Vol.24 干学敏等：贝氏体组织细化的RPC工艺参数优化 ◆175· 22贝氏体束尺寸定量统计 艺下得到的贝氏体束尺寸几乎相同；而在弛豫 为了获得贝氏体尺寸细化的定量结果，对 时间为200s时，各种工艺的差别较大，850℃变 各种条件下贝氏体束的尺寸做了统计，每个样 形30%的样品贝氏体束尺寸最小，800℃变形 品统计100个贝氏体束，以平行板条的最大长 30%次之；当弛豫时间延长到10s时，除850℃ 度为贝氏体束的长，垂直方向上的最大值为贝 变形60%样品贝氏体束尺寸较大外，其他3种 氏体束的宽度.最后分别求出贝氏体束的长度 工艺下，贝氏体束尺寸大小几乎相同.从综合效 和宽度值.贝氏体束的尺寸平均值随弛豫时间 果来看，850℃变形量为30%时弛豫时间在 的变化曲线如图5所示 60-200s左右，这时，贝氏体束的长度可达50-70 300(@)长度随弛豫时间变化-800℃30% m.在该条件下，既可保证工艺制度易于操作， 250 -850℃30% 同时也可获得均匀的细化组织.而在其他变形 -900℃30% 200 -850℃60% 温度和变形条件下，虽然在弛豫30s与60s左 右时850℃变形60%与800℃变形30%贝氏体束 150 的尺寸均较850℃变形30%细，但其最小值仍高 100 于850℃变形30%并弛豫200s样品，而且只有 50 在60s左右时，才有可能获得70m左右的贝氏 0 体束，其他弛豫时间贝氏体束尺寸均较大.这在 300「(b)宽度随弛豫时间变化 --800℃30% 250 -850℃30% 实际生产中要求操作工艺比较苛刻，难以实现 。-900℃30% 大批量控制. 200 -850℃60% 150 3讨论 100 由于低合金高强度钢中一般加入一定量的 50 沉淀硬化微合金元素Nb,Ti等，同时也加入微量 0 的B,因此在终轧后的弛豫过程中，一方面Nb, 0 10 10 10 Ti微合金元素会以Nb,T)(CNB)的形式应变诱 t/s 导析出，这与相似钢种的应变诱导析出研究结 图5贝氏体束尺寸随弛豫时间变化曲线 果1一致.另一方面，变形所造成的高密度位错 Fig.5 Size of bainite sheaves changes with relaxing time 在弛豫过程中会发生回复，大量的位错弛豫发 从图5可以看出，贝氏体束的长、宽随工艺 生多边形化.根据已有结果，微细的碳氮化物 条件的变化趋势基本一致.从贝氏体束尺寸随 析出可成为新相的形核中心，从而增加形核量 热模拟工艺的变化曲线上可见，在不同工艺制 引起组织细化；另外，多边形的位错墙既可成为 度下，贝氏体束尺寸随弛豫时间呈现有规律的 形核优先位置，促进形核，同时在新相生长过程 变化，即开始时，贝氏体束尺寸较大，没有细化 中也可起到限制贝氏体组织的长大，从而引起 现象出现；当弛豫时间延长时，贝氏体束开始得 贝氏体组织的细化.为了了解这2种过程，图6 到细化并随弛豫时间延长，细化效果增强，在某 (a)和(b)给出了样品在850℃变形30%并保温不 一时间范围，细化效果最佳；当弛豫时间继续延 同时间后样品的电子显微镜照片，可发现在没 长时，贝氏体束的细化效果减弱，贝氏体束的尺 有弛豫的样品中，几乎看不到析出物，在弛豫 寸又有所增加.当变形温度为850℃变形量为 30s时（图6(a),位错网络上有许多细小的析出 30%时，最佳弛豫时间为200s左右.当变形温 物，当弛豫时间延长到200s时，大量的析出物 度为900℃或变形量增加为60%时，在弛豫时间 出现，尺寸较大.根据相关研究结果，这些析出 为60s左右时，细化效果最佳.而当变形温度降 物应该是含Nb,Ti的碳氮化物.图6(c)给出 低到800℃时，在弛豫60-200s时，细化效果较 Fe40%Ni合金850℃变形30%并保温200s样 好.从弛豫时间来看：没有弛豫的样品中，800℃ 品中根据取向差所绘制的晶粒边界图.由图可 变形30%和变形量850℃变形60%的样品组织 见，除了原始奥氏体晶粒以外，大量的细小的完 较细，当弛豫时间均达到30s时，4种工艺下，组 整亚晶结构出现，这些亚晶出现是由于位错弛 织的细化程度相差不大；在弛豫60s时，各种工 豫和多边形化的结果，它们的取相差在3°~15°王 学敏等 贝 氏体组 织细 化的 工 艺 参数优化 贝 氏体束尺寸定且统计 为 了获得 贝 氏体尺 寸细化 的定量结果 ， 对 各种条件下 贝 氏体束 的尺寸做了统计 ， 每个样 品统计 个 贝 氏体束 ， 以平行板条 的最 大长 度 为贝 氏体束 的长 ， 垂 直方 向上 的最大值为贝 氏体束的宽度 最后 分别求 出贝 氏体束 的长度 和 宽度值 贝 氏体束的尺 寸平均值随弛豫时间 的变化 曲线如 图 所示 长度随弛豫时间变化 一 ℃ 一 ℃ 一 。 。 ℃ 。 一 ℃ 今凡妇 口︸、︸ 声乡 宽度随弛豫时间变化 一 ℃ 一 ℃ 一 ℃ 一 ℃ 艺下 得到 的贝 氏体束尺 寸 几乎相 同 而 在弛豫 时 间为 时 ， 各种工艺 的差 别较大 ， ℃ 变 形 的样 品 贝 氏体束 尺 寸最 小 ， ℃ 变 形 次之 当弛豫 时间延 长 到 、 时 ， 除 ℃ 变形 样 品 贝 氏体束尺 寸较 大外 ， 其他 种 工艺下 ， 贝 氏体束尺寸大小几乎相 同 从综合效 果 来 看 ， ℃ 变 形 量 为 时 弛 豫 时 间 在 一 左右 ， 这时 ， 贝 氏体束的长度可 达 一 脚 在该条件下 ， 既 可保证工 艺制度易 于操作 ， 同时也可 获得均匀 的细化组 织 而 在其他变形 温度 和 变形 条件下 ， 虽 然 在 弛豫 与 左 右时 ℃ 变形 与 ℃ 变形 贝 氏体束 的尺 寸均较 ℃ 变形 细 ， 但其最小值仍高 于 ℃ 变形 并弛豫 样 品 ， 而 且 只有 在 左右时 ， 才有可 能获得 林 左右的贝 氏 体束 ， 其他弛豫 时间贝 氏体束尺 寸均较大 这在 实际生 产 中要 求操作工 艺 比较苛刻 ， 难 以 实现 大批量 控制 沁 一乙，内， ‘， 、工已沈 ，多戈 讨论 由于低合金 高强 度 钢 中一 般加入一 定量 的 沉淀硬化微合金元素 ， 等 ， 同时也加人微量 的 ， 因此在 终轧后 的弛豫过 程 中 ， 一 方 面 ， 微合金元素会 以 ， 的形式应变诱 导 析 出 ， 这 与相 似钢种 的应 变诱导 析 出研究结 果 「一 致 另 一 方 面 ， 变形 所造 成 的高密度位错 在 弛豫过程 中会发生 回复 ， 大量 的位错弛豫发 生 多边形 化 根据 已 有结果 ‘ ， 微细 的碳氮化 物 析 出可 成为新相 的形 核 中心 ， 从而增加形 核量 引起组 织细化 另 外 ， 多边形 的位错墙 既 可 成为 形核优先位置 ， 促进形核 ， 同时在新相生 长过程 中也可 起 到限制贝 氏体组织 的长 大 ， 从而 引起 贝 氏体组 织 的细化 为 了 了解 这 种 过程 ， 图 和 给出了样 品在 ℃ 变形 并保温 不 同时 间后 样 品 的 电子显 微镜 照 片 ， 可 发 现在没 有 弛豫 的样 品 中 ， 几 乎看不 到 析 出物 ， 在弛 豫 时 图 ， 位错 网络上 有许 多细小 的析 出 物 ， 当弛豫时 间延 长 到 时 ， 大量 的析 出物 出现 ， 尺 寸较大 根据相关研究结果 「，， 这些析 出 物应 该是含 ， 的碳氮化物 图 给 出 一 合金 ℃ 变形 并保温 样 品 中根 据取 向差所绘制的晶粒边 界 图 由图可 见 ， 除了原始奥 氏体晶粒 以 外 ， 大量 的细小 的完 整 亚 晶结构 出现 ， 这 些 亚 晶 出现是 由于位错 弛 豫和 多边形 化 的结果 ， 它们 的取相 差在 。 一 ︶工、﹃︸ 、戈日沈 一一一一一一一一一‘ 一一一一一 图 贝 氏体 束尺 寸 随弛豫 时间变化 曲线 · 七 从 图 可 以看 出 ， 贝 氏体束的长 、 宽随工艺 条件 的变化趋 势基本一 致 从贝 氏体束尺 寸随 热模拟工 艺 的变化 曲线上 可见 ， 在不 同工 艺制 度下 ， 贝 氏体束尺 寸随弛豫时间呈 现有规律 的 变化 ， 即开始 时 ， 贝 氏体束尺 寸较大 ， 没有细 化 现象出现 当弛豫时间延长 时 ， 贝 氏体束开始得 到细化并 随弛豫时间延 长 ， 细化效果增强 ， 在某 一时 间范 围 ， 细化效果最佳 当弛豫时间继续延 长时 ， 贝 氏体束的细化效果减弱 ， 贝 氏体束的尺 寸又 有所增加 当变形温度 为 ℃ 变形量 为 时 ， 最佳弛豫时 间 为 左右 当变形温 度为 ℃ 或变形量增加为 时 ， 在 弛豫时间 为 左 右时 ， 细化效果最佳 而 当变形温度 降 低到 ℃ 时 ， 在弛豫 一 时 ， 细化效果较 好 从弛豫时 间来看 没有弛豫 的样 品 中 ， ℃ 变形 和 变形 量 ℃ 变形 的样 品组 织 较细 ， 当弛豫时间均达到 时 ， 种工艺下 ， 组 织 的细化程 度相 差不 大 在弛豫 时 ， 各种工