奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响

D0:10.13374/.issn1001-053x2012.03.009 第34卷第3期 北京科技大学学报 Vol.34 No.3 2012年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2012 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界 分布的影响 缪成亮) 尚成嘉)回Mani Subramanian2 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)麦克马斯特大学材料与工程学院，哈密尔顿L8S4M1,加拿大 网通信作者：E-mail:cishang(@usth.cdu.cm 摘要使用电子背散射衍射技术研究了低C高M高Nb成分设计下，非再结晶奥氏体变形及加速冷却速率对低碳贝氏体 组织取向差特征和大角晶界分布的影响.结果表明，与原奥氏体晶粒内部的相变组织相比，原奥氏体晶界附近具有更高的大 角晶界密度，非再结晶区奥氏体变形及快速冷却都有利于提高共格相变的驱动力、弱化变体选择以及有效增加大角晶界密 度.此外，非再结晶区的大变形除了可充分压扁奥氏体晶粒和增加单位面积的奥氏体晶界密度外，还导致奥氏体晶界上细小 的非共格转变铁素体晶粒生成，且这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取向差 关键词管线钢：品界：冷却：奥氏体形变：贝氏体 分类号TG335.7 Effect of ausforming and cooling rate on the distribution of high angle bounda- ries in low carbon bainitic structure MIAO Cheng-Hiang,SHANG Cheng-jia,Mani Subramanian?) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Department of Materials and Engineering,MeMaster University,Hamilton 18S4M1,Canada Corresponding author:E-mail:cishang@ustb.edu.cn ABSTRACT High Mn-high Nb micro-alloyed steels were investigated by electron back-scattering diffraction (EBSD)to determine the effect of cooling rate and ausforming on the characteristic of misorientation and the distribution of high angle boundaries (HABs)in low carbon bainitic microstructure.The results indicate that there is a dispersion of HABs interspacing from prior austenite grain bound- aries to the grain interior.Both fast cooling and ausforming raise the drive force of coherent transformation,weaken variants selection, and are helpful for the increasing of HABs density near the boundaries and in the grains.Moreover,a larger deformation below the non- recrystallization temperature not only can flatten the austenite grains fully,but also can generate incoherent nucleation of fine ferrite grains at the prior austenite boundaries.Also the fine ferrite grains have significant misorientations with adjacent microstructure. KEY WORDS pipeline steel;grain boundaries;cooling:ausforming;bainite 在X80管线钢的研制和发展中，低C高Mn高 的韧性恶化也是制约管线钢使用的重要因素.因 Nb设计得到了很好的运用1).低C高Mn高Nb 此，揭示贝氏体组织与韧性的关系十分重要，而低碳 X80管线钢的主要显微组织为低碳贝氏体，由于在 贝氏体钢的性能与成分设计、热机械加工工艺 晶粒细化、组织控制及成本低廉等方面的优势，低C (TMCP)及冷却制度密切相关.相关研究A表明， 高Mn高Nb设计也是发展更高强度级别钢种 钢材的强韧性与大角晶界的分布和密度存在很密切 (X100,X120)的主流方向.随着管线钢强度级别 的联系.大角晶界能有效阻碍脆性断裂裂纹的传 的不断提高，为了服役安全性，对管线钢的韧性提出 播，高密度的大角晶界可以有效降低韧脆转变温度 了更高的要求，而焊接过程中热影响区(HAZ)组织 (DBTT),而组织中大角晶界的间距能更有效地反 收稿日期：2011-03-01 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2010CB630801)

第 34 卷 第 3 期 2012 年 3 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 3 Mar． 2012 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界 分布的影响 缪成亮1) 尚成嘉1) Mani Subramanian 2) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 麦克马斯特大学材料与工程学院，哈密尔顿 L8S4M1，加拿大 通信作者: E-mail: cjshang@ ustb． edu． cn 摘 要 使用电子背散射衍射技术研究了低 C 高 Mn 高 Nb 成分设计下，非再结晶奥氏体变形及加速冷却速率对低碳贝氏体 组织取向差特征和大角晶界分布的影响． 结果表明，与原奥氏体晶粒内部的相变组织相比，原奥氏体晶界附近具有更高的大 角晶界密度，非再结晶区奥氏体变形及快速冷却都有利于提高共格相变的驱动力、弱化变体选择以及有效增加大角晶界密 度． 此外，非再结晶区的大变形除了可充分压扁奥氏体晶粒和增加单位面积的奥氏体晶界密度外，还导致奥氏体晶界上细小 的非共格转变铁素体晶粒生成，且这些铁素体晶粒与相邻组织表现出大取向差． 关键词 管线钢; 晶界; 冷却; 奥氏体形变; 贝氏体 分类号 TG335. 7 Effect of ausforming and cooling rate on the distribution of high angle bounda￾ries in low carbon bainitic structure MIAO Cheng-liang1) ，SHANG Cheng-jia1) ，Mani Subramanian2) 1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Department of Materials and Engineering，McMaster University，Hamilton L8S4M1，Canada Corresponding author: E-mail: cjshang@ ustb． edu． cn ABSTRACT High Mn-high Nb micro-alloyed steels were investigated by electron back-scattering diffraction ( EBSD) to determine the effect of cooling rate and ausforming on the characteristic of misorientation and the distribution of high angle boundaries ( HABs) in low carbon bainitic microstructure． The results indicate that there is a dispersion of HABs interspacing from prior austenite grain bound￾aries to the grain interior． Both fast cooling and ausforming raise the drive force of coherent transformation，weaken variants selection， and are helpful for the increasing of HABs density near the boundaries and in the grains． Moreover，a larger deformation below the non￾recrystallization temperature not only can flatten the austenite grains fully，but also can generate incoherent nucleation of fine ferrite grains at the prior austenite boundaries． Also the fine ferrite grains have significant misorientations with adjacent microstructure． KEY WORDS pipeline steel; grain boundaries; cooling; ausforming; bainite 收稿日期: 2011--03--01 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目 ( 2010CB630801) 在 X80 管线钢的研制和发展中，低 C 高 Mn 高 Nb 设计得到了很好的运用［1--3］． 低 C 高 Mn 高 Nb X80 管线钢的主要显微组织为低碳贝氏体，由于在 晶粒细化、组织控制及成本低廉等方面的优势，低 C 高 Mn 高 Nb 设计也是发展更高强度级别钢种 ( X100，X120) 的主流方向． 随着管线钢强度级别 的不断提高，为了服役安全性，对管线钢的韧性提出 了更高的要求，而焊接过程中热影响区( HAZ) 组织 的韧性恶化也是制约管线钢使用的重要因素． 因 此，揭示贝氏体组织与韧性的关系十分重要，而低碳 贝氏体钢的性能与成分设计、热机械加工工艺 ( TMCP) 及冷却制度密切相关． 相关研究［4--5］表明， 钢材的强韧性与大角晶界的分布和密度存在很密切 的联系． 大角晶界能有效阻碍脆性断裂裂纹的传 播，高密度的大角晶界可以有效降低韧脆转变温度 ( DBTT) ，而组织中大角晶界的间距能更有效地反 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.03.009

·290· 北京科技大学学报 第34卷 映有效晶粒尺寸.因此，明确不同工艺条件下管 Mo的X80管线钢成分.为了研究不同工艺条件下 线钢相变组织中大角晶界分布及密度变化，能更清 大角晶界的分布情况，采用了四种不同的变形冷却 晰分析工艺与组织和性能的关系.此外，焊接热影 工艺，样品工艺状态差别如表1所示.试样1直接 响区的组织属于无变形条件下的相变，主要受成分 取自于工业X80热轧平板，非再结晶区的累积压下 和热输入量的影响.对无变形条件下的贝氏体相变 量为62%，冷却速率为15~18℃s1;试样2取自 驱动力与相变晶体学取向的研究表明：低相变 于实验热轧钢板，该钢板和工业X80热轧平板（试 驱动力条件下，相变产物的晶体学取向与母相保持 样1)为同一铸坯轧制，同样采用62%的非再结晶区 取向关系且变体选择更单一；高相变驱动力条件下， 累积压下量，冷却速率为30~35℃·s1,实验室轧 奥氏体内相变产物的变体选择明显变多.单一取向 制钢的冷速大约是工业热轧钢的2倍：试样3及试 的变体之间表现为小取向差，强烈的变体选择将导 样4为工业X80钢热轧平板（试样1）单道次焊接热 致大角晶界密度大大下降，有效晶粒粗大 模拟试样，这两种热模拟试样被分别加工为尺寸 目前，电子背散射衍射技术的使用能有效地评 10mm×10mm×55mm的毛坯样，在Gleeble-1500 价材料中组织的取向差特征，确定大、小角晶界的分 上完成单道次焊接热循环，将试样以130℃·s1加 布情况，并可对不同晶粒的取向特征进行分 热到1300℃，并在高温停留不同的时间(1：)，然后 析00.本文利用电子背散射衍射技术研究了高 分别以不同的1ss时间（从800℃冷却到500℃的时 级别管线钢中奥氏体变形和冷却速率对中温转变组 间)冷却，以模拟25.4mm厚平板实际焊接中的不同 织取向差分布及大角晶界密度的影响，并对显微组 热输入条件(50和20kJ·cm-1),两试样在900℃以上 织类型演变及原奥氏体晶粒、晶界的状态进行了分 的tH为23.7和7.5s,gs为58.7和9.5s,分别对应 析，以便阐明奥氏体变形及冷却速率对贝氏体组织 800℃到500℃之间的冷速为5℃·s-1和32℃·s-1. 中大角晶界的影响及与韧性的关系 对于试样1和试样2，沿试样平行轧制方向取3mm厚 度薄片，而对试样3和试样4垂直于热模拟试样长度 实验方法 方向取样，通过机械研磨、机械抛光后，采用Struers半 实验材料的成分（质量分数）为：C0.04%,Mn 自动电解抛光浸蚀设备进行电解抛光，制成电子背散 1.75%,Si0.22%,Nb0.1%,Ti0.015%,Cu+Cr+ 射衍射观测试样，最终数据使用HKL软件进行分析， Al0.51%,Fe余量，是典型的低C高Mn高Nb无 得到衬度图、取向差分布图及大角晶界间距等结果 表1各试样非再结品温度下累计变形量和冷却速率参数 Table 1 Accumulation reduction under the non-recrystallization temperature and cooling rate of tested samples 试样 材料来源 非再结品温度以下的累计变形/% 冷却速率/（℃·s1) 1 工业X80热轧平板 62 15~18 2 实验轧制平板 62 30~35 焊接热模拟实验 0 5 4 焊接热模拟实验 0 32 10μm,晶粒小而均匀.同时，图1(b)显示，粒状贝 2 实验结果 氏体(GB)中的贝氏体与铁素体之间为小角晶界. 图1为试样1和试样2电子背散射衍射扫描所 对于高冷却速率所对应的试样2，大角晶界（取向差 得的衬度图和大角度晶界（≥15）勾勒图.衬度图 ≥15)如图1()中细亮线所示，最大贝氏体束的尺 (图1(a)和1(c))所显示图像和光学显微组织一 寸也小于10m,但有更多份额的贝氏体束的尺寸 致，颜色深代表解析度低，通常相界、晶界等因素会 小于5um,试样2的平均有效晶粒尺寸比试样1要 引起解析度低，衬度图能有效地显示金相形貌学上 小.此外，由于两个试样在非再结晶温度(T）下均 的特征.图1(b)中细亮线表征了试样1中晶体取 有62%的变形量，两试样中压扁的原奥氏体晶粒宽 向差大于15的晶界.可见，对于试样1，大角度晶 度相近，分别为16和18m(如图1(a)和1(c)中双 界与衬度图形貌所显示的晶界基本吻合，即针状铁 箭头标记所示).但是由于两试样冷却速率不同， 素体(AF)晶粒就是有效晶粒，有效晶粒尺寸小于 其相变产物有较大差异，即工业X80钢（试样1）

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 映有效晶粒尺寸［6］． 因此，明确不同工艺条件下管 线钢相变组织中大角晶界分布及密度变化，能更清 晰分析工艺与组织和性能的关系． 此外，焊接热影 响区的组织属于无变形条件下的相变，主要受成分 和热输入量的影响． 对无变形条件下的贝氏体相变 驱动力与相变晶体学取向的研究［7--9］表明: 低相变 驱动力条件下，相变产物的晶体学取向与母相保持 取向关系且变体选择更单一; 高相变驱动力条件下， 奥氏体内相变产物的变体选择明显变多． 单一取向 的变体之间表现为小取向差，强烈的变体选择将导 致大角晶界密度大大下降，有效晶粒粗大． 目前，电子背散射衍射技术的使用能有效地评 价材料中组织的取向差特征，确定大、小角晶界的分 布 情 况，并可对不同晶粒的取向特征进行分 析［10--11］． 本文利用电子背散射衍射技术研究了高 级别管线钢中奥氏体变形和冷却速率对中温转变组 织取向差分布及大角晶界密度的影响，并对显微组 织类型演变及原奥氏体晶粒、晶界的状态进行了分 析，以便阐明奥氏体变形及冷却速率对贝氏体组织 中大角晶界的影响及与韧性的关系． 1 实验方法 实验材料的成分( 质量分数) 为: C 0. 04% ，Mn 1. 75% ，Si 0. 22% ，Nb 0. 1% ，Ti 0. 015% ，Cu + Cr + Al 0. 51% ，Fe 余量，是典型的低 C 高 Mn 高 Nb 无 Mo 的 X80 管线钢成分． 为了研究不同工艺条件下 大角晶界的分布情况，采用了四种不同的变形冷却 工艺，样品工艺状态差别如表 1 所示． 试样 1 直接 取自于工业 X80 热轧平板，非再结晶区的累积压下 量为 62% ，冷却速率为 15 ～ 18 ℃·s － 1 ; 试样 2 取自 于实验热轧钢板，该钢板和工业 X80 热轧平板( 试 样 1) 为同一铸坯轧制，同样采用 62% 的非再结晶区 累积压下量，冷却速率为 30 ～ 35 ℃·s － 1 ，实验室轧 制钢的冷速大约是工业热轧钢的 2 倍; 试样 3 及试 样 4 为工业 X80 钢热轧平板( 试样 1) 单道次焊接热 模拟试样，这两种热模拟试样被分别加工为尺寸 10 mm × 10 mm × 55 mm 的毛坯样，在 Gleeble--1500 上完成单道次焊接热循环，将试样以 130 ℃·s － 1 加 热到 1 300 ℃，并在高温停留不同的时间( tH ) ，然后 分别以不同的 t8 /5时间( 从 800 ℃ 冷却到 500 ℃ 的时 间) 冷却，以模拟 25. 4 mm 厚平板实际焊接中的不同 热输入条件( 50 和 20 kJ·cm － 1 ) ，两试样在 900 ℃以上 的 tH为 23. 7 和 7. 5 s，t8 /5为 58. 7 和 9. 5 s，分别对应 800 ℃到500 ℃ 之间的冷速为 5 ℃·s － 1 和 32 ℃·s － 1 ． 对于试样1 和试样2，沿试样平行轧制方向取3 mm 厚 度薄片，而对试样 3 和试样 4 垂直于热模拟试样长度 方向取样，通过机械研磨、机械抛光后，采用 Struers 半 自动电解抛光浸蚀设备进行电解抛光，制成电子背散 射衍射观测试样，最终数据使用 HKL 软件进行分析， 得到衬度图、取向差分布图及大角晶界间距等结果． 表 1 各试样非再结晶温度下累计变形量和冷却速率参数 Table 1 Accumulation reduction under the non-recrystallization temperature and cooling rate of tested samples 试样 材料来源 非再结晶温度以下的累计变形/% 冷却速率/( ℃·s － 1 ) 1 工业 X80 热轧平板 62 15 ～ 18 2 实验轧制平板 62 30 ～ 35 3 焊接热模拟实验 0 5 4 焊接热模拟实验 0 32 2 实验结果 图 1 为试样 1 和试样 2 电子背散射衍射扫描所 得的衬度图和大角度晶界( ≥15°) 勾勒图． 衬度图 ( 图 1( a) 和 1 ( c) ) 所显示图像和光学显微组织一 致，颜色深代表解析度低，通常相界、晶界等因素会 引起解析度低，衬度图能有效地显示金相形貌学上 的特征． 图 1( b) 中细亮线表征了试样 1 中晶体取 向差大于 15°的晶界． 可见，对于试样 1，大角度晶 界与衬度图形貌所显示的晶界基本吻合，即针状铁 素体( AF) 晶粒就是有效晶粒，有效晶粒尺寸小于 10 μm，晶粒小而均匀． 同时，图 1( b) 显示，粒状贝 氏体( GB) 中的贝氏体与铁素体之间为小角晶界． 对于高冷却速率所对应的试样 2，大角晶界( 取向差 ≥15°) 如图 1( d) 中细亮线所示，最大贝氏体束的尺 寸也小于 10 μm，但有更多份额的贝氏体束的尺寸 小于 5 μm，试样 2 的平均有效晶粒尺寸比试样 1 要 小． 此外，由于两个试样在非再结晶温度( Tnr ) 下均 有 62% 的变形量，两试样中压扁的原奥氏体晶粒宽 度相近，分别为 16 和 18 μm( 如图 1( a) 和 1( c) 中双 箭头标记所示) ． 但是由于两试样冷却速率不同， 其相变产物有较大差异，即工业 X80 钢( 试样 1) ·290·

第3期 缪成亮等：奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ·291· 为针状铁素体，而同一成分钢在30~35℃·s1冷大角晶界勾勒图表明，冷却速率增大则大角晶界 却下主要得到板条贝氏体.图1(b)和1(d)所示 密度升高. 图1试样的衬度图和大角品界勾勒图.(a)试样1衬度图：(b)试样1大角品界勾勒图：(c)试样2衬村度图：(d)试样2大角晶界勾勒图 Fig.1 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries in samples:(a)Sample I,band contrast map:(b)Sample I,distributions of high angle boundaries:(c)Sample 2,band contrast map:(d)Sample 2,distributions of high angle boundaries 图2给出了焊接热模拟试样3和试样4的衬度 比变形条件下的试样（试样1和试样2），无变形条 图和大角度晶界（≥15）勾勒图，图2(b)和(d)中 件下的有效晶粒要更加粗大， 的白色小块为残余奥氏体(RA).两者都属于无变 图3为试样2原奥氏体晶界位置和原奥氏体晶 形条件下的相变.在低冷速条件下（试样3），显微 粒内大角晶界密度分布的线扫描结果，显示了相邻 组织主要为粒状贝氏体，粒状贝氏体之间的残余奥 区域的取向差比较.压扁的原奥氏体晶粒晶界位置 氏体相对粗大，由于热输入高(50kJ·cm),原奥氏 附近显示出更高的大角晶界密度，即大角晶界之间 体晶粒粗化明显，且大角晶界出现的位置主要在原 的平均间距更小，有效晶粒的尺寸更细.图3中位 奥氏体晶界，也就是说，试样3中有效晶粒就为粗大 置1处大角度晶界（≥15）平均间距为1.0um,而 的原奥氏体晶粒.在高冷速条件下（试样4），显微 位置3处大角度晶界平均间距增大到3.4μm.图4 组织主要由板条贝氏体构成，大角晶界主要出现在 更清晰呈现了试样2中原奥氏体晶界周边相变产物 原奥氏体晶界处和板条束之间，板条束的宽度可认 的晶体学取向特征.可见，在热机械加工工艺处理 为是有效晶粒尺寸.相对于试样3，试样4的有效晶 中，采用62%的非再结晶区累积变形，以及大于 粒尺寸更小，其贡献来自于细小的奥氏体晶粒以及 30℃·s的冷却速率等工艺，使得原奥氏体晶界周 同一奥氏体晶粒内生成的大取向差组织.此外，对 边晶粒取向性差异明显增大.图4中原奥氏体晶界 比图2(b)和(d)中所显示的残余奥氏体，高冷速条 上的细小晶粒可以认为是非共格转变的产物2-W 件下形成的残余奥氏体要相对细小.总的来说，相 很可能是形变过程中奥氏体的动态相变的产物的

第 3 期 缪成亮等: 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 为针状铁素体，而同一成分钢在 30 ～ 35 ℃·s － 1 冷 却下主要得到板条贝氏体． 图 1( b) 和 1( d) 所示 大角晶界勾勒图表明，冷却速率增大则大角晶界 密度升高． 图 1 试样的衬度图和大角晶界勾勒图． ( a) 试样 1 衬度图; ( b) 试样 1 大角晶界勾勒图; ( c) 试样 2 衬度图; ( d) 试样 2 大角晶界勾勒图 Fig． 1 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries in samples: ( a) Sample 1，band contrast map; ( b) Sample 1，distributions of high angle boundaries; ( c) Sample 2，band contrast map; ( d) Sample 2，distributions of high angle boundaries 图 2 给出了焊接热模拟试样 3 和试样 4 的衬度 图和大角度晶界( ≥15°) 勾勒图，图 2( b) 和( d) 中 的白色小块为残余奥氏体( RA) ． 两者都属于无变 形条件下的相变． 在低冷速条件下( 试样 3) ，显微 组织主要为粒状贝氏体，粒状贝氏体之间的残余奥 氏体相对粗大，由于热输入高( 50 kJ·cm － 1 ) ，原奥氏 体晶粒粗化明显，且大角晶界出现的位置主要在原 奥氏体晶界，也就是说，试样 3 中有效晶粒就为粗大 的原奥氏体晶粒． 在高冷速条件下( 试样 4) ，显微 组织主要由板条贝氏体构成，大角晶界主要出现在 原奥氏体晶界处和板条束之间，板条束的宽度可认 为是有效晶粒尺寸． 相对于试样 3，试样 4 的有效晶 粒尺寸更小，其贡献来自于细小的奥氏体晶粒以及 同一奥氏体晶粒内生成的大取向差组织． 此外，对 比图 2( b) 和( d) 中所显示的残余奥氏体，高冷速条 件下形成的残余奥氏体要相对细小． 总的来说，相 比变形条件下的试样( 试样 1 和试样 2) ，无变形条 件下的有效晶粒要更加粗大． 图 3 为试样 2 原奥氏体晶界位置和原奥氏体晶 粒内大角晶界密度分布的线扫描结果，显示了相邻 区域的取向差比较． 压扁的原奥氏体晶粒晶界位置 附近显示出更高的大角晶界密度，即大角晶界之间 的平均间距更小，有效晶粒的尺寸更细． 图 3 中位 置 1 处大角度晶界( ≥15°) 平均间距为 1. 0 μm，而 位置 3 处大角度晶界平均间距增大到 3. 4 μm． 图 4 更清晰呈现了试样 2 中原奥氏体晶界周边相变产物 的晶体学取向特征． 可见，在热机械加工工艺处理 中，采用 62% 的非再结晶区累积变形，以 及 大 于 30 ℃·s － 1 的冷却速率等工艺，使得原奥氏体晶界周 边晶粒取向性差异明显增大． 图 4 中原奥氏体晶界 上的细小晶粒可以认为是非共格转变的产物［12--14］， 很可能是形变过程中奥氏体的动态相变的产物［15］． ·291·

·292· 北京科技大学学报 第34卷 204m 20 jm 图2试样的衬度图和大角晶界勾勒图.(a)试样3衬度图：()试样3大角晶界勾勒图：()试样4衬度图：()试样4大角品界勾勒图 Fig.2 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries of samples:(a)Sample 3,band contrast map:(b)Sample 3,distributions of high angle boundaries;(c)Sample 4,band contrast map;(d)Sample 4,distributions of high angle boundaries 由图4(a)可见，原奥氏体晶界上形成的细小晶粒， 无变形，由表2可见，试样4中大角晶界（≥15）的 直径都在1.5m以下，大多数晶粒之间，以及与相 平均间距为4.1m,其尺度是试样2平均间距的3 邻的贝氏体板条之间为大角晶界（如图4(b)所示的 倍.试样3、试样4在-20℃的冲击韧性分别为 大角晶界).可见，奥氏体变形导致了晶界上非共格 64和278J,随着有效晶粒的粗化，其韧性也相应恶 相变产物的形核. 化显然，越依赖于利用增加非再结晶区奥氏体变 图5为试样3和4原奥氏体晶界附近和晶内组 形和增加冷却速率等TMCP技术手段提高钢板的韧 织取向差分布图.试样3和试样4原奥氏体晶界附 性，该钢焊接热影响区的韧性对热输入量越敏感. 近的大角晶界间距分别为6.0、1.1μm.表2给出试 由整个试样的取向差分布特征来看（图6），试 样2、试样3、试样4在奥氏体晶界附近及原奥氏体 样2（奥氏体形变和快冷速）有最高的大角晶界密 晶粒内大角晶界的实际间距，可见，原奥氏体晶粒内 度，试样1（奥氏体形变和中等冷速）次之，然后是试 部大角度晶界密度均更低.对于无变形大热输入量 样4（无变形量和快冷速），而试样3（无变形量和慢 模拟得到的试样3，由于原奥氏体晶粒更粗大，g5长 冷速)的大角晶界密度最低.变形和冷速的增加都 导致冷却速率慢等原因使得相变驱动力很小，有效 有利于大角晶界密度的增加.大角晶界主要出现在 晶粒几乎就是原奥氏体晶粒尺寸回.对于试样4， 两个位置：一是原奥氏体晶界处；二是产生于属于不 减少焊接热输入量，不但能有效抑制原奥氏体晶粒 同贝茵组的相变组织之间.此外，小角晶界上细小 的粗化（对比图2(b)和(d)中原奥氏体晶粒），还能 弥散的马/奥(M/A)组元也有可能起着大角晶界的 提高相变冷却速率，增加相变驱动力，有利于有效晶 作用.所以，充分细化并压扁原奥氏体晶粒，弱 粒尺寸细化，但是由于奥氏体在非再结晶温度以下 化相变过程的变体选择，得到弥散的M/A,是提高

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 2 试样的衬度图和大角晶界勾勒图． ( a) 试样 3 衬度图; ( b) 试样 3 大角晶界勾勒图; ( c) 试样 4 衬度图; ( d) 试样 4 大角晶界勾勒图 Fig． 2 Band contrast maps and distributions of high angle boundaries of samples: ( a) Sample 3，band contrast map; ( b) Sample 3，distributions of high angle boundaries; ( c) Sample 4，band contrast map; ( d) Sample 4，distributions of high angle boundaries 由图 4( a) 可见，原奥氏体晶界上形成的细小晶粒， 直径都在 1. 5 μm 以下，大多数晶粒之间，以及与相 邻的贝氏体板条之间为大角晶界( 如图 4( b) 所示的 大角晶界) ． 可见，奥氏体变形导致了晶界上非共格 相变产物的形核． 图 5 为试样 3 和 4 原奥氏体晶界附近和晶内组 织取向差分布图． 试样 3 和试样 4 原奥氏体晶界附 近的大角晶界间距分别为 6. 0、1. 1 μm． 表 2 给出试 样 2、试样 3、试样 4 在奥氏体晶界附近及原奥氏体 晶粒内大角晶界的实际间距，可见，原奥氏体晶粒内 部大角度晶界密度均更低． 对于无变形大热输入量 模拟得到的试样 3，由于原奥氏体晶粒更粗大，t8 /5长 导致冷却速率慢等原因使得相变驱动力很小，有效 晶粒几乎就是原奥氏体晶粒尺寸［9］． 对于试样 4， 减少焊接热输入量，不但能有效抑制原奥氏体晶粒 的粗化( 对比图 2( b) 和( d) 中原奥氏体晶粒) ，还能 提高相变冷却速率，增加相变驱动力，有利于有效晶 粒尺寸细化，但是由于奥氏体在非再结晶温度以下 无变形，由表 2 可见，试样 4 中大角晶界( ≥15°) 的 平均间距为 4. 1 μm，其尺度是试样 2 平均间距的 3 倍． 试样 3、试样 4 在 － 20 ℃ 的冲击韧性［9］分别为 64 和 278 J，随着有效晶粒的粗化，其韧性也相应恶 化． 显然，越依赖于利用增加非再结晶区奥氏体变 形和增加冷却速率等 TMCP 技术手段提高钢板的韧 性，该钢焊接热影响区的韧性对热输入量越敏感． 由整个试样的取向差分布特征来看( 图 6) ，试 样 2( 奥氏体形变和快冷速) 有最高的大角晶界密 度，试样 1( 奥氏体形变和中等冷速) 次之，然后是试 样 4( 无变形量和快冷速) ，而试样 3( 无变形量和慢 冷速) 的大角晶界密度最低． 变形和冷速的增加都 有利于大角晶界密度的增加． 大角晶界主要出现在 两个位置: 一是原奥氏体晶界处; 二是产生于属于不 同贝茵组的相变组织之间． 此外，小角晶界上细小 弥散的马/奥( M/A) 组元也有可能起着大角晶界的 作用［16］． 所以，充分细化并压扁原奥氏体晶粒，弱 化相变过程的变体选择，得到弥散的 M/A，是提高 ·292·

第3期 缪成亮等：奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 ·293· 位置1 40 020 0 0 10 15 20 25 30 距离m 位置2 位置 0020 从 15 0 25 30 35 20um 距离hnm 位置3 40 1020 0 8121620242832 距离Mm 图3试样2的衬度图及原奥氏体品界及品内不同位置的取向差分布 Fig.3 Band contrast map of Sample 2 and distributions of misorientation at grains boundaries 细小的铁素体晶粒 原奥氏体晶界 111 204m 00I 10 图4试样2中原奥氏体品界上铁素体品粒的村度图(a)、取向特征图（黑线：取向差大于15）(b)和取向图的图例(c) Fig.4 Band contrast map (a),orientation map with boundaries more than 15(black lines)(b),and inverse pole figure legend (c)of fine ferrite grains at prior austenite boundaries in Sample 2

第 3 期 缪成亮等: 奥氏体变形及冷却速率对低碳贝氏体组织中大角晶界分布的影响 图 3 试样 2 的衬度图及原奥氏体晶界及晶内不同位置的取向差分布 Fig． 3 Band contrast map of Sample 2 and distributions of misorientation at grains boundaries 图 4 试样 2 中原奥氏体晶界上铁素体晶粒的衬度图( a) 、取向特征图( 黑线: 取向差大于 15°) ( b) 和取向图的图例( c) Fig． 4 Band contrast map ( a) ，orientation map with boundaries more than 15° ( black lines) ( b) ，and inverse pole figure legend ( c) of fine ferrite grains at prior austenite boundaries in Sample 2 ·293·