低碳钢中超细铁素体的长大倾向

D0I:10.13374/i.issm1001053x.2002.05.010 第24卷第5期 北京科技大学学报 Vol.24 No.5 2002年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2002 低碳钢中超细铁素体的长大倾向 杨平)郝广瑞”孙祖庆2) 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 摘要在热模拟单向压缩条件下考察了四个不同C,Mn含量的低碳钢中通过形变强化相变 产生的超细铁素体在模拟卷取温度下的长大倾向.结果表明，不同C,M含量的四种钢中的超 细铁素体在~500℃的保温0-10mi过程中都很稳定，没有明显的长大过程，也未明显观察到铁 素体的静态再结晶.超细铁素体稳定的主要原因是由于稳定的第二组织（珠光体或渗碳体颗粒） 的有效钉扎，它既阻止了铁素体的明显长大，也抑制其静态再结晶的充分进行.但不同C,M 含量的四种钢中的第二组织有不同的演变规律，保温过程中形变奥氏体内形成离异珠光体并 缓慢粗化.另外，利用背散射电子衍射取向成像技术还测定了08钢保温过程中的取向（差）变化. 关键词碳素钢；形变强化相变；超细铁素体 分类号TG166.3 一般条件下，单相合金经一定工艺实现超 1试验过程 细化后，因大量晶界存在，系统能量较高，组织 不稳定，晶粒有一定的长大趋势.弥散第二相 原材料为四种低碳（锰）钢，即08钢，08Mn, 可明显推迟晶粒长大的温度.Shin等通过等通 Q235及20Mn,其成分见表1.通过锻造及正火 道侧向挤压(ECAP)在低碳钢中制备了~O.2um 使原始组织尽可能均匀.为正确选择处理参数 的超细晶.退火试验表明，超细晶可稳定存在 使形变在稍高于A进行，用热膨胀仪DT1000 到~510℃，超过此温度将发生铁素体的再结晶 测出各钢在所用加热温度及冷速下的相变点 而导致粗化.利用形变强化相变实现铁素体的 Aa.用Gleeble--1500热模拟机进行单向热压缩 超细化是有效提高碳素钢使用性能且最接近现 形变试验，样品尺寸为中8mm×15mm.采用淬火 今工业生产的技术.碳素钢薄板坯连铸连轧过 以固定组织.应说明的是，形变时虽采用了石墨 程中要经过一定温度下的卷取，在此过程中通 垫以提高样品与压头间的润滑效果，但高应变 过形变强化相变制备的超细铁素体也可能要长 速率下其效果甚微，形变后试样为鼓形.这时， 大.显然，卷取温度越低，铁素体长大倾向越小， 试样中心的应变量高于平均值.所分析的组织 但过低的卷取温度会加大设备的负荷.前期工 均取自试样中心.用光学镜及扫描电镜对样品 作还表明4”，利用形变强化相变产生的铁素体 的侧面进行组织分析.采用LE0-1450扫描电镜 晶粒都受到不同程度的形变并在一定程度上以 并配备HKL公司的Channel4取向分析系统进 连续的方式进行动态再结晶，铁素体内部存在 行背散射电子衍射取向成像，其原理见文献[8]. 一定的亚晶界.这样，在卷取过程中具有一定形 采用电解抛光制备取向分析的样品.在模拟的 变储存能的铁素体还可能进行静态再结晶而导 卷取温度下的最长保温时间为10min,这是考 致晶粒长大.因此，探索超细铁素体的长大行为 表1试验用钢成分（质量分数） 及稳定的温度范围十分必要，本文通过热模拟 Table 1 Composition of the tested steels % 单向压缩试验考察了不同C,Mn含量的四个低 材料C Si Mn S P N 0 碳钢实现超细化后在500~550℃模拟卷取温度 080.0650.0460.660.00280.00120.00350.0066 下的长大倾向以及发生静态再结晶的可能性. 08Mn0.060.361.430.00600.0130- Q2350.160.200.610.02300.01900.00450.019 收稿日期20010903杨平男，42岁，副教授 20Mn0.200.271.230.00430.00610.00800.012 *国家“973”项目(No.G1998061506)及教育部高校青年教师基金

第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 一 二二 二二 二 二二二二二二 二 二 二二二二二 二二 二二二二二二二二二二艺 二二二二二 二二 二二二二 二二二二 二竺 二二二二 — 一一 低碳钢 中超细铁素体的长大倾 向 杨 平 ‘ ’ 都广瑞 ” 孙祖庆 ” 北京科技大学材料科学与工程学院 ， 北京 匕京科技大学新金属材料国家重点实验室 ， 北京 摘 要 在热模拟单向压缩 条件下 考察 了 四 个不 同 ， 含 量的低碳钢 中通 过形 变强化相变 产生 的超细铁素体在模拟 卷取温度下 的长大倾 向 结果表 明 ， 不 同 ， 含量 的 四种钢 中的超 细铁素体在一 ℃ 的保温 一 过程 中都很稳定 ， 没 有 明显 的长 大过程 ，也未 明显观察到铁 素体的静态再结晶 超细铁素体稳定 的主要原因是 由于稳定 的第二组织 珠光体或渗碳体颗粒 的有效钉扎 ， 它既 阻止 了铁素体的 明显 长 大 ， 也抑制其静态再结 晶 的充分进行 但不 同 ， 含量 的 四种 钢 中的第二组织有不 同的演变规律 ， 保温过程 中形 变奥 氏体 内形 成离 异珠光体并 缓慢粗化 另外 ，利用背散射电子衍射取 向成像技术还测定 了 钢保温过程中的取 向 差 变化 关键词 碳素钢 形变强化相变 超 细铁素体 分类号 “ 一般条件下 ， 单相合金经一定工艺 实现超 细化后 ， 因大量 晶界存在 ， 系统能量较高 ， 组织 不稳定 ， 晶粒有一定 的长大趋势， ， 弥散第二相 可 明显推迟 晶粒长大的温度 等 ‘ 通过等通 道侧 向挤压 在 低碳钢 中制备 了一 “ 川 的超细 晶 退火试验表 明 ， 超细 晶可稳定存在 到一 ℃ ， 超过 此温度 将发生铁素体 的再结 晶 而 导致粗化 利用 形变强 化相变实现铁素体的 超细 化是有效提高碳素钢使用 性能且最接近 现 今工业生 产 的技术 碳素钢薄板坯连铸连 轧过 程 中要 经 过一定 温度 下 的卷取 ， 在此过程 中通 过形变强化相变制备的超细铁素体也可 能要长 大 显然 ， 卷取温度越低 ， 铁素体长大倾向越小 ， 但过低 的卷取温度会加 大设备的 负荷 前期工 作还 表 明 ‘令 ，， 利 用 形 变 强 化 相变产生 的铁 素体 晶粒都受到不 同程度 的形变并在一定程 度上 以 连续 的方式进行动态再结 晶 ， 铁素体 内部存在 一定 的亚 晶界 这样 ， 在卷取过程 中具有 一定形 变储存能 的铁素体还 可 能进行静态再结 晶而 导 致 晶粒长大 因此 ， 探索超细铁素体的长 大行为 及稳定 的温度 范 围十分必要 本文通 过热模拟 单 向压缩试验考察 了不 同 ， 含量 的 四个低 碳钢 实 现超细 化后 在 一 ℃ 模拟卷取温度 下 的长 大倾 向以及发生静态再结 晶 的可 能性 试验过程 原材料为 四种低碳 锰 钢 ， 即 钢 ， ， 及 ， 其成分见表 通 过锻造及正 火 使原始组织尽 可 能均匀 为 正确选择处理参数 使形变 在 稍 高于 。 进行 ， 用 热膨胀仪 测 出 各 钢 在 所 用 加 热 温 度 及 冷 速下 的 相 变 点 用 热模拟机进行单 向热 压缩 形变试验 ， 样 品 尺 寸为中 采用 淬火 以 固定组织 应说 明 的是 ， 形变时虽采用 了石 墨 垫 以提高样 品 与压头 间 的润滑效果 ， 但高应 变 速率下 其效果甚微 ， 形变后 试样 为鼓形 这 时 ， 试样 中心 的应变 量 高 于 平均值 所分析 的组织 均取 自试样 中心 用 光学镜及扫描 电镜对样 品 的侧 面进行组织 分析 采用 扫描 电镜 并配备 公司 的 取 向分析 系统进 行背散射 电子衍射取 向成像 ， 其原理见文献〔 采用 电解 抛光制备取 向分析 的样 品 在模拟 的 卷取温度 下 的最长保 温 时 间 为 ， 这是考 收稿 日期 一 刁 杨平 男 ， 岁 ， 副 教授 国家 ‘， ” 项 目 及 教育部高校青年教师基金 表 试验 用钢成 分 质 分数 材料 一 一 刀 DOI ：10．13374／j ．issn1001—053x．2002．05．010

·520· 北京科技大学学报 2002年第5期 虑到生产中卷取过程基本可在10min内完成， (20℃/s的A=740℃)并应变1.6，再以50℃/s冷 从应用角度上不必考虑过长的保温时间对长大 到550℃并保温不同时间.从图1bd)可见，保 的影响 温10min不会引起铁素体的明显长大，也看不 2结果及分析 出明显的静态再结晶过程.保温1min后（图1(c) 铁素体周围的第二组织膜在变薄.这可能是发 2.1保温过程中的组织变化 生了细小铁素体周围的奥氏体“膜”或“小岛”向 图1为08钢的热模拟工艺及相应的组织 离异珠光体（这时渗碳体为颗粒）的转变.因第 , 样品在930℃奥氏体化后以30℃s冷至740℃ 二组织很少，渗碳体均单独存在 900℃ /30℃/s 740: 550℃ 0s,I min 应变速率：1.6/s 5 min,10 min 50℃s/ 08钢 水淬 t/min (a)工艺路线 b)保温0s后的组织 (c)保温lmin后的组织 (保温10min后的组织 图108钢形变强化相变后在550℃保温不同时间后的组织 Fig.I Microstructures obtained by holding different time at 550 after deformation-enhanced transformation in a 08-steel 图2为Q235钢的热模拟工艺及相应的组 的是，带状分布的组织特征不仅可以是先共析 织.样品在900℃奥氏体化后以30℃s冷至740℃ 铁素体的形变所致，也可以是奥氏体内形变带 (略低于相变点A=753℃，可产生少量的先共析 形核的结果 铁素体)并应变1.6，再以50℃s冷到550℃保温 图3为O8Mn的热模拟工艺及相应的组织. 不同时间.与08钢相似，Q235钢中的铁素体晶 样品在930℃奥氏体化后以15℃/s冷至740℃(4， 粒保温10min后也未明显长大（图2(d).因碳含 -715℃)并应变1.6，再以50℃s冷到500℃保温 量有所提高，铁素体周围的第二组织明显增多， 不同时间.可以看出，保温10min后铁素体没有 保温0s淬火后的样品中已有较多的珠光体或 明显长大（图3(d),也看不出静态再结晶的痕 渗碳体颗粒.它们可能是在冷至550℃时形成 迹.与08钢与Q235钢不同的是，淬火足以固定 的，不排除是因淬透性低在淬火过程中形成.虽 高温组织，即在550℃保温0s后第二组织为单 然保温0s与10min的第二组织似乎相同，但结 相的奥氏体或马氏体（图3(b)中凸起的少数相）， 合保温1min的组织（图2(c))说明，图2(b)的第 这显然是1.43%Mn提高淬透性所致.保温1min 二组织原来应以奥氏体或马氏体为主（淬火时 后发生奥氏体向离异珠光体的分解，这时渗碳 发生奥氏体向珠光体的分解).保温1min后发 体为细小的颗粒而不是片层状（图3（©）)；由于此 生珠光体分解，珠光体很细小（图2(c);保温10 过程未受到形变的直接作用，粒状渗碳体只能 min后出现珠光体的粗化（图2d).还需要说明 是奥氏体受到强烈形变所致.保温10min后渗

北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 虑 到生产 中卷取过程基本 可 在 内完成 ， 从应 用 角度上不 必考虑过长 的保温 时 间对长 大 的影 响 结果及分析 保温过程 中的组织变化 图 为 钢 的热模拟 工 艺及 相 应 的组织 样 品在 弋奥 氏体化后 以 ℃ 冷 至 ℃ ℃ 的 。 一 ℃ 并应变 ， 再 以 ℃ 冷 到 ℃ 并保温 不 同时 间 从 图 一 可 见 ， 保 温 不会 引起铁素体 的 明显 长 大 ， 也看不 出明显 的静态再结 晶过程 保温 后 图 铁 素体周 围 的第二组 织 膜在变 薄 这 可 能是发 生 了细 小铁素体周 围的奥 氏体 “ 膜 ” 或 “ 小 岛 ” 向 离异 珠光 体 这 时 渗碳体为颗粒 的转变 因第 二组 织很少 ， 渗碳体均单独 存在 ℃ 尸 食 ℃ ℃ ￡ ℃ 应变速率 ， ℃ 钢 水淬 工艺路线 保温 后 的组织 保温 后 的组织 保温 后 的组织 图 钢 形变 强化 相 变 后在 ℃ 保温不 同 时 间后 的组织 哈 免 ℃ 恤 血 一 ， 。 加 图 为 钢 的热模拟 工 艺及 相应 的组 的是 ， 带状 分布的组 织 特征 不 仅可 以是先共析 织 样 品在 ℃ 奥氏体化后 以 ℃ 冷至 ℃ 铁 素体 的形 变所致 ， 也 可 以 是奥 氏体 内形 变带 略低 于 相 变 点 ℃ ， 可 产生 少量 的先共析 形 核 的结果 铁素体 并应变 ， 再 以 ℃ 冷到 ℃ 保温 图 为 的热模拟工 艺及相应 的组织 不 同时 间 与 钢相似 ， 钢 中的铁素体晶 样 品在 ℃ 奥 氏体化后 以 ℃ 冷至 ℃ 。 粒保温 后也未 明显 长 大 图 因碳含 巧 ℃ 并应 变 ， 再 以 ℃ 冷到 ℃ 保 温 量有 所提高 ， 铁素体周 围的第二组织 明显增 多 ， 不 同时 间 可 以看 出 ， 保温 后铁素体没有 保温 淬火后 的样 品 中已 有较多 的珠光体或 明显 长 大 图 ， 也看不 出静态 再结 晶的 痕 渗碳体颗粒 它们可 能是在冷 至 ℃ 时形 成 迹 与 钢 与 钢 不 同的是 ， 淬火足 以 固定 的 ， 不 排除是 因淬透性低在淬火过程 中形成 虽 高温组 织 ， 即在 ℃ 保温 后第二组 织为单 然保温 与 的第二组织似乎相 同 ， 但结 相 的奥 氏体或马 氏体 图 中凸起 的少数相 ， 合保温 的组 织 图 从洛明 ， 图 的第 这显 然 是 提 高淬透性所致 保温 二组织原来应 以 奥 氏体或 马 氏体为 主 淬火 时 后 发生 奥 氏体 向离异 珠光体 的分解 ， 这 时渗碳 发 生 奥 氏体 向珠 光体 的分解 保温 后 发 体为细 小的颗粒而不 是片层状 图 由于此 生珠 光体分解 ， 珠光体很细小 图 保温 过程 未受 到形 变 的直 接作用 ， 粒状渗碳体只 能 后 出现珠光体 的粗化 图 还 需 要说 明 是 奥 氏体受 到强 烈形 变所致 保 温 后 渗

Vol.24 杨平等：低碳钢中超细铁素体的长大倾向 ·521· 930℃ 30℃/s 500℃ M 740℃：e=1.6 0s,I min 器 应变速率：1.6/s 5 min,10 min 50℃/s Q235 水淬 t/min (a)工艺路线 (b)保温0s后的组织 (c)保温1min后的组织 (d)保温10min后的组织 图2Q235钢形变强化相变后在550℃保温不同时间后的组织 Fig.2 Microstructures obtained by holding different time at 550C after deformation-enhanced transformation in a Q235 steel 900℃ 15℃/s 550℃ M 是 740℃：6=1.6 0s,1 min 应变速率：1,6s 5min,10 min 50℃/s 0.8Mn 水淬 t/min (a)工艺路线 D)保温05后的组织 (c)保温1mim后的组织 (d)保温10min后的组织 图308Mn形变强化相变后快冷到500℃保温不同时间的组织 Fig.3 Microstructures obtained by holding different time at 500C after deformation-enhanced transformation in a 08Mn steel

】 一 杨 平 等 低碳钢 中超 细 铁 素体 的 一 长大 倾 向 ℃ 尸 食 ℃‘， 产 ℃ ￡ 应变速率 ℃ ℃ 水淬 工艺路线 保温 后 的组织 保温 后 的组织 保温 后 的组织 图 钢 形 变 强化相变后在 ℃保温不 同时 间后的组织 月触 ℃ 一 曲 取 加 七沁。 ℃ ℃ ℃ 尸 食 ℃ 厂 应 变速 水淬 工 艺路线 保 温 后 的组织 保温 访 廊勺组织 保温 后 的组 织 图 形 变强 化 相变后快冷 到 ℃ 保温不 同 时 间 的组织 引 ℃ 一

·522· 北京科技大学学报 2002年第5期 碳体稍有长大（图3(d)). 高温组织.第二组织的增多使铁素体更难以长 图4为20Mn的热模拟工艺及相应的组织. 大（图4(）)，也观察不到铁素体的静态再结晶. 样品在900℃奥氏体化后以10℃/s冷至740℃ 与08Mn相似，刚冷到550℃时奥氏体还未转变 (4=715℃)并应变1.6，再以50℃/s冷到550℃并 为离异珠光体（图4(b));保温1min后离异珠光 保温不同时间.可以看出，高的C,Mn含量一方 体转变进入后期（图4（©）)；大量的奥氏体仍以离 面使形变强化相变后未转变的奥氏体增加到 异方式转变为珠光体，从而再次说明奥氏体的 50%(图4b),另一方面保证了淬火足以固定 强烈变形对其分解方式的影响.10min后出现 900℃ 10℃/s 550℃ 740℃：8M 0s,1 min 应变速度：1.6/s 5 min,10 min 50℃/s 20Mn 水淬 t/min (a)工艺路线 b)保温0s后的组织 (c)保温Imin后的组织 (d)保温1Umin后的组织 图420Mn应变后快冷到500℃保温不同时间后的组织 Fig.4 Microstructures obtained by holding different time at 500C after straining in a 20Mn steel 渗碳体的粗化（图4(d) 不受影响.应当注意到，取向成像区域较小，统 2.2保温过程中取向（差）的分析 计性必然较差.本试验在08钢两个样品（保温 从以上不同C,Mn含量的低碳钢在模拟的 0s和10min)中各取三个视场进行取向成像.在 卷取温度下的组织变化规律看，铁素体在10min 图5(a,d)中，深色为<111>压缩轴的晶粒，浅色 内不会明显长大，也不会充分进行静态再结晶. 为<100>晶粒.前期工作已表明刀，单向压缩条 其主要原因应是第二相的钉扎.形变强化相变 件下的形变强化相变中铁素体的晶粒取向主要 使铁素体内含有不同的形变储存能只能以回复 为<111>和<100>线织构.随保温时间的延长，小 或原位再结晶的方式被释放.由于小范围铁素 角晶界的比例将减少是很容易理解的（图5(b, 体的长大或静态再结晶难以被察觉，本文进一 e),尽管在图5b,e)中这种差异并不很明显（在 步用背散射电子衍射取向成像技术分析取向 另一视场的取向成像中很明显)，这只是不同区 (差)的变化. 域小角晶界消失的速度不同所致.在三组视场 图5给出08钢应变1.6后在550℃保温0s 的取向成像中，两组中存在保温后<111>取向的 与l0min后的取向成像结果.因取向成像时图 强度有所减弱，<100>取向有所加强的现象（图5 像沿垂直方向有少量漂移，引起取向成像图中 (c,f)).另一组保温后<111>，<100>均有所增强. (图S(a,d)晶粒形状沿垂直方向稍有缩短，实际 奇怪的是未测到一组保温后取向择优整体减弱 晶粒为等轴状的（见图1），但取向及取向差分布 的情况.本试验从晶粒平均尺寸上没有观察到

北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 碳体稍有长 大 图 图 为 的热模拟工艺及 相应 的组 织 样 品在 ℃ 奥 氏体化后 以 ℃ 冷 至 ℃ 扭 巧 ℃ 并应变 ， 再 以 ℃ 冷到 ℃ 并 保温不 同时 间 可 以看 出 ， 高的 ， 含量一 方 面 使形 变 强 化相 变后 未转 变 的奥 氏体增 加 到 一 图 伪 ， 另 一方 面保证 了淬火足 以 固定 高温组 织 第二组织 的增 多使铁素体更难 以 长 大 图 ， 也观察不 到铁素体 的静态再结 晶 与 相 似 ， 刚冷 到 ℃ 时奥 氏体还未转 变 为 离 异珠光体 图 保温 后 离异珠 光 体转变进人后 期 图 大量 的奥氏体仍 以离 异 方式转变为珠光体 ， 从而再次说 明奥 氏体 的 强 烈变形对其分解方式 的影 响 后 出现 ℃ ℃ ℃ ￡ 应变速度 ， ℃ ℃ ， 水淬 么 食 工艺路线 伪 保温 后 的组织 保温 后 的组织 保温 后 的组织 图 应 变后快冷 到 ℃保 温 不 同时 间后 的组织 陌 ℃ 慨 渗碳体 的粗化 图 保温过程中取向 差 的分析 从 以 上 不 同 ， 含量 的低碳钢 在模 拟 的 卷取温度下 的组织变化规律看 ， 铁素体在 内不会 明显长大 ， 也不会充分进行静态再结 晶 其 主要原 因应是第二相 的钉扎 形 变强 化相变 使铁素体 内含有 不 同的形 变储存能 只 能 以 回复 或原位再结 晶的方式被释放 由于小范 围铁素 体 的长 大或静态再结 晶难 以被察觉 ， 本文进 一 步用 背 散 射 电子 衍 射取 向成 像技 术 分析 取 向 差 的变化 图 给 出 钢 应 变 后在 ℃ 保温 与 后 的取 向成像结果 因取 向成像时 图 像沿垂直方 向有少量 漂移 ， 引起取 向成像 图 中 图 ， 晶粒形 状沿垂直方 向稍有 缩 短 ， 实 际 晶粒为等轴状 的 见 图 ， 但取 向及 取 向差 分布 不 受影 响 应 当注 意到 ， 取 向成像 区域较小 ， 统 计性 必然 较差 本试验在 钢两个样 品 保温 和 中各取三个视场进行取 向成像 在 图 ， 中 ， 深色为 压缩轴 的晶粒 ， 浅色 为 晶粒 前期工作 已 表 明 〔蝴 ， 单 向压缩条 件下 的形变强化相 变 中铁素体 的 晶粒取 向主要 为 和 线织构 随保温 时间 的延长 ， 小 角 晶界 的 比例将减少是很容易理解 的 图 ， ， 尽管在 图 必， 中这种差异并不很 明显 在 另 一视场的取 向成像 中很 明显 ， 这 只是 不 同区 域小角 晶界 消失 的速度不 同所致 在 三组视场 的取 向成像 中 ， 两组 中存在保温后 卜取 向的 强度有所减弱 ， 取 向有所加强 的现象 图 ， 另 一组 保温后 ， 均有所增 强 奇怪 的是 未测 到一组保温后 取 向择优整 体减弱 的情况 本试验从 晶粒平均 尺 寸上 没有 观察到

Vol.24 杨平等：低碳钢中超细铁素体的长大倾向 ·523· 静态再结晶现象，这是第二相的均匀分布所致， 转变后的保温过程中不能静态再结晶.这仅是 但局部变化从形貌上是难以分辨的.在四个低 初步分析，进一步的工作应是加大测量的统计 碳钢中，08钢中的第二相最少，铁素体长大或 性，包括X射线方法分析四种钢保温后的取向 静态再结晶应最容易，但其低的C,M含量也 有何变化. 使其在形变强化相变时回复得更充分，从而在 10:Map3:Step-0.7:Grid70x50 =10:Map3:Step=0.7:Grid70x50 (a)取向成像，0s侧面 (d)取向成像，10min侧面 0.04 L口相邻品粒（实测） 口相邻晶粒（实测） 随机分布晶粒 0.04 随机分布晶粒 0.03 (理论预测) (理论预测) 0.02 青 0.02 0.01 0.01 0 102030405060 0 102030405060 取向差/() 取向差/() (b)取向差分布，0s (e)取向差分布，l0min 001 001 Z 111 101 101 111 (©)取向表示在反极图中，0s,Z,为压缩轴 (份取向表示在反极图中，l0min.Z,为压缩轴 图58钢超细铁素体保温过程中取向（差）分析 Fig.5(Mis)orientation analysis of ultra-fine ferrite during holding in a 08-steel 3结论 有不同的演变规律，在08钢与Q235钢形变强 化相变后直接淬火的组织中已观察到少量渗碳 (1)不同C,Mn含量的四种低碳钢中的超细 体，保温过程中出现珠光体及渗碳体的粗化. 铁素体在500-550℃保温10min.过程都很稳定， 08Mn及20Mn形变强化相变后，少数相为单相 没有明显的长大及静态再结晶过程；超细铁素 的、未转变的奥氏体，颗粒状渗碳体是在保温过 体稳定的主要原因是由于稳定的第二组织（珠 程中产生，是奥氏体的强烈形变所致；随保温时 光体或渗碳体颗粒)的有效钉扎，它既抑制了晶 间的延长，出现渗碳体的粗化. 粒长大，也抑制了静态再结晶.两相的超细组织 (3)随保温时间的延长，铁素体内部的亚晶 比单相组织稳定的多.总体上，不同成分的低碳 界数目在减少；未测出明显的取向变化 钢中的铁素体在试验温度下是以回复或连续再 结晶的方式释放形变储存能 致谢：感谢国家科技部(973)项目“新一代钢铁材料的重 大基础研究”No.G1998061506)及国家教育部“高等学校 (2)不同C,Mn含量的四种钢中的第二组织 骨干教师资助计划”的资助

一 杨平 等 低碳钢 中超细 铁素体的长 大倾 向 静态再结晶现象 ， 这是第二相 的均匀分布所致 ， 但局 部变 化从形貌上 是难 以分辨 的 在 四 个低 碳钢 中 ， 钢 中的第二相最少 ， 铁素体长大或 静态 再结 晶应最容易 ， 但其低的 ， 含 量也 使其在形变强化相变时 回复得更充分 ， 从而在 转变后 的保温过程 中不 能静态再结 晶 这仅是 初 步分析 ， 进一步 的工作应 是加大测 量 的统计 性 ， 包括 射线方法 分析 四种钢保温后 的取 向 有 何变 化 卜 价 叩及乌 二 价 取向成像 ， 侧面 取 向成像 ， 侧面 口 相邻晶粒 实测 — 随机分布晶粒 门 理论预测 口 相邻晶粒 实测 — 随机分布晶粒 理论预测 组聊丽 闻 气 褂暴雾友 内‘ ︸ 八”︸ 嵘并友霉 取 向差 取 向差 分布 ， 取 向差 取 向差分布 ， 取 向表示在反极 图 中 ， ， 为压缩轴 价取向表示在反极 图 中 ， 为压缩轴 图 钢超细铁 素体保 温过 程 中取 向 差 分析 一 一 结论 不 同 ， 含量 的 四种低碳钢 中的超细 铁素体在 一 ℃ 保温 过程都很稳定 ， 没有 明显 的长 大及静态再结 晶过程 超细铁素 体稳定 的主要原 因是 由于稳定 的第二组织 珠 光体或渗碳体颗粒 的有效钉扎 ， 它既抑制 了晶 粒长 大 ， 也抑制 了静态再结晶 两相 的超细组织 比单相 组织稳定 的多 总体上 ， 不 同成分的低碳 钢 中的铁素体在试验温度下是 以 回复或 连续再 结 晶 的方式 释放形变储存能 不 同 ， 含量 的 四 种 钢 中的第 二组织 有不 同的演变规律 ， 在 钢 与 钢形 变强 化相 变后 直接淬火 的组织 中 已观察到少量渗碳 体 ， 保温过程 中出现珠光体及渗碳体 的粗化 及 形变强 化相 变后 ， 少 数相 为单相 的 、 未转变的奥 氏体 ， 颗粒状渗碳体是在保温过 程 中产生 ， 是奥 氏体的强 烈形 变所致 随保温时 间 的延 长 ， 出现渗碳体 的粗化 随保温 时 间 的延长 ， 铁素体 内部 的亚 晶 界数 目在 减少 未测 出明显 的取 向变化 致谢 感谢国家科技部 项 目 “ 新一代钢铁材料的重 大基础研究 ” 困 及 国家教育部 “ 高等学校 骨干教师资助计划 ” 的资助