·628· 北京科技大学学报 第36卷 根据以往的研究的，选取了不同工艺下最能代 2实验结果与分析讨论 表工艺特点的组织，组织的金相照片和扫描照片如 2.1显微组织 表2所示(1、2"和3试样的金相组织和扫描组织均 使用物理模拟系统采用以上四种工艺处理后， 为4%硝酸酒精侵蚀所得，4”试样的金相组织为 四个试样组织的全貌如图3所示. Lepera试剂侵蚀所得，扫描组织为4%硝酸酒精溶 I mm m 图3试样组织的全貌图.(a)1试样：(b)2*试样：(c)3试样：()4试样 Fig.3 Microstructure panorama of samples:(a)Sample 1:(b)Sample 2;(c)Sample 3;(d)Sample 4 液浸蚀所得） 氏体再结晶区的形变量较小，原奥氏体组织没有 1·、2”、3试样轧制后进行空冷，得到铁素体/贝 得到足够的细化. 氏体复相组织.由于合金中添加了一定量的Al、Si 2"试样组织呈明显的带状分布，组织中近似“等 及微量的Mo元素，均使得过冷奥氏体的稳定性增 轴”状和条带状的贝氏体团与细小等轴的铁素体沿 加，降低碳化物的析出驱动力，滞缓珠光体的形成， 轧制方向相间分布，团内多为MA岛，少量板条贝 在变形后的空冷过程中促使富碳奥氏体保持下来， 氏体，分布弥散.与1试样相比，铁素体的体积分数 使贝氏体相变在很宽的范围内生成.在轧制后空冷 显著增加.这是由于过冷奥氏体区第四道次的形变 的条件下，未转变的残余奥氏体转变成细小的贝氏 量较大（为0.65），奥氏体晶粒被压扁拉长的程度更 体组织.4试样轧制后淬火时冷速约为40℃·s, 大，晶界面积增加，同时晶内引入位错、变形带等缺 得到马氏体+贝氏体+少量残余奥氏体组织.经X 陷，极大地促进了奥氏体向铁素体的转变.文献了] 射线衍射检测，1、2、3和4试样组织中的残余奥 认为，在奥氏体未再结晶温度以下变形，变形量越 氏体量分别为5.4%、1.2%、4.0%和6.4% 大，奥氏体向铁素体转变的形核驱动力越大，由于铁 1"试样组织为贝氏体基体上分布着细小等轴 素体是软相，2组织的强度可能较低. 的铁素体，铁素体沿轧制方向分布，包裹着大块的 3试样组织带状分布更加显著，铁素体晶粒尺 贝氏体团，贝氏体团内部的MA岛和板条贝氏体 寸显著减小而且更均匀，组织碎化，铁素体的平均晶 弥散分布.扫描照片圈中部分为MA岛，岛的外 粒尺寸为3.9m,体积分数约为44%，贝氏体板条 围一圈亮白色部分即为残余奥氏体.这种粒状贝 沿轧制方向分布.扫描照片中为典型的板条贝氏体 氏体组织中有较多的稳定位错，同时继承了轧制组织，这种组织的贝氏体铁素体基体上也有高密度 过程中原奥氏体的形变位错.Le等a认为，在形 位错存在司.过冷奥氏体区850℃变形0.25+ 变过程中，首先发生奥氏体晶粒沿轧制方向变形 800℃变形0.43的变形过程中，过冷奥氏体晶粒变 拉长，形成形变带等亚结构.随着形变的继续进 形拉长并转变成铁素体，铁素体一旦生成便承受大 行，铁素体在奥氏体晶界和形变带等高畸变处形 压下量的变形，进行了动态回复与动态再结晶圆， 核.从组织形貌可以得出，1"试样的变形过程中奥 使晶粒在很大程度上得到细化.李壮和吴迪可的研北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 2 实验结果与分析讨论 2. 1 显微组织 使用物理模拟系统采用以上四种工艺处理后， 四个试样组织的全貌如图 3 所示． 根据以往的研究［5］，选取了不同工艺下最能代 表工艺特点的组织，组织的金相照片和扫描照片如 表 2 所示( 1# 、2# 和 3# 试样的金相组织和扫描组织均 为 4% 硝酸酒精侵蚀所得，4# 试样的 金 相 组 织 为 Lepera 试 剂侵蚀所得，扫描组织为4% 硝酸酒精溶 图 3 试样组织的全貌图． ( a) 1# 试样; ( b) 2# 试样; ( c) 3# 试样; ( d) 4# 试样 Fig． 3 Microstructure panorama of samples: ( a) Sample 1# ; ( b) Sample 2# ; ( c) Sample 3# ; ( d) Sample 4# 液浸蚀所得) ． 1# 、2# 、3# 试样轧制后进行空冷，得到铁素体/贝 氏体复相组织． 由于合金中添加了一定量的 Al、Si 及微量的 Mo 元素，均使得过冷奥氏体的稳定性增 加，降低碳化物的析出驱动力，滞缓珠光体的形成， 在变形后的空冷过程中促使富碳奥氏体保持下来， 使贝氏体相变在很宽的范围内生成． 在轧制后空冷 的条件下，未转变的残余奥氏体转变成细小的贝氏 体组织． 4# 试样轧制后淬火时冷速约为 40 ℃·s － 1， 得到马氏体 + 贝氏体 + 少量残余奥氏体组织． 经 X 射线衍射检测，1# 、2# 、3# 和 4# 试样组织中的残余奥 氏体量分别为 5. 4% 、1. 2% 、4. 0% 和 6. 4% ． 1# 试样组织为贝氏体基体上分布着细小等轴 的铁素体，铁素体沿轧制方向分布，包裹着大块的 贝氏体团，贝氏体团内部的 M-A 岛和板条贝氏体 弥散分布． 扫描照片圈中部分为 M-A 岛，岛的外 围一圈亮白色部分即为残余奥氏体． 这种粒状贝 氏体组织中有较多的稳定位错，同时继承了轧制 过程中原奥氏体的形变位错． Lee 等［6］认为，在形 变过程中，首先发生奥氏体晶粒沿轧制方向变形 拉长，形成形变带等亚结构． 随着形变的继续进 行，铁素体在奥氏体晶界和形变带等高畸变处形 核． 从组织形貌可以得出，1# 试样的变形过程中奥 氏体再结晶区的形变量较小，原奥氏体组织没有 得到足够的细化． 2# 试样组织呈明显的带状分布，组织中近似“等 轴”状和条带状的贝氏体团与细小等轴的铁素体沿 轧制方向相间分布，团内多为 M-A 岛，少量板条贝 氏体，分布弥散． 与 1# 试样相比，铁素体的体积分数 显著增加． 这是由于过冷奥氏体区第四道次的形变 量较大( 为 0. 65) ，奥氏体晶粒被压扁拉长的程度更 大，晶界面积增加，同时晶内引入位错、变形带等缺 陷，极大地促进了奥氏体向铁素体的转变． 文献［7］ 认为，在奥氏体未再结晶温度以下变形，变形量越 大，奥氏体向铁素体转变的形核驱动力越大，由于铁 素体是软相，2# 组织的强度可能较低． 3# 试样组织带状分布更加显著，铁素体晶粒尺 寸显著减小而且更均匀，组织碎化，铁素体的平均晶 粒尺寸为 3. 9 μm，体积分数约为 44% ，贝氏体板条 沿轧制方向分布． 扫描照片中为典型的板条贝氏体 组织，这种组织的贝氏体铁素体基体上也有高密度 位错 存 在［3］． 过冷 奥 氏 体 区 850 ℃ 变 形 0. 25 + 800 ℃变形 0. 43 的变形过程中，过冷奥氏体晶粒变 形拉长并转变成铁素体，铁素体一旦生成便承受大 压下量的变形，进行了动态回复与动态再结晶［8］， 使晶粒在很大程度上得到细化． 李壮和吴迪［9］的研 · 826 ·