·328 工程科学学报，第41卷，第3期 如表2所示. 畸变大，原子具有较高的能量，缺陷处原子的扩散激 活能比晶内小，使溶质原子更容易发生跃迁.原子 表2不同热处理工艺下的位错密度 Table 2 Measurement results of dislocation density under different heat 通过位错进行扩散时速率远大于完整晶体内的扩散 treatment processes 速率，位错为元素扩散提供通道，使C、Cu原子向奥 位错密度/(10“m2) 氏体扩散的速度变快随保温时间的增加，在化学 工艺 视场1视场2视场3视场4视场5 平均 势梯度的驱动下，奥氏体晶粒内C及合金元素不断 1Q0.2450.2960.2780.2180.4120.290 均化.Cu元素在奥氏体相中进行自扩散和置换扩 DQ1.289 1.381 1.357 1.257 1.1461.286 散，通常原子以空位扩散的方式进行跃迁时，需要原 子迁移能和空位形成能，但是C原子扩散所需的 图3为IQ与DIQ工艺下热处理后的电子探针 激活能比C原子大，达到均化时所需时间更长.保 图像.由图可知，试样经双相区形变后，C、Cu元素 温相同时间，DIQ工艺处理后，试样中C、Cu元素富 在马氏体（原奥氏体）区富集程度更加明显.这是因 集浓度和Cu元素富集区域面积增加.因此，15%的 为试样经双相区变形后，室温组织中位错周围点阵 压缩形变量，对合金元素配分有明显的促进作用. a 10m 10μm 104m 10 um 10m 10m 图3IQ与DIQ工艺热处理后的电子探针图像.(a、d)显微形貌：(b、c)C元素分布情况：(c、f)Cu元素分布 Fig.3 EPMA scanning images of experimental steels treated using IQ and DIQ:(a,d)microstructure:(b,e)C element distribution:(c,f)Cu ele- ment distribution 2.2两相区形变对IQ&PB工艺下显微组织的 变量，引入形变储能，形核驱动力增加；贝氏体转变 影响 的形核点增多，贝氏体转变量增加如.相变初期， 图4(a)、(c)分别为IQ&PB工艺与DIQ&PB工 随着溶质原子（如C原子）的扩散，过冷奥氏体中出 艺处理后的显微组织照片，对比发现，15%的压缩形 现溶质贫化区和富集区.在贝氏体形核长大过程 变量使显微组织更加致密均匀，块状多边形铁素体 中，当母相奥氏体的溶质浓度与贝氏体/奥氏体界面 尺寸减小，形状不规则程度增加.图4(b)、(d)分别 接近时，溶质原子进一步扩散，贫化区出现，贝氏体 为IQ&PB工艺与DIQ&PB工艺处理后的显微组织 板条增厚☒ 局部放大图.经image J软件计算，形变后贝氏体所 图5为IQ&PB与DIQ&PB工艺处理后的X射 占面积约为总面积的48%，较未变形时增加14%， 线衍射图谱，由图可以看出DIQ&PB工艺处理后， 转变量增加明显.未发生形变时，贝氏体板条长度 (220),和(311)，峰值明显提高.经计算IQ&PB工 最大可达17um,宽度为0.25~0.6m;压缩形变 艺与DIQ&PB工艺热处理后实验用钢中残余奥氏体 后，贝氏体板条变短、变粗，贝氏体板条长度最大约 体积分数，分别为7.8%和8.99%.利用式(1)和 7μm,宽度约为0.4~0.7μm.施加15%的压缩形 (2),计算变形和未变形试样中残余奥氏体中碳质工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 如表 2 所示． 表 2 不同热处理工艺下的位错密度 Table 2 Measurement results of dislocation density under different heat treatment processes 工艺 位错密度/ ( 1014 m － 2 ) 视场 1 视场 2 视场 3 视场 4 视场 5 平均 IQ 0. 245 0. 296 0. 278 0. 218 0. 412 0. 290 DIQ 1. 289 1. 381 1. 357 1. 257 1. 146 1. 286 图 3 为 IQ 与 DIQ 工艺下热处理后的电子探针 图像． 由图可知，试样经双相区形变后，C、Cu 元素 在马氏体( 原奥氏体) 区富集程度更加明显． 这是因 为试样经双相区变形后，室温组织中位错周围点阵 畸变大，原子具有较高的能量，缺陷处原子的扩散激 活能比晶内小，使溶质原子更容易发生跃迁． 原子 通过位错进行扩散时速率远大于完整晶体内的扩散 速率，位错为元素扩散提供通道，使 C、Cu 原子向奥 氏体扩散的速度变快． 随保温时间的增加，在化学 势梯度的驱动下，奥氏体晶粒内 C 及合金元素不断 均化． Cu 元素在奥氏体相中进行自扩散和置换扩 散，通常原子以空位扩散的方式进行跃迁时，需要原 子迁移能和空位形成能，但是 Cu 原子扩散所需的 激活能比 C 原子大，达到均化时所需时间更长． 保 温相同时间，DIQ 工艺处理后，试样中 C、Cu 元素富 集浓度和 Cu 元素富集区域面积增加． 因此，15% 的 压缩形变量，对合金元素配分有明显的促进作用． 图 3 IQ 与 DIQ 工艺热处理后的电子探针图像． ( a、d) 显微形貌; ( b、e) C 元素分布情况; ( c、f) Cu 元素分布 Fig． 3 EPMA scanning images of experimental steels treated using IQ and DIQ: ( a，d) microstructure; ( b，e) C element distribution; ( c，f) Cu ele￾ment distribution 2. 2 两相区 形 变 对 IQ＆PB 工艺下显微组织的 影响 图 4( a) 、( c) 分别为 IQ＆PB 工艺与 DIQ＆PB 工 艺处理后的显微组织照片，对比发现，15% 的压缩形 变量使显微组织更加致密均匀，块状多边形铁素体 尺寸减小，形状不规则程度增加． 图 4( b) 、( d) 分别 为 IQ＆PB 工艺与 DIQ＆PB 工艺处理后的显微组织 局部放大图． 经 image J 软件计算，形变后贝氏体所 占面积约为总面积的 48% ，较未变形时增加 14% ， 转变量增加明显． 未发生形变时，贝氏体板条长度 最大可达 17 μm，宽度为 0. 25 ～ 0. 6 μm; 压缩形变 后，贝氏体板条变短、变粗，贝氏体板条长度最大约 7 μm，宽度约为 0. 4 ～ 0. 7 μm． 施加 15% 的压缩形 变量，引入形变储能，形核驱动力增加; 贝氏体转变 的形核点增多，贝氏体转变量增加［21］． 相变初期， 随着溶质原子( 如 C 原子) 的扩散，过冷奥氏体中出 现溶质贫化区和富集区． 在贝氏体形核长大过程 中，当母相奥氏体的溶质浓度与贝氏体/奥氏体界面 接近时，溶质原子进一步扩散，贫化区出现，贝氏体 板条增厚［22］． 图 5 为 IQ＆PB 与 DIQ＆PB 工艺处理后的 X 射 线衍射图谱，由图可以看出 DIQ＆PB 工艺处理后， ( 220) γ和( 311) γ峰值明显提高． 经计算 IQ＆PB 工 艺与 DIQ＆PB 工艺热处理后实验用钢中残余奥氏体 体积分数，分别为 7. 8% 和 8. 99% ． 利用式( 1) 和 ( 2) ，计算变形和未变形试样中残余奥氏体中碳质 · 823 ·