粗大奥氏体晶粒中应变诱导铁素体形成特点

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2000.02.021 第22卷第2期 北京科技大学学报 Vol.22 No.2 2000年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2000 粗大奥氏体晶粒中应变诱导铁素体形成特点 傅云义)杨平) 杨王玥”孙祖庆12 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要观察粗大奥氏体经不同应变后的淬火组织，分析应变诱导铁素体的形成特点，结果表 明：奥氏体晶粒尺寸影响应变诱导铁素体的形成方式：在形变初期粗大奥氏体(~250)应变诱 导铁素体主要在晶界、退火孪晶界形核，随应变增加，可通过形变带形核：而尺寸较小的奥氏体 (~78μ)，铁素体形核主要在晶界：随奥氏体晶粒尺寸增大，形变带上形核比例明显提高，而在 晶界形核的比例减小. 关键词Q235钢：应变诱导铁素体；奥氏体晶粒尺寸 分类号TQ142.11 奥氏体晶粒尺寸对应变诱导铁素体的影 15mm.奥氏体化加热条件、奥氏体化之后冷却 响，已有不少研究，其工作主要侧重于铁素体 及形变工艺参数列于表1.热模拟试样在1200， 的形貌、尺寸及其转变量.与细晶一样，粗晶中 1100℃加热奥氏体化时用氩气保护，试样形变 形变诱导相变易发生，Mintz等发现：粗晶(200 后迅速淬火，以便保留形变刚完成时的显微组 m)中，即使施加了0.05形变也可在800℃(Ae 织，组织分析在Neophot--I型显微镜上进行. ~840℃)诱导出铁素体：其形貌与无应力、等温 表1奥氏体化条件及形变工艺参数 析出的铁素体有所不同，后者铁素体可呈膜状 Table 1 Austenitization and deformation parameters (粗晶中)或球状（细晶中），但诱导产生的铁素体 奥氏体化冷却速度/形变温度/速率/ 序号 在粗、细晶中均以薄膜状沿奥氏体晶界网状析 条件* ℃sg ℃ 5 应变 出)，且观察到奥氏体晶粒尺寸对铁素体转变 11200℃，8min 6 7501.60.15-1 量较为敏感.Kaspar等报道了原始奥氏体晶粒 21100℃，5min 15 740 1.60.3-1 尺寸及有效品界面积（包括应变过程中各种缺 注：加热时先以10℃s升温至600℃，再按2℃s升到预 陷界面)对铁素体影响，指出提高有效晶界面积 定奥氏体温度 可得到细小均匀的铁素体. 上述研究大多限于低应变速率(3×102 2结果与分析 10s),我们在较高应变速率下考察了原始奥 2.1250μum奥氏体晶粒应变诱导铁素体形成特点 氏体晶粒尺寸对应变诱导铁素体的影响规律. Q235在1200℃奥氏体化，得到粗大的奥氏 为此本文选择2种奥氏体化条件获得不同晶粒 体晶粒.图1为冷却至750℃后直接淬火的组 尺寸的粗晶，在红附近研究经不同应变后的淬 织.铁素体沿奥氏体晶界连续网状析出，据此可 火组织，分析其应变诱导铁素体的形成特点. 估测原始奥氏体晶粒尺寸，晶粒间大小相差悬 殊（图1），大的约为1mm,小的仅90m左右，平 1实验方法 均尺寸为250μm. Q235碳素钢化学成分（质量分数）为0.16% 图2为1200℃奥氏体化后在750℃形变（ε= C,0.20%Si,0.61%Mn,0.023%S,0.019%P,0.019% 0.15)的淬火组织.粗晶奥氏体形变后，铁素体 0和0.045%N.利用Gleeb1500型热模拟试验机 除在晶界析出外，晶内也同时析出，如图2(a),这 进行单向热压缩形变，样品尺寸为中8mm× 与Mintz等在C-Mn钢粗晶中低应变速率下观 察到的形变诱导铁素体产生方式明显不同.后 1999-12-27收稿傅云义男，34岁，博士后 者发现即使应变增加到0.4和0.8，在760℃下以 *国家科技部新一代钢铁材料重大基础研究No.973-15-06) 3×10s形变，其诱导的铁素体仍只能呈薄膜状

第 2 卷 第 2 期 2 00 0 年 2 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a lOf U n i v e r s i ty 0 f S e i e n e e a n d Te e h n oOl g y B e ij i n g V b l . 22 N 0 . 2 A P . r 2 0 0 0 粗大奥氏体晶粒 中应 变诱导铁素体形成特点 傅云 义 ” 平 ` ’ 杨王朋 ” 孙祖庆 ’ ,2) 1) 北 京科 技大 学材料科 学与工程学院 杨 , 北京 10 0 0 8 3 2 ) 北 京科技大学新金属材料 国家重点实验室 , 北京 10 0 0 8 3 摘 要 观 察粗 大奥 氏体 经 不 同应变 后的 淬火 组织 , 分析 应变 诱 导铁素 体 的形成 特点 . 结果表 明 : 奥 氏体 晶粒 尺寸 影响 应变 诱导铁 素体 的形成 方 式 : 在形 变初 期粗 大奥 氏体卜2 50 林I n )应变 诱 导铁 素体 主要 在 晶界 、 退 火孪 晶界形 核 , 随 应变增 加 , 可 通过形 变 带形核 ; 而尺 寸较小 的奥 氏体 卜78 林m ) , 铁 素 体形核主 要在 晶 界 : 随 奥 氏 体 晶粒尺 寸增 大 , 形变 带上 形核 比 例 明显提 高 , 而 在 晶界 形 核 的 比例 减 小 . 关键 词 Q 2 35 钢 : 应变 诱 导铁 素体 ; 奥 氏体 晶粒 尺 寸 分 类号 T Q 142 , l 一 1 奥 氏 体 晶 粒 尺 寸对 应 变 诱 导 铁 素 体 的 影 响 , 已 有不 少研究 「冈 , 其 工作 主 要侧重于铁素体 的 形貌 、 尺 寸及其转 变量 . 与细 晶一 样 , 粗 晶 中 形 变诱 导相 变易发 生 , M in tz 等发现 : 粗 晶 ( 2 0 卿)中 , 即 使施加 了 .0 05 形 变也 可 在 8 0 ℃ (A e 3 一 8 4 0 ℃ ) 诱导出铁 素体 `, 」; 其形貌与无应力 、 等温 析 出 的铁 素体有所 不 同 , 后 者铁 素体可 呈膜 状 (粗 晶 中)或球状 (细 晶 中) , 但诱 导产 生 的铁素体 在粗 、 细 晶 中均 以薄膜状 沿奥 氏 体 晶界 网状 析 出 〔, ,3] , 且观察 到 奥 氏体 晶 粒尺 寸对铁素 体转变 量较为 敏感 . K as p ar 等 报道 了 原始奥 氏 体 晶粒 尺 寸及有 效 晶 界 面积 (包括应 变过程 中各种缺 陷界 面 )对铁 素体影响 , 指 出提 高有 效晶 界面积 可 得 到 细 小均 匀 的铁 素 体 〔4 , . 上 述 研 究 大 多 限 于 低 应 变 速 率 (x3 10 一 2一 10 一 4 5 一 ’ ) , 我们在 较 高应 变速 率下 考察 了原始奥 氏体 晶 粒尺 寸对应 变诱 导 铁素 体 的影 响 规律 . 为此本 文选择 2 种 奥 氏体化条件 获得不 同 晶粒 尺 寸的 粗晶 , 在 A 乙 附近研究经 不 同 应变后 的淬 火组 织 , 分析其应 变诱 导 铁素体 的形成特 点 . 巧 m m . 奥 氏 体化加热 条件 、 奥 氏体化之 后 冷却 及形 变工 艺 参 数列于 表 1 , 热模拟 试 样在 12 0 , 1 10 0℃ 加 热 奥 氏体化 时用 氢气保护 , 试 样形 变 后 迅 速淬火 , 以便保 留 形 变刚 完成 时的 显 微组 织 , 组 织分析在 N co hP ot 一 n 型显 微 镜上 进行 . 表 1 奥 氏体 化条件 及形 变工 艺参 数 aT b l e 1 A u s t e n i t i z a t i o n a n d d e fo r m a t i o n P a r a m e t e r s 序号 奥 氏体化 条件 * 冷却速度 / 形变温度 / 速率 / ℃ · s 一 ` ℃ s 应变 1 1 2 0 0℃ , s m i n 2 1 10 0℃ , s m i n 1 5 7 5 0 1 5 7 4 0 0 . 1 5一 1 0 . 3 ~ l 注 : 加热 时 先 以 10 ℃ s/ 升 温至 60 0℃ , 再按 2℃ s/ 升 到预 定奥 氏体 温度 1 实验方法 Q 2 3 5 碳素钢 化学成 分(质量 分数) 为 0 . 16 % C , 0 . 2 0 % 5 1 , 0 . 6 1% M n , 0 . 0 2 3 % S , 0 . 0 19% P, 0 . 0 19% 0 和 .0 0 4 5% N . 利用 G l e e b l s o O型 热模 拟试验机 进 行 单 向热 压 缩 形 变 , 样 品 尺 寸 为中s m m “ 19 9 一 1 2 一 2 7 收稿 傅 云 义 男 , 34 岁 , 博 士后 * 国家科 技部 新一代 钢铁 材料 重大 基础 研究 困.0 9 7 3 一 1 5 一 0 6) 2 结 果与分析 2 . 1 2 5 0 娜奥氏体晶粒应变诱导铁素体形 成特点 Q 2 3 5 在 12 0 ℃ 奥 氏体化 , 得到粗大 的奥 氏 体 晶粒 . 图 1 为冷 却至 7 50 ℃ 后 直 接淬火 的组 织 . 铁 素体沿奥 氏体 晶 界连续 网状析 出 , 据此可 估测原始 奥 氏体 晶粒 尺 寸 . 晶 粒 间大 小相 差 悬 殊 (图 l) , 大的 约 为 l m m , 小的 仅 90 娜左右 , 平 均尺寸 为 2 5 0 娜 . 图 2 为 12 0 0℃ 奥 氏体化后 在 7 50 ℃ 形 变 ( : = 0 . 1 5) 的淬火 组 织 . 粗 晶奥 氏体 形变后 , 铁 素体 除在 晶界析 出外 , 晶 内也 同时析 出 , 如 图 2 ( a) , 这 与 M int z 等在 C 一 M n 钢 粗 晶 中低应变速率 下 观 察到 的形变诱 导铁素体产 生 方式 明显 不 同 . 后 者发现 即使应变增加 到 0 . 4 和 .0 8 , 在 7 60 ℃ 下 以 3 “ 10 一 2 5 ” 形 变 , 其诱导 的铁素体仍只 能呈薄膜状 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2000. 02. 021

2000年第2期 傅云义等：相大爽氏品粒中应变诱导铁素体的形成特点 ·171… 品界向晶内生长，亦有在品内形成，如图b),还 有与品界成楔形，如图2(c),且看到带状组织界 面两侧具有一定的取向关系，如图2(d),其分布 特点符合fcc金属中退火孪晶的分类，因此认 为这种带状组织是退火孪晶，而过去称为形变 带.Inagaki指出有的并非真正的形变带，而只是 一种退火李晶：其界面可作为铁素体优先形核 的位置. 200m 值得注意的是在未应变的淬火试样中很难 找到退火孪晶，而经较小形变就容易看到.其原 图1奥氏体化后冷至750℃直接淬火的组织 因可能是：由于与母相共格，加之淬火组织的马 Fig.I Microstructure quenched directly form 750C after 氏体板条束取向与{111}李晶面一致，退火孪晶 austeniztion 不一定能清楚观察到，但形变破坏了界面共格， 沿晶界析出.本实验在较高应变速度(1.6s) 为了协调孪晶界两侧应变，会在其附近区域发 下，观察到品界上铁素体呈细小等轴状，这是典 生高应变，铁素体易在孕晶界面上形核、析出， 型的应变诱导铁素体形貌：在晶内铁素体沿成 从而使孪品清晰可见.但并非所有的孪品界均 对平行带状组织的界面析出，带状组织主要由 可作铁素体形核地点，如图2(e)在李晶界上未 (b) (c) 501m 50m 50m d e 图2相晶奥氏体钢(250μm)在750℃ 形变(e=0.1)后的淬火组织 Fig.2 Microstructures quenched after defomation at 750C to the strain of &0.15 grained steel (250 um) 50um 501m 析出铁素体，这与形变时孪晶共格界面受破坏 退火孪品如何形成有多种解释，尚无定论 程度低及产生的畸变小有关 就本试验而言，退火孪晶在细品奥氏体形变试 孪晶界上的铁素体在经0.15应变试样中， 样中极少，而在粗晶(250m)中容易找到，这较 呈长条形沿界面生长，而形变量增加(e=03),可 符合Fullman和Fisher的理论.其认为退火孪 在孪晶界上诱导出细小等轴铁素体，如图3，与 聶是在晶粒长大过程中形成以减少晶界能量. 品界析出的铁素体形貌类似.表明铁素体的形 fcc结构的奥氏体{111}<112>有不同的变体，相 貌与界面畸变程度相对应：低形变量时，李晶界 邻的两对孪晶可以互相平行，图3(a):亦可成一 面畸变程度小、形核率低：提高形变量，李晶界 定角度，图3b).表明不同变体可以在晶内同时 上的畸变加剧，形核率增加， 产生，并成为应变诱导铁素体的形核地点

172· 北京科技大学学报 Vol.22 No.2 图4为邻近中心区域、应变0.7的淬火组 大提高，转变量增加，晶粒细化 织，铁素体通过大量的形变带产生，如图4(a.在 2.2784m奥氏体晶粒应变诱导铁素体形成特点 微合金化钢的控轧组织中形变带往往产生于非 图5为粗品(78m)奥氏体晶粒在740℃形 再结晶区，虽然Q235钢中很难获得如控轧时的 变(c=0.30.7后的淬火组织，奥氏体化条件见 单一形变组织（再结晶温度较高），但在250um 表1. 奥氏体中只要增加应变仍能出现大量形变带， 从图5可知，形变诱导铁素体主要在品界、 在含0.03%Nb的微合金化钢的控轧组织中发现 相界上形核，形变带虽仍偶尔可见，但数量大大 周，应变量低于30%时，变形带密度增加很小：而 减少，在实验中还发现若奥氏体晶粒更小(30μ 应变高于30%时，变形带密度则随压下量的增 m),其变形组织中形变带几乎不存在.当然据此 加而迅速提高，本试验的应变量与形变带关系 还不能完全否定细晶中铁素体仍可通过形变带 趋势较符合此结果. 形成，Essadiqi等研究C-Mm细品(25μm,在e 在奥氏体不锈钢热形变组织中，其缺陷除 >0.3下（应变速率为7×10s)铁素体除在晶界 晶界、孪品和形变带外，还有切变带.在较高 形核外，仍能在形变带或亚品界上形核，但形变 应变（￡=0.）试样中观察到切变带，如图4b),它 带产生及铁素体在形变带形核的概率，随奥氏 产生于形变带内部，且与形变带成一定的角度. 体品粒细化而明显减小了，且在晶界形核的比 通常观察到的切变带可穿过孪晶界、晶界等大 例大大增加，它说明奥氏体晶粒尺寸的确影响 角度界面.本试验中的切变带成因可能与奥 应变诱导铁素体的形成方式，粗品奥氏体因晶 氏体晶粒尺寸、应力状态等有关.观察同一样品 粒间协调能力差，加大形变量铁素体除在品界、 中心高应变区域，铁素体转变量达70%，尺寸约 退火孪晶界形核外，晶内主要在形变带、切变带 4.5m.,表明粗晶虽然晶界面积小，但在较高应 上形成：而对于尺寸较小奥氏体品粒，晶界面积 变下，铁素体既可在晶界、孪品界上形核，还可 大，且形变易均匀，铁素体形核主要通过晶界 借助形变带、切变带反复形核，从而使形核率大 (a) (b) 50m 501m 图3粗晶奥氏体钢(250μm)在750℃形变(e=0.3)后的淬火组织 Fig.3 Microstructures quenched after deformation at 750C to the strain &-0.3 for coarse austenite grained steel (250 um) (b) 100um 50m 图4粗晶奥氏体钢(250μm)在750℃形变c=0.刀后的淬火组织 Fig.4 Microstructures quenched after deformation at 750C to the strain :=0.7 for coarse austenite grained steel(250 um)

2000年第2期 傅云义等：粗大奥氏品粒中应变诱导铁素体的形成特点 173 a b) 50m 50m 50jm 图5粗晶奥氏体钢(78um)在740℃形变的淬火组织，c分别为(a)0.3(b)0.5(c0.7 Fig.5 Microstructures quenched after deformation at 740C to the strain (a)0.3.(b)0.5.(c)0.7,for coarse austenite grained steel(T8μm) 4结论 Region in Low Carbon Steels.Tetsu-to-Hagane,1985.71 (10:1367 奥氏体晶粒尺寸影响应变诱导铁素体的形 4 Kaspar R,Lotter U.Biegus C.The Influence of Thermo- 成方式：粗大奥氏体(250m)应变诱导铁素体主 mechanical Treatment on Transformation Behavior of 要在品界、退火李晶界形核，随应变量提高，可 Steel.Steel Research.1994.65(6):242 通过大量的形变带反复形核：而尺寸较小的奥 5 Inagaki H.Role of Annealing Twins for Grain Refinement 氏体（门8m).其形变诱导铁素体形核主要在晶 in Controlled Rolling of Low Carbon Microalloyed Steel. Trans Iron Steel Inst,1983,23:(12)1059 界，随奥氏体晶粒尺寸增大，形变带上形核比例 6 Inagaki H.Annealing Twins in Deformed Austenite of a 明显提高，而品界形核的比例减小， Low-carbon Steel.Z Metallkde,1990.81:174 参考文献 7 Inagaki H.Formation and Annihilation of Annealing Twins in the Austenite of a Low Carbon Steel.Z Metallkde I Mintz B.Lewis J.Jonas J J.Importance of Deformation In- 1990.81(2:119 duced Ferrite and Factors Which Control Its Formation. 8 Tamura I.Sekine H.Tanaka T.ct al.Thermomechanical Pro- Mater Sci Technol,1997.13(5):379 cessing of High-strength Low-alloy Steels.London:But- 2 Lewis J.Jonas J J.Mintz B.The Formation of Deformation terworth.1988.90 Induced Ferrite during Mechanical Testing.ISIJ Intena- 9 Fullman RL.Fisher JC P.Formation of Annealing Twins tional.1998.38(3):300 during Grain Growth.J Appl Phys,1951,22:1350 3 Make T.Nagamichi T.Abe N.et al.Formation Behavior of 10 Blicharski M.Aorezyca S.Structural Inhomogeneity of Proeutectoid Ferrite and Hot Ductility in (a+y)Two Phase Deformed Austenitic Stainless Steel.Mater Sci,1978.6: 303 Characterization of Strain Induced Ferrite Formed in Coarse Austenite Grained Q235 Steel FU Yunyi". YANG Ping",YAng Wangyue".SUN Zuqing 1)Material Science and Engineering School.UST Beijing.Beijing 100083.China 2)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,UST Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT Strain induced ferrite in a coarse austenite grain Q235 steel was investigated in detail by anal- yzing samples subjected to different strains.Results revel that the strain induced ferrite formed was influenced by the size of austenite grain.Ferrite nucleated on grain boundaries.annealing twin boundaries in largey gra- ined sample at the early stage of deformation and upon further straining on deformation bands.Whereas. ferrite nucleates mainly on grain boundaries in small y grained samples being insensitive to strain scale.With the increase ofy grain size,nucleation on the deformation bands was apparently increased and with respect to that on grain boundaries. KEY WORDS Q235 steel:strain induced ferrite:austenite grain size