低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制

D01:10.13374/i.issn1001-053x.2002.02:002 第24卷第2期 北京科技大学学报 VoL24 No.2 2002年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2002 低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制 齐俊杰)杨王玥》孙祖庆) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要低碳钢过冷奥氏体形变过程将发生形变强化相变及铁素体的动态再结晶，导致晶粒 超细化.与未形变的过冷奥氏体等温转变相比，形变极大地促进了奥氏体向铁素体的转变，使 铁素体形核率急剧升高，铁素体晶粒尺寸显著降低.形变强化相变是一以形核为主的过程.在 形变后期，当形变强化相变铁素体转变基本完成后，将发生铁素体的动态回复和动态再结晶. 比较不同应变速率对组织演变影响的结果表明，应变速率较低条件下，易形成铁素体与第2组 织层状分布的条带特征：应变速率较高时，组织的条带特征不显著 关键词 低碳钢：形变强化相变；铁素体动态再结晶；晶粒细化 分类号TG111.5 细化晶粒的热机械处理工艺经历了从控轧 钢SS400,其成分的质量分数为Fe0.171C 控冷川到应变诱导相变的进展过程.通过控 0.09Si-0.36Mn.将SS400粗轧坯改锻后经机加 轧控冷可使材料组织细化的极限尺寸达到5~10 工成小圆柱试样，规格为6mm×12mm.锻造温 μm山.“应变诱导动态转变”的提出使材料组 度为1100-900℃，锻后正火，正火工艺为900℃， 织细化的极限尺寸达到1~2m:刃.而“形变强化 保温20min+空冷，压缩实验在Gleeble1500热 相变”的学术思路已被系统的实验证实为一种 模拟机上进行.试样在1000℃(t)保温10min, 在低碳钢中有效细化铁素体晶粒的途径例.它强 得到平均晶粒截径约为40um的奥氏体组织. 调奥氏体向铁素体的转变在温度过冷与变形的 遵循“形变强化相变”的学术思路四，以30℃s的 双重条件下进行，初始变形温度T位于A与A, 冷速冷至过冷奥氏体区750℃()进行变形，采 之间，既没有先共析铁素体的析出，又大大增 用3种不同的形变速率()：1,10和30s.变形 强奥氏体向铁素体的相变的驱动力，加速相变 后立即以冰水淬火. 过程的完成.Lewis,Priestner,Hurley及Hodg- 形变后的试样从中心沿压缩轴方向剖开， son等在应变诱导相变、微细组织的获得及形 用2%一4%硝酸酒精溶液浸蚀，观察剖面的金相 成规律等方面进行了许多深人的研究，但对组 组织.利用与Leica金相显微镜相连的定量分析 织细化的机理方面缺乏深入的理解.尤其对于 软件测定铁素体的转变量，每个试样均选取足 形变过程铁素体的动态再结晶对晶粒细化的贡 够多个视场，并用网格法予以对比校正.采用截 献存在许多疑问甚至否定的观点..本文利用 线法测量形变强化相变铁素体晶粒截径.铁素 定量金相分析、TEM及EBSD(electron backscat-. 体体积分数和晶粒截径的统计均保证相对误差 tered dif衎raction)等分析手段，阐述低碳钢过冷奥 小于5%，统计置信度在95%以上.切取电镜薄 氏体形变过程组织演变，分析变形对相变的极 膜试样，在-20~-30℃双喷减薄，双喷液为5% 大促进作用及过冷奥氏体形变过程中铁素体动 HCIO,+CH,CH,OH溶液，电压75~100V,电流 态再结晶的行为，并讨论不同应变速率的影响. 50-65A.用H800透射电镜观察组织形貌.利用 扫描电镜(SEM)上的EBSD装置测定形变强化 1试验方法 相变过程铁素体晶粒的取向，计算取向差并分 试验材料采用由宝钢提供的普通商用低碳 析其分布及变化特征.EBSD试样经电解抛光制 备而成.电解抛光溶液为70%无水乙醇+20%高 收稿日期2001-12-30齐俊杰女，31岁，博士生 氯酸+10%甘油，电压15V,抛光时间1015s. *国家“973”资助项目No.G1998061506)

第 2 4 卷 第 2 期 20 2 年 4 月 北 京 科 技 大 学 学 报 OJ u r n a l o f U n iv e sr iyt o f S e ic n e e a n d eT e h n o fo gy B e 幼in g V bl . 24 N o . 2 AP .r 2 00 2 低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制 齐俊杰 ” 杨 王 明 ” 孙祖庆 ” 1)北京科技大学材料科学 与工程学院 ,北京 10 0 0 83 2) 新金属材料 国家重点实验室 , 北京 10 0 0 83 摘 要 低 碳钢 过冷奥 氏体形 变过程 将发生 形变 强化相 变及铁素体的动态再结 晶 ,导 致 晶粒 超细 化 . 与未形变 的过 冷奥 氏体等温 转变相 比 , 形 变极 大地促进 了奥 氏体向铁素体的转 变 , 使 铁 素体形 核率急 剧升 高 , 铁 素体晶粒尺 寸显著 降低 . 形变强 化相变 是一 以 形核 为主 的过程 . 在 形变 后期 , 当形 变强化 相变 铁素体转变基 本完成 后 , 将发生 铁素体的动 态 回复和动态 再结晶 . 比较 不同应 变速率对 组织 演变影 响的结果 表明 , 应变 速率较低条件下 , 易形成 铁素体与第 2 组 织层 状分 布的条带 特征 ; 应 变速率较高时 , 组织 的条带特征不 显著 . 关键词 低碳钢 ; 形变 强化相 变 ; 铁 素体动 态再结 晶 ; 晶粒细化 分 类号 T G 1 1 1 . 5 细化晶粒的热机械处理工艺经历 了从控轧 控冷 `, ’ 到应变诱导相变 【 -24 ,的进展过程 . 通过控 轧控冷可使材料组织细化 的极限尺寸达到 5一 10 卿 `, ’ . “ 应 变诱 导动态转 变 ” 「3,5] 的提出使材料组 织细化的极 限尺 寸达到 1砚 卿le,7] . 而 “ 形变强化 相变 ” ` s]的学术思 路 已被系统 的实验证实为一种 在低碳钢中有效细化铁素体晶粒 的途径 19] . 它强 调奥 氏体向铁素体的转变在温度过冷与变形的 双重条件下进行 , 初始变形温度 r 位 于 A , 与 A 。 之间 , 既 没有先共析铁 素体 的析 出 , 又 大大增 强 奥 氏体 向铁素体 的相变 的驱动力 , 加速相变 过程 的完成 . L e w is lz] , irP es in er l4] , H ulr ey 及 H ed g - so ln 6,v] 等在应变诱 导相变 、 微细组织的获得及形 成规律等方面 进行 了许多深人 的研究 , 但对组 织细化 的机理方面缺乏深入 的理解 . 尤其对于 形变过程铁素体的动态再结晶对晶粒 细化 的贡 献存在许多疑问甚 至否定 的观点 `, , ’ 0] . 本文利用 定量金相分析 、 T E M 及 E B s D ( e l e c tr o n b a c k s c at - te re d di 价ac it on )等分析手段 , 阐述低碳钢过冷奥 氏体形变过程组织演变 , 分析变 形对 相变的极 大促进作用及过冷奥 氏体形变过程 中铁素体动 态再结 晶的行为 , 并讨论 不 同应变速率 的影响 . 1 试验方法 试验材料采用 由宝 钢提供 的普通商用 低碳 收稿日期 2 0 01 一 12 一 3 0 齐 俊杰 女 , 31 岁 , 博士生 * 国家 ` , 7 3 ” 资助项 目困o . G 19 9 8 0 6 1 5 0 6 ) 钢 5 5 4 0 0 , 其成 分 的质 量分 数为 F e刁 . 17 1C 一 0 . 0 9 5 1一 0 . 3 6M n . 将 5 5 4 0 0 粗轧坯改锻后经机加 工 成小 圆柱试样 , 规格为杯 ~ xl Z ~ . 锻造温 度 为 1 10 一9 0 ℃ , 锻后正火 , 正火工艺为 9 0 ℃ , 保温 2 0 m i+n 空 冷 . 压缩实验在 G l e e b l e 1 5 0 0 热 模拟机上 进行 . 试样在 1 0 0 ℃ ( t)^ 保温 10 m in , 得 到平均 晶粒截径 约为 40 卿 的奥 氏 体组织 . 遵循 “ 形变强化相变 ” 的学术思路 71[ , 以 30 ℃ / s 的 冷速冷至 过冷奥 氏体 区 7 50 ℃ (幼进行变形 , 采 用 3 种不 同的形 变速率. : 1 , or 和 30 5 一 , . 变形 后 立即 以 冰水淬火 . 形变后 的试样从 中心 沿压 缩轴方 向剖开 , 用 2 % 一 4% 硝酸酒精溶液浸蚀 , 观察剖面的金相 组 织 . 利用与 L ie ca 金相显微镜相连的定量分析 软件测定铁素体 的转变量 , 每个试 样均选取足 够多个视场 , 并用 网格法 予以对 比校正 . 采用截 线 法测 量形变强 化相变铁素体 晶粒截径 . 铁素 体体积分数和 晶粒截径 的统计均保证相对误差 小于 5% , 统 计置信度在 95 % 以 上 . 切取 电镜薄 膜 试样 , 在一 20 一30 ℃ 双喷减薄 , 双喷液 为 5% H C 10 4+ C H 3 C H 2 0 H 溶液 , 电压 7 5一 1 0 0 V , 电流 50 一65 A . 用 H 8 0 0 透射电镜 观察组织形貌 . 利用 扫描电镜 ( S E M ) 上 的 E B S D 装置测定形 变强 化 相 变过 程铁素体晶粒的取 向 , 计算取 向差并分 析其分布及变化特征 . E B S D 试样经电解抛光制 备而成 . 电解抛光溶液为 70 % 无水 乙醇+2 0% 高 氯酸+l O% 甘油 , 电压 巧 V, 抛 光时间 10 一 15 .5 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2002. 02. 002

·984 北京科技大学学报 2002年第2期 2试验结果及讨论 形变条件下过冷奥氏体向铁素体的转变异常迅 速，使得铁素体的长大在时间和空间上受到限 2.1真应力一应变曲线 制，整个过程铁素体晶粒长大不显著.因此，形 图1为在不同应变速率下压缩变形所对应 变强化相变是一以形核为主的过程 的真应力一应变曲线.应变速率越高，应力水平 越高.在0.4附近0-ε曲线上出现一峰值，继 % 续变形，σ降低并出现平缓趋势.这是由于形变 .750℃1s1 .750℃10s 强化相变铁素体的析出所导致的软化效应与由 .750℃30s ·无形变 于继续变形而引起的硬化达到平衡所致.在形 变后期，当形变强化相变基本完成以后，σ-ε 30 曲线又出现另一峰值.应变速率较低时，如1s 10 条件下，第2个峰值之前曲线呈现较显著的硬 -5-4-3-2-10123 In(t/s) 化特征，而峰值之后应力值又有所降低.其曲线 (a)铁素体转变量与转变时间的关系 形状类似于奥氏体动态再结晶的典型曲线特 500 征.较高应变速率下，如10s和30s时σ一ε曲 ·750℃1s1 400 °750℃10s1 线上第2个峰的硬化特征减弱，其曲线形状与铁 三 ·750℃30s 300 ·无形变 素体动态再结晶的σ-ε曲线形状极为相似2.) 都 200 当然，不可以仅仅从σ-ε曲线的行为判断铁素 洪 100 体动态再结晶的发生与否 350 -4-3-2-10 123 300 In(r/s) 250 00-0000000 (b)铁素体晶粒数目与转变时间的关系 困2铁素体转变量及组织中可见铁素体晶粒数目与转 200 变时间的关系 150 Fig.2 Change of ferrite fransformed volume and grain 100 1s -o—10s1 numbers vs transformation time 50 750℃ 。30s1 0 0.0 0.4 0.8 1.2 1.6 且14 ·750℃1s-1 ·750℃10s 。750℃30s- 图1压缩变形时真应力一应变曲线 ·无形变 Fig.1 True stress-strain curve for hot compression test 6 2.2过冷奥氏体形变过程中的形变强化相变 2 形变强化相变强调相变在过冷和形变双重 01020304050607080 条件下进行，极大提高了奥氏体向铁素体转变 转变量% 的驱动力.图2(a)为过冷奥氏体形变过程铁素 图3铁素体晶粒尺寸与转变量的关系 体转变量与转变时间的关系，图2(b)为过冷奥 Fig.3 Change of ferrite grain size vs transformation volume 氏体形变过程中铁素体晶粒数目与转变时间的 2.3过冷奥氏体形变过程中的铁素体动态再结晶 关系，并与过冷奥氏体在740℃下等温转变的相 由于利用TEM获得取向差信息工作量大 比较.可见，形变促进了扩散过程，使相变极大 而数据有限，近年来发展起来的EBSD技术为 加速.在极短的时间内可完成奥氏体向铁素体 快速获取大量统计有代表性的取向信息提供了 的转变.应变速率越高，图2()中曲线越向左移， 有利工具. 转变越快.由于形变极大提高了奥氏体向铁素 图4为应变速率为1s时不同应变量下组 体转变的驱动力，与过冷奥氏体等温转变相比， 织中相邻晶粒取向差的分布及所对应的晶粒模 使形核率显著增大，（图2b). 拟图.从图中可以看出，当应变达到=1.0时相 图3为铁素体晶粒尺寸与转变量的关系并 变基本完成，铁素体中已形成了部分小角度晶 与过冷奥氏体在740℃下等温转变相对比.由于 界的亚晶，发生动态回复.由于应变速率较小

北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 02 年 第 2 期 形变条件下过冷奥氏体 向铁 素体 的转变异常迅 速 , 使 得铁素体 的长大在时 间和 空 间上受到 限 制 , 整个 过程铁素 体晶粒长大不显著 . 因此 , 形 变强化 相变是一 以形核 为主 的过程 . 0 ó1 ù n0 八n,了rJj 喇粼撰芝 2 试验结果及讨论 .2 1 真应力一应变 曲线 图 1 为在 不同应 变速率下压缩变形 所对应 的真应力一应变 曲线 . 应变速率越高 , 应力水平 越高 . 在 ￡= 0 . 4 附近 。 一: 曲线 上 出现一峰值 , 继 续变形 , , 降低并 出现平缓趋 势 . 这是 由于形变 强化相变铁素体 的析出所导致 的软化效应与 由 于 继续变形 而引起 的硬化 达到平衡所致 . 在形 变后期 , 当形变 强化相变基本完成 以 后 【, l] , 。 一。 曲线又 出现另一峰值 . 应变速率较低时 , 如 1 5 一 ’ 条件下 , 第 2 个 峰值 之前 曲线呈现 较显著 的硬 化特征 , 而峰 值之后应力值又有所降低 . 其 曲线 形状 类 似于 奥 氏体 动态 再结 晶的典 型 曲线特 征 . 较高应变 速率下 , 如 10 5 一 ’ 和 30 5 一 ,时 a 一: 曲 线上第 2个峰 的硬化特征减弱 , 其 曲线形 状与铁 素体 动态再结 晶的a 一 : 曲线形状极 为相似 〔, , , ’ .s] 当然 , 不可 以仅仅从 。 一: 曲线 的行 为判断铁 素 体 动态再 结 晶的发生 与否 〔, .s] 一 7 5 0℃ 1 5 一 ’ 。 7 50℃ 1 0 5 一’ 一 7 5 0℃ 3 0 5 一 ’ ` 无形变 / / 一 5 一 4 一 3 一 2 一 1 0 1 2 3 in (订s ) (a) 铁素体转变 量与转变 时 间的关系 {嚣盼 / 莎 _ 夕 一 + _ + _ 二 n() 八“ 0 nUO ù nU 00 一nUU `月份内Jj Z , 1 ,昌 补工x 、燕娜缺 一 1 5 一 ’ 一 10 5 一趁 一 3 0 5 一’ 一 4 一 3 一 2 一 1 0 1 2 3 I n (1s/ ) (b )铁素体晶粒数 目与转变时 间 的关系 图 2 铁素体转变 t 及组 织 中可见铁素体 晶粒数 目与转 变 时 间的关 系 F ig . z C h a n g e o f fe r ir et fr a n s of r m e d v o l u m e a n d g r a i n n u m b e sr v s t r a n s fe r m a ti o n it m e 7 5 0℃ 0 nC 气ù n óō、 ùC0 ùU n ù`JO ō t 凡` ó é ,`J,, 1 1 . d芝、考 敛 图 1 压 缩变 形 时真应 力一应变 曲线 F i g . l 介u e s t er s s 一s t r a i n e u vr e fo r h o t e o m P esr s i o n t e s t .2 2 过冷奥氏体形变过程 中的形变强化相变 形变强化相变强调相变在过冷和 形变 双重 条件下进行 , 极 大提高 了奥 氏体 向铁素体转 变 的驱动力 . 图 2 a( ) 为过冷奥 氏体 形变过程铁 素 体转变量 与转变时 间的关 系 , 图 2 (b) 为过冷奥 氏体形变过程 中铁素体 晶粒数 目与转 变时间的 关 系 , 并与过冷奥 氏体在 7 40 ℃ 下等温转变的相 比较 . 可 见 , 形变促 进 了扩散过程 , 使相变极 大 加 速 . 在极短 的时间 内可完 成奥氏体 向铁 素体 的转变 . 应变速率越 高 , 图 2( a) 中曲线越 向左移 , 转变越 快 . 由于 形变极大提 高 了奥 氏体 向铁素 体转变 的驱动力 , 与过冷 奥氏体等温转变相 比 , 使形核 率显著增 大 , (图 2 (b) ) . 图 3 为铁 素体 晶粒尺寸与转变量 的关 系并 与过冷奥氏 体在 7 40 ℃ 下等温转 变相对 比 . 由于 . 7 5 0℃ 1 5 一 ` 一 7 5 0℃ 1 0 5 一 , 一 7 5 0℃ 30 5 一 , ` 厂 无形 变 、 84 ó” ù了O 、节卫纂哈日比 二二互三王里三三盆 0 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 7 0 8 0 转 变量%/ 图 3 铁 素体晶粒 尺寸 与转变 t 的关 系 F ig . 3 C h a n g e o f 加 r r it e g r a in s is e v s t r a n s fo r m a tio n v o l u m e .2 3 过冷奥氏体形变过程中的铁素体动态再结晶 由于利用 T E M 获得取 向差信 息工作量大 而数据有 限 , 近年来 发展起来 的 E B S D 技术为 快速获取大量统 计有代 表性 的取 向信息提供 了 有利工具 . 图 4 为应变速率 为 1 5 一 ,时不 同应变量下组 织 中相邻晶粒取 向差的分布及所对应 的晶粒模 拟 图 . 从 图中可 以 看 出 , 当应 变达到二 1 . 0 时相 变基本 完成 , 铁 素体 中已形成 了 部分小角度 晶 界 的亚 晶 , 发生动 态 回复 . 由于应变速率较 小

Vol.24 齐俊杰等：低碳钢过冷奥氏体形变过程中的演变机制 ·99· (a)真应变：l.0 b)真应变：1.2 (c)真应变：1.6 0.028 (d真应变：1.0 0.032(⊙)真应变：1.2 0.028(①真应变：1.6 0.024 0.028 0.024 毫0.020 0.024 0.020 0.020 0.016 0.016 0.016 0.012 0.012 0.012 0.008 0.008 0.008 0.004 0.004 0.004 0 0 0 1020304050 60 0102030405060 0102030405060 取向差/) 取向差/) 取向差() 图4应变速率为1s'时不同应变量下组织中相邻晶粒取向差分布(d一)及所对应的晶粒模拟图(a-c) Fig.4 EBSD boundary orientation image maps(level 5(red,thin),10(green,thin),15(black,bold))and misorientation distribution between ferrite grains under strain rate of 1 s 应变累积速度慢.当累积的应变能不足以使铁 应力值下降后的硬化特征随应变速率的增加而 素体发生动态回复和再结晶时，将作用于部分 减弱，对应σ一ε曲线比较平缓（图1）.与应变速 铁素体，使铁素体晶粒发生变形，形成拉长的晶 率为1s时的情况相同，当应变量继续增加到ε 粒，组织呈现条带特征（图4(a),(d).随着应变量 =1.6时，累积变形将使小角度晶界发生转动，形 的增加，当ε12时，小角度晶界比例继续增加， 成大角度晶界（图5(c),(⑤，图6(c)①），发生动态 表明更多的晶粒参与了动态回复过程.同时部 再结晶，组织较均匀，组织中动态再结晶形成 分畸变能的累积使铁素体经受了进一步的变形 大角度晶界晶粒的比例随应变速率的增大而 硬化，组织中沿变形方向的条带特征更趋明显 增加. (图4b),(e),对应o-ε曲线上应力水平的升高 2.4最终组织特征及动态再结晶对铁素体晶粒尺 (图1).当=1.6时，大角度晶界比例增多，小角 寸分布的影响 度晶界比例有所降低（图4（©），（①），意味着动态 图7为3种应变速率下&=1.0时所对应的组 再结晶的发生与发展，并导致软化（图1）.但铁 织形貌及铁素体晶粒尺寸分布图.从图中可以 素体晶粒与第2组织条带状分布的形貌被遗传 看出，=1.0时形变强化相变基本结束，组织中 保留下来. 大多形成了微细的铁素体晶粒.在应变速率为 图5和图6分别是应变速率为10s和30 1s的条件下，由于应变累积速度较慢，当累积 s时不同应变量下组织中相邻晶粒取向差的 的应变能不足以使铁素体发生动态回复和再结 分布及所对应的晶粒模拟图.可见，在=1.0时 晶时，将作用于部分铁素体，使铁素体晶粒沿形 应变速率为10s和30s条件下组织中均形成 变方向拉长，形成与第二组织相对分布的条带 了以大角度晶界为主的形变强化相变铁素体晶 组织（图7(a),(d).当应变速率提高时，在10s1 粒（图5(a),(d,图6(a),(d).当应变量增加时， 和30s条件下，应变累积的速度较快，畸变能 畸变能的累积使铁素体发生动态回复，组织中 的积累很快使形变强化相变形成的铁素体发生 形成了小角度晶界的亚晶（图5b),图6(b).由 动态回复和再结晶，动态回复及再结晶过程进 于应变速率较高，畸变能累积的速度较快，使动 行的较早，在相变基本结束之前即形成了部分 态回复和动态再结晶加速，拉长铁素体晶粒比 动态再结晶铁素体.而铁素体晶粒未经受进一 例随应变速率的增大而减小，组织中铁素体未 步的硬化，组织中虽不形成明显的条带特征，但 出现拉长特征.形变强化相变导致σ一ε曲线上 此时参与动态再结晶的铁素体晶粒比例较小

·100年 北京科技大学学报 2002年第2期 (a)真应变：l.0 b)真应变：1.2 (c)真应变：1.6 0.036 0.032 (d真应变：1.0 (e)真应变：1.2 0.036(0真应变：1.6 0.032 0.028 0.032 年0.028 0.024 0.028 编0.024 0.020 0.024 空0.020 0.020 0.016 罢0.016 0.016 0.012 0.012 0.012 0.008 0.008 0.008 0.004 0.004 0.004 0 0 0 0 10 2030405060 01020304050 60 0102030405060 取向差) 取向差/() 取向差/() 图5应变速率为10s时不同应变量下组织中相邻晶粒取向差（一）分布及所对应的晶粒模拟图(a一c) Fig.5 EBSD boundary orientation image maps(level 5(red,thin),10(green,thin),15(black,bold))and misorientation distribution between ferrite grains under strain rate of 10s (a真应变：1.0 (b)真应变：12 (c)真应变：1.6 0.040 0.036 0.036 (d)真应变：1.0 0.032 (e)真应变：1.2 0.032 ()真应变：1.6 0.028 0.032 0.028 0.024 0.028 0.024 0.020 0.024 0.020 0.016 0.020 0.016 0.012 0.016 0.012 0.012 0.008 0.008 0.008 0.004 0.004 0 0.004 0 010 2030405060 0102030405060 0102030405060 取向差/() 取向差/() 取向差() 图6应变速率为30s'时不同应变量下组织中相邻晶粒取向差（一）分布及所对应的晶粒模拟图(a一©) Fig.9 EBSD boundary orientation image maps (level 5(red,thin),10(green,thin),15(black,bold))and misorientation distribution between ferrite grains under strain rate of 30s 而发生动态再结晶的铁素体晶粒将进一步减 =1.6时所对应的组织形貌及铁素体晶粒尺寸分 小，与未发生动态再结晶的铁素体晶粒在组织 布图.从图中可以看出，在应变速率为1s时， 中同时存在，铁素体晶粒尺寸分布呈现双峰的 在随后的形变过程，发生拉长的铁素体中分割 特征（图7b),(e)和(c),(①）. 成亚晶，通过亚晶的转动最终形成大角度晶界， 形变强化相变基本结束后随着应变的继续 发生动态再结晶，形成等轴铁素体，然而整体的 进行，畸变能的累积将主要作用于铁素体的动 条带特征仍然保持.但变形的缓慢使更多的晶 态回复及再结晶过程.图8为3种应变速率下ε 粒参与了动态回复及随后的动态再结晶，从而

Vol.24 齐俊杰等：低碳钢过冷奥氏体形变过程中的演变机制 -101◆ (a)应变速率：ls (b)应变速率：10s1 (c)应变速率：30s 12 16 10s 30s1 2 0 0■ 1.01.52.02.53.035 1.02.03.0 4.0 5.0 1.0 2.0 3.04.0 铁素体晶粒尺寸/m 铁素体晶粒尺寸/m 铁素体晶粒尺寸/μm (d应变速率：1s (e)应变速率：l0s1 (0应变速率：30s 图7不同应变速率下750℃，1,0时所对应的组织形貌及铁素体晶粒尺寸分布图 Fig.7 Microstructure morphology and ferrite grain size distribution under true strain of 1.0 at 750 (a)应变速率：1s b)应变速率：10s (©)应变速率：30s 20 6 10s1 30s 的量1 286 6 2 0 0 0 1.0 1.52.02.53.0 1.01.52.02.53.03.54.0 1.0 1.52.02.53.0 铁素体晶粒尺寸/μm 铁素体晶粒尺寸/μm 铁素体晶粒尺寸/um (d)应变速率：1s1 (e)应变速率：10s1 (①应变速率：30s1 图8不同应变速率下70℃，=1.6时所对应的组织形貌及铁素体晶粒尺寸分布图 Fig.8 Microstructure morphology and ferrite grain size distribution under true strain of 1.6 at 750C 使形成的铁素体晶粒更细小，晶粒尺寸分布接 素体将不发生再结晶，在一定的形变量下，铁素 近正态分布的特点（图8(a),(d).在应变速率较 体晶粒尺寸分布呈现双峰的特征（图8(b),(©）， 高时，如10s和30s条件下，由于应变累积的 (c,①). 速度较快，一部分合适取向的铁素体易于开动 滑移，快速进行的变形使畸变能的积累很快达 4结论 到发生动态回复和再结晶所需的能量，即形成 (1)低碳钢过冷奥氏体形变过程将发生形变 部分动态再结晶铁素体.而难以启动滑移的铁 强化相变及铁素体的动态再结晶，导致晶粒超

◆102· 北京科技大学学报 2002年第2期 细化.(2)与未形变的过冷奥氏体等温转变相比， 5 Pandi R,Yue S.Dynamic Transformation of Austenite to 形变极大地促进了奥氏体向铁素体的转变，使 Ferrite in Low Carbon steel[J].ISIJ Int,1994,34(3):270 铁素体形核率急剧升高，铁素体晶粒尺寸显著 6 Hodgson P D,Hickson M R,Gibbs R K.Ultrafine Ferrite in Low Carbon Steel[J].Scripta Materialia,1999,40(10): 降低.形变强化相变是一以形核为主的过程.(3) 1179 比较不同应变速率对组织影响的结果表明，应 7 Hurley PJ,Kelly GL,Hodgson P D.Ultrafine Ferrite For- 变速率较低条件下，易形成铁素体与第2组织 mation during Hot Strip Rolling[J].Mater Sci and Tech 层状分布的条带特征；应变速率较高时，组织的 2000,16(11-12):1273 条带特征不显著， 8杨王明，胡安民，齐俊杰，孙祖庆.低碳钢形变强化相 变的组织细化[J.材料研究学报，2001,15(2)：171 参考文献 9胡安民.低碳钢组织细化研究[D小[硕土学位论文] 1 Tamura I,Sekine H,Tanaka T,et al.Thermomechanical 北京：北京科技大学，2000.30 Processing of High Strength Low Alloy Steels[M].Lon- 10 Hurley P J,Hodgson P D.Formation of Ultra-fine Ferrite don:Butterworth,1988.6 in Hot Rolling Strip:Potential Mechanisms for Grain Re- 2 John Lewis,Jonas J J,Mintz B.The Formation of De- finement[J].Mater Sci and Eng A,2001,302(2):206 formation Induced Ferrite During Mechanical Testing[J]. 11齐俊杰，杨王玥，孙祖庆.低碳钢形变强化相变组织 ISIJ International,1998,38(3):300 演变及取向变化[C].[见：J2001中国钢铁年会论文集， 3 Beynon J H,Gloss R,Hodgson P D.The Production of 北京：冶金工业出版社，2001.877 Ultrafine Equiaxed Ferrite in A Low Carbon Microal- 12 Maki T,kaguchi S O,Tamura I.Proc of the int Conf On loyed Steel by Thermomechanical Treatment [J].Mater strengh of metals and alloys(ICSMA 6)[M).R Gifkins,ed. Forum,1992,16:37 Tarrytown:Pergamon Press,1982.529 4 Pristner R,Ali L.Strain Induced Transformation in C-Mn 13 Tsuji N,Matsubara Y,Saito Y.Dynamic Recrystallization steel during Single Pass Rolling[J].Mater Sci and Tech, of Ferrite in Interstitial Free Steel[J].Scripta Materialia, 1993,92):135 1997.37(4:477 Mechanisms of Microstructure Evolution during Deformation of Undercooled Austenite in a Low Carbon Steel OI Junjie",YANG Wangyue",SUN Zuqing 1)Material Science and Engineering of School,UST Beijing,Beijing 100083,China 2)The State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials 2,Beijing,100083,China ABSTRACT Two mechanisms-deformation enhanced transformation and dynamic recrystallization of ferrite are involved during deformation of undercooled austenite in a low carbon steel,leading to effective fer- rite grain refinement.In comparison with isothermal transformation,deformation significantly accelerates aus- tenite to ferrite transformation,leading to a very high nucleation rate.Deformation enhanced transformation is a nucleation dominant process.The results of EBSD and TEM indicate that ferrite dynamic recrystallization also plays an important role on grain refinement as well as deformation enhanced transformation.The misorien- tation of sub-grain boundaries is assumed to increase by further straining,accompanied by grain rotation,finally leading to the recrystallized small ferrite grains.Study on the effect of strain rate on microstructure homogene- ity indicates that microstructure tends to be distributed in a laminar manner at lower strain rate. KEY WORDS plain low carbon steel;deformation enhanced transformation;ferrite dynamic recrystalliza- tion;microstructure refinement

. 1 0 2 - 北 京 科 技 大 学 学 报 20 02 年 第 2 期 细化 . (2 ) 与未形变 的过冷奥 氏体等温转变相 比 , 形变极大地 促进 了奥 氏体 向铁素体 的转 变 , 使 铁素体形 核率急剧升高 , 铁素体 晶粒 尺寸显著 降低 . 形变强化相变 是一 以形核为主的过程 . ( 3) 比较不 同应变速率对组 织影响 的结果表 明 , 应 变速率 较低 条件下 , 易形成铁 素体与第 2 组织 层状分布 的条带特征 ;应变速率较高时 , 组织 的 条带特 征不显著 . 参 考 文 献 1 aT m u ar l , S e k i n e H , 几n a k a T, e t a l . Th e mr o m e e han i e a l P r o e e s s i gn o f Hi hg S tr e n gt h L o w A ll o y S t e e l s M[ ] . L o n - d o n : B u t e wr o hrt , 19 8 8 . 6 2 J o h n L e w i s , J o n as J J , M i n t z B . hT e F o mr at i o n o f D e - fo mr at i o n I n d cu e d F e r i t e D ur ign M e e h an i e a l eT s t i n g [J ] . I S IJ I net m a ti o n a l , 1 9 9 8 , 3 8 ( 3 ) : 3 0 0 3 B e y n o n J H , G l o s s R , H o dg s o n P D . T h e Pr o du e t i o n o f U latr if n e E q u iax e d F e r i et i n A L o w C ar b o n M i e or a l - l o y e d S t e e l b y hT e mr o m e e han i c al rT e a t m e nt [J ] . M at e r F o r u m , 19 9 2 , 16 : 37 4 P r i s ut e r R , A li L . S加i n l n d u e e d rT an s fo mr at i o n i n C 一 M n s耽1 d iur n g Si n g l e aP s s R o ll ing [J] . M a etr S c i an d eT hc , 19 9 3 , 9( 2) : 135 5 P an di 民 uY e S . D y n am i e T r an s fo mr at i o n o f A u st e n it e t o F e r i et i n L ow C abr o n s te e l [月 . 15 1 Int , 199 4 , 34 ( 3 ) : 2 7 0 6 H o dg s o n P D , H i c kS o n M R, Gi b b s R K . U l t r a 6 n e F e r i t e i n L o w C a rb o n S et e l [ J ] . S c ir Pat Maet ir al i气 1 99 9 , 4 0 ( 1 0 ) : 1 1 7 9 7 H u r l e y P J , eK l ly G L , OH dg s o n P D . U ltr iaf n e F er iet F or - m at i o n d u r i n g H o t St r 1P oR l l ing [ J ] . M at er S e i an d eT e h , 2 0 00 , 1 6 ( 11一 1 2) : 12 7 3 8 杨 王 用 , 胡 安 民 , 齐俊杰 , 孙 祖庆 . 低碳钢形 变强 化相 变 的组织 细化 [ J ] . 材 料研究学报 , 2 0 0 1 , 1 5 ( 2 ) : 1 7 1 9 胡安 民 . 低碳钢 组织 细化研 究 [1D : 【硕士学 位论文 J . 北 京 :北 京科技 大学 , 2 0 00 . 3 0 1 0 H u r l ey P J , H o dg s o n P D . F o mr iat o n o f U latr 一 if n e eF r iet i n H ot OR l li n g Str i P : P o et nt i a l M e e h an i s m s fo r G r a i n eR · if n e m e in [J ] . M at e r S e i an d E n g A , 2 00 1 , 302 (2 ) : 20 6 1 齐俊杰 , 杨王明 , 孙 祖庆 . 低碳 钢形 变强 化相 变组织 演变及 取向变化〔CJ . 〔见 : 】2 0 01 中 国钢铁年会论文集 , 北 京 :冶 金工 业 出版社 , 2 0 01 名7 1 2 M a 取1 T, k铭 u c hi 5 0 ,几川 u ar 1 . P or c o f ht e i n t C o n f o n s t r e n hg o f m e t a l s a n d a ll o y s (IC SM A 6) [M ] . R G ifk i n s , e d , 几r ry to wn : P e笔am on P re s s , 1 9 82 . 5 2 9 1 3 sT uj i N , M at s ub ar Y, S a i t o .Y D y n am i e eR e叮 st a l liatZ i o n o f F e r r i et i n I n etr s it ti a l F er e S et l J[ . S icr Pat M a t e r i a li a , 19 9 7 , 37 (4 ) : 4 7 7 M e e h an i s m s o f M i e r o s trU c utr e E v o lut i o n d u r i n g D e fo n at i o n o f U n d e r e o o l e d A u s t e n it e i n a L o w C a r b o n S t e e l QI uJ nj’ ’ie ), YA N G 肠 刀 g夕ue l) , S切V uZ q i刀犷 ) l )M at e r i al S c i e n e e an d E飞in e e r ign o f s hc o o l , U S T B e ij i n g , B e ij ign l 0 0 0 8 3 , Ch i n a 2)hT e S at e K 即 L ab o r a t o yr fo r A Vd an e e d M e alt s an d M aet ir al s Z , B e ij in g , 10 0 0 8 3 , C h i n a A B S T R A C T I’W 0 m e e h an i s m s一一刁e of rm at ion e hn an e e d tr an s of rm at i o n an d dy n a m i e r e e ry s at lli z at i o n o f fe r it e are ivn o l v e d d u ir n g d e of rm at i o n o f u n d e cr o o l e d au s t e n it e in a l o w c a r b o n s t e e l , l e a d i n g t o e fe e t i v e fe r - r it e gr a i n er if n e m e n t , I n e o m P ar i s o n w iht i s o ht e mr a l t r a n s fo mr a ti o n , d e fo mr a t ion s ign iif e an t ly a e e e l ear et s au s - t e n i et ot fe 币t e t r a n s fo mr iat o n , l e a d in g t o a v e yr hi hg un e l e iat o n art e . D e fo mr at i o n e n h a n e e d tr an s fo mr at i o n 1 5 a ucn l e at i o n d o m i n a n t rP o e e s s . hT e er s u lt s o f E B S D an d T E M i n d i e at e ht at fe r it e d y n a m i e er c yr s t a lli atZ i o n a l s o Play s an im POrt ant or l e o n g r a i n r e if n e m e nt a s w e ll a s de fo n 刀 at i o n e hn an e e d tr an s fo mr at i o n . Th e m i s ior e n - t at i o n o f s ub 一 g a i n b o un d ar i e s i s a s s um e d t o i n er a s e 勿 九吐 h er str a i n i n g , ac e o m Pan i e d by gr a i n or at i o n , if n a lly l e a d ign t o het r e e yr st a lli z e d s m a ll fe r it e g r a in s . S ut d y on ht e e fe e t o f s atr i n r at e o n m i c or s utr e恤 e ho m o g e en - iyt in d i e at e s ht at m i c or s tr u c t ur e t e n d s t o b e d i s itr b ut e d i n a l am in ar m a n n e r at l ow e r str a i n art e . K E Y WO R D S Pl a i n l o w c a r b o n s et e l; d e fo n n a t i o n e n h an e e d t r a n s fo mr a t i o n : 化件i et d y n am i e er e yr s at lliaz - t i o n ; m i c r o s trU c t u r e r e if n e m e lt