Q235碳素钢不同热变形条件下退火过程的织构分析

D0I:10.13374/i.issm1001053x.2003.05.036 第25卷第5期 北京科技大学学报 Vol.25 No.5 2003年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2003 Q235碳素钢不同热变形条件下 退火过程的织构分析 田朝旭”杨平”冯惠平”孙祖庆) 1)北京科技人学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技人学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要利用描电镜、背散射电们射(EBSD)和X射线衍射技术研究了三种方式热变形 后保温时铁素体的长人行为.结果表明，回复、再结晶和长大的相对程度与第：相粒子的状 态及铁素体的取向分布有关.形变强化相变户产生的超细铁素体中形变储存能较低，退火时难 以发生静态再结品，而以品粒长人为主，铁素体因第二相出现较晚而充分生长：A温度以下 纯铁素体父形变的铁素体虽然形变储存能最高，形变量最大，但第二相钉扎最明显，铁素体 仪发生部分再结品，取向形变品粒比取向形变品粒更明显地被削弱：+y两相区形 变时，铁素体（亚）帕粒发生回复式长大，取向品粒和取向品粒有不同的再结請倾 向 关键词，形变：织构：博结品：品粒长人 分类号TG111.7:TG142.1 运用“形变强化相变”理论在略高于A温度 粒长大，这主要是保温温度低和第二相的钉扎造 实施大应变并快冷可从奥氏体中析出2μm左右 成的.由于Q235钢第二相较多，粒子钉扎作用强 的超细铁素体晶粒.由于生产中板材获得超细 烈，保温后常常难以观察到铁素体的明显生长， 晶后要在·定温度下进行卷取，在这·过程中超 无法有效确定再结晶程度，利用X射线衍射及取 细铁素体是否稳定是工业界关注的问题.由于细 向成像技术分析不同取向的晶粒的长大倾向，获 品组织中品界多，能量较高，晶粒应有长大的倾 取织构率及取向差变化，可加深对这一问题的解 向四，此外，由于超细铁素体是在形变中产生的， 决，更清楚了解细晶铁素体的生长， 铁素体析出后受到继续形变的作用，积累一定的 本文还考察了两相区变形和纯铁素体区变 储存能，存在定的形变织构，有可能在随后的 形后获得不同储存能的铁素体在随后退火过程 退火过程中发生静态再结晶，前期工作表明， 中的变化.Barnett的研究表明，低碳钢(C Q235碳素钢在770℃应变1.0后铁素体转变基本 0.014%,Mn0.22%)700℃形变后在660℃保温10 完毕，若应变增至1.7，则至少将有07的应变量 min即可发生完全再结晶.但尚未见到Q235级别 施加在铁素体上，而在A,以下纯铁素体区应变 碳素钢形变后退火时织构变化的报告， 07时铁素体取向即可发生明显的转动，产生强 织构.因此，大应变后超细铁素体在等待卷取的 1实验方法 过程中到底有无能力再结晶也是一个有待揭示 实验材料为工业Q235碳素钢，成分为：C, 的问题.前期工作还表明，Q235钢在770℃应变 0.16%;Si,0.20%;Mn,0.61%;S,0.023%;P,0.019%;0, 1.6后快冷至550℃保温10min,铁素体晶粒尺寸 0.019%,N,0.0045%.在Gleeble1500热模拟机上进 基本不变，既没有发生静态再结晶，也未发生晶 行单向压缩试验，样品尺寸为6mm×12mm.形 收稿H期20030102田朝旭男，29岁，硕士 变时虽采用了石墨垫以提高样品与压头间的润 *国家“93”“新代钢铁材料的重大基础研究”项日(o. 滑效果，但其效果不理想，形变后试样为鼓形.试 G1998061506)及教行部“高等学校骨「教师资助计划"的资助

第 2 5 卷 第 5 期 2 0 0 3 年 1 0 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f U n i v e r s i ty o f S e i e n e e a n d Te e h n o l o gy B e ij in g V b l 一 2 5 N o 一 5 o e t . 2 0 3 Q 2 3 5 碳素钢 不同热变形条件下 退火过程 的织构分析 田 朝 旭 ” 杨 平 ” 】)北 京科技 人学 材料科 学 与工 程 学院 , 北 京 10 0 0 8 3 冯 惠平 ” 孙 祖庆 2 , 2 ) J七京科技 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 扫描 电镜 、 背散射 电子衍射 (E B S D ) 和 X 射 线衍 射技 术研 究 了二种 方式 热 变形 后保 温 时铁 素体 的长 大行 为 . 结果 表明 , 回复 、 再 结晶和 长 大的相 对程 度 与第 二 相粒 子 的状 态 及铁 素体 的取 向分 布有关 . 形变 强化 相变 产 生的超 细铁 素体 中形变 储存 能较 低 , 退 火 时难 以发生 静态 再结 品 , 而 以品粒 长大 为 一 卜 , 铁素 体 因第 二 相 出现较 晚 而充 分生长 : A l温 度 以 下 纯 铁素 体 区 形变 的铁 素体 虽然 形变 储存 能最 高 , 形变 量最 大 , 但 第二 相钉 扎最 明显 , 铁 素体 仅 发生 部分再 结 品 , l 取 向形 变晶粒 更 明显地被 削弱 ; a 勺两相 区 形 变 时 , 铁 素 休 ( 亚 ) 晶粒 发生 回复 式 长大 , l 取 向晶粒 有不 同 的再结 晶倾 向 . 关键词 . 形变 ; 织构 : 再 结 晶 : 晶粒 长大 分类号 T G 1 1 1 . 7 ; T G 1 4 2 . l 运用 “ 形变 强 化相 变 ” 理 论 在 略高 于 A 。 温度 粒长 大 , 这 主要 是保温 温度 低 和第 二相 的钉 扎造 实 施大 应变 并快冷 可 从 奥 氏体 中析 出 2 林n l 左 右 成 的 . 由于 Q2 35 钢 第 二 相 较 多 , 粒 子钉 扎作 用 强 的超细 铁 素 体晶 粒 〔1] . 由于 生产 中板 材 获得 超 细 烈 , 保温 后 常常 难 以观 察 到铁 素体 的 明显生 长 , 晶后要 在 一 定温 度下 进行 卷取 , 在这 一过 程 中超 无 法有 效确 定 再结 晶程 度 , 利 用 X 射线 衍射 及 取 细 铁素 体是 否 稳 定 是工 业界 关注 的 问题 . 由于 细 向成像 技术 分析 不 同取 向 的晶粒 的长 大倾 向 , 获 晶组 织 中晶 界 多 , 能 量较 高 , 晶粒应 有 长 大 的倾 取 织构 率及 取 向差变 化 , 可 加深对 这 一 问题 的解 向`21 . 此 外 , 由于超 细铁 素体 是在 形 变 中产 生 的 , 决 , 更清 楚 了解 细 晶铁 素体 的生 长 , 铁素 体析 出后 受到 继续 形变 的作 用 , 积 累一 定 的 本 文 还 考 察 了两 相 区变 形 和 纯 铁 素 体 区变 储存 能 , 存 在 一定 的形变 织 构 「3] , 有 可能 在 随后 的 形后 获 得 不 同储 存 能 的铁 素 体 在 随 后 退 火过 程 退火 过 程 中发 生静 态 再结 晶 . 前期 工作 表 明 `4] , 中 的 变 化 . B ~ t `61 的 研 究 表 明 , 低 碳 钢 (C Q23 5 碳 素钢 在 7 0 ℃ 应 变 1 . 0 后铁 素 体转 变 基本 完 毕 . 若应 变 增至 1 . 7 , 则 至少 将有 .0 7 的应 变量 施 加在 铁 素体 上 . 而 在 A , 以下 纯铁 素 体 区 应 变 .0 7 时铁 素 体 取 向即 可发 生 明显 的转 动 , 产 生 强 织 构 . 因此 , 大应 变后 超 细 铁素 体在 等 待卷 取 的 过 程 中到底 有 无 能 力 再 结 晶也 是 一个 有 待 揭 示 的 问题 . 前 期工 作 还表 明`5] , Q 235 钢在 7 70 ℃ 应 变 1 . 6 后 快冷 至 5 50 ℃ 保 温 10 m in , 铁 素体 晶 粒尺 寸 基 本 不变 , 既 没有 发 生静 态 再结 晶 , 也 未 发 生 晶 收稿 日 期 20 03 刁 l刁 2 田 朝旭 男 , 2 9 岁 , 硕 士 * 国家 “ 9 7 3 ” “ 新 一 代 钢 铁 材料 的重 大基础研 究 ” 项 日 (N 氏 G 1 99 8 0 6 15 06) 及 教 育 部 “ 高 等学 校骨 三「教师 资助计 划 ” 的资助 0 . 0 14 % , M n 0 . 2 2% ) 7 0 0 oC 形变 后 在 6 6 0 oC 保 温 10 m in 即可 发生完 全 再 结 晶 . 但 尚未见 到 Q2 35 级别 碳 素钢 形变 后 退 火 时织构 变 化 的报 告 . 1 实验 方 法 实验 材 料 为工 业 Q2 35 碳 素钢 , 成分 为 : C, 0 . 16% ; 5 1 , 0 . 2 0% ; M n , 0 . 6 1% ; S , 0 . 0 2 3 % ; P, 0 . 0 19% ; O , 0 . 0 19% , N , 0 . 0 0 4 5% . 在 G l e e b l e l 50 0 热模 拟 机上 进 行 单 向压 缩试 验 , 样 品尺 寸 为中6 m m ` 12 m m . 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 其效 果不 理想 , 形 变后 试样 为 鼓形 . 试 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2003. 05. 036

Vol.25 No.5 田朝旭等：Q235碳素钢不同热变形条件卜退火过程的织构分析 ·423· 样中心的应变量高于平均值.将热形变处理后的 体晶内储存能不高.保温30min后小角品界比例 样品从中心沿压缩轴方向剖开，机械抛光后用 变化不大（图2(），表明没有明显的再结晶过程 3%硝酸酒精浸蚀，观察剖面的金相组织.用 发生.这是局部区域的情况. LE0-1450扫描电镜分析样品中心（应变量最大 为提高所测铁素体织构的统计性，采用X射 处)部位的组织特征.背散射电子衍射(EBSD)局 线衍射法测出上一样品中的宏观织构变化，如图 部取向分析由电镜上配备的晶体结构与取向分 3所示.保温前线织构（欧拉角为(090,0， 析系统（丹麦HKL公司的Channel4.2系统）完成. 45))的强度略比线织构（欧拉角为(090， 所使用的X射线衍射仪为Siemens D5000型，测 60,45))高，保温30min后稍有增强， 量部位为样品中心截面（垂直于压缩轴），分别测 略有减弱（图3(b).这与EBSD所测定结果一致. 出{110}，{200}和{211}三个不完整极图，算出取 由上述结果可看出，形变强化相变后铁素体 向分布函数(ODF),并表示在欧拉角，45的截 晶内储存能不高，织构不强，退火时再结晶不明 面上. 显，仅发生以晶粒长大为主的过程.形变过程中 2实验结果及分析 发生的相变释放掉大部分形变储存能：相变初期 形成的铁素体由于受到大的形变有可能发生动 2.1形变强化相变所得超细铁素体退火过程的 态回复和动态再结晶"，也会释放掉一部分储存 织构分析 能.这两种因素造成形变结束时铁素体晶内储存 图1给出样品经900℃加热，以30℃/s冷至 能不高，静态再结晶驱动力不够，退火时仅发生 770℃(A:温度兰752℃)形变1.7后再以50℃/s快 长大过程.由于铁素体晶粒的织构较弱，织构对 冷至650℃保温0s和30min后的组织.保温30 铁素体长大的影响不明显.该退火温度下铁素体 min使铁素体平均晶粒尺寸由2.5μm长至20μm 发生明显长大与第二相粒子的状态有关.由于退 左右，并出现不均匀长大.珠光体也已形成，并发 火温度较高，残余奥氏体分解较晚，铁素体可在 生球化和粗化 珠光体颗粒形成之前充分生长. 图2给出该退火温度下保温0s和30min的 22A,以下铁素体区热形变后退火过程的织构 取向成像分析结果.图中深色表示111)∥压缩轴 图4给出加热到710℃以1.6s的应变速率形 的晶粒（包括15°的取向偏差）：较浅的颜色表示 变1.6后快冷至650℃保温0s和30min后的组织. (100)∥压缩轴的晶粒.从图中可见，保温前铁素 在此高应变速率下形变样品中只有部分动态再 体晶粒多为等轴状，只有少数晶粒稍有拉长（图2 结晶发生：保温前后的组织差异不大，都是以形 (a),说明铁素体受形变不大：退火30min后铁素 变长条组织为主，看不出有明显的静态再结晶发 体晶粒出现不均匀长大（图2(d),且不同取向的 生：若发生小规模的静态再结晶，形貌上也难看 晶粒都能长大.保温前(111)晶粒和100)品粒比 出，因为保温前也有少量的小等轴晶. 例分别为20%和15.4%，表明(111)晶粒和100)晶 阁5为相应的取向成像分析结果.可观察到 粒的择优不强，也说明铁素体受形变不是很大. 大量亚晶界（图5(a),(d),表明回复过程十分强 保温前晶内少有亚晶存在，小角晶界较少，取向 烈.形变长条铁素体主要为及取向. 差接近随机分布（图2（©）)，表明形变结束时铁素 保温前占44.5%，占41.3%，总织构率 4 um 4μm (a)0s 一压缩轴方向 (b)30min 一压缩轴方向 图1形变强化相变后在650℃保温不同时间后的组织 Fig.1 Microstructures obtained by holding samples at 650'C after deformation-enhanced transformation

从 , 1 . 2 5 N o . 5 田朝 旭 等 : Q2 35 碳 素钢 不 同 热 变 形条 件 卜退 火过 程 的织 构 分析 · 4 2 3 . 样 中心 的应 变 量 高于 平均 值 . 将 热 形变 处 理后 的 样 品 从 中心 沿 压 缩 轴 方 向剖 开 , 机 械抛 光 后 用 3% 硝 酸 酒 精浸 蚀 , 观 察 剖 面 的金 相 组 织 . 用 L E O 一 145 0 扫 描 电镜 分析 样 品中 心 ( 应变 量 最 大 处 ) 部位 的组 织特 征 . 背散 射 电子衍 射 (E B S D ) 局 部 取 向分 析 由 电镜 上 配 备 的 晶体 结 构 与 取 向分 析 系 统 ( 丹 麦 H K L 公 司 的 C h alm el .4 2 系 统 ) 完 成 . 所 使 用 的 X 射 线衍 射 仪 为 S i e m e n s D 5 O0 0 型 , 测 量 部位 为样 品中 心截 面 ( 垂 直于 压 缩轴 ) , 分 别测 出 毛1 10 } , { 2 0 0 } 和 { 2 1 1 } 三 个 不 完整极 图 , 算 出取 向分布 函数 ( O D )F , 并表 示 在 欧 拉 角仇=4 5 “ 的截 面 上 . 2 实 验结 果 及 分 析 .2 1 形 变 强 化 相 变所 得 超 细铁 素 体 退 火 过程 的 织构 分 析 图 1 给 出样 品经 90 0 ℃ 加 热 , 以 30 ℃s/ 冷 至 7 0 ℃ (A 。 温 度 里 7 52 ℃ ) 形 变 1 . 7 后 再 以 50 ℃ s/ 快 冷 至 6 50 ℃ 保温 0 5 和 30 m in 后 的 组织 . 保温 30 m in 使 铁 素 体平 均 晶粒 尺 寸 由 .2 5 卿 长至 20 卿 左 右之 并 出现 不 均匀 长 大 . 珠 光体 也 已形 成 , 并 发 生 球 化和 粗 化 . 图 2 给 出该 退 火温 度 下 保温 0 5 和 30 m in 的 取 向成像 分 析结 果 . 图中深 色 表 示 ( I n >刀压 缩轴 的 晶粒 ( 包 括 150 的取 向偏 差 ) ; 较 浅 的颜 色 表 示 ( 10 0) 刀压 缩 轴 的 晶粒 . 从 图 中可 见 , 保 温 前 铁 素 体 晶粒 多为等 轴 状 , 只 有 少数 晶 粒稍 有拉 长 ( 图 2 a( ) , 说 明铁 素 体 受形 变 不 大 ; 退 火 30 m in 后 铁素 体 晶粒 出现 不 均 匀长 大 ( 图 2( d) ) , 且 不 同取 向的 晶粒 都 能 长 大 . 保温 前 ( 11 1> 晶粒 和 ( 10 必 晶粒 比 例 分 别 为 2 0 % 和 1 5 . 4% , 表 明 线 织 构 ( 欧拉 角 为 (0 一 90 , O , 4 5 ) ) 的强 度 略 比 线织 构 ( 欧 拉 角 为 ( 0一 9 0 , 6 0 , 4 5 ) ) 高 , 保 温 3 0 m i n 后 稍 有 增 强 , 略 有 减 弱 ( 图 3 (b) ) . 这与 E B S D 所 测 定 结 果一 致 . 由上 述 结果 可 看 出 , 形 变 强化 相 变 后铁 素 体 晶 内储 存 能不 高 , 织 构不 强 , 退 火 时 再 结 晶不 明 显 , 仅 发 生 以 晶粒 长 大为 主 的 过程 . 形 变 过 程 中 发 生 的相 变释 放 掉大 部 分形 变 储存 能 : 相变 初 期 形 成 的 铁 素 体 由于 受 到 大 的形 变 有 可 能 发 生动 态 回 复和 动 态 再 结 晶 【l] , 也会 释 放 掉 一 部 分储 存 能 . 这 两种 因 素造 成 形变 结 束 时铁 素 体 晶 内储 存 能 不高 , 静 态 再 结 晶驱 动 力 不够 , 退 火 时仅 发 生 长 大过 程 . 由于铁 素 体 晶粒 的织 构 较弱 , 织 构 对 铁 素 体 长 大 的影 响不 明显 . 该退 火温 度下 铁素 体 发生 明显长 大 与第 二相 粒 子 的状 态 有 关 . 由于 退 火 温 度 较 高 , 残 余 奥 氏 体分 解 较 晚 , 铁 素体 可 在 珠 光 体 颗 粒 形成 之 前充 分 生长 . .2 2 A I 以下 铁 素体 区热 形 变 后退 火 过 程 的织 构 图 4 给 出加 热 到 7 10 ℃ 以 1 . 6 s/ 的 应变 速 率 形 变 1 . 6 后 快冷 至 6 50 ℃ 保温 0 5 和 30 m in 后 的组 织 . 在 此 高 应 变速 率 下 形变 样 品 中 只 有 部 分 动态 再 结 晶 发 生 ; 保 温 前后 的组 织 差 异 不大 , 都 是 以形 变 长条 组 织 为主 , 看 不 出有 明显 的静 态再 结 晶发 生 ; 若发 生小 规 模 的静 态 再 结 晶 , 形 貌 上 也难 看 出 , 因为 保 温 前 也有 少量 的 小等 轴 晶 . 图 5 为相 应 的取 向成 像 分 析 结 果 . 可观 察 到 大 量亚 晶界 ( 图 5 (a) , (d) ) , 表 明 回复 过程 十 分 强 烈 . 形 变 长 条铁 素 体 主要 为 取 向 . 保 温 前 l 占 41 . 3% , 总织 构 率 ( a ) 0 5 一 压缩 轴 方 向 (b ) 3 0 m i n 一 压缩 轴方 向 图 1 形 变强 化相 变 后在 6 50 ℃ 保 温不 同 时 间后 的组 织 . F ig · 1 M i c or s t r u c t u er s o b t a i n e d b y h o l d i n g s a m P l e s a t 6 5 0℃ a ft e r d e fo r m a t i o n 一e n h a n e e d t r a n s fo r m a t i o n

·424· 北京科技大学学报 2003年第5期 001 0.030 0.020 0.010 0102030405060 101 Map6:Step=1 um:Grid120x100 取向偏差/() (a)取向成像，保温0s ↑压缩轴方向 b)(a)的取向分布 (c)(a)的取向差分布 001 0.025 0.020 0.015 0.010 0.005 111 010 2030405060 101 -25 um:Map6:Step=1 um:Gtid120x100 取向偏差/() (d)取向成像，保温30mint压缩轴方向 (e)(d)的取向分布 (①(d)的取向差分布 图2形变强化相变后在650℃保温不同时间后的取向分析 Fig.2 Texture analysis of ferrite grains during annealing at 650C after deformation-enhanced transformation 90° 90 90 =0° 币=0 (a)0s (b)30min 90°F 90⊙) 水平1,2,4p2=45° 水平1,2,492=45° 图3X射线法测出的形变强化相变后650℃保温时的织构变化 Fig.3 Texture evolution during annealing after deformation-enhanced transformation measured by X-ray diffraction (a)0s ↑压缩轴方向 (b)30min ↑压缩轴方向 图4A,温度以下铁素体区热形变后在650℃保温不同时间的组织 Fig.4 Microstructures obtained by holding samples at 650C after deformation below A,temperature 为85.8%.其他取向的晶粒也主要分布在最高，应变全部用在铁素体的形变上，第二相分 与的连线上（图5b).保温30min后占 布的最不均匀，再结晶及长大应最容易进行，但 40%,占38.8%，总织构率占78.8%.在该区域 该微区的再结品并不明显，保温后小角晶界的比 取向及取向差无变化（图5(c),().与形变强化相 例仍很高，强织构未得到改变或缓解.Barnett的 变后的细晶铁素体相比，虽然此时的形变储存能 研究表明，低碳钢(C0.014%,Mn0.22%)在700℃

一 4 2 4 - 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 0 3 年 第 5 期 瓣壕友皿传 , 0 卫 一 . 0 . 0 3 0 0 . 0 2 0 0 . 0 10 a( )取 向成像 , 保温 o s t 仄缩 轴 方 向 (b) ( a) 的取 向分 布 0 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 取向偏 差/ (o) c( ) a( ) 的取 向差分 布 0 . 0 2 5 0 . 0 2 0 0 . 0 15 0 . 0 10 0 . 0 0 5 0 研嘱蕊琴 d( )取 向成像 , 保温 30 m in t 压 缩轴 方 向 (e) (d) 的取 向分布 0 1 0 2 0 30 4 0 5 0 6 0 取 向偏差 / (o) (D d( ) 的 取 向差 分布 图 2 形 变 强化 相变 后在 6 50 ℃ 保 温 不 同时 间后 的取 向分析 F i g . 2 cT x t u r e a n a ly s i s o f fe r r it e g r a i n s d u r i n g a n n e a li n g a t 6 5 0 ℃ a ft e r d e of r m a t i o n 一 e n h a n c e d t r a n s of r m a t i o n 职=r o o 9 0 0 职l 二0 0 9 0 0 必一 o0 厂 a() 0s 屯) 丈少 心 水 平 l , 2 , 4 沪2 = 4 5 0 90 。 }石) 火) 水平 l , 2 , 4 沪 2 = 4 5 0 图 3 X 射 线 法测 出 的形 变强 化相 变 后 6 50 ℃ 保温 时 的织 构 变化 F ig . 3 cT x t u r e ve o l u t i o n d u r in g a n n e a li n g a ft e r d e fo r m a t i o n 一e n h a n e e d t r a n s fe r m a t i o n m e a s u r e d b y X￾r a y d i fr a e t i o n ( a ) 0 5 t 压 缩轴 方 向 (b ) 3 0 t 压缩 轴 方 向 图 4 A . 温度 以 下铁 素 体 区 热形 变 后在 6 50 ℃ 保 温 不 同时 间的组 织 F ig . 4 M i e r o s t r u e t u er s o b t a i n e d b y h o l d in g s a m P l e s a t 6 5 0℃ a ft e r d e fo r m a it o n b e l o w A . t e m P e r a t u r e 为 85 . 8% . 其 他 取 向 的晶 粒 也 主 要 分 布 在 1 与 的连 线 上 ( 图 5 ( b )) . 保温 3 0 m i n 后 占 40 % , l 占 3 8 . 8% , 总织 构 率 占 78 . 8% . 在 该 区域 取 向及 取 向差无 变 化 ( 图 5 (c) , (助 . 与形 变 强化 相 变 后 的细 晶铁 素 体 相 比 , 虽 然 此 时 的形 变储 存 能 最 高 , 应 变 全 部 用 在铁 素 体 的形 变 上 , 第 二 相分 布 的 最 不均 匀 , 再 结 晶及 长 大应 最容 易 进 行 , 但 该 微 区 的再 结 晶 并不 明显 , 保 温 后 小角 晶界 的 比 例 仍很 高 , 强织 构 未得 到 改变 或 缓解 . B am e lt 切 的 研 究 表 明 , 低 碳 钢 ( C 0 . 0 14% , M n 0 . 2 2 % ) 在 7 0 0 ℃

Vol.25 No.5 田朝旭等：Q235碳素钢不同热变形条件下退火过程的织构分析 ·425· .001 口实测值 0.040 随机分布 0.030 0 020 0.010 0 10 203040 50 60 101 取向偏差/() (a)取向成像，650℃保温0s1压缩轴方向 (b)(a)的取向分布 (c)(a)的取向差分布 001 0.040 口实测值 一随机分布 0.030 0.020 0.010 111 0 10 20304050 60 101 取向偏差/() (d取向成像，650℃保温30min1压缩轴方向 (e)(d的取向分布 (日(d)的取向差分布 图5铁素体热形变后在650℃保温不同时间后的取向分析 Fig.5 Texture analysis of ferrite grains during annealing at 650C after thermal deformation below A,temperature 应变1.1后在660℃保温3min再结品量即可达 强回复，但很难发生再结晶，即使在再结晶的最 90%,保温10min即可发生完全再结晶.而本文所 后阶段，100》晶粒的内部也没有晶核，滋生于原 示Q235碳素钢在相似条件下保温30min局部区 晶界或邻晶的品粒长入(100)晶粒将其吞并；而 域静态再结晶也不明显.碳含量的增多导致第二 (111)晶粒则是最早发生再结晶的晶粒之一.n- 组织（珠光体或渗碳体颗粒）的增多应是主要原 agaki在研究低碳钢的织构形成时指出，111)再 因，即珠光体或渗碳体颗粒的有效钉扎抑制了静结晶晶粒的形成远早于(100)再结晶晶粒.(111) 态再结晶的充分进行， 再结晶晶粒在(111)变形晶粒的晶界区域形核， 图6给出X射线测出的该样品中的宏观织构 从本实验结果看，(100〉晶粒内部存在大量的亚 变化.保温前线织构比稍强（图6(a), 晶界，退火后含量基本不变，表明(100》晶粒退火 保温后明显下降，稍有减弱（图6(b). 过程中以回复为主；而111)晶粒退火后织构明 可能是取向的形变晶粒进行了一定程度的 显减弱，则应是111)晶粒再结晶后转为其它取 静态再结晶，导致线织构减弱.这种现象在 向的晶粒. 局部取向分析中没检测到，Raabe等在研究低碳 2.3两相区形变后退火过程的织构分析 钢回复的取向依赖性时指出，(100)晶粒可发生 图7给出样品经900℃加热，以15℃5冷至 0=0° 90 p,=0° 90° =0° (a)0s Φ=0[b30min ) 90° 90° 水平1,2,4,892=45° 水平1,2,4,892=45° 图6X射线测出的铁素体热形变后650℃保温时的织构变化 Fig.6 Texture evolution during annealing at 650'C after deformation below A,temperature measured by X-ray diffraction

M ) 1 . 2 5 N 0 . 5 田 朝旭 等 : Q 2 53 碳 素 钢 不 同热变 形 条件 下退 火过 程 的织 构 分析 一 4 2 5 · 0 . 0 4 0 开 壕 0 . 0 3 0 蕊 军 0 . 0 2 0 口 实测值 一 随机 分布 0 . 0 1 0 a)( 取 向成 像 , 6 50 ℃ 保温 os t 压缩 轴 方 向 (b) (a) 的取 向分 布 10 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 取 l句偏差/ ( o ) (c ) (a ) 的取 向差 分布 ` 口 n 0 l 勺. 0 . 0 4 0 并 0 . 0 3 0 易 蒸 o · “ 2 0 口 实测值 一 随机分布 0 . 0 1 0 0 0 10 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 取 向偏 差/ (o) (d) 取 l句成像 , 6 5 0℃ 保温 3 0 m i n t 压缩 轴方 l句 (e ) (d) 的取 向分 布 (0 (d ) 的取 向差 分布 图 5 铁 素 体热 形 变后 在 6 50 ℃ 保 温不 同 时 间后 的取 向分 析 F i g . 5 eT x t u r e a n a ly s i s o f fe r r i t e g r a i n s d u r i n g a n n e a l i n g a t 6 5 0 ℃ a ft e r t h e r m a l d e fo r m a t i o n b e l o w A , t e m P e r a t u r e 应 变 1 . 1 后 在 6 60 ℃ 保 温 3 m in 再 结 晶量 即可 达 90 % , 保温 10 m in 即可 发 生 完全 再 结 晶 . 而本 文 所 示 Q2 35 碳 素 钢 在 相 似 条件 下 保 温 30 m in 局 部 区 域静 态 再 结 晶也 不 明显 . 碳 含 量 的增 多导 致第 二 组织 ( 珠 光 体 或渗 碳 体 颗 粒 ) 的增 多 应 是主 要 原 因 , 即珠 光体 或 渗 碳 体颗 粒 的有 效钉 扎 抑 制 了静 态 再 结 晶 的充 分 进行 . 图 6 给 出 X 射 线 测 出 的该 样 品 中 的宏 观织 构 变 化 . 保 温 前 线 织 构 比 稍 有 减 弱 ( 图 6( b) ) . 可 能 是 晶粒 的 内部 也没 有 晶核 , 滋 生于 原 晶 界或 邻 晶的 晶粒 长 入 再 结 晶晶粒 . 变 形 晶粒 的 晶界 区 域 形核 , 从 本 实验 结 果 看 , (l 0 ) 晶粒 内部 存 在 大 量 的亚 晶界 , 退 火 后 含量 基 本 不 变 , 表 明 晶粒 退 火 过 程 中 以回复 为 主 ; 而 晶粒 退 火 后 织构 明 显 减 弱 , 则 应 是 ( 1 1 ) 晶 粒 再 结 晶后 转 为其 它 取 向的 晶 粒 . .2 3 两相 区 形 变 后退 火 过 程 的织 构 分 析 图 7 给 出 样 品 经 9 0 0 ℃ 加热 , 以 巧℃ s/ 冷 至 必 = 0 。 令曦9分 一 - - 一 - 一- 一 - - - - 一 - 卜{ 户 一\ 、 一 { 、 杯甘 一、 、 口少恤 - _ 口 乏二井 - - · - - 一 - 一泛了一思一l 屯落共二万典奋厂滚不 中 , 必〕 口 一二 自 ( 一 刃 的 口 水 平 l , 2 , 4 , 8 p Z = 45 0 水平 l , 2 , 4 , 8 势2 = 4 5 0 图 6 X 射 线测 出的铁 素 体 热形 变后 6 50 ℃ 保 温 时 的织构 变 化 F ig . 6 eT x t u er e v o lu t i o n d u r i n g a n n e a li n g a t 6 5 0℃ a ft e r d e fo r m a t i o n b e l o w A . t e m P e r a t u er m e a s u r e d b y X 一 r a y d i fr a e t i o n

·426· 北京科技大学学报 2003年第5期 710℃形变1.6后再以50℃s快冷至650℃保温0 成.由于形变温度低，珠光体析出较早，铁素体难 s和30min后的组织，该冷速下的A约为760℃. 以长至更大尺寸. 与形变强化相变和A,以下纯铁素体区形变的组 图8为相应的取向成像分析结果.可看出形 织均不同，在两相区形变前组织中除亚稳奥氏体 变后的组织由形变长条铁素体和细小等轴铁素 外，有一定量的先共析铁素体析出，因此形变后 体组成（图8(a).与纯形变的粗晶铁素体不同，大 的组织中既有奥氏体受形变强化相变作用析出 的长条晶粒较少（比较图5与图8）.这是由于先 的细小等轴铁素体，又有被压成长条状的先共析 共析铁素体较细，形变后条状铁素体也较细.保 铁素体（图7(a).虽然形变长条铁素体中有较多 温30min后铁素体（亚）晶粒生长成为等轴状，但 的形变储存能，但形变强化相变过程产生的铁素 仍有长条组织（图8(d).形变后晶粒占 体内储存能较低.保温30min后铁素体晶粒出现 23.1%,晶粒占55.4%，总织构率为78.5%（图 明显长大，且基本呈等轴状（图7(b》.其长大行为 8(a):保温30min后晶粒占23.7%，占 既不同于形变强化相变退火后出现明显不均匀 61.6%,总织构率占85.3%（图8(d),仍存在强织 长大，也不同于纯铁素体区变形退火后发生部分 构.取向在保温前后无大的差异（图8(b),(e).从 再结晶.铁素体的生长应在珠光体析出之前完 取向差分布图（图8（©，(）)看出，保温后仍有大量 25 (a)0s 1长缩轴方向 (b)30min↑压缩轴方向 图7+Y两相区热形变后在650℃保温不同时间后的组织 Fig.7 Microstructures obtained by holding at 650'C for different times after thermal deformation at a+y dual-phase region 001 0.025 0.020 0.010 0.005 0 01020304050 60 101 um:Mape Step-1 um:Gud20k 取向偏差/() (a)取向成像，650℃，0s↑k缩轴方向 (b)(a)的取向分布 (c)(a)的取向差分布 001 0.040 0.020 0.010 111 0 10 2030 40 50 60 101 25 um.Map14:Step-l um.Grd120x100 取向偏差/() (d)取向成像，650℃，30min↑长缩轴力向 (e)(d的取向分布 ()(d)的取向差分布 图8+y两相区热形变后在650℃保温不同时间后的取向分析 Fig.8 Texture analysis of ferrite grains during annealing at 650C after thermal deformation at a+y dual-phase region

. 4 2 6 - 北 京 科 技 大 学 学 报 2 00 3 年 第 5 期 7 10 ℃ 形 变 1 . 6 后 再 以 50 ℃ s/ 快 冷 至 6 50 ℃ 保 温 0 S 和 3 0 m in 后 的 组织 , 该 冷速 下 的 rA 3 约 为 7 60 ℃ . 与 形变 强化 相 变 和 A , 以下 纯 铁 素 体 区 形 变 的组 织 均 不 同 , 在两 相 区 形变 前 组织 中除亚 稳 奥 氏体 外 , 有 一 定 量 的先 共 析 铁 素体 析 出 , 因此 形 变 后 的组 织 中 既有 奥 氏体 受 形 变 强 化 相 变 作 用 析 出 的细 小等 轴 铁 素体 , 又有 被 压成 长 条状 的先 共 析 铁 素 体 ( 图 7 (a) ) . 虽 然 形变 长 条 铁 素 体 中有 较 多 的形 变储 存 能 , 但 形变 强 化 相变 过程 产 生 的铁 素 体 内储 存 能较 低 . 保温 30 m in 后 铁 素 体 晶粒 出现 明显 长 大 , 且基 本呈 等轴 状 ( 图 7( b) ) . 其长 大 行 为 既不 同于 形 变 强 化 相 变 退 火 后 出现 明显 不 均 匀 长 大 , 也 不 同于 纯 铁素 体 区 变形 退 火后 发生 部 分 再 结 晶 . 铁 素 体 的生 长 应 在 珠 光 体 析 出 之 前 完 成 . 由于形 变 温度 低 , 珠 光 体 析 出较早 , 铁 素体 难 以长至 更 大 尺 寸 . 图 8 为相 应 的取 向成像 分析 结 果 . 可 看 出形 变 后 的 组织 由形 变 长 条铁 素 体 和 细 小 等 轴 铁 素 体组 成 ( 图 8 (a) ) . 与 纯 形 变 的粗 晶铁 素 体不 同 , 大 的长 条 晶粒 较 少 ( 比较 图 5 与 图 8) . 这 是 由于 先 共 析 铁 素 体 较 细 , 形 变 后 条 状 铁素 体 也 较 细 . 保 温 30 m in 后 铁 素体 ( 亚 ) 晶粒 生 长 成 为 等轴 状 , 但 仍 有 长 条 组 织 ( 图 8 (d) ) . 形 变 后 1 晶粒 占 23 . 1% , l 晶粒 占 5 . 4 % , 总 织 构率 为 78 . 5% ( 图 8 ( a ) ) ; 保 温 3 0 m i n 后 晶粒 占 2 3 . 7% , 占 6 1 . 6 % , 总织 构 率 占 8 5 . 3 % ( 图 8 (d ) ) , 仍 存 在 强织 构 . 取 向在保 温 前 后 无 大 的 差 异 ( 图 8 (b) , ( e) ) . 从 取 向差 分 布 图 ( 图 8 ( c), (助看 出 , 保 温 后 仍 有大 量 ( a ) o s t压 缩 轴方 向 (b ) 3 0 m i n t 压 缩 轴方 向 图 7 a 勺两 相 区热形 变后 在 65 0℃ 保 温 不 同时 间后 的组 织 F i g . 7 M i e r o s t r u e t u er s o b t a i n e d b y b o ld i n g a t 6 5 0℃ fo r d i fe er n t t i m e s a ft e r t h e r m a l d e fo r m a it o n a t a +Y d u a l 一 Ph a s e er g i o n 0 . 02 5 0 . 0 2 0 0 . 0 1 5 0 . 0 1 0 0 . 0 0 5 0 a( ) 取 向成 像 , 6 50 ℃ , o s t 压缩 轴 方 向 (b) (a) 的取 向分 布 取 向偏 差(/ o) (c ) (a ) 的取 向差 分布 0 . 0 4 0 0 . 0 3 0 0 . 0 2 0 0 . 0 1 0 ( d ) 取 向成像 , 6 5 0℃ , 3 0 m i n t Z水缩 轴 力 一 向 ( e ) ( d ) 的取 向分布 0 1 0 2 0 30 4 0 5 0 6 0 取 向偏差(/ o) (O (d ) 的取 向差 分 布 图 s a柳 两相 区热 形 变后 在 6 50 ℃ 保 温不 同 时 间后 的取 向分 析 F ig . 8 eT x t u r e a n a ly s i s o f fe r r i t e g r a i n s d u r i n g a n n e a l i n g a t 6 5 0 oC a ft e r t h e r m a l d e fo r m a t i o n a t a 勺 d u a l 一 P h a s e r e g i o n

Vol.25 No.5 田朝旭等：Q235碳素钢不同热变形条件下退火过程的织构分析 ·427· 小角品界，也说明长大过程主要是以回复方式进 α+y两相区形变后退火组织的EBSD与X射线衍 行的，静态再结晶不明显，仔细观察，原来较为细 射所测织构差异较大.一方面是由于EBSD为微 小、零散分布的晶粒保温后有均匀的长大. 区分析，测量区域仅为120μm×100μm,区域小统 图9给出X射线测出的两相区变形的样品保 计性必然较差；而X射线衍射测量区域可覆盖整 温过程中的宏观织构变化.保温前有强的 个试样表面，统计性好.另一个重要原因是，由于 与织构，比强度高，保温 形变不均匀，心部与边缘区域的形变量有明显差 后强度有所下降，织构几乎消失，由 异，退火后不同部位再结晶程度不同.组织观察 偏离线的转动的取向组成，按X射线测定 表明边缘区域再结晶程度明显高于心部，因此， 的结果应有一定程度的再结晶，晶粒以回 X射线织构的明显变化主要是由边缘区域的再 复为主，偏转的晶粒消耗了真正的晶 结晶引起的.形变强化相变的退火组织EBSD与 粒和部分形变晶粒， X射线衍射所测织构差异不大是由于其本身织 除形变强化相变外，A,温度以下铁素体区和 构较弱的缘故， 9,-0° 90° p,-0° 90° 中=0°@0s Φ=030min 90°L1 90° 水平1,2,4,8m=45° 水平1,2,4，m2=45° 图9X射线法测出的两相区形变后650℃保温时的织构变化 Fig.9 Texture evolution during annealing at 650'C after deformation at a+y dual-phase region 3结论 ter Sci Eng,2002,A334:201 2 Wang J,Iwahashi Y,Horita Z,et al.An investigation of 三种热形变工艺中，利用形变强化相变得到 microstructural stability in an Al-Mg alloy with submi- 的超细铁素体中形变储存能较低，织构较弱，在 crometer grain size [J].Acta Mater,1996,44:2973 650℃退火过程中难以发生明显的静态再结晶， 3杨平，傅云义，崔凤娥，等.Q235碳素钢应变强化相 织构变化不明显，以晶粒长大为主，退火后得到 变过程中铁素体晶粒取向分析[】，金属学报，2001， 的铁素体品粒尺寸最大.A温度以下纯铁素体区 37(9):900 4杨平，傅云义，崔风娥，等.Q235碳素钢应变强化相 热变形铁素体虽获得相对最大的形变储存能，最 变的基本特点及影响因素.金属学报，2001,37(6)： 强的织构及较多的小角晶界，但650℃退火时仅 592 发生部分再结晶，得不到完全的再结晶组织.αy 5杨平，郝广瑞，孙祖庆，低碳钢中超细铁素体的长人 两相区变形仍可获得强的和线织构， 倾向[1.北京科技大学学报，2002,24(5)：519 650℃退火时铁素体晶粒发生回复式长大.铁素 6 Barnett M R,Jonas JJ.Influence of ferrite rolling tempera- 体（亚）晶粒的生长比A,温度以下纯铁素体区明 ture on grain size and texture in annealed low C and IF 显，但低于形变强化相变.线织构在三种热 steels [J].ISIJ Int,1997,37:706 形变退火过程中均较稳定，这种取向的晶粒不易 7 Barnett M R,Jonas JJ.Influence of ferrite rolling tempera- ture on microstructure and texture in deformed low C and 再结晶：而线织构明显减弱，该取向品粒易 IF steels [J].ISIJ Int,1997,37:697 发生再结晶，通过转向其他取向而消耗自身. 8 Raabe D.Investigation ofthe orientation dependence ofre- 参考文献 covery in low-carbon steel by use of single orientation de- termination [J].Steel Res,1995,66(5):222 I Sun Z Q,Yang W Y,Qi J J,et al.Deformation enhanced 9 Inagaki H.Fundamental aspect of texture formation in low transformation and dynamic recrystallization of ferrite in a carbon steel [J].ISIJ Int,1994,34:313 low carbon steel during multipass hot deformation [J].Ma- (下转第448页)

oV l . 2 5 N 0 5 田朝 旭等 : Q 2 35 碳素 钢 不 同热 变 形条 件 下退 火过 程 的织 构分 析 · 4 2 7 · 小 角 晶界 , 也 说 明长 大过 程 主 要 是 以回 复方 式进 行 的 , 静 态 再 结晶 不 明显 . 仔 细观 察 , 原来 较 为细 小 、 零 散分 布 的 织 构 , 比 强度 有所 下 降 , 晶粒 以 回 复 为主 , 偏 转 的 1 晶 粒和 部 分 形 变 晶粒 . 除形 变 强 化相 变 外 , A ,温 度 以下 铁 素体 区 和 a 勺两 相 区 形 变 后 退火 组 织 的 E B S D 与 x 射 线 衍 射所 测织 构 差 异较 大 一方 面是 由于 E B S D 为 微 区分 析 , 测 量 区 域 仅 为 12 0 娜 “ or o 林m , 区域 小 统 计 性 必 然较 差 ; 而 X 射 线衍 射 测 量 区 域可 覆 盖整 个 试 样表 面 , 统 计性 好 . 另 一个 重 要原 因是 , 由于 形 变 不均 匀 , 心 部与 边 缘 区 域 的形 变 量有 明显 差 异 , 退 火后 不 同部位 再 结 晶 程度 不 同 . 组织 观 察 表 明 边缘 区 域 再 结 晶程 度 明显 高 于 心 部 . 因此 , X 射 线 织 构 的 明显 变 化 主 要 是 由边 缘 区域 的 再 结 晶 引起 的 . 形 变 强化 相变 的退 火组 织 E B S D 与 X 射 线衍 射 所 测 织 构 差异 不大 是 由于 其 本 身织 构较 弱 的缘 故 . 卯 .里 0o 价 ! = 0 0 河百畜 - - - - - - - 一 _ 一 _ / 三川一 口 _ _ _ - \ - - - 一 - 一 - 产 一 ~ 一 、 _ - - 一 - - - 、 一 - 一 一 、 - 一 ~ _ - -- - - 一 _ 二 万二二 釜件一 二二汾二 二二父七 叮 二 一 : 一 一 〕 \ _ \于介 又 _ 一几 向 竺塑坦 - - - - - 一 - - - - 一 ` 厂 〕 二 一 { 一之 一 二 二 - 二 : 一 二了从 一 : _ 一三 一 口 一 \ 士 水 玉 l ` · l , 2 , 4 , 8 沪 2 = 4 5 0 水 平 1 , 2 , 4 , 卯 2 = 4 5 0 图 g X 射 线法 测 出 的两相 区形 变 后 6 50 ℃ 保 温 时 的织构 变 化 F ig . 9 eT x t u r e e v o l u ti o n d u ir n g a n n e a li n g a t 6 5 0 oC a ft e r d e fo r m a t i o n a t a 勺 d u a l 一 P h a s e er ig o n 3 结 论 三种 热 形 变工 艺 中 , 利用 形 变 强化 相 变得 到 的超 细 铁 素体 中形变 储 存 能 较低 , 织 构 较 弱 , 在 6 5 0 ℃ 退 火过 程 中难 以 发 生 明 显 的 静 态 再 结 晶 , 织 构 变化 不 明显 , 以晶粒 长 大 为主 , 退 火后 得 到 的铁素 体 晶 粒尺 寸 最 大 . A . 温度 以下 纯铁 素 体 区 热变 形 铁素 体 虽 获得 相 对最 大 的形 变储 存 能 , 最 强 的织 构及 较 多 的小 角 晶界 , 但 6 50 ℃ 退 火 时仅 发生 部 分再 结 晶 , 得不 到完 全 的 再结 晶 组织 . a 娜 两相 区 变形 仍 可 获得 强 的 线 织构 , 6 5 0 ℃ 退 火 时 铁素 体 晶粒 发 生 回 复式 长 大 . 铁 素 体 ( 亚 ) 晶粒 的 生长 比A .温 度 以下 纯 铁 素体 区 明 显 , 但 低 于 形变 强 化相 变 . l 线织 构 在三 种 热 形 变退 火 过程 中均 较稳 定 , 这 种取 向 的晶粒 不 易 再 结 晶 ; 而 < 11卜 线织 构 明显 减 弱 , 该 取 向 晶粒 易 发 生再 结 晶 , 通 过 转 向其 他 取 向而 消耗 自身 . 参 考 文 献 1 S u n Z Q , 、妞n g W Y, Q I J J , e t a l . D e fo mr a ti o n e n h a n e e d tr a n s fo mr at i o n an d dy n a m i c er e叮 s t a l li z at i o n o f fe r r i t e I n a l o w e a r b o n s t e e l d u r i n g m u l t iP a s s h o t d e fo mr a ti o n 【J』 . M a - t e r S e i E n g , 2 0 0 2 , A 3 3 4 : 2 0 1 M厄n g J , I w ha a s h i Y, Ho r i t a Z , e t a l . A n i n v e s t ig at i o n o f m i e or s t r u e t u ar l s at bi li ty i n an A I 一 M g a ll o y w iht s u bm i - e r o m e t e r gr a i n s i z e 【J] . A e t a M a t e r, 19 9 6 , 4 4 : 2 9 7 3 杨 平 , 傅 云 义 , 崔凤 娥 , 等 . Q2 35 碳 素钢 应 变 强化相 变过 程 中铁 素体 晶粒 取 向分 析 [J] . 金属 学 报 , 2 0 01 , 3 7 ( 9 ) : 9 0 0 杨 平 , 傅 云 义 , 崔 风娥 , 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 01 , 37 (6) : 5 9 2 杨 平 , 郝广 瑞 , 孙祖庆 , 低 碳钢 中超 细 铁 素体 的长 大 倾 向[J] . 北京 科技 大 学学 报 , 2 0 0 2 , 2 4 ( 5 ) : 5 19 B am e t M R , J o n a s J J . I n fl u e n e e o f fe r i t e or l li n g t e m P e ar - t u er o n g ar i n s i z e a n d et x ut r e i n an n e a l e d l o w C an d IF s t e e l s 【J ] . I S IJ Int , 19 9 7 , 3 7 : 7 0 6 B am e t M R , J o n a s J J . In fl u e n e e o f fe r i t e or l li n g t e m P e ar - t u re o n m i e r o s t ru e t u r e a n d t e x tu re i n d e of r l l l e d l o w C an d I F s t e e l s 【J ] . I S IJ Int , 19 9 7 , 3 7 : 6 9 7 R a a b e D . In v e s ti g at i o n o f th e o ir e n t a t i o n d e P e n d e n e e o f er - c o V e yr i n l o w 一 c a r b o n s t e e l by u s e o f s i n g l e o ir e n t a t l o n d e - t e mr i n at i o n [J ] . S t e e l R e s , 19 9 5 , 6 6 ( 5 ) : 2 2 2 I n a g a k i H . F u n d a m e n t a l a s P e e t o f t e x ut er fo mr a ti o n i n l o w e a r b o n s t e e l 【J I . I S IJ I n t , 1 9 9 4 , 3 4 : 3 1 3 (下转 第 44 8 页 )

·448▣ 北京科技大学学报 2003年第5期 3 Holmes A S,Syms R RA,Li Ming,et al.Fabrication of nics Technol Lett,1997,9(9):1238 buried channel wavguides on silicon substrates using 5 Wagner C D,Riggs W M,Davis L E,et al.Handbook of spin-on glass [J].Appl Opt,1998,32(25):4916 X-ray Photoelectron Spectroscopy [M].1979.52 4 Martin H,Peter K,Edgar V.Low-Loss fiber-matched low 6 Syms RR A,Holmes A S.Deposition of thick silico-tita- Temperature PECVD waveguide with small-core dimen- nia sol-gel films on Si substrates [J].J Non Cryst Solids, sions for optical communication systems [J].IEEE Photo- 1994,170:223 Fabrication and Performance of Membrane in Arrayed Waveguide Grating NAN Zheng.XIA Yang,YU Guanghud 1)Microelectronics R&D Center,Chinese Academy of Science,Beijing 100029,China 2)Materials Science and Engineering School,University of Science and Technology,Beijing 100083,China ABSTRACT Waveguide membrane on Si basement was fabricated by So-Gel method with a special kind of or- ganic Si as raw material.After a serial of tests including thickness test,optical test and XPS test,it was concluded that this membrane was thick enough and has good quality.Since Sol-Gel method always causes chap and split,a method how to deal with it was discussed.Finally,how to fabricate an arrayed waveguide grating with the mem- brane was also introduced. KEY WORDS organic Si:Sol-Gel method;arrayed waveguide grating(AWG);waveguide;membrane (上接第427页) Textural Analysis during Annealing of a Plain Low Carbon Steel Q235 Processed by Different Thermal Mechanical Processing Schedules TIAN Zhaoxu,YANG Ping",FENG Huiping,SUN Zuqing? 1)Materials Science and Engineering School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China ABSTRACT The growth behavior of ferrite grains under three different thermal mechanical processing schedules was investigated by SEM,EBSD (electron back scattering diffraction)and X-ray diffraction techniques.Results show that the relative contribution of recovery,recrystallization and grain growth was related with the status of sec- ond-phase particles and the orientations of ferrite grains.The ultra-fine ferrite grains produced by deformation-en- hanced transformation had less driving force to recrystallize since less stored energy was left after deformation. They grow apparently because of the late precipitation of second-phase particles.Although ferrite deformed below A,temperature gained the highest stored energy and strongest texture,only partial recrystallization occurred in such grains because of the effective pinning of second-phase particles.The intensity of fiber texture decreases more apparently than that offiber texture.When deformed at a+y dual-phase region,the ferrite grains grew in the way of recovery.The recrystallization tendencies of grains with and orientations are different. KEY WORDS deformation;texture;recrystallization;grain growth

. 4 4 8 - 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 3 年 第 5 期 H o lm e s A S , Sy m s R R A , L i M ing , e t a l , Fab r i e at i o n o f b u r i e d e h a n n e l w va gu i d e s o n s ili e o n s u b s t r a t e s u s i n g s Pi n 一 o n g l a s s 【J j . A p l O Pt , 1 9 9 8 , 32 ( 2 5 ) : 4 9 16 M art i n H , P e t e r K , E d g ar V L o w 一 L o s s if b e r 一 m at c h e d l o w eT m P e r a t o r e P E C V D w va e g u i d e w iht s m a ll 一 e o er di m e n - s i o n s fo r o Pt i e a l c o m m u n i e at i o n s y s et m s [J ] . I E E E Ph o t o - n i e s eT e h n o l L e t , 1 9 9 7 , 9( 9 ) : 1 23 8 W 台gn e r C D , Ri g g s W M , D va i s L E , e t a l . H an db o o k o f X 一 ayr Ph o t o e l e e tr o n S P e e otr s e o yP 【M I . 1 97 9 . 5 2 S y m s R R A , Ho lm e s A 5 . D e P o s i ti o n o f th i c k s i li e o 一 ti at - n i a 5 0 1 一 g e l if lm s o n 5 1 s u b s t r a t e s [J ] . J N o n C yr s t S o li d s , 1 9 9 4 . 1 7 0 : 2 2 3 F ab r i e a t i o n an d P e r fo mr an e e o f M e m b r an e i n A r a y e d 认a/ v e g u id e G r a t i n g 瓦咬N hZ e ng ,气天又项 aY gn 伙 了U G au n g h u 沪 1 ) M i e r o e l e e t r o n i e s R& D C e n et r, C h i n e s e A e ad e m y o f s e i e n e e , B e ij i n g 10 0 0 2 9 , C h in a 2 ) M at e r i a l s S e i e n e e an d E雌i n e e r i飞 s e h o o l , U n ive r s ity o f s e i e n e e an d eT c hn o 1 0 g y , B e ij i飞 10 0 0 8 3 , Ch i n a A B S T R A C T 从a/ v e gu i d e m e m b arn e on 5 1 b a s e m ent w a s afb ir e at e d b y 5 0 一 G e l m e ht o d w i ht a s P e e i a l ik dn o f o r - g an i e 5 1 a s r aw m at ier a l . A ft e r a s e ir a l o f t e s t s i n e ldu i n g ht i e kn e s s t e s t , o Pt i e a l t e s t an d X P S t e s t , it w as e o cn l u de d t h at t h i s m e m b r an e w a s ht i e k e n ou hg an d h a s g o o d q u a li yt . S i n e e 5 0 1 一 G e l m e t h o d a lw a y s e au s e s e h ap an d s Pli t , a m e t h o d h o w t o d e al w iht i t w a s di s e u s s e d . F i n a ll y, h o w t o afb ir e at e an 印比 a y e d w va e igu d e g r a ti n g iw ht het m e m - b r a n e w a s a l s o i n t r o d u e e d . K E Y W O RD S o gr an i e 5 1 ; 5 0 1 一 G e l m e ht o d ; ar ay e d w va e gu ide g r a tign ( AW G ) ; w va e gul d e ; m e m b anr e (上接 第 4 2 7 页 ) eT x utr a l A n a ly s i s d u r i n g A n n e a li n g o f a P l a i n L o w C a r b o n S t e e l Q2 3 5 P or c e s s e d b y D i fe r e n t T h e mr a l M e e h an i e a l P r o c e s s i n g S e h e d u l e s 刀月N hZ a ox ul), 别刃 G尸动 9 1气尸百 N G uH iP gn ,气S 〔jN uZ q i心 , l ) M aet ir a l s S e i e n e e an d E n g i n e e r i n g S e h o o l , U n i v e rs ity o f s e ien e e an d eT e hn o l o gy B e ij in g , B e ij i n g l 0 0 0 8 3 , C h i n a 2 ) st at e K 即 L ab o art o 甲 of r A vd an e e d M e 回 5 an d Mate r ial s , nU i v e r s ity o f s c ien c e an d eT c h n o l o罗 B e ij in g , B e ij ign 10 o 0 8 3 , Ch in a A B S T R A C T hT e g r o wt h b e h va i o r o f fe 币t e gr ian s u n d e r htr e e d ifl 七r e n t hte rm a l m e e h ian e a l P ro e e s s ing s e h e du l e s w a s ivn e s t i g at e d by S E M , E B S D ( e l e e tr on b ac k s c at e ir gn d i价 a e t i o n ) an d X . r ay d i份 ac t ion et e hn iqu e s . R e s u l t s s h o w ht at het r e l at i v e e o n tir but i o n o f er e o v e yr, r e e yr s t a lli z at i o n an d gr ia n gr o wt h w a s er lat e d iw ht ht e s t a t u s o f s e e - o n d 一 Ph a s e Part i e l e s an d th e o ir e nt at i o n s o f fe放 e g r a l n s . hT e u latr 一 if n e fe ir t e g iar n s P r o dcu e d b y de of mr at i o n 一 e n - h a n e e d tr an s of mr at i o n h ad l e s s 面 v i n g of cr e t o er e w s tal li z e s i n e e l e s s s to er d en e r g y w a s l e ft a ft e r d e of mr at i o n · hT e y gr o w aP Par ent ly b e e au s e o f ht e lat e rP e e i Piat i o n o f s e e o dn 一 Ph a s e P art i e l e s . A lht o u g h fe 币 te d e of n n e d b e l o w A , t e m P e r a t u r e g ia n e d het h ihg e s t s t o r e d e ne gr y an d s otr n g e s t t e x ut r e , o n ly Part i a l er e yr s ta lli z at i o n o c e u r e d i n s uc h g r a i n s b e e au s e o f t h e e fe e t i v e Pin l n g o f s e e o n d 一 Ph as e P叭i e l e s . hT e iin e n s i yt o f if b e r t e x trU e d e c er a s e s m o r e ap P aer nt ly th an t h at o f if b e r t e x ut r e . w 】l e n d e fo mr e d at a 柳 du al 一 Ph a s e er g ion , t h e fe 币 te gr ia n s gr e w i n t h e w ay o f r e e o v e .yr T h e er e yr s t al li z at i o n t e n d e n e i e s o f g r a i n s w iht an d o ir en at i o n s aer d ife r e n t . K E Y WO R D S d e fo mr at i o n : t e X ut r e ; r e e yr s ta lli z iat o n : gr ia n g or wt h