低碳钢中超细铁素体的长大倾向

D0I:10.13374/i.issm1001053x.2002.05.010 第24卷第5期 北京科技大学学报 Vol.24 No.5 2002年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2002 低碳钢中超细铁素体的长大倾向 杨平)郝广瑞”孙祖庆2) 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 摘要在热模拟单向压缩条件下考察了四个不同C,Mn含量的低碳钢中通过形变强化相变 产生的超细铁素体在模拟卷取温度下的长大倾向.结果表明，不同C,M含量的四种钢中的超 细铁素体在~500℃的保温0-10mi过程中都很稳定，没有明显的长大过程，也未明显观察到铁 素体的静态再结晶.超细铁素体稳定的主要原因是由于稳定的第二组织（珠光体或渗碳体颗粒） 的有效钉扎，它既阻止了铁素体的明显长大，也抑制其静态再结晶的充分进行.但不同C,M 含量的四种钢中的第二组织有不同的演变规律，保温过程中形变奥氏体内形成离异珠光体并 缓慢粗化.另外，利用背散射电子衍射取向成像技术还测定了08钢保温过程中的取向（差）变化. 关键词碳素钢；形变强化相变；超细铁素体 分类号TG166.3 一般条件下，单相合金经一定工艺实现超 1试验过程 细化后，因大量晶界存在，系统能量较高，组织 不稳定，晶粒有一定的长大趋势.弥散第二相 原材料为四种低碳（锰）钢，即08钢，08Mn, 可明显推迟晶粒长大的温度.Shin等通过等通 Q235及20Mn,其成分见表1.通过锻造及正火 道侧向挤压(ECAP)在低碳钢中制备了~O.2um 使原始组织尽可能均匀.为正确选择处理参数 的超细晶.退火试验表明，超细晶可稳定存在 使形变在稍高于A进行，用热膨胀仪DT1000 到~510℃，超过此温度将发生铁素体的再结晶 测出各钢在所用加热温度及冷速下的相变点 而导致粗化.利用形变强化相变实现铁素体的 Aa.用Gleeble--1500热模拟机进行单向热压缩 超细化是有效提高碳素钢使用性能且最接近现 形变试验，样品尺寸为中8mm×15mm.采用淬火 今工业生产的技术.碳素钢薄板坯连铸连轧过 以固定组织.应说明的是，形变时虽采用了石墨 程中要经过一定温度下的卷取，在此过程中通 垫以提高样品与压头间的润滑效果，但高应变 过形变强化相变制备的超细铁素体也可能要长 速率下其效果甚微，形变后试样为鼓形.这时， 大.显然，卷取温度越低，铁素体长大倾向越小， 试样中心的应变量高于平均值.所分析的组织 但过低的卷取温度会加大设备的负荷.前期工 均取自试样中心.用光学镜及扫描电镜对样品 作还表明4”，利用形变强化相变产生的铁素体 的侧面进行组织分析.采用LE0-1450扫描电镜 晶粒都受到不同程度的形变并在一定程度上以 并配备HKL公司的Channel4取向分析系统进 连续的方式进行动态再结晶，铁素体内部存在 行背散射电子衍射取向成像，其原理见文献[8]. 一定的亚晶界.这样，在卷取过程中具有一定形 采用电解抛光制备取向分析的样品.在模拟的 变储存能的铁素体还可能进行静态再结晶而导 卷取温度下的最长保温时间为10min,这是考 致晶粒长大.因此，探索超细铁素体的长大行为 表1试验用钢成分（质量分数） 及稳定的温度范围十分必要，本文通过热模拟 Table 1 Composition of the tested steels % 单向压缩试验考察了不同C,Mn含量的四个低 材料C Si Mn S P N 0 碳钢实现超细化后在500~550℃模拟卷取温度 080.0650.0460.660.00280.00120.00350.0066 下的长大倾向以及发生静态再结晶的可能性. 08Mn0.060.361.430.00600.0130- Q2350.160.200.610.02300.01900.00450.019 收稿日期20010903杨平男，42岁，副教授 20Mn0.200.271.230.00430.00610.00800.012 *国家“973”项目(No.G1998061506)及教育部高校青年教师基金

第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 一 二二 二二 二 二二二二二二 二 二 二二二二二 二二 二二二二二二二二二二艺 二二二二二 二二 二二二二 二二二二 二竺 二二二二 — 一一 低碳钢 中超细铁素体的长大倾 向 杨 平 ‘ ’ 都广瑞 ” 孙祖庆 ” 北京科技大学材料科学与工程学院 ， 北京 匕京科技大学新金属材料国家重点实验室 ， 北京 摘 要 在热模拟单向压缩 条件下 考察 了 四 个不 同 ， 含 量的低碳钢 中通 过形 变强化相变 产生 的超细铁素体在模拟 卷取温度下 的长大倾 向 结果表 明 ， 不 同 ， 含量 的 四种钢 中的超 细铁素体在一 ℃ 的保温 一 过程 中都很稳定 ， 没 有 明显 的长 大过程 ，也未 明显观察到铁 素体的静态再结晶 超细铁素体稳定 的主要原因是 由于稳定 的第二组织 珠光体或渗碳体颗粒 的有效钉扎 ， 它既 阻止 了铁素体的 明显 长 大 ， 也抑制其静态再结 晶 的充分进行 但不 同 ， 含量 的 四种 钢 中的第二组织有不 同的演变规律 ， 保温过程 中形 变奥 氏体 内形 成离 异珠光体并 缓慢粗化 另外 ，利用背散射电子衍射取 向成像技术还测定 了 钢保温过程中的取 向 差 变化 关键词 碳素钢 形变强化相变 超 细铁素体 分类号 “ 一般条件下 ， 单相合金经一定工艺 实现超 细化后 ， 因大量 晶界存在 ， 系统能量较高 ， 组织 不稳定 ， 晶粒有一定 的长大趋势， ， 弥散第二相 可 明显推迟 晶粒长大的温度 等 ‘ 通过等通 道侧 向挤压 在 低碳钢 中制备 了一 “ 川 的超细 晶 退火试验表 明 ， 超细 晶可稳定存在 到一 ℃ ， 超过 此温度 将发生铁素体 的再结 晶 而 导致粗化 利用 形变强 化相变实现铁素体的 超细 化是有效提高碳素钢使用 性能且最接近 现 今工业生 产 的技术 碳素钢薄板坯连铸连 轧过 程 中要 经 过一定 温度 下 的卷取 ， 在此过程 中通 过形变强化相变制备的超细铁素体也可 能要长 大 显然 ， 卷取温度越低 ， 铁素体长大倾向越小 ， 但过低 的卷取温度会加 大设备的 负荷 前期工 作还 表 明 ‘令 ，， 利 用 形 变 强 化 相变产生 的铁 素体 晶粒都受到不 同程度 的形变并在一定程 度上 以 连续 的方式进行动态再结 晶 ， 铁素体 内部存在 一定 的亚 晶界 这样 ， 在卷取过程 中具有 一定形 变储存能 的铁素体还 可 能进行静态再结 晶而 导 致 晶粒长大 因此 ， 探索超细铁素体的长 大行为 及稳定 的温度 范 围十分必要 本文通 过热模拟 单 向压缩试验考察 了不 同 ， 含量 的 四个低 碳钢 实 现超细 化后 在 一 ℃ 模拟卷取温度 下 的长 大倾 向以及发生静态再结 晶 的可 能性 试验过程 原材料为 四种低碳 锰 钢 ， 即 钢 ， ， 及 ， 其成分见表 通 过锻造及正 火 使原始组织尽 可 能均匀 为 正确选择处理参数 使形变 在 稍 高于 。 进行 ， 用 热膨胀仪 测 出 各 钢 在 所 用 加 热 温 度 及 冷 速下 的 相 变 点 用 热模拟机进行单 向热 压缩 形变试验 ， 样 品 尺 寸为中 采用 淬火 以 固定组织 应说 明 的是 ， 形变时虽采用 了石 墨 垫 以提高样 品 与压头 间 的润滑效果 ， 但高应 变 速率下 其效果甚微 ， 形变后 试样 为鼓形 这 时 ， 试样 中心 的应变 量 高 于 平均值 所分析 的组织 均取 自试样 中心 用 光学镜及扫描 电镜对样 品 的侧 面进行组织 分析 采用 扫描 电镜 并配备 公司 的 取 向分析 系统进 行背散射 电子衍射取 向成像 ， 其原理见文献〔 采用 电解 抛光制备取 向分析 的样 品 在模拟 的 卷取温度 下 的最长保 温 时 间 为 ， 这是考 收稿 日期 一 刁 杨平 男 ， 岁 ， 副 教授 国家 ‘， ” 项 目 及 教育部高校青年教师基金 表 试验 用钢成 分 质 分数 材料 一 一 刀 DOI ：10．13374／j ．issn1001—053x．2002．05．010

·520· 北京科技大学学报 2002年第5期 虑到生产中卷取过程基本可在10min内完成， (20℃/s的A=740℃)并应变1.6，再以50℃/s冷 从应用角度上不必考虑过长的保温时间对长大 到550℃并保温不同时间.从图1bd)可见，保 的影响 温10min不会引起铁素体的明显长大，也看不 2结果及分析 出明显的静态再结晶过程.保温1min后（图1(c) 铁素体周围的第二组织膜在变薄.这可能是发 2.1保温过程中的组织变化 生了细小铁素体周围的奥氏体“膜”或“小岛”向 图1为08钢的热模拟工艺及相应的组织 离异珠光体（这时渗碳体为颗粒）的转变.因第 , 样品在930℃奥氏体化后以30℃s冷至740℃ 二组织很少，渗碳体均单独存在 900℃ /30℃/s 740: 550℃ 0s,I min 应变速率：1.6/s 5 min,10 min 50℃s/ 08钢 水淬 t/min (a)工艺路线 b)保温0s后的组织 (c)保温lmin后的组织 (保温10min后的组织 图108钢形变强化相变后在550℃保温不同时间后的组织 Fig.I Microstructures obtained by holding different time at 550 after deformation-enhanced transformation in a 08-steel 图2为Q235钢的热模拟工艺及相应的组 的是，带状分布的组织特征不仅可以是先共析 织.样品在900℃奥氏体化后以30℃s冷至740℃ 铁素体的形变所致，也可以是奥氏体内形变带 (略低于相变点A=753℃，可产生少量的先共析 形核的结果 铁素体)并应变1.6，再以50℃s冷到550℃保温 图3为O8Mn的热模拟工艺及相应的组织. 不同时间.与08钢相似，Q235钢中的铁素体晶 样品在930℃奥氏体化后以15℃/s冷至740℃(4， 粒保温10min后也未明显长大（图2(d).因碳含 -715℃)并应变1.6，再以50℃s冷到500℃保温 量有所提高，铁素体周围的第二组织明显增多， 不同时间.可以看出，保温10min后铁素体没有 保温0s淬火后的样品中已有较多的珠光体或 明显长大（图3(d),也看不出静态再结晶的痕 渗碳体颗粒.它们可能是在冷至550℃时形成 迹.与08钢与Q235钢不同的是，淬火足以固定 的，不排除是因淬透性低在淬火过程中形成.虽 高温组织，即在550℃保温0s后第二组织为单 然保温0s与10min的第二组织似乎相同，但结 相的奥氏体或马氏体（图3(b)中凸起的少数相）， 合保温1min的组织（图2(c))说明，图2(b)的第 这显然是1.43%Mn提高淬透性所致.保温1min 二组织原来应以奥氏体或马氏体为主（淬火时 后发生奥氏体向离异珠光体的分解，这时渗碳 发生奥氏体向珠光体的分解).保温1min后发 体为细小的颗粒而不是片层状（图3（©）)；由于此 生珠光体分解，珠光体很细小（图2(c);保温10 过程未受到形变的直接作用，粒状渗碳体只能 min后出现珠光体的粗化（图2d).还需要说明 是奥氏体受到强烈形变所致.保温10min后渗

北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 虑 到生产 中卷取过程基本 可 在 内完成 ， 从应 用 角度上不 必考虑过长 的保温 时 间对长 大 的影 响 结果及分析 保温过程 中的组织变化 图 为 钢 的热模拟 工 艺及 相 应 的组织 样 品在 弋奥 氏体化后 以 ℃ 冷 至 ℃ ℃ 的 。 一 ℃ 并应变 ， 再 以 ℃ 冷 到 ℃ 并保温 不 同时 间 从 图 一 可 见 ， 保 温 不会 引起铁素体 的 明显 长 大 ， 也看不 出明显 的静态再结 晶过程 保温 后 图 铁 素体周 围 的第二组 织 膜在变 薄 这 可 能是发 生 了细 小铁素体周 围的奥 氏体 “ 膜 ” 或 “ 小 岛 ” 向 离异 珠光 体 这 时 渗碳体为颗粒 的转变 因第 二组 织很少 ， 渗碳体均单独 存在 ℃ 尸 食 ℃ ℃ ￡ ℃ 应变速率 ， ℃ 钢 水淬 工艺路线 保温 后 的组织 保温 后 的组织 保温 后 的组织 图 钢 形变 强化 相 变 后在 ℃ 保温不 同 时 间后 的组织 哈 免 ℃ 恤 血 一 ， 。 加 图 为 钢 的热模拟 工 艺及 相应 的组 的是 ， 带状 分布的组 织 特征 不 仅可 以是先共析 织 样 品在 ℃ 奥氏体化后 以 ℃ 冷至 ℃ 铁 素体 的形 变所致 ， 也 可 以 是奥 氏体 内形 变带 略低 于 相 变 点 ℃ ， 可 产生 少量 的先共析 形 核 的结果 铁素体 并应变 ， 再 以 ℃ 冷到 ℃ 保温 图 为 的热模拟工 艺及相应 的组织 不 同时 间 与 钢相似 ， 钢 中的铁素体晶 样 品在 ℃ 奥 氏体化后 以 ℃ 冷至 ℃ 。 粒保温 后也未 明显 长 大 图 因碳含 巧 ℃ 并应 变 ， 再 以 ℃ 冷到 ℃ 保 温 量有 所提高 ， 铁素体周 围的第二组织 明显增 多 ， 不 同时 间 可 以看 出 ， 保温 后铁素体没有 保温 淬火后 的样 品 中已 有较多 的珠光体或 明显 长 大 图 ， 也看不 出静态 再结 晶的 痕 渗碳体颗粒 它们可 能是在冷 至 ℃ 时形 成 迹 与 钢 与 钢 不 同的是 ， 淬火足 以 固定 的 ， 不 排除是 因淬透性低在淬火过程 中形成 虽 高温组 织 ， 即在 ℃ 保温 后第二组 织为单 然保温 与 的第二组织似乎相 同 ， 但结 相 的奥 氏体或马 氏体 图 中凸起 的少数相 ， 合保温 的组 织 图 从洛明 ， 图 的第 这显 然 是 提 高淬透性所致 保温 二组织原来应 以 奥 氏体或 马 氏体为 主 淬火 时 后 发生 奥 氏体 向离异 珠光体 的分解 ， 这 时渗碳 发 生 奥 氏体 向珠 光体 的分解 保温 后 发 体为细 小的颗粒而不 是片层状 图 由于此 生珠 光体分解 ， 珠光体很细小 图 保温 过程 未受 到形 变 的直 接作用 ， 粒状渗碳体只 能 后 出现珠光体 的粗化 图 还 需 要说 明 是 奥 氏体受 到强 烈形 变所致 保 温 后 渗

Vol.24 杨平等：低碳钢中超细铁素体的长大倾向 ·521· 930℃ 30℃/s 500℃ M 740℃：e=1.6 0s,I min 器 应变速率：1.6/s 5 min,10 min 50℃/s Q235 水淬 t/min (a)工艺路线 (b)保温0s后的组织 (c)保温1min后的组织 (d)保温10min后的组织 图2Q235钢形变强化相变后在550℃保温不同时间后的组织 Fig.2 Microstructures obtained by holding different time at 550C after deformation-enhanced transformation in a Q235 steel 900℃ 15℃/s 550℃ M 是 740℃：6=1.6 0s,1 min 应变速率：1,6s 5min,10 min 50℃/s 0.8Mn 水淬 t/min (a)工艺路线 D)保温05后的组织 (c)保温1mim后的组织 (d)保温10min后的组织 图308Mn形变强化相变后快冷到500℃保温不同时间的组织 Fig.3 Microstructures obtained by holding different time at 500C after deformation-enhanced transformation in a 08Mn steel

】 一 杨 平 等 低碳钢 中超 细 铁 素体 的 一 长大 倾 向 ℃ 尸 食 ℃‘， 产 ℃ ￡ 应变速率 ℃ ℃ 水淬 工艺路线 保温 后 的组织 保温 后 的组织 保温 后 的组织 图 钢 形 变 强化相变后在 ℃保温不 同时 间后的组织 月触 ℃ 一 曲 取 加 七沁。 ℃ ℃ ℃ 尸 食 ℃ 厂 应 变速 水淬 工 艺路线 保 温 后 的组织 保温 访 廊勺组织 保温 后 的组 织 图 形 变强 化 相变后快冷 到 ℃ 保温不 同 时 间 的组织 引 ℃ 一

·522· 北京科技大学学报 2002年第5期 碳体稍有长大（图3(d)). 高温组织.第二组织的增多使铁素体更难以长 图4为20Mn的热模拟工艺及相应的组织. 大（图4(）)，也观察不到铁素体的静态再结晶. 样品在900℃奥氏体化后以10℃/s冷至740℃ 与08Mn相似，刚冷到550℃时奥氏体还未转变 (4=715℃)并应变1.6，再以50℃/s冷到550℃并 为离异珠光体（图4(b));保温1min后离异珠光 保温不同时间.可以看出，高的C,Mn含量一方 体转变进入后期（图4（©）)；大量的奥氏体仍以离 面使形变强化相变后未转变的奥氏体增加到 异方式转变为珠光体，从而再次说明奥氏体的 50%(图4b),另一方面保证了淬火足以固定 强烈变形对其分解方式的影响.10min后出现 900℃ 10℃/s 550℃ 740℃：8M 0s,1 min 应变速度：1.6/s 5 min,10 min 50℃/s 20Mn 水淬 t/min (a)工艺路线 b)保温0s后的组织 (c)保温Imin后的组织 (d)保温1Umin后的组织 图420Mn应变后快冷到500℃保温不同时间后的组织 Fig.4 Microstructures obtained by holding different time at 500C after straining in a 20Mn steel 渗碳体的粗化（图4(d) 不受影响.应当注意到，取向成像区域较小，统 2.2保温过程中取向（差）的分析 计性必然较差.本试验在08钢两个样品（保温 从以上不同C,Mn含量的低碳钢在模拟的 0s和10min)中各取三个视场进行取向成像.在 卷取温度下的组织变化规律看，铁素体在10min 图5(a,d)中，深色为压缩轴的晶粒，浅色 内不会明显长大，也不会充分进行静态再结晶. 为晶粒.前期工作已表明刀，单向压缩条 其主要原因应是第二相的钉扎.形变强化相变 件下的形变强化相变中铁素体的晶粒取向主要 使铁素体内含有不同的形变储存能只能以回复 为和线织构.随保温时间的延长，小 或原位再结晶的方式被释放.由于小范围铁素 角晶界的比例将减少是很容易理解的（图5(b, 体的长大或静态再结晶难以被察觉，本文进一 e),尽管在图5b,e)中这种差异并不很明显（在 步用背散射电子衍射取向成像技术分析取向 另一视场的取向成像中很明显)，这只是不同区 (差)的变化. 域小角晶界消失的速度不同所致.在三组视场 图5给出08钢应变1.6后在550℃保温0s 的取向成像中，两组中存在保温后取向的 与l0min后的取向成像结果.因取向成像时图 强度有所减弱，取向有所加强的现象（图5 像沿垂直方向有少量漂移，引起取向成像图中 (c,f)).另一组保温后，均有所增强. (图S(a,d)晶粒形状沿垂直方向稍有缩短，实际 奇怪的是未测到一组保温后取向择优整体减弱 晶粒为等轴状的（见图1），但取向及取向差分布 的情况.本试验从晶粒平均尺寸上没有观察到

北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 碳体稍有长 大 图 图 为 的热模拟工艺及 相应 的组 织 样 品在 ℃ 奥 氏体化后 以 ℃ 冷 至 ℃ 扭 巧 ℃ 并应变 ， 再 以 ℃ 冷到 ℃ 并 保温不 同时 间 可 以看 出 ， 高的 ， 含量一 方 面 使形 变 强 化相 变后 未转 变 的奥 氏体增 加 到 一 图 伪 ， 另 一方 面保证 了淬火足 以 固定 高温组 织 第二组织 的增 多使铁素体更难 以 长 大 图 ， 也观察不 到铁素体 的静态再结 晶 与 相 似 ， 刚冷 到 ℃ 时奥 氏体还未转 变 为 离 异珠光体 图 保温 后 离异珠 光 体转变进人后 期 图 大量 的奥氏体仍 以离 异 方式转变为珠光体 ， 从而再次说 明奥 氏体 的 强 烈变形对其分解方式 的影 响 后 出现 ℃ ℃ ℃ ￡ 应变速度 ， ℃ ℃ ， 水淬 么 食 工艺路线 伪 保温 后 的组织 保温 后 的组织 保温 后 的组织 图 应 变后快冷 到 ℃保 温 不 同时 间后 的组织 陌 ℃ 慨 渗碳体 的粗化 图 保温过程中取向 差 的分析 从 以 上 不 同 ， 含量 的低碳钢 在模 拟 的 卷取温度下 的组织变化规律看 ， 铁素体在 内不会 明显长大 ， 也不会充分进行静态再结 晶 其 主要原 因应是第二相 的钉扎 形 变强 化相变 使铁素体 内含有 不 同的形 变储存能 只 能 以 回复 或原位再结 晶的方式被释放 由于小范 围铁素 体 的长 大或静态再结 晶难 以被察觉 ， 本文进 一 步用 背 散 射 电子 衍 射取 向成 像技 术 分析 取 向 差 的变化 图 给 出 钢 应 变 后在 ℃ 保温 与 后 的取 向成像结果 因取 向成像时 图 像沿垂直方 向有少量 漂移 ， 引起取 向成像 图 中 图 ， 晶粒形 状沿垂直方 向稍有 缩 短 ， 实 际 晶粒为等轴状 的 见 图 ， 但取 向及 取 向差 分布 不 受影 响 应 当注 意到 ， 取 向成像 区域较小 ， 统 计性 必然 较差 本试验在 钢两个样 品 保温 和 中各取三个视场进行取 向成像 在 图 ， 中 ， 深色为 压缩轴 的晶粒 ， 浅色 为 晶粒 前期工作 已 表 明 〔蝴 ， 单 向压缩条 件下 的形变强化相 变 中铁素体 的 晶粒取 向主要 为 和 线织构 随保温 时间 的延长 ， 小 角 晶界 的 比例将减少是很容易理解 的 图 ， ， 尽管在 图 必， 中这种差异并不很 明显 在 另 一视场的取 向成像 中很 明显 ， 这 只是 不 同区 域小角 晶界 消失 的速度不 同所致 在 三组视场 的取 向成像 中 ， 两组 中存在保温后 卜取 向的 强度有所减弱 ， 取 向有所加强 的现象 图 ， 另 一组 保温后 ， 均有所增 强 奇怪 的是 未测 到一组保温后 取 向择优整 体减弱 的情况 本试验从 晶粒平均 尺 寸上 没有 观察到

Vol.24 杨平等：低碳钢中超细铁素体的长大倾向 ·523· 静态再结晶现象，这是第二相的均匀分布所致， 转变后的保温过程中不能静态再结晶.这仅是 但局部变化从形貌上是难以分辨的.在四个低 初步分析，进一步的工作应是加大测量的统计 碳钢中，08钢中的第二相最少，铁素体长大或 性，包括X射线方法分析四种钢保温后的取向 静态再结晶应最容易，但其低的C,M含量也 有何变化. 使其在形变强化相变时回复得更充分，从而在 10:Map3:Step-0.7:Grid70x50 =10:Map3:Step=0.7:Grid70x50 (a)取向成像，0s侧面 (d)取向成像，10min侧面 0.04 L口相邻品粒（实测） 口相邻晶粒（实测） 随机分布晶粒 0.04 随机分布晶粒 0.03 (理论预测) (理论预测) 0.02 青 0.02 0.01 0.01 0 102030405060 0 102030405060 取向差/() 取向差/() (b)取向差分布，0s (e)取向差分布，l0min 001 001 Z 111 101 101 111 (©)取向表示在反极图中，0s,Z,为压缩轴 (份取向表示在反极图中，l0min.Z,为压缩轴 图58钢超细铁素体保温过程中取向（差）分析 Fig.5(Mis)orientation analysis of ultra-fine ferrite during holding in a 08-steel 3结论 有不同的演变规律，在08钢与Q235钢形变强 化相变后直接淬火的组织中已观察到少量渗碳 (1)不同C,Mn含量的四种低碳钢中的超细 体，保温过程中出现珠光体及渗碳体的粗化. 铁素体在500-550℃保温10min.过程都很稳定， 08Mn及20Mn形变强化相变后，少数相为单相 没有明显的长大及静态再结晶过程；超细铁素 的、未转变的奥氏体，颗粒状渗碳体是在保温过 体稳定的主要原因是由于稳定的第二组织（珠 程中产生，是奥氏体的强烈形变所致；随保温时 光体或渗碳体颗粒)的有效钉扎，它既抑制了晶 间的延长，出现渗碳体的粗化. 粒长大，也抑制了静态再结晶.两相的超细组织 (3)随保温时间的延长，铁素体内部的亚晶 比单相组织稳定的多.总体上，不同成分的低碳 界数目在减少；未测出明显的取向变化 钢中的铁素体在试验温度下是以回复或连续再 结晶的方式释放形变储存能 致谢：感谢国家科技部(973)项目“新一代钢铁材料的重 大基础研究”No.G1998061506)及国家教育部“高等学校 (2)不同C,Mn含量的四种钢中的第二组织 骨干教师资助计划”的资助

一 杨平 等 低碳钢 中超细 铁素体的长 大倾 向 静态再结晶现象 ， 这是第二相 的均匀分布所致 ， 但局 部变 化从形貌上 是难 以分辨 的 在 四 个低 碳钢 中 ， 钢 中的第二相最少 ， 铁素体长大或 静态 再结 晶应最容易 ， 但其低的 ， 含 量也 使其在形变强化相变时 回复得更充分 ， 从而在 转变后 的保温过程 中不 能静态再结 晶 这仅是 初 步分析 ， 进一步 的工作应 是加大测 量 的统计 性 ， 包括 射线方法 分析 四种钢保温后 的取 向 有 何变 化 卜 价 叩及乌 二 价 取向成像 ， 侧面 取 向成像 ， 侧面 口 相邻晶粒 实测 — 随机分布晶粒 门 理论预测 口 相邻晶粒 实测 — 随机分布晶粒 理论预测 组聊丽 闻 气 褂暴雾友 内‘ ︸ 八”︸ 嵘并友霉 取 向差 取 向差 分布 ， 取 向差 取 向差分布 ， 取 向表示在反极 图 中 ， ， 为压缩轴 价取向表示在反极 图 中 ， 为压缩轴 图 钢超细铁 素体保 温过 程 中取 向 差 分析 一 一 结论 不 同 ， 含量 的 四种低碳钢 中的超细 铁素体在 一 ℃ 保温 过程都很稳定 ， 没有 明显 的长 大及静态再结 晶过程 超细铁素 体稳定 的主要原 因是 由于稳定 的第二组织 珠 光体或渗碳体颗粒 的有效钉扎 ， 它既抑制 了晶 粒长 大 ， 也抑制 了静态再结晶 两相 的超细组织 比单相 组织稳定 的多 总体上 ， 不 同成分的低碳 钢 中的铁素体在试验温度下是 以 回复或 连续再 结 晶 的方式 释放形变储存能 不 同 ， 含量 的 四 种 钢 中的第 二组织 有不 同的演变规律 ， 在 钢 与 钢形 变强 化相 变后 直接淬火 的组织 中 已观察到少量渗碳 体 ， 保温过程 中出现珠光体及渗碳体 的粗化 及 形变强 化相 变后 ， 少 数相 为单相 的 、 未转变的奥 氏体 ， 颗粒状渗碳体是在保温过 程 中产生 ， 是奥 氏体的强 烈形 变所致 随保温时 间 的延 长 ， 出现渗碳体 的粗化 随保温 时 间 的延长 ， 铁素体 内部 的亚 晶 界数 目在 减少 未测 出明显 的取 向变化 致谢 感谢国家科技部 项 目 “ 新一代钢铁材料的重 大基础研究 ” 困 及 国家教育部 “ 高等学校 骨干教师资助计划 ” 的资助

·524· 北京科技大学学报 2002年第5期 参考文献 592 1 Wang J,Furukawa M,Horita Z,et al.Enhanced grain gro- 5杨平，傅云义，崔凤娥，等.Q235碳素钢应变强化相 wth in an Al-Mg alloy with ultrafine grain size [J].Mater 变过程中铁素体晶粒取向分析J.金属学报，2001， Sci&Eng,1996,(A216):41 37(9:900 2 Wang J,Iwahashi Y,Horita Z,et al.An investigation of 6杨平，常守海，崔凤娥，等.Q235碳素钢应变强化相 microstructural stability in an Al-Mg alloy with submi- 变中铁素体的取向特征[】.材料研究学报，2002,16 crometer grain size [J].Acta Mater,1996,44:2973 (3:251 3 Shin D H,Kim B C,Park K-T,et al.Microstructural 7 Yang P,Cui F E,Wang F M.Microstuctural features during changes in equal channel angular pressed low carbon steel stain unduced ferrite transformation in 08 and 20Mn steels by static annealing [J].Acta Mater,2000,48:3245 [J].J Univ Sci and Technol Beijing,2001,8(2):105 4杨平，傅云义，崔凤娥，等.Q235碳素钢应变强化相 8杨平，孙祖庆，毛卫民.取向成像，一种有效研究晶 变的基本特点及影响因素[).金属学报，2001,37(6)： 体材料组织、结构及取向的手段们.中国体视学与图 像分析，2001,61)：50 Coarsening Tendency of Ultra-fine Ferrite in Low Carbon Steels YANG Ping,HAO Guangrui,SUN Zuging? 1)Material Science and Engineering School,UST Beijing,Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory for Advanced Metallic Materials,UST Beijing.Beijing 100083,China ABSTRACT The coarsening tendency of ultra-fine ferrite grains produced by deformation-enhanced trans- formation was investigated at simulated coiling temperatures by thermal simulating tests in four low carbon steels containing different C and Mn contents.Results show that the ultra-fine microstructures are quite stable. No apparent coarsening and static recrystallization of ferrite grains were detected and they are ascribed to the effective pinning by the second/minor phases.The evolution of second phases in four steels was different.Dur- ing holding at coiling temperatures the transformation of austenite to perlite proceeded in a divorced manner owing to the strong deformation of austenite.Orientation mapping in EBSD measurements was also applied to reveal the changes of(mis)orientations of ferrite grains during holding. KEYWORDS low carbon steels;deformation-enhanced transformation:ultra-fine ferrite

一 北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 参 考 文 献 自 ， ， ， 讯 一 】 ， ， ， ， ， 一 ， ， ， ， 一， ， ， 杨平 ， 傅云 义 ， 崔凤娥 ， 等 碳素钢应变强化相 变 的基本特点及影 响因素明 金属 学报 ， ， 杨平 ， 傅云义 ， 崔 凤娥 ， 等 碳素钢 应变强化相 变过程 中铁素体晶粒取 向分析 金属学报 ， ， 杨平 ， 常守海 ， 崔凤娥 ， 等 碳素钢应变强化相 变 中铁素体的取向特征 材料研究学报 ， ， ， ， 如 画 们。 ， ， 杨平 ， 孙祖庆 ， 毛卫 民 取向成像 ， 一种有效研究 晶 体材料组织 、 结构及取向的手段 中国体视学与 图 像分析 ， ， 一 币 ， 厂 ，， 〔刀 犷 ， ， ， 运 ， ， ， 一 一 币 币 勿 加 一