Q235碳素钢超细铁素体在奥氏体内的形核

D01:10.13374/i.issn1001-053x.2002.02.030 第24卷第2期 北京科技大学学报 Vol.24 No.2 2002年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2002 Q235碳素钢超细铁素体在奥氏体内的形核 杨平)张栋华》孙祖庆2) 1)北京科技大学材料科学与T程学院，北京1000832H北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要利用扫描电镜观察了Q235碳素钢形变强化相变过程中超细铁素体在奥氏体内部的 形核：使用背散射电子衍射(EBSD)技术分析了析出的铁素体取向.结果表明.随内，外界条件 不同，奥氏体内有两类典型的铁素体形核地点：形变带及奥氏体晶界附近的形变不均匀区.原 始奥氏体晶粒尺寸的增加，形变温度的降低有利于铁素体的形变带形核.在AA的超细铁素 体最佳形成温度区间，靠近A形变可使铁素体及第2组织均匀分布，形变带形核造成带状分布 的铁素体及第2相，不仅形貌上出现方向性，铁素体取向也出现择优 关键词碳素钢；形变强化相变；超细铁素体；形核：背散射电子衍射(EB$D) 分类号TG142.11 本文在前期"四工作的基础上对热模拟单向 在A以上变形.热膨胀法测出以5℃·s加热及 压缩样的侧面和压缩面进行了进一步观察，力 冷却时的A点及A点分别为870和780℃，由此 图总结出铁素体的基本形成规律.为简化起见， 估算A,约为(870℃+780℃)/2=825℃.不同奥氏 本文对奥氏体内的带状形变不均匀区（如形变 体晶粒尺寸是通过不同加热温度来调整的.用 带、切变带、过渡带等)统称为形变带 Gleeble1500热模拟机进行单向热压缩形变试 Hodgson等强调，为消除奥氏体晶界形核， 验.样品尺寸为8mm×15mm.所有样品形变后 应使奥氏体晶粒尺寸尽量大.清楚了解铁素体 立即淬火以固定高温组织.形变时尽管采用了 的形核特点要求知道奥氏体的形变行为. 石墨垫以提高样品与压头间的润滑效果，但高 Ohtsuka等侧研究含镍奥氏体钢及微合金化钢中 应变速率下其效果甚微，形变后试样为鼓形.这 奥氏体的形变时观察到微形变带、过渡带和奥 时，试样中心的应变量高于平均值.从侧面和压 氏体晶界附近3类不均匀区.粗晶奥氏体形变 缩面2个方向观察组织结构.背散射电子衍射 时内部会产生大量的微形变带/过渡带，细晶奥 (EBSD)取向分析用HKL公司的Channel4系统 氏体形变时则在奥氏体晶界周围形成较多的形 完成 变不均匀区.Hurley等通过对比同等形变条件 下的奥氏体钢中的形变组织与低碳钢的应变诱 2结果及分析 ·导相变，认为铁素体的形核地点是形变奥氏体 2.1奥氏体内部铁素体形核地点的类型 内的位错胞界，即小角晶界. 试验观察到，在无应力或微小应变作用下， ~1.试验方法 奥氏体晶界形成的铁素体是单层的；换句话说， 若晶界铁素体是多层的，则说明在晶界形核的 原材料为工业用普碳钢Q235连铸方坯（截 基础上，发生了晶内形核.图1给出形变强化相 面120mm×120mm).成分为C0.16%,Si0.20%, 变过程中的2类典型形核地点，即粗晶奥氏体 Mn0.61%,S0.023%,P0.019%,00.019%和N 中的形变带及细晶奥氏体晶界形成的铁素体周 0.0045%(质量分数).通过锻造及正火使原始组 围.图1(a)为Q235钢1100℃加热（粗晶奥氏体 织尽可能均匀.为正确选择处理参数并比较应 约78m),以15℃·s冷至760℃变形0.5后的 变加速转变的效果，用热膨胀仪DT1000测出该 淬火组织.此时，奥氏体晶粒已被压扁，除晶界 钢900℃加热后不同冷速T的相变点4，以保证 单层的铁素体外，成串分布的铁素体处在奥氏 收稿日期2001-12-30杨平男，4岁，副教授 体晶粒中心，与压缩轴呈一定角度.形变带形成 大国家重点基础研究课题“新一代钢铁料的重大基础研究” 的铁素体在初期均是直的和单层的.图1(b)为 (973)0No.G1998061506)及国家教有部“高等学校骨千教师资助 900℃加热（细晶奥氏体约30m),以15℃·s冷 计划'的资助

第 2 4 卷 第 2 期 2 00 2 年 4 月 北 京 科 技 大 学 学 报 OJ u r n a l o f U n vi e r s iyt o f S e ci n e e a n d Te c h n o l o yg B e ij in g 、 b l . 2 4 N 0 . 2 A P L 2 0 0 2 Q 2 3 5 碳素钢超细铁素体在奥氏体 内的形核 杨 平 ` , 张栋华 ” 孙祖庆 ” 1 )北京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 10 0 0 83 2 日匕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 利 用扫描 电镜观察 了 Q 235 碳素钢 形变强 化相 变过程 中超细铁素体在奥 氏体内部的 形核 ; 使用背 散射 电子衍射 ( E B SD )技术 分析 了析 出的铁 素体取 向 . 结 果表 明 , 随 内 、 外界 条件 不 同 , 奥 氏体 内有 两类典 型的铁素体形 核地点 : 形变 带及 奥氏体 晶界 附近的形 变不均 匀 区 . 原 始奥 氏体晶粒 尺寸 的增 加 , 形变 温度 的降低有 利于铁素体的形变带 形核 . 在儿书 。 的超细铁 素 体最佳形 成温度 区 间 , 靠近A 3形变 可使铁 素体及 第 2 组织 均匀 分布 . 形 变带形 核造成 带状分布 的铁 素体及第 2 相 , 不 仅形貌 上 出现 方 向性 , 铁 素体 取 向也 出现 择优 . 关键词 碳 素钢 ; 形 变强化 相变 ; 超细铁 素体; 形核 ; 背 散射 电子衍射( E B SD ) 分类号 T G 14 2 . 1 1 本文在前期 ` .l2] 工 作的基础 上对热模拟单 向 压缩样 的 侧面 和压缩 面进行 了进一 步观察 , 力 图 总结 出铁素体 的基本形成规律 . 为简化起见 , 本文对奥氏 体内的带状形变不 均匀 区 ( 如形变 带 、 切变带 、 过渡带等 )统称为形变带 . H o d gs o n 等强调 `3] , 为消除奥氏体 晶界形核 , 应使奥 氏体 晶粒尺 寸尽量大 . 清楚 了解铁 素体 的 形 核 特 点 要 求 知 道 奥 氏 体 的 形 变 行 为 . o ht s u k a 等 4[] 研究含镍奥氏体钢及微合金化钢中 奥 氏体 的形变时观察到微形变带 、 过 渡带和 奥 氏体 晶界 附近 3 类不 均匀 区 . 粗 晶奥 氏体 形变 时 内部会产生大量 的微形变带/过渡带 , 细晶奥 氏体形 变时则在奥 氏体晶界周 围形成较多的形 变不 均匀 区 . H ur ley 等通过对 比 同等形变条件 下 的奥氏体钢中的形变组织与低碳钢的应 变诱 导相变 , 认为铁素体 的形核地点是形变奥 氏体 内的位错胞界 `5 , , 即小角 晶界 . 禾 、 、 试验方法 原材料 为工业用 普碳钢 Q2 35 连铸方坯 (截 面 12 0 un x 120 mrn ) . 成分 为 C 0 . 16% , 5 1 0 . 2 0% , M n 0 . 6 1 % , S 公 . 02 3% , P 0 . 0 1 9% , 0 0 . 0 19 % 和 N .0 0 45 % (质量分数 ) . 通过锻造及 正火使原始组 织尽可能均匀 . 万企确选择处理参数并 比较应 变加速转变的效果 , 用热膨胀仪 D lT o 0 测 出该 钢 9 0 ℃加热后不 同冷速T 的相变点A 。 , 以保证 收稿日期 2 0 0卜 12习 0 杨平 男 , 4 “ 岁 , 斟教 授 * 国家重 点基础研 究课题 “ 新 一代钢 铁袱料的重 大基础 研究 ” ( 97 3 )(N 。 . 0 1 99 5 0 6 一5 0 6 )及 国家 教育 部 ` 高辞校骨干教师 资助 计划 ’ 的 资助 在法 3以 上变形 `, ] . 热膨胀法测 出 以 5℃ · s 一 ’ 加热及 冷却时的cA 3点及 A 。 点分别为 870 和 7 80 ℃ , 由此 估算A 3约为 ( 8 70 ℃+ 7 80 ℃ )/ 2 二 8 25 ℃ . 不 同奥 氏 体 晶粒尺 寸是通过不 同加热温度来 调整 的 . 用 G le eb l e 150 0 热模 拟机进 行单 向热压 缩形 变试 验 . 样品 尺 寸为 帕 m m xl s ~ . 所有样 品形变后 立即 淬火以 固定高温组织 . 形 变时尽管采用 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 . 从侧面 和 压 缩 面 2 个方 向观察组 织结 构 . 背散射 电子衍 射 ( E B S D )取 向分析用 H K L 公 司 的 hC an el 4 系统 完成 . 2 结果及分析 2 . 1 奥氏体内部铁素体形核地点的类型 试验观察到 , 在无应力 或微小应变作用 下 , 奥 氏体晶界形成 的铁素体是单层的 ;换句话说 , 若 晶界铁素体是多层 的 , 则说 明在 晶界形核 的 基础上 , 发生 了 晶内形核 . 图 1 给出形变强 化相 变过程 中的 2 类典型 形核地点 , 即粗 晶奥 氏体 中的形 变带及细晶奥氏体晶界形成的铁 素体周 围 . 图 1 ( a ) 为 Q 2 3 5 钢 1 10 0℃ 加热 (粗晶奥 氏体 约 7 8 卿 ) , 以 15 ℃ · s 一 ,冷 至 7 60 ℃ 变形 .0 5 后 的 淬火组织 . 此 时 , 奥 氏体 晶粒 已 被压扁 , 除 晶界 单层 的铁素体外 , 成串分布的铁素体处在奥 氏 体晶粒 中心 , 与压缩轴呈 一定角度 . 形变带形成 的铁素体在初期均是直 的和单层 的 . 图 1 b( )为 9 0 0℃ 加热 (细 晶奥 氏体约 30 脚 ) , 以 巧 ℃ s 一 ’ 冷 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2002. 02. 030

·212· 北京科技大学学报 2002年第2期 (a)粗晶奥氏体中的形变带形核，1100℃加热 (b)细晶奥氏体晶界附近形核，900℃加热 图12类典型的奥氏体内部的铁素体形核地点 Fig.1 Two types of ferrite nucleation sites inside austenite grains 至770℃，应变0.5后淬火组织.其特点是，由晶 地带；界面两侧位错密度高于晶粒中心区域，成 界上已形成的铁素体开始，逐渐向奥氏体晶粒 为有效的形核地点.图2(b)显示，晶界铁素体区 中心推进.但各处推进速度不同，即不同部位铁 增厚的过程中，铁素体晶粒之间靠得非常近，很 素体区的厚度不同，原因是奥氏体晶界不同部 像奥氏体/铁素体相界形核.但如果相界形核是 位的形变不均匀区在长度和厚度上不同 细晶奥氏体内铁素体形核的主要方式，则不同 2.2奥氏体晶界附近铁素体的增多 奥氏体晶界上的铁素体/奥氏体相界应同等有 形变模式与形变温度、原始奥氏体取向、奥 效地促进铁素体形核，这还未普遍观察到.直接 氏体晶粒尺寸有关.不同的原始奥氏体晶粒取 在铁素体相界上形核要求铁素体形成时排出的 向和晶粒尺寸的局部差异，都会造成不同的形 碳及时地扩散走，因为高碳是不利于新铁素体 变不均匀区，有的是带状，有的则是任意形状， 形成的.另一种可能性是，形变不均匀区较宽且 特别是几个晶粒的交角处的形变不均匀区.总 紧靠相界，不同的铁素体几乎在同一时刻形成. 体上，既没有观察到铁素体均匀地在未转变的 23铁素体在形变带的形核与增殖 奥氏体中形核，也未观察到铁素铁均匀地在所 形变带形核较简单，可清楚地辨认出.粗晶 有铁素体/奥氏体相界上形核，这说明铁素体的 应变015便可看到明显的形变带形核网. 增多仍主要依赖于新的形变不均匀区的产生， 图3为从压缩面观察得到的形变带形核组 图2是压缩面上观察到的晶界铁素体增多的例 织.图3(a)为低倍组织.图3b)中椭圆界为原奥 子.图2(a)中铁素体区的左侧及下侧外围为原 氏体晶界，内部出现形变带形核.形变带形核处 奥氏体晶界上形成的铁素体，内部为奥氏体内 在初期，铁素体串是平直的，之间并未完全接 形成的铁素体，铁素体区处在原奥氏体晶界的 触，继续变形铁素体串可变成弯曲状的，见图3 角上，这些铁素体形成仅仅是因该处形变不均 (a)的左下部.直的形变带形变弯曲后也并未明 匀区大的缘故.晶界、相界附近都是形变不均匀 显促进铁素体形核.若相界是有效的形核地点， (a)晶角附近形变不均匀区的形核 )晶界铁素体较均匀增厚 图2奥氏体晶界附近铁素体的增厚，压缩面观察 Fig.2 Ferrite formation around austenite grain boundaries observer'at compression section

Vol.24 杨平等：Q235碳素钢超细铁素体在奥氏体内的形核 ·213· (a)低倍组织 (b)晶界、形变带、形变不均匀区的形核 图3压缩面观察铁素体的形核，粗晶奥氏体，应变0.5 Fig.3 Ferrite nucleation in coarse-grained austenite,strain 0.5 应产生一些新的铁素体.同时可见，奥氏体晶界 的不同部位铁素体增厚的程度是不同的.图3b) 4(b)中的带状组织对性能是不利的 2.4形变温度对形核地点类型的影响 右下角铁素体是成堆分布，而其他部位为单层 铁素体形核地，点的不同主要是原始奥氏体 铁素体.铁素体的分布应直接与奥氏体内形变 晶粒尺寸不同造成的，但形变温度也会影响铁 不均匀区的形状对应.1个晶界的不同部位形变 素体的形核方式.一方面，高温下会出现奥氏体 程度是不同的.在3个晶粒的交角处，形变不均 的动态再结晶，且动态再结晶从晶界开始，形变 匀性最大，不均匀区也最宽，形成的铁素体也越 细，越多，越厚若是相界形核为主，奥氏体晶界 带的形核可能被抑制；另一方面，温度不同，奥 氏体的形变行为也不同，有效滑移系可能会改 的不同部位以及不同晶粒内不应有大的铁素体 变，从而影响形变不均匀区的类型. 厚度的差别. 图5(a)表明，细晶奥氏体越接近A.(753℃)形 随应变量的加大，可观察到形变带形成的 变，铁素体成串分布越明显，未转变区也是形变 铁素体带的不断增厚，同时铁素体串逐渐与压 长条状，这应是形变带形核的不断进行所致，而 缩轴垂直，见图4(a).这并不是铁素体被变形的 结果（铁素体仍是等轴的），而是形核地点的形 不都是大变形量的作用.形变温度低，热激活 低，形变协调性差，开动的滑移系也可能少.升 貌分布特征的表现.比较图1(a)和4(a)可知，新 高形变温度，形核地点逐渐由形变带转为晶界 产生的形变带形核仍不是均匀分布的，说明形 附近的形变不均匀区.图5(b)给出细晶奥氏体 核仍依赖于形变带的产生地点.另外，珠光体或 在较高温度(840℃，应变0.7)形变形成铁素体的 渗碳体常沿水平方向成串分布（图4b),说明不 分布特点.此时，尽管铁素体分布不均匀，但没 同形变带上形成的铁素体是被分割开的，说明 有形变带形核的特点，未转变的奥氏体区总是 相界形核产生新铁素体的可能性在下降.形变 带形核造成成串分布的铁素体，也带来第2相 等轴的，无法知道这是形变的结果.与低温相 比，铁素体的形态、取向及分布必然发生变化. 分布的方向性，从而使性能出现方向性变化.图 (a)形变带形核，粗晶奥氏体内，应变0.5 (b)高倍下的带状组织，应变0.7 图41100℃加热，15℃·s'冷至750℃变形0.7后的谇火组织，侧面 Fig.4 Microstructure obtained by heating at 1100C and cooling at 15C.s to 750C,strain of 0.7,longitudinal section

·214· 北京科技大学学报 2002年第2期 (a760℃，应变0.7 (b)840℃，应变0.7 图5形变温度对细晶奥氏体内形核地点的影响 Fig.5 Influence of deforming temperature on nucleation sites inside fine-grained austenite 2.5形核地点不同带来铁素体取向的差异 相对应 在两类形核地点中，只有形变带有较大的 图7给出细晶奥氏体形变强化相变初期奥 可能造成铁素体的择优取向.图6给出粗晶奥 氏体晶界及附近形变不均匀区形成的铁素体的 氏体内形变带上形成的铁素体取向测定的例 取向成像.它类似于图2(a)类型的晶内铁素体 子.表明铁素体的取向逐渐集中在<111>压缩 形核方式，与晶界铁素体联系不密切.黑色 轴取向附近（图6(b).类似的例子较多.应注意 为<111>‖压缩轴的晶粒；浅灰色为未转变的奥 的是，<111>‖压缩轴的取向是形变强化相变最 氏体区域（此时淬成马氏体）.如前面提到，真正 主要的线织构.虽然形变带分布有所不同， 的晶界铁素体应是单层的，一堆铁素体晶粒中 但<111>的特点未变，并与魏氏铁素体与奥氏体 应有一定量的铁素体属于晶内形核.从图7(a) 的取向关系不同.魏氏铁素体的绝对取向应是 可见，虽然也有<111>晶粒，但总体上取向分布 随机分布的，因为不同取向的奥氏体内都会形 较为随机（比较图6(b)和图7(b)和（©）为菊池带 成魏氏组织.魏氏铁素体形态为长条状，形变带 质量分布图，显示了铁素体形貌特征.类似地分 形成的铁素体主要为等轴状，取向差分布表明 析了3个视场，结果相似. (图6（©）)，虽然铁素体的取向相近，但相邻晶粒 由于形变诱导出的铁素体的分布与奥氏体 间的取向差以大角晶界为主，这与等轴铁素体 内形变不均匀区的形状直接对应，这给我们认 5.0(c)取向差分布 4.0 01X7 3.0 2.0 1.0 b)(111)极图 0102030 405060 (a)组织形貌 图6形变带形成的铁素体取向分析，760℃，应变0.7 a原南/() Fig.6 Orientation analysis on ferrite formed at deformation bands,760C,strain 0.7 (a)取向成像 (b)取向分布，ND‖压缩轴 (C)菊池带质量分布 图7细晶奥氏体形变初期的取向成像，770℃，应变0.3 Fig.7 Orientation mapping of fine-grained austenite at low strain,770C,strain 0.3

Vol.24 杨平等：Q235碳素钢超细铁素体在奥氏体内的形核 215 识奥氏体形变不均匀区的特征带来较大便利. (3)形变温度也是影响形核地，点类型的因素 进一步的问题是为什么形变带上形成的铁素体 之一，在A一A的超细铁素体的有效形成温度区 有择优取向，并且是<111>取向？择优取向较易 间，随形变温度降低到接近A附近，形变带形核 解释，奥氏体为一固定取向，其内部形成的铁素 增多；靠近A的形变使晶界附近的形变不均匀 体也应有固定取向；但只有奥氏体中形变带内 区为主要形核地点，这时铁素体及第2组织均 部的亚晶也应有择优取向时，才有可能经过相 匀分布. 变产生择优分布的铁素体取向.据报导，单向压 (4)形核地点与铁素体的取向有一定关系 缩的低层错能fcc材料Cu-Zn及Cu的形变稳定 形变带形核造成带状分布的铁素体及第2相， 取向为<110>压缩轴，若同样为低层错能的奥 不仅形貌上出现方向性，铁素体取向也出 氏体形变后按KS关系相变({111}，{110}， 现<111>压缩轴的择优. <110><111>.),便有倾向形成<111>的铁素体. 参考文献 但铁素体是从形变带上形成的，只有形变带中 亚晶的取向是<110>压缩轴，相变织构的分析 1杨平，傅云义，崔凤娥，孙祖庆，Q235碳素钢应变强 化相变的基本特征及影响因素).金属学报，2001,37： 才成立.粗晶形变时主要的形变不均匀区是切 592 变带（不论是铜型的还是黄铜型的切变带），切 2傅云义，杨平，杨王切，等.粗大奥氏体品粒中应变 变带中的典型取向是高斯取向{110}<001>[刀， 诱导铁素体的形成特点[]北京科技大学学报，2000， 即<110>压缩轴；所以，相变后可形成<111>压 22(2):170 缩轴的铁素体.这仅是初步分析，这方面仍需要 3 Hodgson P D,Hickson MR,Gibbs R K.The Production and Mechanical Properties of Ultrafine Ferrite[J].Mat Sci 大量的工作 Foum,1998,284:63 3结论 4 Ohtsuka H,Umemoto M,Tamura I.Deformation Structure in a Work-hardened Austenite[J].Trans ISIJ,1987,27:408 (1)奥氏体晶界附近的形变不均匀区一般不 5 Hurley P J,Muddle B C,Hodgson P D.Nucleation Sites 是均匀分布在晶界的一周，而是只在部分区域； for Ultrafine Ferrite Produced by Deformation of Auste- 形变不均匀区的形核与点阵畸变程度及取向差 nite during Single-pass Strip Rolling [J].Metall Mater 分布对应，而不一定与铁素体/奥氏体相界的多 Trans A,2001,32A:1507 6 Aernoudt E,Stuwe H P.Die Endlagen der Verformungstex- 少对应.细晶奥氏体的形变特点是形变不均匀 tur,Insbesondere Bei Kubisch-fla chenzentrierten Metal- 区集中在晶界附近 len[J].Z Metallkde,1970,61:128 (2)形变带形核后本身继续增厚促进铁素体 7 Hirsch J,Lucke K,Hatherly M.Mechanism of Deforma- 形核的程度有限，表现为成串分布的铁素体之 tion and Development of Rolling Textures in Polycrystal- 间常有第2相隔开.成串分布的铁素体与形变 line FCC Metals-III.The Influence of Slip Inhomogenei- ties and Twinning[J].Acta Metall,1988,36:2905 带形核有直接对应关系 Nucleation of Ultra-fine Ferrite in Austenite of A Q235 Low Carbon Steel YANG Ping".ZHANG Donghua SUN Zuging 1)Materials Science and Engineering School,UST Beijing,Beijing 100083,China 2)State Key Laboratory for Advanced Metallic Materials,UST Beijing,Beijing 100083,China ABSTRACT The nucleation of ultra-fine ferrite inside austenite was followed during deformation-enh- anced transformation in a Q235 low carbon steel.EBSD technique was applied to reveal the orientation fea- tures of ferrite formed at different places.Results indicate that there are two typical nucleation sites inside aus- tenite,namely,deformation bands and deformation inhomogeneities near austenite grain boundaries.Increas- ing austenite grain size and decreasing deformation temperature favor to the ferrite formation at deformation bands.In the suitable deformation temperatures of A,-A for ultra-fine ferrite,the deformation near A,leads to a uniform distribution of ferrite as well as second phases.The band-like ferrite and second phases caused by the nucleation at deformation bands gives rise to not only the anisotropy in microstructure but also in ferrite orientation. KEY WORDS low carbon steel;deformation-enhanced transformation;ultra-fine ferrite;nucleation,elec. tron back scatter diffraction

V b l 一 2 4 杨平 等 : Q 2 35 碳 素钢超细 铁素体 在奥 氏 体 内的形核 . 2 1 5 - 识奥 氏体形变不均匀 区 的特 征带来较大便利 . 进一 步的问题是为什么 形变带上形成的铁 素体 有择优取 向 , 并且是l< 1>1 取向? 择优取 向较易 解释 , 奥氏体为一固定取 向 , 其 内部形成的铁素 体也 应有固定 取 向 ; 但 只有奥 氏体 中形变带 内 部 的亚晶也应有择优取 向时 , 才有可 能经过相 变产生 择优分布的铁素体取 向 . 据报导 , 单 向压 缩的低层错能 fr c 材料 C u - Z n 及 C u 的形 变稳定 取向为< 1 10 > }}压缩轴 「6] , 若 同样 为低层错能的奥 氏 体形 变后 按 尺二召 关 系相 变 以1 1 1} , }}{ 1 10 } 。 , l< 1 0>vl 阵川 > 。 ) , 便有倾 向形成 < 1 1 >1 的铁素体 . 但铁素体是从形变带上形成 的 , 只有 形变带 中 亚 晶的取 向是 l< 1>0 }}压缩轴 , 相变织构的 分析 才成立 . 粗 晶形 变时主 要的形变不均匀 区是切 变带 ( 不论 是铜 型 的还是 黄铜 型 的切变带 ) , 切 变带 中的典 型取 向是高斯取 向 毛1 10卜0 0 1 > 【7] , 即< 1 10 > }}压缩轴 ;所 以 , 相变后可 形成 < 1 1 1 > }I压 缩轴 的铁素体 . 这仅是初步分析 , 这方面仍需要 大量 的工作 . ( 3 )形变温度也是影响形核地点类型 的 因 素 之一 在儿一 。 的超细铁素体的 有效形 成温度 区 间 , 随形变温度降低到接近A 。 附近 , 形变带形核 增多 ; 靠近 A 3的 形变使 晶界 附近 的形变不 均匀 区为 主要形核地 点 , 这时铁 素体及 第 2 组织 均 匀分 布 . (4 ) 形核地点与铁素体的 取 向有一 定关系 . 形变 带形核造成带状 分布 的铁素体及 第 2 相 , 不 仅 形 貌 上 出 现 方 向性 , 铁 素 体 取 向 也 出 现l< 1 1>lI 压缩轴 的择优 . 3 结论 ( l) 奥氏体 晶界附近 的形变不 均匀 区一般不 是均匀分布在晶界 的一周 , 而是只 在部分 区域 ; 形变不均匀 区的形核与点阵畸变程度及取 向差 分布对应 , 而不 一定与铁素体 /奥 氏体相界的多 少对应 . 细 晶奥 氏体 的形 变特 点是形 变不 均匀 区集 中在 晶界 附近 . ( 2 )形变带形核后本身继续增厚促进铁素体 形核 的程度有 限 , 表现为成 串分布的 铁素体之 间常有第 2 相 隔开 . 成 串分布 的铁素体与形变 带形核有直 接对应关 系 . 参 考 文 献 1 杨平 , 傅云义 , 崔凤娥 , 孙祖 庆 . Q235 碳 素钢 应变强 化相变 的基本 特征及影响 因素 [J] . 金属学报 , 2 0 01 , 37 : 5 9 2 2 傅 云义 , 杨平 , 杨王 现 , 等 . 粗 大奥 氏体晶粒 中应变 诱导 铁素体的形成特 点 [J] . 北京 科技大学 学报 , 2 0 0 0, 2 2 ( 2 ) : 17 0 3 H o d g s o n P D , H i e k s o n M R , G i bb s R K . T h e P r o d u c t i o n an d M e c h an i e a l P r o P e rt i e s o f U l t r a if n e F e r i t e [ J ] . M at S e i F o ur m , 19 9 8 , 2 8 4 : 6 3 4 O ht s uk a H , U m e m o t o M J h m ur a I . D e fo mr at i o n S tur e t u r e i n a WOr k 一 h ar d e n e d A u s t e n i et [JI . T r a n s I S IJ , 1 9 8 7 , 2 7 : 4 0 8 5 H u r l e y P J , M u dd l e B C , H o dg s o n P D . N u e l e at i o n s i t e s fo r U l tar if n e F e r i t e P or d u c e d by D e fo mr at i o n o f A u s t e - n i t e d iur n g S i n g l e 一 P a s s Str iP OR ll i n g [ J l . M e t a l l M at e r rT a n s A , 2 0 0 1 , 3 2 A : 15 0 7 6 A e m o u dt E , S t OW e H R D i e E n d l a g e n d e r Ve r fo mr u n g s t e x - t u r, In s b e s o n d e r e B e i K u b i s c h 一 fl 注 e h e n z e n t r i e rt e n M e t a l - l e n【J l . 2 M e t a ll k d e , 1 9 7 0 , 6 1 : 1 2 8 7 H i r s e h J , L u e ke K , H hat e r ly M . M e e h an i s m o f D e fo mr a - ti o n an d D e v e l oP m e n t o f OR l li n g eT x tur e s i n P o ly e yr s t a l - 1i n e F C C M e at l s 一 111 · T h e I n fl u e n e e o f S l iP In h o m o ge n e i - ti e s an d T W i n n i n g [ J ] . A e at M e at ll , 19 8 8 , 3 6 : 2 9 0 5 N u c l e at i o n o f U ltr a 一 if n e F e r it e i n A u s t e n it e 别 N G 尸ing , ’ , Z 习只万G D 0 n动 u 口气 1)M at e r ial s S e i e n e e an d E n g i n e e r i n g S e h o o l , U S T B e ij o f A Q2 3 5 L o w C arb o n S t e e l s 之刀V zu q i刀犷 ) i n g , B e ij in g 10 0 0 8 3 , C h i n a 2 ) S at e K e y L ab o art o ry of r A d v an c e d M e at lli e M at e r i a l s , U S T B e ij i n g , B e ij i n g 10 0 0 8 3 , C h ina A B S T R A C T T h e nu e l e at i o n o f u ltr a 一 if n e fe r it e in s id e au s et n it e w a s fo ll o w e d d u r i n g d e fo mr at i o n 一 e hn - an e e d tr an s fo mr at i o n i n a Q 2 3 5 l o w c a r b o n s et e l . E B S D t e c hn iqu e w a s ap P li e d t o r e v e a l ht e o r i e n t at i o n fe a - trU e s o f fe r it e fo mr e d at d i fe r e nt Pl a e e s . eR s ul t s i n d i e at e ht at ht e r e aer wt o yt Pi e a l nu c l e at i o n s it e s i n s id e au s - et n it e , n am e l y, d e fo n n at i o n b an d s an d d e fo mr at i o n ihn o m o g e n e it i e s n e ar au st e n it e g r a i n b o un d ar i e s . I n c r e a s - i n g au s t e n it e gr a i n s i z e an d d e c r e a s i n g d e fo mr at i o n t e m Pe r a t u r e af v o r ot ht e fe r i et fo mr at i o n at de fo mr at i o n b an d s . I n ht e s u it ab l e d e fo mr at i o n et m Pe r a ut r e s o f A 3一 A 。 fo r u ltr a 一 if n e fe r it e , ht e d e fo mr at i o n n e ar A 3 l e a d s t o a un ifo mr d i s tr lb u t i o n o f fe r it e a s w e ll a s s e e o n d Ph a s e s . T h e b an d 一 lik e fe r it e an d s e e o n d Ph a s e s e au s e d b y ht e un e l e at i o n at d e fo mr at i o n b an d s g i v e s ir s e t o n o t o n ly ht e an i s o tr o Py i n m i c r o s trU c t u r e b u t a l s o i n fe r it e o r i e n t at i o n . K E Y W O R D S l o w e a r b o n s t e e l; d e fo mr at i o n 一 e hn an e e d tr an s fo mr at i o n : u ltr a 一 if n e fe r it e ; un c l e at i o n , e l e c - t r o n b a e k s e a t t e r d i价a c t i o n