Q235碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能.pdf_大学文库

D0I:10.13374/i.is8n1001053x.2001.05.014 第26卷第5期北京科技大学学报 Vol.26 No.5 2004年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2004 Q235碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能赵磊”郑为为杨王玥)孙祖庆) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要利用热模拟压缩变形实验研究了Q235碳素钢多道次热变形及后续处理过程的组织演变规律，结果表明，采用高温奥氏体的形变再结晶及过冷奥氏体的形变强化相变，可以使 Q235低碳钢的铁素体晶粒细化至45m,材料的屈服强度达到400MP级，延伸率达到40%. 经适当的后续处理后，渗碳体、珠光体等第二组织弥散分布于细晶铁素体晶界上，使Q235低碳钢在保持细晶钢原有强度级别和塑性的基础上，屈强比有效降低，关键词碳素钢；多道次热变形；细晶铁素体；第二组织；力学性能分类号TG142.1 低碳钢铁素体晶粒的细化己经被证实可以数)为：C,0.16%:Si,020%:Mn,0.61%:S,0.23%: 通过形变强化相变及铁素体动态再结晶实现. P,0.019%,N,0.0045%;0,0.019%.钢坯经过但这些研究也指出，要获得完全细晶铁素体，需 1100℃保温1h后锻造成中13mm的棒材，终锻温要在接近1.6~2.0的大应变条件下进行，即使多道度为850℃，再在900℃保温20min后空冷以使原次变形也要求每道次的变形量大于50%，这在工始组织均匀.用DT1000热膨张仪测Q235钢在连业上是很难实现的.对形变强化相变的研究表续冷却条件下的相变点，奥氏体化温度T= 明，较小的原始奥氏体晶粒对细小铁素体晶粒的 1050℃，保温时间5min,冷却速度V。=15℃1s,A= 获得是有利的.因此，可以将细化铁素体晶粒分 750℃，A=570℃，A=825℃. 两步来完成，即先通过高温奥氏体区的形变，利用Gleeble1:500热模拟机进行多道次热压缩用奥氏体的形变再结品细化奥氏体品粒，再通过变形实验，样品为6mm×12mm及6mm×15mm, 过冷奥氏体的形变强化相变细化铁素体晶粒并所有样品在变形后立即淬火以固定高温组织.样结合适当的形变后热处理，使残余奥氏体转变为品变形后为鼓形，其中心形变高于平均值，所分需要的第二组织.这样可以将单道次变形所需的析的组织均取自中心位置.本文所标定的形变量大应变量分布于多道次变形的不同阶段，相对降均为实际测定的变形量.用3%4%的硝酸酒精低较低温度变形时的负荷，更利于在工业中实溶液浸蚀显示压缩变形纵截面铁素体组织：用过现，同时使其性能也能满足工业需要.为此本文饱和苦味酸+十二烷基苯磺酸钠溶液(82℃左右) 研究了多道次变形及后续处理过程的组织演变，热蚀观察奥氏体晶粒组织：用图像分析软件m- 探求奥氏体形变与再结晶、形变强化相变、铁素 age-Tool进行测定晶粒截径.利用扫描电镜上的体动态再结晶及后续处理等对于最终细化铁素 EBSD装置测定多道次变形过程中铁素体晶粒的体晶粒、优化性能的作用，取向变化，试样经电解抛光制备而成.电解抛光液为70%无水乙醇+20%高氯酸+10%甘油，电压 1实验材料及方法 15V,抛光时间10-15s. 实验原材料为Q235碳素钢，其成分（质量分 2实验结果与分析收稿日期2003-11-14赵磊男，26岁，硕士研究生 21多道次热变形过程中的组织演变 *国家科技部“973”资助项目CNo.G1998061506) 为模拟热连轧工艺，采用1050℃奥氏体化

第 2 6 卷第 5 期 2 00 4 年 1 0 月北京科技大学学报 JO u r . a l o f U n iv e rs i yt o f S e i e n e e a n d eT e h n o fo yg B e ij in g Vb l.2 6 N 0 . 5 o e t 2 0 0 4 Q 2 3 5 碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能赵磊 ` , 郑为为 2 , 杨王明 ” 孙祖庆 “ , l ) 北京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 10 0 0 83 2 ) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室 , 北京 10 0 0 8 3 摘要利用热模拟压缩变形实验研究了 Q2 35 碳素钢多道次热变形及后续处理过程的组织演变规律 . 结果表明 , 采用高温奥氏体的形变再结晶及过冷奥氏体的形变强化相变 , 可以使 Q 2 3 5 低碳钢的铁素体晶粒细化至 4 一 5 林m , 材料的屈服强度达到 4 0 M Pa 级 , 延伸率达到 4 0% . 经适当的后续处理后 , 渗碳体、珠光体等第二组织弥散分布于细晶铁素体晶界上 , 使 Q2 35 低碳钢在保持细晶钢原有强度级别和塑性的基础上 , 屈强比有效降低 . 关键词碳素钢 ; 多道次热变形 ; 细晶铁素体 ;第二组织 ; 力学性能分类号 T G 14 2 . 1 低碳钢铁素体晶粒的细化己经被证实可以通过形变强化相变及铁素体动态再结晶实现 `冈 . 但这些研究也指出 , 要获得完全细晶铁素体 , 需要在接近 1 . 6一.2 0 的大应变条件下进行 , 即使多道次变形也要求每道次的变形量大于 5 0% , 这在工业上是很难实现的 . 对形变强化相变的研究表明 , 较小的原始奥氏体晶粒对细小铁素体晶粒的获得是有利的〔5] . 因此 , 可以将细化铁素体晶粒分两步来完成 , 即先通过高温奥氏体区的形变 , 利用奥氏体的形变再结晶细化奥氏体晶粒 , 再通过过冷奥氏体的形变强化相变细化铁素体晶粒并结合适当的形变后热处理 , 使残余奥氏体转变为需要的第二组织 . 这样可以将单道次变形所需的大应变量分布于多道次变形的不同阶段 , 相对降低较低温度变形时的负荷 , 更利于在工业中实现 , 同时使其性能也能满足工业需要 . 为此本文研究了多道次变形及后续处理过程的组织演变 , 探求奥氏体形变与再结晶、形变强化相变、铁素体动态再结晶及后续处理等对于最终细化铁素体晶粒、优化性能的作用 . 1 实验材料及方法实验原材料为 Q2 35 碳素钢 , 其成分 ( 质量分收稿日期 2 0 03 一 1 1 一 14 赵磊男 , 26 岁 , 硕士研究生 * 国家科技部 “ 9 7 3 , , 资助项目(N o . G 19 9 8 0 6 15 06 ) 数 ) 为 : C , 0 . 16% ; 5 1 , 0 . 2 0% ; M n , 0 . 6 1% ; S , 0 . 23% ; P , 0 . 0 19% : N , 0 . 0 0 4 5 % : 0 , 0 . 0 19% . 钢坯经过 1 10 ℃ 保温 l h 后锻造成拟 3 ~ 的棒材 , 终锻温度为 8 50 ℃ , 再在 9 0 ℃ 保温 20 m in 后空冷以使原始组织均匀 . 用 D T 10 0 O 热膨胀仪测 Q2 35 钢在连续冷却条件下的相变点 , 奥氏体化温度 T^ = 1 0 50 ℃ , 保温时间 s m i n , 冷却速度 VC = 15 oC / s , A r , = 7 5 0 ℃ , A r : = 5 7 0 ℃ , A 」= 82 5 ℃ . 用 G le bl el 50 0 热模拟机进行多道次热压缩变形实验 , 样品为中6 m m x l Z un 及中6 un x l s m m , 所有样品在变形后立即淬火以固定高温组织 . 样品变形后为鼓形 , 其中心形变高于平均值 , 所分析的组织均取自中心位置 . 本文所标定的形变量均为实际测定的变形量 . 用 3% 一4% 的硝酸酒精溶液浸蚀显示压缩变形纵截面铁素体组织 ; 用过饱和苦味酸十十二烷基苯磺酸钠溶液 ( 82 ℃ 左右 ) 热蚀观察奥氏体晶粒组织 ; 用图像分析软件 mI - ag e - l b ol 进行测定晶粒截径 . 利用扫描电镜上的 E B S D 装置测定多道次变形过程中铁素体晶粒的取向变化 , 试样经电解抛光制备而成 . 电解抛光液为 70 % 无水乙醇十20 % 高氯酸+l 0% 甘油 , 电压 15 V , 抛光时间 10一 15 5 . 2 实验结果与分析 .2 1 多道次热变形过程中的组织演变为模拟热连轧工艺 , 采用 1 0 50 ℃ 奥氏体化 , DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2004. 05. 014

一 5 0 8 - 北京科技大学学报 2 00 4 年第 5 期第 1 道次变形温度为 9 0 ℃ , 最终道次温度为 7 80 ℃ 的 5 道次变形 , 如图 1所示 . 除第 1 道次名义变形为 3 0% , 其他道次名义变形均为 2 0 % , 这样可以相对降低低温变形时的负荷 . 道次间隔时间分别为 4 , 3 , 2 , 15 . 本工艺的特点是 : 道次间隔时间越来越短 , 轧制速度越来越快 . 各道次形变后立即水淬 , 以研究组织演变规律 . 图 2 为变形过程的应力一应变曲线 , 图 3 为 0 5 0 ℃ , 5 m in / ; 5 ℃ s/ 9 0 0℃ , 3 0% ,护 10 5 一 ’ 8 7 0 oC , 2 0% ,护 10 5一 ’ △卜4 5 g 食搞vs 丫份登碧%, 月 5 5一 ’ 2 0℃ s/ ” ’ 、 8 10 ℃ , 20 %, 扮 20 5一 , △护 2 5 1、人户、人 W . Q . 7 8 0 ,C , 2 0% ,卜 2 0 5一 ` △拼 1 5 W . Q W . Q 甲 W . Q 尽5 ℃ / s 、匕 60 0℃ . 1s m 功 W . Q . W , Q , t / m i n 图 1 多道次热压缩变形工艺示意图 F i g · 1 S e h e m a it c d i a g r a m fo r s u c e e s s iv e h o t e o m P比5 5 1 0 0 t es t 3025150 只侧域ó芝、目各道次变形后的组织形貌 . 可以看到 , 第 1 道次形变温度为 9 0 ℃ 时 , 组织为拉长的形变奥氏体与等轴再结晶奥氏体晶粒 ( 见图 3 (a) ) , 此时 , 奥氏体晶粒尺寸近似为 30 卿 , 相比在 1 0 50 ℃ 奥氏体化时的 60 林m 左右的奥氏体 , 经过这一道次变形已有很大程度的细化 , 但是得到的奥氏体晶粒大小不是很均匀 . 这一道次形变抗力增加是奥氏体硬化所致 . 第 2 道次形变温度为 8 70 ℃ , 组织仍为拉长的形变奥氏体与等轴再结晶奥氏体 ( 见图 3 伪) , 但奥氏体晶粒尺寸己降到 2 0 ” m 左右 , 同时发现奥氏体晶界较厚 , 这是由于在奥氏体晶界附 0 1一一一叫 - 一一一一` 一 - 司一 - 」 0 0 . 2 0 . 4 0 . 6 0 . 8 1 . 0 1 . 2 真应变图 2 与图 1 相对应的多道次变形的应力一应变曲线 F ig . 2 lF ow e . ver o f , . c c e . , i v e 加o t d e fo mr a it 皿 e o 价 - s P o n d in g ot F ig . 1

VoL.26 No.5 赵磊等：Q235碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能 509· 近有少量的针状铁素体析出，这种形态的铁素体应该是淬火冷却过程产生的向.这一道次的形变抗力有较大幅度降低（图2），表明在道次间隔时间内发生了奥氏体的静态再结晶，因此，这两道次的变形对累积变形的贡献是有限的，第3道次的形变温度为840℃，略高于A点(825℃)，从图3(c) 组织看到，此时已有铁素体沿奥氏体晶界析出， 3920um 大部分呈等轴状.这种在A,点以上形成的铁素体图4780℃单道次变形0.98的组织形貌处于亚稳状态，会发生逆相变可.由于铁素体的析 Fig.4 Microstructures after single pass deformation at 780C 出释放了部分畸变能，这一道次形变抗力增加不从组织演变的结果来看，整个多道次变形可明显（见图2）.第4道次设定的变形温度为810℃，分为两个阶段，第一阶段以奥氏体的形变再结晶在15℃s的冷速条件下A,温度为750℃，因此这一为主，道次间隔时间可以相对较长，主要通过奥道次处于A与A:之间，过冷奥氏体发生形变强化氏体的动（静）态再结晶细化奥氏体晶粒，这与传相变，.形变强化相变是一个以形核为主的过程，统控制轧制的效果是大致相同的.第二阶段以过铁素体的析出是以在奥氏体/铁素体相界面的反冷奥氏体的形变强化相变为主，道次间隔时间尽复形核为特征的，铁素体的长大在空间上受到可能短一些，以达到累积变形的效果.本实验条限制，最后得到的是等轴细小的铁素体，由于形件下，后两道次累积的真应变为0.36，实现了多变强化相变生成的铁素体马上受到形变的作用，道次小变形工艺条件下铁素体晶粒的细化，这对产生硬化，它与相变过程所造成的畸变能释放叠于实际工业生产是非常有意义的. 加，这一道次的形变抗力稍有增加（见图2）.第5 22多道次热变形过程中的铁素体晶粒取向道次变形温度为780℃，由于道次间隔时间较短1 分析图5为第4和第5道次所获得组织相邻 S,起到了累积变形的效果，铁素体的转变量相比晶粒取向差分布及其所对应的晶粒组织模拟图，前一道次有较大幅度提高，达到75.4%，是这一从图中可以看出，在第4道次变形后，形成了以温度平衡转变量的93%，铁素体晶粒尺寸为大角度晶界（取向差大于15℃）为主的形变强化 (4.24±1.54)m.这与780℃单道次变形0.98时的细相变铁素体晶粒.在第5道次变形后，组织仍以化效果基本相同（见图4）大角度晶界为主，晶粒尺寸相对于前一道次略有 0.04 0.03 0.02 0.01 0 1020 304050 60 铁素体晶粒间取向差/() (a第4道次 0.04 0.03 0.02 0.01 0 102030405060 铁素体晶粒间取向差/() (b)第5道次图5多道次热变形第4和第5道次所获得组织相邻晶粒取向差分布 Fig.5 Misorientation distributions after the forth (a)and fifth pass deformation(b)in Fig.1

V 匕1 . 2 6 N o . 5 赵磊等 : Q23 5 碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能一 5 0 9 - 近有少量的针状铁素体析出 , 这种形态的铁素体应该是淬火冷却过程产生的 `6] . 这一道次的形变抗力有较大幅度降低 ( 图 2) , 表明在道次间隔时间内发生了奥氏体的静态再结晶 . 因此 , 这两道次的变形对累积变形的贡献是有限的 . 第 3 道次的形变温度为 8 4 0 oC , 略高于A 。点 (8 2 5 ℃ ) , 从图 3 ( e ) 组织看到 , 此时己有铁素体沿奥氏体晶界析出 , 大部分呈等轴状 . 这种在 A 3 点以上形成的铁素体处于亚稳状态 , 会发生逆相变 17] . 由于铁素体的析出释放了部分畸变能 , 这一道次形变抗力增加不明显 ( 见图 2) . 第 4 道次设定的变形温度为 8 10 ℃ , 在 15 ℃s/ 的冷速条件下 A r3 温度为 7 50 ℃ , 因此这一道次处于 A 3与rA 3之间 , 过冷奥氏体发生形变强化相变 . 形变强化相变是一个以形核为主的过程 , 铁素体的析出是以在奥氏体 /铁素体相界面的反复形核为特征的`幻, 铁素体的长大在空间上受到限制 , 最后得到的是等轴细小的铁素体 . 由于形变强化相变生成的铁素体马上受到形变的作用 , 产生硬化 , 它与相变过程所造成的畸变能释放叠加 , 这一道次的形变抗力稍有增加 ( 见图 2) . 第 5 道次变形温度为 7 80 ℃ , 由于道次间隔时间较短 1 s , 起到了累积变形的效果 , 铁素体的转变量相比前一道次有较大幅度提高 , 达到 75 .4 % , 是这一温度平衡转变量的 93 % , 铁素体晶粒尺寸为 (4 .2 壮 1 , 54) 林m . 这与 7 80 ℃ 单道次变形 .0 98 时的细化效果基本相同( 见图 4) . 图 4 7 8 0 ℃ 单道次变形￡叫〕 . 98 的组织形貌 F i g . 4 M i c ro st 邝 e tu re s a ft e r s in gl e P a s s d e fo r m a Uo n a t , 80 OC 从组织演变的结果来看 , 整个多道次变形可分为两个阶段 . 第一阶段以奥氏体的形变再结晶为主 , 道次间隔时间可以相对较长 , 主要通过奥氏体的动 ( 静 ) 态再结晶细化奥氏体晶粒 , 这与传统控制轧制的效果是大致相同的 . 第二阶段以过冷奥氏体的形变强化相变为主 , 道次间隔时间尽可能短一些 , 以达到累积变形的效果 . 本实验条件下 , 后两道次累积的真应变为 .0 36 , 实现了多道次小变形工艺条件下铁素体晶粒的细化 , 这对于实际工业生产是非常有意义的 . .2 2 多道次热变形过程中的铁素体晶粒取向分析图 5 为第 4 和第 5 道次所获得组织相邻晶粒取向差分布及其所对应的晶粒组织模拟图 . 从图中可以看出 , 在第 4 道次变形后 , 形成了以大角度晶界 ( 取向差大于巧 ℃ ) 为主的形变强化相变铁素体晶粒 . 在第 5 道次变形后 , 组织仍以大角度晶界为主 , 晶粒尺寸相对于前一道次略有 0 . 0 4 0 . 0 3 0 . 0 2 僻友嵘霉 0 . 0 1 0 0 10 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 铁素体晶粒间取向差 / (o ) ( a ) 第 4 道次 0 . 0 4 僻 0 . 0 3 壕禽 0 . 0 2 籍 0 . 0 1 0 0 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 铁素体晶粒间取向差 / (o ) (b ) 第 5 道次图 5 多道次热变形第 4 和第 5 道次所获得组织相邻晶粒取向差分布 F i g . 5 M is o r ien at it o n d is t r ib u it o n s a fet r t h e fo rt h ( a ) a n d if ft h P a s s d e fo r m a 住o n ( b ) in F i g . l

510 北京科技大学学报 2004年第5期减小，但小角度晶界比例有所减少，这是形变强素体与渗碳体以特定取向关系生成片层状珠光化相变的铁素体在继续变形时小角度晶界吸收体的条件，所以残余奥氏体倾向于转变成离异珠位错向大角度晶界转变所致.但此时，并没有观光体或粒状渗碳体.由于粒状渗碳体对铁素体晶察到明显的铁素体动态再结晶.由于缺乏铁素体粒有一定的钉扎作用，它有效的抑制了保温过程动态再结晶对晶粒的进一步细化作用网，铁素体的铁素体晶粒长大，的晶粒尺寸仅为~5m. 表1列出了780℃单道次变形以及按如图1 23后续处理对多道次变形组织和性能的影响所示的工艺进行多道次热变形以及后续处理的为模拟薄板坯连铸连轧过程中的卷取工艺，室温力学性能.不难发现，与单道次变形相比较，采取在多道次变形后快冷至600℃，保温15min. 多道次变形在提高塑性的基础上，屈服强度也有从图6可以看出，后续处理之前组织主要为细晶很大的提高，抗拉强度略有降低，但屈强比较高，铁素体和由残余奥氏体淬火形成的马氏体.经后。经后续处理后，通过控制第二组织，使粒状渗碳续处理后，铁素体晶粒基本没有长大，体积分数体和离异珠光体在铁素体晶界之间弥散分布，有有所增加，渗碳体小颗粒弥散分布于铁素体晶粒效的降低了屈强比，屈服强度仍达到400MP.与界及晶粒内，局部地区可见呈离异形态的珠光单道次变形相比，多道次热变形将单道次变形所体.这是因为在保温过程中，由于形变强化相变需的大应变量分散在各个道次中，降低了较低温铁素体的析出，残余奥氏体富碳，在成分上有利度变形时的载荷，更容易在工业生产中实现，而于形成渗碳体，而且由于形变的作用，破坏了铁且其性能也能满足工业需要. 20um 10m (a)第5迫次，780℃，e=1.08,淬火 (b)第5道次，780℃，85℃/s冷至600℃，保温15min 图6多道次变形及后续处理后的组织演变 Fig.6 Microstructures after multi-pass deformations and subsequent heat treatment 表1单道次与多道次热变形及后续处理后的拉伸性能 Table 1 Mechanical properties of samples after single pass deformation and multi-pass deformations 组织工艺屈服强度，a/MPa 抗拉强度c/MPa 延伸率，6/% 屈服比，：/ 铁素体+马氏体单道次变形，W.Q. 357 601 32.6 0.59 铁素体+马氏体5道次变形，W.Q. 488 587 41.4 0.83 肤素体+珠光体次变温G 403 509 34.0 0.79 3 结论晶铁素体晶界上的最终组织，有效地降低了材料的屈强比，强度和塑性与细晶钢基本相同通过控制高温奥氏体区的形变再结晶使奥参考文献氏体晶粒细化，可以使过冷奥氏体形变强化相变 1 Yada H,Matsumura Y,Nakajima K.Ferritic Steel Haring 细化铁素体晶粒在较小的变形量条件下实现. Ultra-fine Grain and a Method for Producing the Same. Q235低碳钢在900℃至780℃温度范围内进行5 No.4 466 842 [P].USA Patent,1984 道次变形，总的累积应变量为11时，可以获得 2 Hodgson P D,Hickson M R,Gibbs P K.Ultrafine ferrite 45m左右的细晶铁素体.采用适当的后续处 in low carbon steel [J].Scripta Mater,1999,40(10):1179 理，得到离异珠光体及粒状渗碳体弥散分布于细 3杨王玥，胡安民，齐俊杰，等.低碳钢形变强化相变

一 510 - 北京科技大学学报 2 0 4 年第 5 期减小 , 但小角度晶界比例有所减少 . 这是形变强化相变的铁素体在继续变形时小角度晶界吸收位错向大角度晶界转变所致 . 但此时 , 并没有观察到明显的铁素体动态再结晶 . 由于缺乏铁素体动态再结晶对晶粒的进一步细化作用 l, , 铁素体的晶粒尺寸仅为一5 娜 . 2 3 后续处理对多道次变形组织和性能的影响为模拟薄板坯连铸连轧过程中的卷取工艺 , 采取在多道次变形后快冷至 6 0 ℃ , 保温巧 m in . 从图 6 可以看出 , 后续处理之前组织主要为细晶铁素体和由残余奥氏体淬火形成的马氏体 . 经后续处理后 , 铁素体晶粒基本没有长大 , 体积分数有所增加 , 渗碳体小颗粒弥散分布于铁素体晶粒界及晶粒内 , 局部地区可见呈离异形态的珠光体 . 这是因为在保温过程中 , 由于形变强化相变铁素体的析出 , 残余奥氏体富碳 , 在成分上有利于形成渗碳体 . 而且由于形变的作用 , 破坏了铁素体与渗碳体以特定取向关系生成片层状珠光体的条件 , 所以残余奥氏体倾向于转变成离异珠光体或粒状渗碳体 . 由于粒状渗碳体对铁素体晶粒有一定的钉扎作用 , 它有效的抑制了保温过程的铁素体晶粒长大`10] . 表 l 列出了 7 80 ℃ 单道次变形以及按如图 1 所示的工艺进行多道次热变形以及后续处理的室温力学性能 . 不难发现 , 与单道次变形相比较 , 多道次变形在提高塑性的基础上 , 屈服强度也有很大的提高 , 抗拉强度略有降低 , 但屈强比较高 . 经后续处理后 , 通过控制第二组织 , 使粒状渗碳体和离异珠光体在铁素体晶界之间弥散分布 , 有效的降低了屈强比 , 屈服强度仍达到 4 0 0 M P a . 与单道次变形相比 , 多道次热变形将单道次变形所需的大应变量分散在各个道次中 , 降低了较低温度变形时的载荷 , 更容易在工业生产中实现 , 而且其性能也能满足工业需要 . aT b le l 组织 L a ) 弟 , 追仪 , l巧u U , 肝 l . U石, 徉火弋b ) 弟 , 追次 , 1 5 U U , 巧, U ,s 冷生。 Uu U , 保温 15m i n 图 6 多道次变形及后续处理后的组织演变 F ig · 6 iM c r o s t r u c ot erS a ft e r nI u it i- p a s s d e fo r nI a iOt n s a n d s u b s e q u e n t h e a t t er a 恤 e n t 表 1 单道次与多道次热变形及后续处理后的拉伸性能 M ec h a n i c a l P or P e rt e s o f s a m p le s a fet r s in g l e P a s s d e fo r m a iot . a n d nI u li-t P a s s d e fo r m a iot n s 工艺屈服强度 , a0 2 / M P a 抗拉强度氏 / M P a 延伸率 ,引% 屈服比a0 . 2 /仇铁素体+ 马氏体铁素体十马氏体单道次变形 , .W .Q 5 道次变形 , W. .Q 5 道次变形 , 60 0℃ , 保温 15 m i n , W. Q . 3 5 7 4 8 8 6 0 1 5 8 7 3 2 . 6 4 1 . 4 0 5 9 0 83 铁素体+ 珠光体 3 4 . 0 0 . 7 9 3 结论通过控制高温奥氏体区的形变再结晶使奥氏体晶粒细化 , 可以使过冷奥氏体形变强化相变细化铁素体晶粒在较小的变形量条件下实现 . Q23 5 低碳钢在 9 0 ℃ 至 7 80 ℃ 温度范围内进行 5 道次变形 , 总的累积应变量为 1 . 1 时 , 可以获得 4一 5娜左右的细晶铁素体 . 采用适当的后续处理 , 得到离异珠光体及粒状渗碳体弥散分布于细晶铁素体晶界上的最终组织 , 有效地降低了材料的屈强比 , 强度和塑性与细晶钢基本相同 . 参考文献 l 丫妞d a H , M at s um ur a Y, N ak aj ha a K . F e r i ti e S t e e l Hiar n g U latr 一 n n e G r a i n 阳 d a M e ht o d ofr rP o d u c i n g ht e S am e . N o . 4 4 6 6 84 2 [ P ] . U S A Pat e in , 198 4 2 H o dgs o n P D , H i e ks o n M R , G ib b s P K . U l tr iaf n e fe ir t e i n l o w e ar b o n s t e e l IJ ] . S e r iPat M aet 几 19 99 , 40 ( 1 0 ) : 11 7 9 3 杨王明 , 胡安民 , 齐俊杰 , 等 . 低碳钢形变强化相变

VoL,26 No.5 赵磊等：Q235碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能 511· 的组织细化.材料研究学报，2001,15(2：171 rite in hot successive deformation [J].Trans ISIJ,1987,27: 4杨王玥，胡安民，齐俊杰，等.。低碳钢多道次热变形 492 中的应变强化相变与铁素体动态再结晶[).金属学 8齐俊杰，杨王玥，孙祖庆，低碳钢过冷奥氏体形变过报，2000,36(11)片：1192 程组织演变机制[).北京科技大学学报，2002,24 5杨王玥，胡安民，孙祖庆.低碳钢奥氏体晶粒控制对 (2):97 应变强化相变的影响[).金属学报，2000,36(10)： 9齐俊杰，杨王玥，孙祖庆.低碳钢过冷奥氏体形变过 1050 程超细铁素体的形成[).金属学报，2002,38(9)：897 6杨平，傅云义，崔凤娥，等.Q235碳素钢应变强化相 10 Shin D H,Kim B C,Park K T,et al.Microstructural 变的基本特点及影响因素).金属学报，2001,37(6)： changes in equal channel angular pressed low carbon steel 601 by static annealing [J].Acta Mater,2000,48(12):3245 7 Matsumura Y,Yada H,Evolution of ultrafine-grained fer- Microstructure Evolution and Properties of Q235 Plain Carbon Steel in Multi-pass Hot Deformation ZHAO Lei,ZHENG Weiwei,YANG Wangyue,SUN Zuging 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 ABSTRACT The microstructure evolution of Q235 plain carbon steel in multi-pass hot deformation was investi- gated by means of hot compression simulation.The results indicated that fine ferrite grains of 4-5 um can be achieved by deformation enhanced phase transformation of undercooled austenite in combination with austenitic re- crystallization.The yield strength exceeded 400 MPa and the plastic elongation was over 40%.By proper heat treat- ment after deformation the scattered minor microstructures of cementite and pearlite were distributed on the grain boundaries of fine ferrite grains.The yield ratio was effectively decreased without loss of yield strength and the duc- tility. KEY WORDS plain carbon steel;multi-pass hot deformation;fine ferrite grain;minor microstructure;mechanical property

V b L 26 N 0 . 5 赵磊等 : Q 23 5 碳素钢多道次热变形中的组织演变及性能一 51 1 - 的组织细化 [J 』 . 材料研究学报 , 2 0 0 1 , 1 5 ( 2 ) : 1 7 1 杨王明 , 胡安民 , 齐俊杰 , 等 . 低碳钢多道次热变形中的应变强化相变与铁素体动态再结晶 [J] . 金属学报 , 2 0 0 0 , 3 6 ( 1 1 ) : 1 1 9 2 杨王明 , 胡安民 , 孙祖庆低碳钢奥氏体晶粒控制对应变强化相变的影响 [J] . 金属学报 , 2 0 0 0 , 3 6 ( 1 0 ) : 10 5 0 杨平 , 傅云义 , 崔凤娥 , 等 . Q2 35 碳素钢应变强化相变的基本特点及影响因素 [J] . 金属学报 , 2 0 0 1 , 3 7 (6) : 60 1 Mat s um aur Y, aY d a H , vE o llt i o n o f u l加fm e ~ g r a in e d fe r - r iet i n h ot s u e e e s s i v e d e fo mr at i o n IJ] . T r an s I S IJ , 19 87 , 2 7 : 4 92 8 齐俊杰 , 杨王明 , 孙祖庆 . 低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制阴 . 北京科技大学学报 , 2 0 02 , 24 (2 ) : 9 7 9 齐俊杰 , 杨王用 , 孙祖庆 . 低碳钢过冷奥氏体形变过程超细铁素体的形成 IJ] . 金属学报 , 2 0 02 , 38 (9) : 8 97 1 0 S h in D H , K 如 B C , P a r k K T, e t a l , M i c r o s tl ” c tu ra l e han g e s i n e qu a l e h an e l an g u lar P re s s e d l o w e ar bon s t e e l by s t at i e an e a li n g 「J ] . A cta M ate r, 2 0 0 0 , 4 8 ( 1 2 ) : 32 4 5 M i e r o s trU e uft e E v o ut ti o n an d P r o P e rt i e s o f Q2 3 5 P l a i n C a ht o n S t e e l i n M u lti 一 P a s s H o t D e fo n n at i o n 乙队咬口 L 召i 肠iw 扩气YA N G 肠矛褪D 夕“ ’e), S之力V uZ q i心 , l ) M a抚 r i a l s S e i e n ce an d E n g in e e ir n g S e h o o l , U n i v e rs ity o f s e i e n e e an d eT e hn o l o gy B e ij in g , B e ij ign l 0 0 0 8 3 , C h i n a 2 ) T he S at e K ey L a b o r aot ry of r A d v an c e d M aet l s an d M ate r i a l s , U n i v e rs ity o f s e i e n e e an d eT e hn o l o gy B e ij i n g , B e ij ing l 0 0 0 8 3 , C ihn a A B S T R A C T hT e m i e r o s tru e h U e e v o l ut i o n o f Q2 3 5 P l a in e ar b o n s t e e l in m ul it 一 P a s s h ot d e of rm at i o n w as i n v e s t i - g at e d b y m e ans o f h o t e o m p r e s s i o n s 加ul iat o n . hT e r e s u l t s i n d i c at e d ht at if n e fe irt e g r a in s o f -4 5 娜 e an b e ac h i e v e d b y d e of rm at i o n e hn an e e d P h as e tr an s of rm at i o n o f un d e r e o o l e d au s t e n i t e i n e o m b in iat o n iw ht aus t e in ti e re - e ry s atl li azt i o n . hT e y i e ld s tr e n gt h e x e e e d e d 4 0 0 M P a an d ht e P las it e e l o n g a t i o n aw s o v e r 4 0% . B y P r o P e r he at tr e at - m e in a ft e r d e of rm iat o n ht e s e at e r e d m in o r m i e or s t ” c trU e s o f e e m e n t i t e an d P e arl i t e w e r e d i s itr b ut e d o n ht e gr a l n b o un d iar e s o f if n e fe 币t e g r a i n s . hT e y i e ld r at i o w a s e fe c it v e ly d e e re as e d w i ht o ut l o s s o f y i e l d s tr e n ght an d ht e d u c - t ili.ty K E Y WO R D S P l a in c a r b on s t e e l: m u ih 一 P as s h o t d e of rm iat o n : ifn e fe 币t e gr a i n ; m in or m i e r o s t ” c 奴止e ; m e e h耐 e a l P r o P e rt y