时 ， 相 变动 力学提 前 ， 曲线只 表 现 为形 变 强 化相 变 的单 峰特征 ， 相变 形 核除 了在 上 述铁素 体 奥 氏体相 界前 沿 奥 氏体 高畸变 区 ， 还 分布 到 奥 氏体 晶 内各 处 ， 晶粒 间约 束有 所 减小 ， 尺 寸稍大 通过 形变强 化 相 变和 铁 素 体动 态再 结 晶 可 以获 得平 均 晶粒尺 寸 为 月 阿 和 月 阿 一 ’ 左 右 的微 细铁 素体 晶粒 关键 词 低 碳钢 形 变强化相 变 铁 素体动态 再 结 晶 晶 粒细 化 形 变速 率 分 类号 ， “ 形 变 强 化 相 变 ” 的学 术 思 路 已被 系统 地 证 实 为 一 种 在 低 碳 钢 中有 效 细 化 铁 素 体 晶粒 的途 径 它 是 一 个 以形 核 为 主 的过 程 ， 形 变过 程 中铁 素 体 在铁 素体 奥 氏体 相 界前沿 奥 氏体 一侧 或 形 变带上 反 复形 核 ， 长大在 几何 空 间和 时 间上 受到 限制 ， 晶粒 得 以大 大细 化 ， 这 是 晶粒 细 化 的主 要 原 因‘团 其 中涉 及 到过 冷 奥 氏体 向铁 素体 的动 态 转变 ， 使得 相变 、 奥 氏体变 形 、 铁 素 体变 形 同时存 在 且 相互 影 响 ， 而铁 素体在较低 的形变 速 率 下 发 生 回复而 软 化 ， 形 变 过 程会在 铁 素 体 上产 生应 力 集 中现 象 形变速 率提 高 ， 铁 素 体 容 易产 生 加 工 硬 化 ， 降低 与奥 氏体 之 间 的强度 差 ， 形 变将有 效 地 向奥 氏体传 递 伟 ， 奥 氏体 内部 缺 陷密 度升 高 ， 可 能 导 致 随着 形 变 速 率 的提 高铁 素 体 集 中在 相 界形 核转 移到 相 界 和 奥 氏体 晶 内各 处形 核 ， 铁 素 体 的长 大 约束条件 发生变化 ， 这 将 可 能影 响形变 强化 相变 的进 行 和 铁 素 体 晶粒 的细 化 以及 随后 的铁 素 体 动 态 再 结 晶 的进 行 本 文主 要 利 用 ， 分 析 技 术 对 钢 在 形 变 速 率 为 一 ，和 “ ，时过 冷 奥 氏体 形 变 过 收稿 日期 加 一 一 周 荣锋 男 ， 岁 ， 博士 研 究 生 国家重点基 础研 究发展 规划，’ ” 项 目 和 国家高技术研 究计划 “ ’ 项 目 。 资助 程 组织 演变 的研 究 ， 探 讨 形变速 率对 低 碳 钢 形变 强化 相 变 的影 响 ， 分析 铁 素体 晶粒 细 化机 制 实验 方 法 实验 用 钢 经 真 空 感 应 熔 炼 获 得铸 锭 ， 再 经 ℃ 保温 后锻 为直 径 的棒料 ， 终锻 温 度 为 ℃ ， 锻 后 正 火 ， 使 原 始 组 织 尽 可 能均 匀 ， 其 化 学成 分 为 刁 刁 刁 质 量 分 数 ， 经 机 加 工 成杯 ‘ 巧 的 圆柱 压 缩 试 样 根据 形 变强化 相 变理论 ‘，一，，， 在 热 模拟 试 验 机 上 进 行 热 压 缩 变 形 实验 ， 即经 ℃ 保 温 奥 氏体 化 奥 氏 体 晶粒 大 约 为 脚 后 ， 再 以 ℃ 的冷 却速 度 冷 却 到 ℃ 经用 热 膨胀 仪测 定未 变 形 时 的 ， 和 。 分别 为 ℃ 和 ℃ ， 紧接 着 以 一 ，和 ” 的形 变速 率。 进 行 变 形 ， 变形 后 立 即水淬 变 形 后 水 淬 的 目的是 保 留形 变后 的组 织 ， 以便 确 定铁 素体 的转 变量 和 晶粒 尺 寸 过冷 奥 氏体变 形前没有 铁 素体 析 出 将 变 形试 样 沿 轴 线方 向切 开 ， 机械 研 磨 、 抛 光制 成金 相试 样 ， 用 硝酸 与酒精 体积 比 为 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．2004．05．015

Vol.26 No.5 周荣锋等：不同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变过程铁素体超细化 513 的试剂侵蚀铁素体及多相组织.EBSD试样经电 22组织演变 解抛光制备而成，电解抛光溶液为70%无水乙 形变开始是在奥氏体基体上进行的，应力逐 醇+20%高氯酸+10%甘油，电压15V,抛光10-15 渐增大，奥氏体晶界发生畸变，这也就是形变强 s.用LEICA金相显馓镜及其配带的QWNS分析 化相变的孕育期.当形变到一定程度时，铁素体 软件统计钢中铁素体转变量.借助SEM形貌图 开始在畸变能较高的奥氏体三岔界和晶界析出， 和mage-Tool图像分析软件，用截线法测量铁素 σε曲线斜率开始减小.图2和图3为两种形变 体晶粒大小， 速率条件下，分别变形0.20,0.36,0.51,0.70,0.92 和1.11后的水淬组织.两种形变速率条件下，都 2实验结果及讨论 在形变量为020时开始从奥氏体三岔界和晶界 2.1真应力一应变曲线 析出细小等轴铁素体晶粒（图2(a),(d),同时可以 图1为压缩变形所对应的真应力一应变曲 发现原奥氏体晶界在形变作用下已经发生弯曲 线.可以看出，形变速率为1s时，在真应变ε 形成凸阶，有利于铁素体的形核.可见，较小的变 形就能使晶界产生较大的畸变，晶界形核率显著 =0.48附近c一e曲线上出现第一峰值（图1箭头a 所示)，继续变形，应力快速降低并在ε=1.06处出 提高，形变提高铁素体从部分晶界形核过渡到整 现波谷（图1箭头b所示），而后曲线又上升在ε 个晶界形核，再发展到铁素体/奥氏体相界前沿 奥氏体区反复形核并向晶内推进，同时奥氏体晶 =1.52处出现一个比较宽阔的第二峰值（图1箭头 c所示)，曲线表现双峰特征.而形变速率为10s 粒在变形过程中显著发生变形（图2和图3(a), (d).在形变量小于0.70的形变过程中，两种形变 时，曲线只表现为单峰特征，与1$时有明显不 同，首先形变初期加工硬化率较1s时高，应力 速率时组织演变情况基本一致，都是在铁素体/ 水平也相应提高：其次，仅在ε=0.60附近σ-e曲 奥氏体相界前沿奥氏体高畸变区形核， 线上出现一峰值（图1箭头d所示），继续变形， 继续变形，1s时在铁素体/奥氏体相界前沿 高畸变区明显表现出铁素体以链状向奥氏体晶 真应力一直呈下降趋势，且开始时下降比较缓 慢，到ε=1.40左右下降速度提高，但没有出现波 内推进的形核方式，未转变残余奥氏体仍然呈变 谷和第二峰值。 形条状，形成的铁素体晶粒也呈链状平行分布， 如图3(b),(c)所示形变量为0.92和1.11时的组织 350 形貌，奥氏体内部缺陷密度显著增加，通过反复 300 10s 250 形核铁素体转变量迅速增加，大部分铁素体在形 200 变量为0.51至1.11的动态转变过程中形成，形变 150 到1.11时相变已经基本完成（图4(a),铁素体平 100 均晶粒尺寸为(2.13±0.97)m.这一结果和o-e曲 50 线在&0.48出现第一峰后应力快速下降，到ε 0 00.30.60.91.21.5 1.82.1 =1.06出现一个明显的波谷相对应，说明第一峰 真应变 后应力显著下降是由于形变强化相变快速进行 图1本实验条件下低碳钢压缩变形的真应力一应变曲 的结果 线 而形变速率为10s时的组织演变在形变量 Fig.1 True stress-strain curves of the low carbon steel in 大于0.70后和形变速率为1s时存在明显差别. hot compression test under present experimental condi- 首先，同样形变量时铁素体转变量明显偏低；其 tions 次，形变量为0.92和1.11时未转变奥氏体不是呈 应变速率为1s时的组织分析表明第一峰 发生变形后沿水平方向排列的条状，而是呈散乱 主要对应过冷奥氏体形变强化相变铁素体的大 分布的等轴状，因此形成的铁素体也就不是链状 量析出过程，而第二峰主要对应相变基本完成后 排列分布（图3（©），（①小：第三，形变强化相变在形变 铁素体动态再结晶过程，而10s时真应力一应 量为1.27时还没有全部转变完成，仍然还有部分 变曲线与1s时的存在如此大的差别，表明不同 尺寸较大的未转变奥氏体（图4(d),应变量提高 形变速率条件下的组织演变机制有一定区别. 到1.40时相变才基本完成，铁素体平均晶粒尺寸

、 一 一 周 荣锋 等 不 同形 变速 率 条件 下 低碳钢 过冷 奥 氏体形 变过 程 铁素体 超细 化 的试 剂侵 蚀 铁 素体 及 多相 组 织 试 样 经 电 解 抛 光 制 备 而 成 ， 电解 抛 光 溶 液 为 无 水 乙 醇 十 高 氯酸 甘 油 ， 电压 ， 抛 光 一 用 金 相 显 微 镜及 其配 带 的 分 析 软 件 统 计 钢 中铁 素 体 转 变 量 借 助 形 貌 图 和 一 图像 分 析 软 件 ， 用 截 线法 测 量 铁 素 体 晶粒 大 小 实验 结 果 及 讨 论 真 应 力一应 变 曲线 图 为 压 缩 变 形 所 对 应 的真 应 力一应 变 曲 线 可 以看 出 ， 形 变 速 率 为 一 ，时 ， 在 真应 变 二 附近 曲线 上 出现 第 一 峰值 图 箭 头 所 示 ， 继 续变形 ， 应 力 快 速 降低 并在 司 处 出 现 波 谷 图 箭 头 所 示 ， 而 后 曲线 又 上 升 在 ‘ 处 出现 一 个 比较 宽阔 的第 二 峰值 图 箭 头 所 示 ， 曲线表 现 双 峰特 征 ， 而 形 变速 率 为 “ ， 时 ， 曲线 只 表 现 为 单峰特 征 ， 与 一 ，时有 明显 不 同 ， 首 先 形变初 期 加 工硬化 率较 一 ’ 时 高 ， 应 力 水 平 也 相应 提 高 其 次 ， 仅 在 。 二 附近 曲 线 上 出现 一 峰值 图 箭 头 所 示 ， 继 续 变 形 ， 真 应 力 一 直 呈 下 降趋 势 ， 且 开 始 时 下 降 比较 缓 慢 ， 到 左 右 下 降速 度 提 高 ， 但 没 有 出现 波 谷 和 第 二 峰值 一 真应变 本实验条件 下 低碳 钢 压 缩 变形 的真应 力一应 变 曲 一 恤 组 织 演 变 形 变 开始 是 在 奥 氏体基体 上 进 行 的 ， 应 力逐 渐 增 大 ， 奥 氏体 晶界 发 生 畸变 ， 这 也就 是 形 变 强 化 相 变 的孕 育期 当形 变 到 一 定 程 度 时 ， 铁 素体 开 始在 畸变 能较 高 的奥 氏体三 岔 界和 晶界析 出 ， 莎一 ‘ 曲线 斜 率 开 始减 小 图 和 图 为两 种形 变 速 率条件 下 ， 分 别 变 形 ， ， ， ， 和 后 的水 淬 组 织 两 种 形 变速 率条 件 下 ， 都 在形 变 量 为 时 开 始 从 奥 氏体三 岔 界 和 晶界 析 出细 小 等 轴 铁 素 体 晶粒 图 ， ， 同 时可 以 发现 原 奥 氏 体 晶 界 在 形 变 作 用 下 己 经 发 生 弯 曲 形成 凸 阶 ， 有利 于铁 素 体 的形 核 可 见 ， 较 小 的变 形 就 能使 晶界产 生较 大 的畸变 ， 晶界形 核 率显 著 提 高 形 变提 高铁 素 体 从 部分 晶界形 核 过 渡 到整 个 晶界 形 核 ， 再 发 展 到 铁 素 体 奥 氏 体 相 界前 沿 奥 氏体 区 反 复形 核 并 向晶 内推 进 ， 同时奥 氏体 晶 粒 在 变 形 过 程 中显 著 发 生 变 形 图 和 图 ， 》 在 形 变量 小 于 的形 变 过程 中 ， 两 种形 变 速 率 时 组 织 演变 情 况 基 本 一 致 ， 都是 在铁 素体 奥 氏体 相 界 前 沿 奥 氏体 高 畸变 区 形 核 继 续 变 形 ， 一 ’ 时在 铁 素 体 奥 氏体 相 界前 沿 高 畸变 区 明显 表 现 出铁 素 体 以链 状 向奥 氏体 晶 内推 进 的形 核方 式 ， 未 转 变残余 奥 氏体 仍 然 呈变 形 条 状 ， 形 成 的铁 素 体 晶粒 也 呈链 状 平行 分 布 ， 如 图 伪 ， 所 示 形 变 量 为 和 时 的组 织 形 貌 ， 奥 氏体 内部缺 陷密度 显 著 增 加 ， 通 过 反 复 形 核铁 素 体转 变量 迅速增 加 ， 大 部分铁素 体在 形 变量 为 至 的动 态 转 变 过程 中形 成 ， 形 变 到 时相 变 已 经 基 本 完成 图 ， 铁 素 体平 均 晶粒 尺 寸 为 土 卜皿 这 一 结 果和 口一 曲 线 在二 出 现 第 一 峰 后 应 力 快速 下 降 ， 到。 月 出现 一 个 明显 的波谷 相对 应 ， 说 明第 一 峰 后 应 力 显 著 下 降 是 由于 形 变 强 化 相 变快速 进 行 的 结果 而 形 变 速 率 为 一 ，时 的组 织 演 变 在 形 变 量 大 于 后 和 形变速 率 为 一 ’ 时存在 明显 差 别 首先 ， 同样 形 变 量 时铁 素 体 转变量 明显 偏 低 其 次 ， 形 变 量 为 和 时未 转 变奥 氏体 不 是 呈 发生变 形 后 沿 水平方 向排 列 的条状 ， 而 是 呈散 乱 分 布 的等轴状 ， 因此 形 成 的铁 素 体也就 不 是链状 排 列 分布 图 ，助 第 三 ， 形 变 强化 相 变在 形 变 量 为 时还 没 有 全 部 转 变 完成 ， 仍然 还有 部 分 尺 寸较 大 的未 转 变 奥 氏体 图 ， 应 变量 提 高 到 时相 变 才 基 本 完成 ， 铁 素 体 平 均 晶粒 尺 寸 一 ，‘﹄︸，‘ 侧只碱、芝﹄ 线即 五 谧 应 变速 率 为 一 ’ 时 的组 织 分 析 〔 表 明第 一 峰 主 要 对 应 过 冷 奥 氏体 形 变 强 化 相 变 铁 素 体 的大 量 析 出过程 ， 而 第 二 峰 主 要对应 相 变 基 本 完 成 后 铁 素体动 态 再 结 晶过程 而 曰 时 真应 力一应 变 曲线 与 一 ，时 的存在 如 此 大 的差 别 ， 表 明不 同 形 变速 率条件 下 的组 织 演 变机 制 有 一 定 区 别

514 北京科技大学学报 2004年第5期 (a)e=1s,e-0.20 (b)e=1s,e=0.36 (c)e=1s,e=0.51 40m de=10s',8=0.20 (e)e=10s,e0.36 (06=10s,8=0.51 图2低碳钢在760℃，真应变为0.20,0.36,0.51，形变速率为1s'和10s形变时的SEM形貌 Fig.2 SEM micrographs of the low carbon steel after deformation at 760C,strain rates of 1sand 10sand true strains of 0.20,0.36,0.51 respectively (a)e=1s',e=0.70 (b)e=1s1,e=0.92 (C)e=1s,e=1.11 20um (de=10s,e-=0.70 (e)e=10s,8=0.92 (0e=10s1,6=111 图3低碳钢在760℃，真应变为0.70,0.92,111，形变速率为1s和10s形变时的SEM形貌 Fig.3 SEM mierographs of the low carbon steel after deformation at 760C,strain rates of 1s"and 10sand true strains of 0.70,0.92,1.11 respectively (ae=1s,e=1.27 b)8=181,e=1.40 (c)e=1s',ε=1.61 20 um (d)6=10s,e=127 (e)e=10s,8=1.40 (①8=10s,8=1.61 图4低碳钢在760℃，真应变为127,1,40,1.61形变速率为1s和10s形变时的SEM形貌 Fig.4 SEM micrographs of the low carbon steel after deformation at 760C,strain rates of 1sand 10sand true strains of 1.27,1.40,1.61 respectively

Vol.26 No.5 周荣锋等：不同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变过程铁素体超细化 ◆515 为(2.35±0.97)m(图4(e),比1s相变完成时的晶 当形变量大于0.51后，相同形变量时形变速率为 粒稍微要粗大些.一ε曲线在ε=0.60后下降比较 10s时铁素体转变量明显较1s时低，相变完成 缓慢同时没有出现波谷，这说明第一峰后形变强 所需的形变量明显提高，同时10s时铁素体晶粒 化相变随着形变的增加进行缓慢. 尺寸始终较1s'时大（图5b). 形变速率提高，形变过程中形成的铁素体加 继续变形，形变速率为1s时o一e曲线在￡ 工硬化率提高，和奥氏体之间的强度差减小，形 =1.52处出现第二蜂值（图1箭头c所示），应变继 变向奥氏体晶粒内部传递，而不是仅仅集中在 续增大时应力的下降与铁素体的动态软化有关， 铁素体/奥氏体相界，因此铁素体形核地点从形 而10s时未出现第二峰. 变速率为1s时的相界转为形变速率为10s时 形变速率为1s时，相变完成后随着形变的 的相界和奥氏体晶粒内部，组织中未转变奥氏体 增加，铁素体晶粒进一步减小（图5(b),形变到 呈等轴状（图3(e),(①和图4(d),(e),和1s时有所 1.90,铁素体晶粒细化到(1.98±1.07)m(图6(b). 区别. 因为形变到111时相变基本完成，形变基本作用 图5为该钢760℃变形时铁素体转变量、铁素 在铁素体基体上，可见晶粒尺寸的减小是铁素体 体晶粒直径与形变量的关系，由图5(a)可以看出， 动态再结晶的结果，图7为两种形变速率时铁素 100a) 6 (b) 80 5 款 以 560 Is-1 4 10s4 40 3 10s- 2 浙 20 0 00.20.40.60.81.012141.6 0.3 0.6 0.9 1.21.5 1.8 真应变 真应变 图5低碳钢在70℃，形变速率为1s'和10s'形变时铁素体转变量(，晶粒尺寸(b)与形变量的关系 Fig.5 Changes of ferrite volume fraction and grain size in the low carbon steel during deformation at 760'C and strain rates of 1s-'and 10s,respectively 20m (a)e=1s,e=1.90 (b)e=10s,e=1.90 图6在760℃，真应变1.90，形变速率为1s和10s形变时的SEM形貌 Fig.6 SEM micrographs of the low carbon steel after deformation at 760'C,strain rates of 1 s and 10s and a true strain of 1.90,respectively 体相邻晶粒间取向差分布情况.形变速率为1s· 化的动态软化过程 时，相变基本完成时组织中存在一定比例的小角 形变速率为10s时，相变完成后继续变形， 度晶界（亚晶），这部分的亚晶应该是相变过程中 铁素体晶粒变化不大，形变量为1.90时的平均晶 早期形成的铁素体进一步承受变形产生的（图7 粒尺寸约为(2.33±1.01)m.图70是形变量为1.40 (a),随着形变的增加，亚晶发生转动，形成大角 时的晶粒取向差分布，可以看出相变基本完成时 度晶界，大角度晶界比例增加（图7（©）》，变形条状 基本为大角度晶界，形变量提高到1.61，小角度 分布组织明显减少，基本为等轴铁素体晶粒，尺 晶界比例有所增加（图7(g),而到190时又开始 寸也变得比较均匀（图4(b).形变继续提高，小角 减小，形成大部分的大角度晶界（图7）)，可能发 度晶界比例重新开始增加（图7(d),(©）)，形变过程 生了从动态回复到动态再结晶的动态软化过程 中铁素体发生动态回复与动态再结晶相交替变

周 荣锋 等 不 同 形 变速 率条件下 低碳钢 过 冷 奥 氏体形 变过程 铁素体超细 化 为 土 脚 图 ， 比 一 ’相 变 完 成 时 的 晶 粒 稍微 要 粗 大 些 曲线 在 。 后 下 降 比较 缓 慢 同时 没 有 出现 波谷 ， 这 说 明第 一 峰后 形 变 强 化 相 变 随着形 变 的增 加 进 行 缓慢 形 变速 率提 高 ， 形 变 过 程 中形 成 的铁 素 体 加 工 硬 化 率 提 高 ， 和 奥 氏体 之 间 的 强度 差 减 小 ， 形 变 向奥 氏体 晶粒 内部 传 递 口，， 而 不 是 仅 仅 集 中在 铁 素 体 奥 氏体 相 界 ， 因 此 铁 素 体 形 核 地 点从 形 变 速 率 为 一 ，时 的相 界 转 为形 变 速 率 为 一 ，时 的相 界和 奥 氏体 晶粒 内部 ， 组 织 中未转 变 奥 氏体 呈 等轴状 图 ， 幻和 图 ， ， 和 一 ’ 时 有 所 区 别 图 为该钢 ℃ 变 形 时铁 素 体 转变量 、 铁 素 体 晶粒 直 径与形 变 量 的关 系 由图 可 以看 出 ， 一 当形变 量 大 于 后 ， 相 同形 变量 时 形 变速 率 为 ” 时铁 素 体 转变 量 明显 较 一 ’时低 ， 相 变完成 所 需 的形 变量 明显 提 高 ， 同时 一 ’ 时铁 素体 晶粒 尺 寸始 终 较 一 ’ 时大 图 继 续 变 形 ， 形 变 速 率 为 一 ‘ 时 曲线 在 。 二 处 出现 第 二 峰值 图 箭头 所 示 ， 应 变 继 续 增 大 时应 力 的下 降与 铁 素 体 的动 态 软化 有 关 ， 而 一 ‘ 时未 出现 第 二 峰 形 变速 率 为 一 ‘ 时 ， 相 变完 成 后 随着 形变 的 增 加 ， 铁 素 体 晶粒进 一 步减 小 图 伪 ， 形 变 到 ， 铁 素 体 晶粒 细 化 到 士 图 因 为 形 变 到 时相 变基 本 完 成 ， 形变 基 本 作用 在铁 素体 基 体上 ， 可 见 晶粒 尺 寸 的减 小 是铁 素体 动 态 再 结 晶 的结 果 图 为两 种形 变速 率 时铁 素 丽卜 ，‘︸份︸ 翼河耸麟澎份唱除、叱日二 ︸ ” 耸那撅众彩麟芝 ︸了 八︸ “ 占 一一一 一 占一一 一 二 ， 一一一 一 一 占 一 曰 真 应变 真应 变 图 低碳钢 在 ℃ ， 形 变速率 为 一 ，和 一 ’形 变时铁 素体 转 变量 ， 晶粒尺 寸 与形 变量 的 关 系 · 介 祖 抚 ℃ 一 ， 一 ‘， 户“ 一 ，， ‘ 户 一 ，， ￡ 图 在 ‘ ℃ ， 真 应 变 ， 形 变速 率 为 “ ，和 一 ，形 变时的 形 貌 柱 ℃ ， 恤 一 ， 一 ， 加 ， 代 拄 体 相邻 晶粒 间取 向差 分 布 情 况 形 变 速 率 为 一 ， 化 的动 态 软 化 过 程 时 ， 相 变基 本 完 成 时组 织 中存 在 一 定 比例 的小 角 形 变速 率 为 一 ，时 ， 相 变 完成 后 继 续变 形 ， 度 晶界 亚 晶 ， 这 部 分 的亚 晶应 该 是 相 变 过 程 中 铁 素 体 晶粒 变 化 不 大 ， 形 变量 为 时 的平 均 晶 早 期 形 成 的铁 素体进 一 步承 受 变 形 产 生 的 图 粒 尺 寸约 为 幻 脚 图 乃是 形 变 量 为 ， 随着 形 变 的增 加 ， 亚 晶发 生 转 动 ， 形 成 大 角 时 的 晶粒取 向差 分布 ， 可 以看 出相 变基 本 完成 时 度 晶界 ， 大 角度 晶 界 比例 增 加 图 ， 变形 条状 基 本 为 大 角 度 晶界 ， 形 变 量 提 高 到 ， 小 角 度 分 布 组 织 明显 减 少 ， 基 本 为等 轴 铁 素 体 晶粒 ， 尺 晶界 比 例 有所 增 加 图 ， 而 到 时又 开 始 寸 也变 得 比较 均 匀 图 形 变 继 续 提 高 ， 小角 减 小 ， 形成 大 部 分 的大 角 度 晶 界 图 助 ， 可 能发 度 晶界 比例 重 新 开 始 增 加 图 ， ， 形 变 过程 生 了从 动 态 回复 到动 态 再 结 晶 的动 态 软 化 过 程 中铁 素 体 发 生 动 态 回 复 与 动 态 再 结 晶 相 交 替 变

516. 北京科技大学学报 2004年第5期 (a)c=1s,e=1.11 0.04)8=1s%6=1.27 0.04 0.02 0.02 0.01 0.01 0 0.04 (c)e=1s',e=1.40 (d8=1s,6=1.61 0.04 0.03 0.03 0.02 0.02 0.01 0.01 (e)e=1s',e=1.90 ()e=10s,ε=1.40 0.04 0.04 0.03 0.02 0.02 0.01 0.01 0 oL (g)e=10s,e=1.61 (h)e=10s',8=1.90 0.04 0.04 0.03 0.03 0.02 0.01 0L 0.01h 0102030405060 0102030405060 相邻铁素体晶粒间取向差/() 相邻铁素体晶粒间取向差/() 图7低碳钢在760℃，形变速率为1s'和10s',形变量分别为1.27,140,1.61和1.90时铁素体相邻晶粒间取向差分布 Fig.7 Misorientation distributions of the low carbon steel between adjacent ferrite grains after deformation at 760'C,stra- in rates of 1s and 10s-and true strains of 1.11,1.27,1.40,1.61 and 1.90,respectively 23转变动力学 需要碳原子向奥氏体中充分扩散后才能进行例， 形变强化相变为扩散型相变，形变为碳原子 继续变形，相变进行变缓，动力学曲线在拐点2 的扩散提供高扩散率通道，促进相变在较短时间 和3之间出现一个台阶.当形变速率较高时，铁 内完成，但是从动力学角度来说碳原子的扩散需 要充分的时间才得以进行.图8为两种形变速率 % 10s 条件下铁素体转变动力学曲线，形变速率低时， 碳原子具有充分的时间向奥氏体内部扩散，为铁 40 素体的进一步形核创造条件，随着形变的进行， 铁素体转变量逐渐增加，如图8中1s时的曲线 0 所示，到拐点1处相变基本完成，随着形变（时间） 的继续，铁素体转变量没有明显增加. 0.01 0.1 形变速率提高到10s,形变初期，铁素体在 时间/s 奥氏体三岔界和晶界等畸变能较高的地点快速 图8低碳钢过冷奥氏体在760℃、形变速率为1s和10 形核，如图8中拐点2以前铁素体转变量快速增 s'时变形过程中铁素体转变动力学曲线 Fig.8 Transformation kinetics of undercooled austenite to 加的相变过程.晶界形核后铁素体和奥氏体相界 ferrite in the low carbon steel during deformation at 760C 前沿奥氏体区是一个富碳区，该处的进一步形核 and strain rate of 1s and 10s-

北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 一 ， ￡ · ‘「 。 ，‘ 一 ’ 一 ‘， “ 一 ’ · ，， 卜 一 卫 飞了 、了 乙二 ︸ 气」 哥冤契蓄 僻撼禽舞 一 ’ ， 亡 一 ， ￡ · 时 ’ ‘ 篡 。 · 。 ， 窝 卜 婴 一 一 君 、， 了 才 卜 、 ︸ 铃壕友母 ︶一 山，二 罕并暴蓄 云 一 ’ ， 。 。 。 ‘ 一 ， ，一 ， 。 一 撼籍铸友 云 一 ’， 。 宕 一 ，， ￡ ， 卜 哥暴友契 壕籍哥友 一 」 上」 二 」 二 一 一口止一」匕』匕土匕』二川二』一川监址一比以曰 相 邻 铁素 体 晶粒 间取 向差 相 邻铁素 体 晶粒 间取 向差 图 低碳钢 在 ℃ ， 形 变速率为 一 ，和 一 ，， 形 变量 分 别 为 ， ， 和 时铁素体相 邻 晶粒 间取 向差分 井 · ， ， 一 ， 一 ‘ ， ， ， ， ︸ ﹄ 耸长麟邓粼求彩芝 转 变 动 力学 形变 强化 相 变 为扩 散型 相变 ， 形 变 为碳 原 子 的扩 散提 供 高扩 散 率通 道 ， 促进 相变在 较 短 时 间 内完成 ， 但 是 从 动 力 学角度 来 说碳 原子 的扩 散需 要 充分 的 时 间才 得 以进 行 图 为两 种 形 变 速 率 条件 下 铁 素 体 转 变 动 力 学 曲线 形 变 速 率 低 时 ， 碳 原子 具有 充 分 的时 间 向奥 氏体 内部扩 散 ， 为铁 素 体 的进 一 步形 核 创造 条件 ， 随着 形 变 的进 行 ， 铁 素 体转变量 逐 渐 增 加 ， 如 图 中 一 ’时 的 曲线 所 示 ， 到拐 点 处相 变基 本完 成 ， 随着 形 变 时 间 的继 续 ， 铁 素 体 转 变 量 没 有 明显 增 加 形 变 速 率提 高 到 ” ， 形 变 初 期 ， 铁 素 体在 奥 氏体 三 岔 界和 晶界 等 畸变 能较 高 的地 点快 速 形 核 ， 如 图 中拐 点 以前 铁 素 体转 变量 快速 增 加 的相变 过程 晶界形 核 后 铁 素 体和 奥 氏体相 界 前沿 奥 氏体区是 一个 富碳 区 ， 该处 的进 一 步形 核 需要 碳 原 子 向奥 氏体 中充 分扩 散后 才 能进 行 ‘ ， 继 续 变 形 ， 相 变进 行 变 缓 ， 动 力 学 曲线 在 拐 点 和 之 间 出现 一 个 台阶 当形 变速 率较 高 时 ， 铁 时 间 图 低碳钢 过 冷奥氏体在 ℃ 、 形 变速 率为 一 ，和 一 ，时变形 过程 中铁素体转变动 力学 曲线 · 竹 址 恤 ， 一 ， 一

Vol.26 No.5 周荣锋等：不同形变速率条件下低碳钢过冷奥氏体形变过程铁素体超细化 517· 素体加工硬化率提高，进一步变形使更多的形变 弱于形变强化相变 能传递到奥氏体晶内，而晶内碳的浓度也比较适 本实验低碳钢虽然相同形变量条件下，10s 合形核，在畸变达到一定程度时发生奥氏体晶内 时铁素体转变量低于1s',但是从图9中可以看 形核，因此除了形变前期铁素体在铁素体/奥氏 出10s时的形核率不是低，反而比1s时高.由 体相界前沿奥氏体高骑变区形核外（图3(d),还 于较高的形核率，相变在很短的时间内完成，分 出现了奥氏体晶内形核，出现了剩余等轴状奥氏 别为1.11s(1s)和0.14s(10s).但是在10s条 体（图3(e),(①）和图4(d),直到拐点4相变基本完 件下相变基本完成时的N比1s时要小得多，分 成，对应的形变量约为1.40，继续变形铁素体体 别为31×10°mm3和57×10°mm3,为图9中的箭头 积分数增加缓慢， 2和1所示，铁素体晶粒较1s时稍大， 2.4单位体积铁素体个数的变化 相变完成后继续变形铁素体晶粒数目继续 过冷奥氏体连续变形即形变强化相变过程 增加，可见两种形变速率条件下铁素体都发生了 中奥氏体稳定性降低的根本原因是内部畸变能 动态再结晶，但I0s时增加的幅度较1s时小， 增加，铁素体形核位置不断增加，相变快速进行. 说明1s时铁素体动态再结晶进行的比较充分， 图9为过冷奥氏体未变形和形变过程中单位体 铁素体晶粒明显细化（图5），而10s时本身由于 积铁素体晶粒个数(N,10mm)的变化 相变完成所需要的形变量比1s时的高，继续变 可见，本实验用低碳钢过冷奥氏体在两种形 形到1.90，铁素体的动态再结晶可能刚刚开始发 变速率条件下单位体积铁素体晶粒个数(N,)都 生，也可能是由于较高的热加工参数Z,再结晶难 显著高于未变形时的N(图9中形变速率为0s 于发展进入稳态四，因此晶粒个数增加幅度较 的曲线)，且随着形变进行而不断增加，由于铁素 小，晶粒尺寸变化不大（图5） 体的反复高速形核，铁素体长大在时间和空间上 受到限制，晶粒大幅度细化，是一个以形核为主 3结论 的过程，这就是形变强化相变晶粒细化机制.而 (1)形变速率为1s时，真应力一应变曲线双 图中未变形过冷奥氏体等温转变过程中，铁素体 峰特征为低碳钢过冷奥氏体形变过程中形变强 相变初期在奥氏体三岔界和晶界形核，后期依靠 化相变和铁素体动态再结晶的表征，形变速率提 铁素体的长大完成相变，因此单位体积铁素体晶 高到10s,因形变强化相变动力学过程大大提 粒个数随着相变的进行而减小，铁素体晶粒发生 前，实验形变范围内只出现形变强化相变的 粗化，控制轧制的相变是在奥氏体变形后发生 单峰。 的，铁素体形核率在相变初期较高，当铁素体转 (2)形变强化相变铁素体形核地点由形变速 变量达到5%以后，形核率快速降低到未变形状 率为1s时的铁素体/奥氏体相界前沿奥氏体区 态，铁素体晶粒也发生粗化，因此低碳钢控制 形核过渡到形变速率为I0s时的奥氏体晶粒内 轧制晶粒细化的极限10，晶粒细化能力明显 部多处形核 75 (3)形变速率为1s'时铁素体集中在铁素体/ 60 奥氏体相界前沿奥氏体高畸变区反复高速形核， 45 铁素体长大在时间和空间上受到限制，而10s 6= 30 时铁素体的形核位置除了上述地点外，形变后期 15 分散到奥氏体晶粒内部的各个地方，晶粒之间的 0s- 约束有所减小，尺寸较1s'时稍大. 0.010.1 110 100 参考文献 时间/s 1 Sun Z Q,Yang W Y,Qi JJ,et al.Deformation enhanced 图9低碳钢过冷奥氏体形变过程中单位体积铁素体 transformation and dynamic recrystallization of ferrite in 晶粒个数N)的变化 a low carbon steel during multipass hot deformation [J]. Fig.9 Change of ferrite grain number per union volume Mater Sci Eng A,2002,334(9):201 in the low carbon steel during deformation of undercooled 2齐俊杰，杨王玥，孙祖庆.低碳钢过冷奥氏体形变过 austenite at 760C and strain rates of 1s and 10s

一 一 周 荣锋 等 不 同形 变速 率条件下 低碳钢 过冷奥 氏体形 变过程 铁 素体超 细 化 素 体加 工 硬 化 率提 高 ， 进 一 步变 形 使更 多 的形 变 能传 递 到 奥 氏体 晶 内 ， 而 晶 内碳 的浓度 也 比较 适 合 形 核 ， 在 畸变 达 到一 定程度 时发生 奥 氏体 晶 内 形 核 ， 因此 除 了形 变 前期 铁 素体 在 铁 素 体 奥 氏 体相 界 前 沿 奥 氏 体 高 畸变 区 形 核 外 图 ， 还 出现 了奥 氏体 晶 内形 核 ， 出现 了剩 余 等轴 状 奥 氏 体 图 ， 动 和 图 ， 直 到 拐 点 相 变 基 本 完 成 ， 对 应 的形 变量 约 为 ， 继 续 变 形 铁 素体 体 积 分 数 增 加 缓慢 单位体 积 铁 素体 个数 的 变 化 过 冷 奥 氏体 连 续 变 形 即 形 变 强 化 相 变 过 程 中 奥 氏体 稳 定性 降低 的根 本 原 因 是 内部 畸 变 能 增加 ， 铁 素体形 核 位 置 不 断增加 ， 相 变 快速 进 行 图 为过 冷 奥 氏体 未 变 形 和 形 变 过 程 中单 位 体 积 铁 素 体 晶粒 个 数 ， 们。 ‘ ， 的变 化 可 见 ， 本 实验 用 低 碳 钢 过 冷 奥 氏体在 两 种 形 变 速 率 条 件 下 单位 体 积 铁 素 体 晶粒 个 数 都 显 著 高于 未 变 形 时 的 图 中形 变 速 率 为 一 ， 的 曲线 ， 且 随着形 变进 行 而 不 断增 加 ， 由于 铁 素 体 的反 复 高速 形 核 ， 铁 素 体 长 大 在 时 间和 空 间上 受 到 限制 ， 晶粒 大 幅度 细 化 ， 是 一个 以形 核 为主 的过 程 ， 这 就 是 形 变 强 化 相 变 晶粒 细 化 机 制 而 图 中未变 形过冷 奥 氏体等温 转变过 程 中 ， 铁 素 体 相 变初 期在 奥 氏体 三 岔 界和 晶界 形 核 ， 后 期依 靠 铁 素 体 的长 大完成 相变 ， 因此 单位 体积 铁 素 体 晶 粒 个 数 随着相 变 的进 行 而 减 小 ， 铁 素 体 晶粒 发 生 粗 化 控 制 轧 制 的相 变 是 在 奥 氏体 变 形 后 发 生 的 ， 铁 素 体 形 核 率 在 相 变初 期 较 高 ， 当铁 素 体 转 变 量 达 到 以后 ， 形 核 率快 速 降低 到 未变 形 状 态 ’ ， 铁 素 体 晶粒 也 发 生 粗 化 ， 因此 低 碳 钢 控 制 轧 制 晶粒 细 化 的极 限 拌 ， 晶粒 细 化 能 力 明显 一 一 一 一一一 一 一 一 叫 ， 弱 于 形 变 强化 相 变 本 实验低 碳 钢 虽 然 相 同形 变量 条件 下 ， 一 ， 时铁 素 体 转变 量 低 于 一 ，， 但 是 从 图 中可 以看 出 一 ，时 的形 核 率 不 是 低 ， 反 而 比 一 ，时 高 由 于 较 高 的形 核 率 ， 相 变在 很 短 的时 间 内完成 ， 分 别 为 一 ， 和 一 ‘ 但 是 在 一 ‘条 件 下 相 变 基 本 完成 时 的 比 一 ，时要 小得 多 ， 分 别 为 。 ‘ 一，和 护 们以一 ，， 为 图 中 的箭头 和 所 示 ， 铁 素 体 晶粒 较 一 ，时稍 大 相 变 完 成 后 继 续 变 形 铁 素 体 晶粒 数 目继 续 增 加 ， 可 见两 种形 变速 率条件下 铁 素 体都 发生 了 动 态 再 结 晶 ， 但 一 时增 加 的幅度 较 一 ，时小 说 明 一 ’ 时铁 素 体动 态 再 结 晶进 行 的 比较 充 分 ， 铁 素 体 晶粒 明显 细 化 图 ， 而 一 ，时本 身 由于 相 变 完成 所 需要 的形 变 量 比 一 ，时 的高 ， 继 续 变 形 到 ， 铁 素 体 的动 态 再 结 晶可 能 刚 刚 开 始 发 生 ， 也 可 能是 由于较 高的热加 工 参数 ， 再 结 晶难 于 发展 进 入 稳 态 ‘， ， 因此 晶粒 个 数 增 加 幅度 较 小 ， 晶粒 尺 寸 变化 不 大 图 一 一 ‘ 义 一 胜 一 － 一 ‘ 一 硬 时 间 图 低 碳 钢 过 冷 奥 氏体形 变过 程 中单位体积 铁 素体 晶粒个数 的 变化 ℃ 一 ， 一 ， 结 论 形变速 率 为 一 ’时 ， 真 应 力一应 变 曲线双 峰特 征 为 低 碳 钢 过 冷 奥 氏体 形 变 过 程 中形 变 强 化 相变 和铁 素体 动态 再 结 晶 的表 征 形变速 率提 高 到 一 ，， 因形 变 强 化 相 变 动 力 学 过程 大大 提 前 ， 实 验 形 变 范 围 内只 出 现 形 变 强 化 相 变 的 单 峰 形 变 强 化 相 变铁 素 体 形 核地 点 由形变速 率 为 一 ，时 的铁 素 体 奥 氏体 相 界 前沿 奥 氏体 区 形 核 过 渡 到 形 变速 率 为 习 时 的奥 氏体 晶粒 内 部 多 处 形 核 形 变速 率 为 一 ’ 时铁 素 体集 中在铁 素 体 奥 氏体相 界 前沿 奥 氏体 高 畸变 区 反 复 高速 形核 ， 铁 素 体 长 大在 时 间和 空 间上 受 到 限制 ， 而 创 时铁 素 体 的形 核 位 置 除 了上 述地 点外 ， 形变后 期 分 散 到 奥 氏体 晶粒 内部 的各个地 方 ， 晶粒之 间 的 约 束 有 所 减 小 ， 尺 寸 较 一 ，时稍 大 参 考 文 献 ， 孔 ， ， 币 ， ， 齐俊 杰 ， 杨 王 明 ， 孙 祖 庆 ， 低 碳钢 过冷 奥 氏体形 变过 ︸‘ ‘且叹︶、︸︸ ，、一城日

◆518 北京科技大学学报 2004年第5期 程组织演变机制[).北京科技大学学报，2002,24(2)： Mater Sci Technol,1997,3(5):379 97 8周荣锋，杨王玥，孙祖庆，不同碳含量低碳钢过冷奥 3杨王玥，胡安民，齐俊杰，等.低碳钢形变强化相变 氏体形变过程中的铁素体转变[)，钢铁，已接受 的组织细化[).材料研究学报，2001,15(2)：171 9 Kamat R G,Hawbolt E B,Brown L C,et al.The principle 4胡安民，低碳钢组织细化研究D]北京：北京科技 of additivity and the proeutectoid ferrite transformation 大学，2000 [J].Metall Trans A,1992,23A (9):2469 5齐俊杰，低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变[D] 10 Khlestov V M,Konopleva E V,Mcqueen H J.Kinetics of 北京：北京科技大学.2002 austenite transformation during thermomechanical pro- 6 Mintz B,Jonas JJ.Influence of strain rate on production cesses [J].Can Metall Q,1998,37(2):75 of deformation induced ferrite and hot ductility of steels 11李龙飞，杨王玥，孙祖庆.低碳钢在A点以下温度 [J].Mater Sci Technol,1994,10(8):721 变形时的铁素体动态再结晶[.金属学报，2003,39 7 Mintz B,Lewis J,Jonas JJ.Importance of deformation in- (4):419 duced ferrite and factors which control its formation [J] Formation of Ultra-fine Ferrite in Low Carbon Steel during Deformation at Differ- ent Strain Rates of Undercooled Austenite ZHOU Rongfeng,YANG Wangyue,SUN Zuqing,HE Jianping 1)Materials Science and Engineering School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)The State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 3)School of Mechanical and Electrical Engincering,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093,China ABSTRACT The microstructure evolution of undercooled austenite to ferrite in a low carbon steel during de- formation at 760'C and strain rates of 1 s and 10s was investigated.The results show that the true stress-strain curve at 1 s demonstrates two peaks,indicating Deformation Enhanced Ferrite Transformation (DEFT)and ferrite dynamic recystallization involved respectively.More pronounced ferrite refinement is achieved at I s because of the restriction against grain growth both in the two aspects of time and space of the new ferrite grains nucleating re- peatedly and rapidly chiefly at the front of the phase boundaries between ferrite and austenite.As the strain rate in- creasing to 10s",the true stress-strain curve demonstrates only one peak indicating DEFT involved mainly because of the acceleration oftransformation kinetics.In addition to the phase boundaries above-mentioned,ferrite nucleates in the intragranular of austenite,which weakens the restriction against grain growth somewhat and ferrite grain size become coarsening slightly.Based on the theory of DEFT and ferrite dynamic recystallization,ultra-fine ferrite structure with grain sizes of about(1.98+1.07)um and (2.33+1.01)um was formed at strain rates of 1s and 10s respectively. KEY WORDS low carbon steel;deformation enhanced transformation;ferrite dynamic recrystallization;grain refinement;strain rate

一 北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 程 组 织 演变机制 北京科技大 学 学报 ， ， 杨 王 明 ， 胡安 民 ， 齐 俊杰 ， 等 低碳 钢 形 变 强化相 变 的组 织细 化 材料 研 究学 报 ， ， 胡安 民 低 碳钢 组 织 细 化研 究 北 京 北 京科 技 大 学 ， 齐俊杰 ， 低碳钢 过 冷 奥 氏体 形 变过程 组 织演 变 』 北 京 北 京科技 大学 ， ， ， ， ， 刀 ， ， 周 荣锋 ， 杨 王 明 ， 孙祖庆 不 同碳含量 低碳钢 过 冷奥 氏体形 变过 程 中的铁素 体转变 钢 铁 己 接受 ， ， ， ， ， 肠 ， ， ， ， 李龙 飞 ， 杨 王 明 ， 孙祖 庆 低 碳 钢 在 点 以下 温 度 变形 时 的铁 素 体 动态再 结 晶 金 属 学报 ， ， 一 刀了口 刀护 ， 肠 儿名夕 ，气 叮动犷 ，， 月 刀犷 ， ， ， ， ， ， 叱 ， 钊 ‘ ， 犷 而 几 一 ’ 一 ’ 一 一 ’ ， 币 币 一 ’ 币 币 一 ’， 一 一 ， 而 ， 币 放 ， 一 币 土 娜 士 娜 一 ’ 一 ’ 币