第11期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 1469· 了经600℃温轧退火后实验中锰钢分别进行 16 0%、7%、15%和20%四种定量预拉伸变形后的扫 14 描电镜微观组织及相对应的电子背散射衍射分析. 本文中将大于15°的晶界定义为大角度晶界，图中 10 人 以黑粗线表示：1.5°~15°为小角度晶界，图中用蓝 8 细线标出：相界线用绿线：红色表示逆转变残余奥 人 氏体，黄色表示铁素体.从图中可以看出，其组织 ■ 均为凸出状的超细晶铁素体和凹坑状残余奥氏体 人 双相组织，而且从电子背散射衍射分析的两相分布 ◆ 可以发现，其中大部分奥氏体分布在晶界，少量位 0.000.050.100.150.200.250.30 于铁素体晶内.另外，随着变形量的增加，凹陷部 真应变 分残余奥氏体所占的比例越来越少，这说明残余奥 图7 600℃温轧退火后实验钢残余奥氏体体积分数与真应 氏体在变形过程中发生了转变，这必然会对实验钢 变的关系 的性能产生一定的影响. Fig.7 Relationship between retained austenite volume frac- 为验证这一结论，利用X射线衍射对不同变形 tion and true strain of samples (650 C warm rolling and an- 量的试样进行残余奥氏体含量分析，结果如图6和 nealing) 图7所示.未变形残余奥氏体的体积分数为15.47%： 式中：V,(e)表示真应变为e时残余奥氏体的体积 当变形量为7%时，将近一半的残余奥氏体发生转 分数，V,O)为未发生应变时残余奥氏体的体积分 变：变形量增加到15%时，残余奥氏体剩余6.1%： 数，ε为真应变量，S为奥氏体稳定性因子.利用图 变形量达到20%，残余奥氏体大部分完成转变，剩 7中的数据按式(2)进行拟合，可得到实验钢奥氏 余4.24%：变形量达到30%时，残余奥氏体转变基 体稳定性因子为7.01，这与文献[7-8]中的结果是一 本完成，只剩余0.6%.残余奥氏体的稳定性决定了 致的. 其随着应变发生转变的速度，残余奥氏体越稳定， 另外通过图5中电子背散射衍射的数据统计 随应变转变的也就越慢.文献中关于残余奥氏体的 可以得到，变形前奥氏体的平均晶粒尺寸为0.313 体积分数与真应变之间的关系做了大量研究，一般 m,变形7%、15%和20%后奥氏体平均晶粒尺寸分 认为这两者之间可以用如下等式来描述： 别为0.273、0.194和0.117m.这说明不同阶段的 残余奥氏体的稳定性有很大差别，在拉伸过程中不 V,(e)=V,(0)e-se. (2) 同稳定性的奥氏体依次发生相变.本文中奥氏体的 形成是一种逆相变，在马氏体的基础上，通过两相 bcc(211) 区退火使碳、锰溶质原子在奥氏体中富集，以获稳 bcc(200) 定的晶粒细小的奥氏体组织.其中碳、锰原子的扩 散是符合热力学定律的，逆转变奥氏体的形核基本 30% 弥散和均匀，当奥氏体晶粒尺寸较大时，周围提供 锰、碳原子的铁素体区域相对有限，那富集到奥氏 20% 体中的碳、锰含量相对较少，则稳定性较差：而当奥 fcc(220) 15% 氏体晶粒尺寸较小，周围铁素体区域相对较大，富 7% 集到奥氏体中的碳、锰原子相对较多，则稳定性较 fcc(200) fcc(311) 0% 高9-10).因此，结合图5中残余奥氏体的分布进行 40 50 60 70 80 90 100 综合分析，尺寸较大的残余奥氏体先发生转变，而 20/() 尺寸较小的残余奥氏体稳定性较好，主要在变形后 期发生相变 图6 600℃温轧退火后实验钢不同预变形条件下X射线衍 通过电子背散射衍射实验统计晶粒尺寸还可 射图 以知道，实验钢的平均晶粒尺寸约为0.5m,当变 Fig.6 XRD patterns of samples (650 C warm rolling and 形量达到20%时平均晶粒尺寸约为0.24m.与传 annealing)experienced different tensile predeformations 统双相钢相比，超细晶铁素体由于晶粒细化使得内第 11 期 曹佳丽等：超细晶中锰钢温轧强化增塑机理 1469 ·· 了 经600 ℃ 温 轧 退 火 后 实 验 中 锰 钢 分 别 进 行 0%、7%、15%和 20%四种定量预拉伸变形后的扫 描电镜微观组织及相对应的电子背散射衍射分析. 本文中将大于 15◦ 的晶界定义为大角度晶界，图中 以黑粗线表示；1.5◦∼15◦ 为小角度晶界，图中用蓝 细线标出；相界线用绿线；红色表示逆转变残余奥 氏体，黄色表示铁素体. 从图中可以看出，其组织 均为凸出状的超细晶铁素体和凹坑状残余奥氏体 双相组织，而且从电子背散射衍射分析的两相分布 可以发现，其中大部分奥氏体分布在晶界，少量位 于铁素体晶内. 另外，随着变形量的增加，凹陷部 分残余奥氏体所占的比例越来越少，这说明残余奥 氏体在变形过程中发生了转变，这必然会对实验钢 的性能产生一定的影响. 为验证这一结论，利用 X 射线衍射对不同变形 量的试样进行残余奥氏体含量分析，结果如图 6 和 图 7 所示. 未变形残余奥氏体的体积分数为 15.47%； 当变形量为 7%时，将近一半的残余奥氏体发生转 变；变形量增加到 15%时，残余奥氏体剩余 6.1%； 变形量达到 20%，残余奥氏体大部分完成转变，剩 余 4.24%；变形量达到 30%时，残余奥氏体转变基 本完成，只剩余 0.6%. 残余奥氏体的稳定性决定了 其随着应变发生转变的速度，残余奥氏体越稳定， 随应变转变的也就越慢. 文献中关于残余奥氏体的 体积分数与真应变之间的关系做了大量研究，一般 认为这两者之间可以用如下等式来描述 [7]： Vγ(ε) = Vγ(0)e−Sε. (2) 图 6 600 ℃温轧退火后实验钢不同预变形条件下 X 射线衍 射图 Fig.6 XRD patterns of samples (650 ℃ warm rolling and annealing) experienced different tensile predeformations 图 7 600 ℃温轧退火后实验钢残余奥氏体体积分数与真应 变的关系 Fig.7 Relationship between retained austenite volume frac￾tion and true strain of samples (650 ℃ warm rolling and an￾nealing) 式中：Vγ(ε) 表示真应变为 ε 时残余奥氏体的体积 分数，Vγ(0) 为未发生应变时残余奥氏体的体积分 数，ε 为真应变量，S 为奥氏体稳定性因子. 利用图 7 中的数据按式 (2) 进行拟合，可得到实验钢奥氏 体稳定性因子为 7.01，这与文献 [7-8] 中的结果是一 致的. 另外通过图 5 中电子背散射衍射的数据统计 可以得到，变形前奥氏体的平均晶粒尺寸为 0.313 µm，变形 7%、15%和 20%后奥氏体平均晶粒尺寸分 别为 0.273、0.194 和 0.117 µm. 这说明不同阶段的 残余奥氏体的稳定性有很大差别，在拉伸过程中不 同稳定性的奥氏体依次发生相变. 本文中奥氏体的 形成是一种逆相变，在马氏体的基础上，通过两相 区退火使碳、锰溶质原子在奥氏体中富集，以获稳 定的晶粒细小的奥氏体组织. 其中碳、锰原子的扩 散是符合热力学定律的，逆转变奥氏体的形核基本 弥散和均匀，当奥氏体晶粒尺寸较大时，周围提供 锰、碳原子的铁素体区域相对有限，那富集到奥氏 体中的碳、锰含量相对较少，则稳定性较差；而当奥 氏体晶粒尺寸较小，周围铁素体区域相对较大，富 集到奥氏体中的碳、锰原子相对较多，则稳定性较 高 [9−10] . 因此，结合图 5 中残余奥氏体的分布进行 综合分析，尺寸较大的残余奥氏体先发生转变，而 尺寸较小的残余奥氏体稳定性较好，主要在变形后 期发生相变 [11] . 通过电子背散射衍射实验统计晶粒尺寸还可 以知道，实验钢的平均晶粒尺寸约为 0.5 µm，当变 形量达到 20%时平均晶粒尺寸约为 0.24 µm. 与传 统双相钢相比，超细晶铁素体由于晶粒细化使得内