Q235碳素钢不同热变形条件下退火过程的织构分析

D0I:10.13374/i.issm1001053x.2003.05.036 第25卷第5期 北京科技大学学报 Vol.25 No.5 2003年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2003 Q235碳素钢不同热变形条件下 退火过程的织构分析 田朝旭”杨平”冯惠平”孙祖庆) 1)北京科技人学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技人学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要利用描电镜、背散射电们射(EBSD)和X射线衍射技术研究了三种方式热变形 后保温时铁素体的长人行为.结果表明，回复、再结晶和长大的相对程度与第：相粒子的状 态及铁素体的取向分布有关.形变强化相变户产生的超细铁素体中形变储存能较低，退火时难 以发生静态再结品，而以品粒长人为主，铁素体因第二相出现较晚而充分生长：A温度以下 纯铁素体父形变的铁素体虽然形变储存能最高，形变量最大，但第二相钉扎最明显，铁素体 仪发生部分再结品，<111>取向形变品粒比<100>取向形变品粒更明显地被削弱：+y两相区形 变时，铁素体（亚）帕粒发生回复式长大，<111>取向品粒和<100>取向品粒有不同的再结請倾 向 关键词，形变：织构：博结品：品粒长人 分类号TG111.7:TG142.1 运用“形变强化相变”理论在略高于A温度 粒长大，这主要是保温温度低和第二相的钉扎造 实施大应变并快冷可从奥氏体中析出2μm左右 成的.由于Q235钢第二相较多，粒子钉扎作用强 的超细铁素体晶粒.由于生产中板材获得超细 烈，保温后常常难以观察到铁素体的明显生长， 晶后要在·定温度下进行卷取，在这·过程中超 无法有效确定再结晶程度，利用X射线衍射及取 细铁素体是否稳定是工业界关注的问题.由于细 向成像技术分析不同取向的晶粒的长大倾向，获 品组织中品界多，能量较高，晶粒应有长大的倾 取织构率及取向差变化，可加深对这一问题的解 向四，此外，由于超细铁素体是在形变中产生的， 决，更清楚了解细晶铁素体的生长， 铁素体析出后受到继续形变的作用，积累一定的 本文还考察了两相区变形和纯铁素体区变 储存能，存在定的形变织构，有可能在随后的 形后获得不同储存能的铁素体在随后退火过程 退火过程中发生静态再结晶，前期工作表明， 中的变化.Barnett的研究表明，低碳钢(C Q235碳素钢在770℃应变1.0后铁素体转变基本 0.014%,Mn0.22%)700℃形变后在660℃保温10 完毕，若应变增至1.7，则至少将有07的应变量 min即可发生完全再结晶.但尚未见到Q235级别 施加在铁素体上，而在A,以下纯铁素体区应变 碳素钢形变后退火时织构变化的报告， 07时铁素体取向即可发生明显的转动，产生强 织构.因此，大应变后超细铁素体在等待卷取的 1实验方法 过程中到底有无能力再结晶也是一个有待揭示 实验材料为工业Q235碳素钢，成分为：C, 的问题.前期工作还表明，Q235钢在770℃应变 0.16%;Si,0.20%;Mn,0.61%;S,0.023%;P,0.019%;0, 1.6后快冷至550℃保温10min,铁素体晶粒尺寸 0.019%,N,0.0045%.在Gleeble1500热模拟机上进 基本不变，既没有发生静态再结晶，也未发生晶 行单向压缩试验，样品尺寸为6mm×12mm.形 收稿H期20030102田朝旭男，29岁，硕士 变时虽采用了石墨垫以提高样品与压头间的润 *国家“93”“新代钢铁材料的重大基础研究”项日(o. 滑效果，但其效果不理想，形变后试样为鼓形.试 G1998061506)及教行部“高等学校骨「教师资助计划"的资助

第 2 5 卷 第 5 期 2 0 0 3 年 1 0 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f U n i v e r s i ty o f S e i e n e e a n d Te e h n o l o gy B e ij in g V b l 一 2 5 N o 一 5 o e t . 2 0 3 Q 2 3 5 碳素钢 不同热变形条件下 退火过程 的织构分析 田 朝 旭 ” 杨 平 ” 】)北 京科技 人学 材料科 学 与工 程 学院 , 北 京 10 0 0 8 3 冯 惠平 ” 孙 祖庆 2 , 2 ) J七京科技 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 、 背散射 电子衍射 (E B S D ) 和 X 射 线衍 射技 术研 究 了二种 方式 热 变形 后保 温 时铁 素体 的长 大行 为 . 结果 表明 , 回复 、 再 结晶和 长 大的相 对程 度 与第 二 相粒 子 的状 态 及铁 素体 的取 向分 布有关 . 形变 强化 相变 产 生的超 细铁 素体 中形变 储存 能较 低 , 退 火 时难 以发生 静态 再结 品 , 而 以品粒 长大 为 一 卜 , 铁素 体 因第 二 相 出现较 晚 而充 分生长 : A l温 度 以 下 纯 铁素 体 区 形变 的铁 素体 虽然 形变 储存 能最 高 , 形变 量最 大 , 但 第二 相钉 扎最 明显 , 铁 素体 仅 发生 部分再 结 品 , l< 1卜取 向形变 晶粒 比 l< 0 > 取 向形 变晶粒 更 明显地被 削弱 ; a 勺两相 区 形 变 时 , 铁 素 休 ( 亚 ) 晶粒 发生 回复 式 长大 , l< 1卜 取 向晶粒和 l< 0 > 取 向晶粒 有不 同 的再结 晶倾 向 . 关键词 . 形变 ; 织构 : 再 结 晶 : 晶粒 长大 分类号 T G 1 1 1 . 7 ; T G 1 4 2 . l 运用 “ 形变 强 化相 变 ” 理 论 在 略高 于 A 。 温度 粒长 大 , 这 主要 是保温 温度 低 和第 二相 的钉 扎造 实 施大 应变 并快冷 可 从 奥 氏体 中析 出 2 林n l 左 右 成 的 . 由于 Q2 35 钢 第 二 相 较 多 , 粒 子钉 扎作 用 强 的超细 铁 素 体晶 粒 〔1] . 由于 生产 中板 材 获得 超 细 烈 , 保温 后 常常 难 以观 察 到铁 素体 的 明显生 长 , 晶后要 在 一 定温 度下 进行 卷取 , 在这 一过 程 中超 无 法有 效确 定 再结 晶程 度 , 利 用 X 射线 衍射 及 取 细 铁素 体是 否 稳 定 是工 业界 关注 的 问题 . 由于 细 向成像 技术 分析 不 同取 向 的晶粒 的长 大倾 向 , 获 晶组 织 中晶 界 多 , 能 量较 高 , 晶粒应 有 长 大 的倾 取 织构 率及 取 向差变 化 , 可 加深对 这 一 问题 的解 向`21 . 此 外 , 由于超 细铁 素体 是在 形 变 中产 生 的 , 决 , 更清 楚 了解 细 晶铁 素体 的生 长 , 铁素 体析 出后 受到 继续 形变 的作 用 , 积 累一 定 的 本 文 还 考 察 了两 相 区变 形 和 纯 铁 素 体 区变 储存 能 , 存 在 一定 的形变 织 构 「3] , 有 可能 在 随后 的 形后 获 得 不 同储 存 能 的铁 素 体 在 随 后 退 火过 程 退火 过 程 中发 生静 态 再结 晶 . 前期 工作 表 明 `4] , 中 的 变 化 . B ~ t `61 的 研 究 表 明 , 低 碳 钢 (C Q23 5 碳 素钢 在 7 0 ℃ 应 变 1 . 0 后铁 素 体转 变 基本 完 毕 . 若应 变 增至 1 . 7 , 则 至少 将有 .0 7 的应 变量 施 加在 铁 素体 上 . 而 在 A , 以下 纯铁 素 体 区 应 变 .0 7 时铁 素 体 取 向即 可发 生 明显 的转 动 , 产 生 强 织 构 . 因此 , 大应 变后 超 细 铁素 体在 等 待卷 取 的 过 程 中到底 有 无 能 力 再 结 晶也 是 一个 有 待 揭 示 的 问题 . 前 期工 作 还表 明`5] , Q 235 钢在 7 70 ℃ 应 变 1 . 6 后 快冷 至 5 50 ℃ 保 温 10 m in , 铁 素体 晶 粒尺 寸 基 本 不变 , 既 没有 发 生静 态 再结 晶 , 也 未 发 生 晶 收稿 日 期 20 03 刁 l刁 2 田 朝旭 男 , 2 9 岁 , 硕 士 * 国家 “ 9 7 3 ” “ 新 一 代 钢 铁 材料 的重 大基础研 究 ” 项 日 (N 氏 G 1 99 8 0 6 15 06) 及 教 育 部 “ 高 等学 校骨 三「教师 资助计 划 ” 的资助 0 . 0 14 % , M n 0 . 2 2% ) 7 0 0 oC 形变 后 在 6 6 0 oC 保 温 10 m in 即可 发生完 全 再 结 晶 . 但 尚未见 到 Q2 35 级别 碳 素钢 形变 后 退 火 时织构 变 化 的报 告 . 1 实验 方 法 实验 材 料 为工 业 Q2 35 碳 素钢 , 成分 为 : C, 0 . 16% ; 5 1 , 0 . 2 0% ; M n , 0 . 6 1% ; S , 0 . 0 2 3 % ; P, 0 . 0 19% ; O , 0 . 0 19% , N , 0 . 0 0 4 5% . 在 G l e e b l e l 50 0 热模 拟 机上 进 行 单 向压 缩试 验 , 样 品尺 寸 为中6 m m ` 12 m m . 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 其效 果不 理想 , 形 变后 试样 为 鼓形 . 试 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2003. 05. 036

Vol.25 No.5 田朝旭等：Q235碳素钢不同热变形条件卜退火过程的织构分析 ·423· 样中心的应变量高于平均值.将热形变处理后的 体晶内储存能不高.保温30min后小角品界比例 样品从中心沿压缩轴方向剖开，机械抛光后用 变化不大（图2(），表明没有明显的再结晶过程 3%硝酸酒精浸蚀，观察剖面的金相组织.用 发生.这是局部区域的情况. LE0-1450扫描电镜分析样品中心（应变量最大 为提高所测铁素体织构的统计性，采用X射 处)部位的组织特征.背散射电子衍射(EBSD)局 线衍射法测出上一样品中的宏观织构变化，如图 部取向分析由电镜上配备的晶体结构与取向分 3所示.保温前<100>线织构（欧拉角为(090,0， 析系统（丹麦HKL公司的Channel4.2系统）完成. 45))的强度略比<111>线织构（欧拉角为(090， 所使用的X射线衍射仪为Siemens D5000型，测 60,45))高，保温30min后<100>稍有增强，<111> 量部位为样品中心截面（垂直于压缩轴），分别测 略有减弱（图3(b).这与EBSD所测定结果一致. 出{110}，{200}和{211}三个不完整极图，算出取 由上述结果可看出，形变强化相变后铁素体 向分布函数(ODF),并表示在欧拉角，45的截 晶内储存能不高，织构不强，退火时再结晶不明 面上. 显，仅发生以晶粒长大为主的过程.形变过程中 2实验结果及分析 发生的相变释放掉大部分形变储存能：相变初期 形成的铁素体由于受到大的形变有可能发生动 2.1形变强化相变所得超细铁素体退火过程的 态回复和动态再结晶"，也会释放掉一部分储存 织构分析 能.这两种因素造成形变结束时铁素体晶内储存 图1给出样品经900℃加热，以30℃/s冷至 能不高，静态再结晶驱动力不够，退火时仅发生 770℃(A:温度兰752℃)形变1.7后再以50℃/s快 长大过程.由于铁素体晶粒的织构较弱，织构对 冷至650℃保温0s和30min后的组织.保温30 铁素体长大的影响不明显.该退火温度下铁素体 min使铁素体平均晶粒尺寸由2.5μm长至20μm 发生明显长大与第二相粒子的状态有关.由于退 左右，并出现不均匀长大.珠光体也已形成，并发 火温度较高，残余奥氏体分解较晚，铁素体可在 生球化和粗化 珠光体颗粒形成之前充分生长. 图2给出该退火温度下保温0s和30min的 22A,以下铁素体区热形变后退火过程的织构 取向成像分析结果.图中深色表示111)∥压缩轴 图4给出加热到710℃以1.6s的应变速率形 的晶粒（包括15°的取向偏差）：较浅的颜色表示 变1.6后快冷至650℃保温0s和30min后的组织. (100)∥压缩轴的晶粒.从图中可见，保温前铁素 在此高应变速率下形变样品中只有部分动态再 体晶粒多为等轴状，只有少数晶粒稍有拉长（图2 结晶发生：保温前后的组织差异不大，都是以形 (a),说明铁素体受形变不大：退火30min后铁素 变长条组织为主，看不出有明显的静态再结晶发 体晶粒出现不均匀长大（图2(d),且不同取向的 生：若发生小规模的静态再结晶，形貌上也难看 晶粒都能长大.保温前(111)晶粒和100)品粒比 出，因为保温前也有少量的小等轴晶. 例分别为20%和15.4%，表明(111)晶粒和100)晶 阁5为相应的取向成像分析结果.可观察到 粒的择优不强，也说明铁素体受形变不是很大. 大量亚晶界（图5(a),(d),表明回复过程十分强 保温前晶内少有亚晶存在，小角晶界较少，取向 烈.形变长条铁素体主要为<111>及<100>取向. 差接近随机分布（图2（©）)，表明形变结束时铁素 保温前<111>占44.5%，<100>占41.3%，总织构率 4 um 4μm (a)0s 一压缩轴方向 (b)30min 一压缩轴方向 图1形变强化相变后在650℃保温不同时间后的组织 Fig.1 Microstructures obtained by holding samples at 650'C after deformation-enhanced transformation

从 , 1 . 2 5 N o . 5 田朝 旭 等 : Q2 35 碳 素钢 不 同 热 变 形条 件 卜退 火过 程 的织 构 分析 · 4 2 3 . 样 中心 的应 变 量 高于 平均 值 . 将 热 形变 处 理后 的 样 品 从 中心 沿 压 缩 轴 方 向剖 开 , 机 械抛 光 后 用 3% 硝 酸 酒 精浸 蚀 , 观 察 剖 面 的金 相 组 织 . 用 L E O 一 145 0 扫 描 电镜 分析 样 品中 心 ( 应变 量 最 大 处 ) 部位 的组 织特 征 . 背散 射 电子衍 射 (E B S D ) 局 部 取 向分 析 由 电镜 上 配 备 的 晶体 结 构 与 取 向分 析 系 统 ( 丹 麦 H K L 公 司 的 C h alm el .4 2 系 统 ) 完 成 . 所 使 用 的 X 射 线衍 射 仪 为 S i e m e n s D 5 O0 0 型 , 测 量 部位 为样 品中 心截 面 ( 垂 直于 压 缩轴 ) , 分 别测 出 毛1 10 } , { 2 0 0 } 和 { 2 1 1 } 三 个 不 完整极 图 , 算 出取 向分布 函数 ( O D )F , 并表 示 在 欧 拉 角仇=4 5 “ 的截 面 上 . 2 实 验结 果 及 分 析 .2 1 形 变 强 化 相 变所 得 超 细铁 素 体 退 火 过程 的 织构 分 析 图 1 给 出样 品经 90 0 ℃ 加 热 , 以 30 ℃s/ 冷 至 7 0 ℃ (A 。 温 度 里 7 52 ℃ ) 形 变 1 . 7 后 再 以 50 ℃ s/ 快 冷 至 6 50 ℃ 保温 0 5 和 30 m in 后 的 组织 . 保温 30 m in 使 铁 素 体平 均 晶粒 尺 寸 由 .2 5 卿 长至 20 卿 左 右之 并 出现 不 均匀 长 大 . 珠 光体 也 已形 成 , 并 发 生 球 化和 粗 化 . 图 2 给 出该 退 火温 度 下 保温 0 5 和 30 m in 的 取 向成像 分 析结 果 . 图中深 色 表 示 ( I n >刀压 缩轴 的 晶粒 ( 包 括 150 的取 向偏 差 ) ; 较 浅 的颜 色 表 示 ( 10 0) 刀压 缩 轴 的 晶粒 . 从 图 中可 见 , 保 温 前 铁 素 体 晶粒 多为等 轴 状 , 只 有 少数 晶 粒稍 有拉 长 ( 图 2 a( ) , 说 明铁 素 体 受形 变 不 大 ; 退 火 30 m in 后 铁素 体 晶粒 出现 不 均 匀长 大 ( 图 2( d) ) , 且 不 同取 向的 晶粒 都 能 长 大 . 保温 前 ( 11 1> 晶粒 和 ( 10 必 晶粒 比 例 分 别 为 2 0 % 和 1 5 . 4% , 表 明 <1 1 1) 晶粒 和 <10 0 ) 晶 粒 的择 优 不 强 , 也说 明铁 素 体受 形 变 不 是很 大 , 保 温 前 晶 内少有 亚 晶存在 , 小角 晶界 较 少 , 取 向 差接 近 随机 分 布 ( 图 2 ( c) ) , 表 明形 变 结束 时铁 素 体 晶 内储 存 能 不 高 . 保 温 30 m in 后 小 角 晶界 比 例 变 化不 大 ( 图 2 (助 , 表 明没 有 明显 的 再结 晶过程 发 生 . 这 是 局 部 区 域 的情 况 . 为提 高所 测 铁 素体 织 构 的统 计性 , 采 用 X 射 线衍 射 法测 出上一 样 品 中 的宏观 织 构变 化 , 如 图 3 所 示 . 保 温 前 l< 0 > 线 织 构 ( 欧拉 角 为 (0 一 90 , O , 4 5 ) ) 的强 度 略 比 < 11 1> 线织 构 ( 欧 拉 角 为 ( 0一 9 0 , 6 0 , 4 5 ) ) 高 , 保 温 3 0 m i n 后 < 10 0 > 稍 有 增 强 , < 1 1 1> 略 有 减 弱 ( 图 3 (b) ) . 这与 E B S D 所 测 定 结 果一 致 . 由上 述 结果 可 看 出 , 形 变 强化 相 变 后铁 素 体 晶 内储 存 能不 高 , 织 构不 强 , 退 火 时 再 结 晶不 明 显 , 仅 发 生 以 晶粒 长 大为 主 的 过程 . 形 变 过 程 中 发 生 的相 变释 放 掉大 部 分形 变 储存 能 : 相变 初 期 形 成 的 铁 素 体 由于 受 到 大 的形 变 有 可 能 发 生动 态 回 复和 动 态 再 结 晶 【l] , 也会 释 放 掉 一 部 分储 存 能 . 这 两种 因 素造 成 形变 结 束 时铁 素 体 晶 内储 存 能 不高 , 静 态 再 结 晶驱 动 力 不够 , 退 火 时仅 发 生 长 大过 程 . 由于铁 素 体 晶粒 的织 构 较弱 , 织 构 对 铁 素 体 长 大 的影 响不 明显 . 该退 火温 度下 铁素 体 发生 明显长 大 与第 二相 粒 子 的状 态 有 关 . 由于 退 火 温 度 较 高 , 残 余 奥 氏 体分 解 较 晚 , 铁 素体 可 在 珠 光 体 颗 粒 形成 之 前充 分 生长 . .2 2 A I 以下 铁 素体 区热 形 变 后退 火 过 程 的织 构 图 4 给 出加 热 到 7 10 ℃ 以 1 . 6 s/ 的 应变 速 率 形 变 1 . 6 后 快冷 至 6 50 ℃ 保温 0 5 和 30 m in 后 的组 织 . 在 此 高 应 变速 率 下 形变 样 品 中 只 有 部 分 动态 再 结 晶 发 生 ; 保 温 前后 的组 织 差 异 不大 , 都 是 以形 变 长条 组 织 为主 , 看 不 出有 明显 的静 态再 结 晶发 生 ; 若发 生小 规 模 的静 态 再 结 晶 , 形 貌 上 也难 看 出 , 因为 保 温 前 也有 少量 的 小等 轴 晶 . 图 5 为相 应 的取 向成 像 分 析 结 果 . 可观 察 到 大 量亚 晶界 ( 图 5 (a) , (d) ) , 表 明 回复 过程 十 分 强 烈 . 形 变 长 条铁 素 体 主要 为 < 1 1卜及 < 10 0> 取 向 . 保 温 前 l< 1卜 占 4 . 5% , l< 0 > 占 41 . 3% , 总织 构 率 ( a ) 0 5 一 压缩 轴 方 向 (b ) 3 0 m i n 一 压缩 轴方 向 图 1 形 变强 化相 变 后在 6 50 ℃ 保 温不 同 时 间后 的组 织 . F ig · 1 M i c or s t r u c t u er s o b t a i n e d b y h o l d i n g s a m P l e s a t 6 5 0℃ a ft e r d e fo r m a t i o n 一e n h a n e e d t r a n s fo r m a t i o n

·424· 北京科技大学学报 2003年第5期 001 0.030 0.020 0.010 0102030405060 101 Map6:Step=1 um:Grid120x100 取向偏差/() (a)取向成像，保温0s ↑压缩轴方向 b)(a)的取向分布 (c)(a)的取向差分布 001 0.025 0.020 0.015 0.010 0.005 111 010 2030405060 101 -25 um:Map6:Step=1 um:Gtid120x100 取向偏差/() (d)取向成像，保温30mint压缩轴方向 (e)(d)的取向分布 (①(d)的取向差分布 图2形变强化相变后在650℃保温不同时间后的取向分析 Fig.2 Texture analysis of ferrite grains during annealing at 650C after deformation-enhanced transformation 90° 90 90 =0° 币=0 (a)0s (b)30min 90°F 90⊙) 水平1,2,4p2=45° 水平1,2,492=45° 图3X射线法测出的形变强化相变后650℃保温时的织构变化 Fig.3 Texture evolution during annealing after deformation-enhanced transformation measured by X-ray diffraction (a)0s ↑压缩轴方向 (b)30min ↑压缩轴方向 图4A,温度以下铁素体区热形变后在650℃保温不同时间的组织 Fig.4 Microstructures obtained by holding samples at 650C after deformation below A,temperature 为85.8%.其他取向的晶粒也主要分布在<100>最高，应变全部用在铁素体的形变上，第二相分 与<111>的连线上（图5b).保温30min后<111>占 布的最不均匀，再结晶及长大应最容易进行，但 40%,<100>占38.8%，总织构率占78.8%.在该区域 该微区的再结品并不明显，保温后小角晶界的比 取向及取向差无变化（图5(c),().与形变强化相 例仍很高，强织构未得到改变或缓解.Barnett的 变后的细晶铁素体相比，虽然此时的形变储存能 研究表明，低碳钢(C0.014%,Mn0.22%)在700℃

一 4 2 4 - 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 0 3 年 第 5 期 瓣壕友皿传 , 0 卫 一 . 0 . 0 3 0 0 . 0 2 0 0 . 0 10 a( )取 向成像 , 保温 o s t 仄缩 轴 方 向 (b) ( a) 的取 向分 布 0 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 取向偏 差/ (o) c( ) a( ) 的取 向差分 布 0 . 0 2 5 0 . 0 2 0 0 . 0 15 0 . 0 10 0 . 0 0 5 0 研嘱蕊琴 d( )取 向成像 , 保温 30 m in t 压 缩轴 方 向 (e) (d) 的取 向分布 0 1 0 2 0 30 4 0 5 0 6 0 取 向偏差 / (o) (D d( ) 的 取 向差 分布 图 2 形 变 强化 相变 后在 6 50 ℃ 保 温 不 同时 间后 的取 向分析 F i g . 2 cT x t u r e a n a ly s i s o f fe r r it e g r a i n s d u r i n g a n n e a li n g a t 6 5 0 ℃ a ft e r d e of r m a t i o n 一 e n h a n c e d t r a n s of r m a t i o n 职=r o o 9 0 0 职l 二0 0 9 0 0 必一 o0 厂 a() 0s 屯) 丈少 心 水 平 l , 2 , 4 沪2 = 4 5 0 90 。 }石) 火) 水平 l , 2 , 4 沪 2 = 4 5 0 图 3 X 射 线 法测 出 的形 变强 化相 变 后 6 50 ℃ 保温 时 的织 构 变化 F ig . 3 cT x t u r e ve o l u t i o n d u r in g a n n e a li n g a ft e r d e fo r m a t i o n 一e n h a n e e d t r a n s fe r m a t i o n m e a s u r e d b y X￾r a y d i fr a e t i o n ( a ) 0 5 t 压 缩轴 方 向 (b ) 3 0 t 压缩 轴 方 向 图 4 A . 温度 以 下铁 素 体 区 热形 变 后在 6 50 ℃ 保 温 不 同时 间的组 织 F ig . 4 M i e r o s t r u e t u er s o b t a i n e d b y h o l d in g s a m P l e s a t 6 5 0℃ a ft e r d e fo r m a it o n b e l o w A . t e m P e r a t u r e 为 85 . 8% . 其 他 取 向 的晶 粒 也 主 要 分 布 在 1< 0 > 与 < 1 1 1> 的连 线 上 ( 图 5 ( b )) . 保温 3 0 m i n 后 < 11 1> 占 40 % , l< 0 > 占 3 8 . 8% , 总织 构 率 占 78 . 8% . 在 该 区域 取 向及 取 向差无 变 化 ( 图 5 (c) , (助 . 与形 变 强化 相 变 后 的细 晶铁 素 体 相 比 , 虽 然 此 时 的形 变储 存 能 最 高 , 应 变 全 部 用 在铁 素 体 的形 变 上 , 第 二 相分 布 的 最 不均 匀 , 再 结 晶及 长 大应 最容 易 进 行 , 但 该 微 区 的再 结 晶 并不 明显 , 保 温 后 小角 晶界 的 比 例 仍很 高 , 强织 构 未得 到 改变 或 缓解 . B am e lt 切 的 研 究 表 明 , 低 碳 钢 ( C 0 . 0 14% , M n 0 . 2 2 % ) 在 7 0 0 ℃

Vol.25 No.5 田朝旭等：Q235碳素钢不同热变形条件下退火过程的织构分析 ·425· .001 口实测值 0.040 随机分布 0.030 0 020 0.010 0 10 203040 50 60 101 取向偏差/() (a)取向成像，650℃保温0s1压缩轴方向 (b)(a)的取向分布 (c)(a)的取向差分布 001 0.040 口实测值 一随机分布 0.030 0.020 0.010 111 0 10 20304050 60 101 取向偏差/() (d取向成像，650℃保温30min1压缩轴方向 (e)(d的取向分布 (日(d)的取向差分布 图5铁素体热形变后在650℃保温不同时间后的取向分析 Fig.5 Texture analysis of ferrite grains during annealing at 650C after thermal deformation below A,temperature 应变1.1后在660℃保温3min再结品量即可达 强回复，但很难发生再结晶，即使在再结晶的最 90%,保温10min即可发生完全再结晶.而本文所 后阶段，100》晶粒的内部也没有晶核，滋生于原 示Q235碳素钢在相似条件下保温30min局部区 晶界或邻晶的品粒长入(100)晶粒将其吞并；而 域静态再结晶也不明显.碳含量的增多导致第二 (111)晶粒则是最早发生再结晶的晶粒之一.n- 组织（珠光体或渗碳体颗粒）的增多应是主要原 agaki在研究低碳钢的织构形成时指出，111)再 因，即珠光体或渗碳体颗粒的有效钉扎抑制了静结晶晶粒的形成远早于(100)再结晶晶粒.(111) 态再结晶的充分进行， 再结晶晶粒在(111)变形晶粒的晶界区域形核， 图6给出X射线测出的该样品中的宏观织构 从本实验结果看，(100〉晶粒内部存在大量的亚 变化.保温前<100>线织构比<111>稍强（图6(a), 晶界，退火后含量基本不变，表明(100》晶粒退火 保温后<111>明显下降，<100>稍有减弱（图6(b). 过程中以回复为主；而111)晶粒退火后织构明 可能是<111>取向的形变晶粒进行了一定程度的 显减弱，则应是111)晶粒再结晶后转为其它取 静态再结晶，导致<111>线织构减弱.这种现象在 向的晶粒. 局部取向分析中没检测到，Raabe等在研究低碳 2.3两相区形变后退火过程的织构分析 钢回复的取向依赖性时指出，(100)晶粒可发生 图7给出样品经900℃加热，以15℃5冷至 0=0° 90 p,=0° 90° =0° (a)0s Φ=0[b30min ) 90° 90° 水平1,2,4,892=45° 水平1,2,4,892=45° 图6X射线测出的铁素体热形变后650℃保温时的织构变化 Fig.6 Texture evolution during annealing at 650'C after deformation below A,temperature measured by X-ray diffraction

M ) 1 . 2 5 N 0 . 5 田 朝旭 等 : Q 2 53 碳 素 钢 不 同热变 形 条件 下退 火过 程 的织 构 分析 一 4 2 5 · 0 . 0 4 0 开 壕 0 . 0 3 0 蕊 军 0 . 0 2 0 口 实测值 一 随机 分布 0 . 0 1 0 a)( 取 向成 像 , 6 50 ℃ 保温 os t 压缩 轴 方 向 (b) (a) 的取 向分 布 10 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 取 l句偏差/ ( o ) (c ) (a ) 的取 向差 分布 ` 口 n 0 l 勺. 0 . 0 4 0 并 0 . 0 3 0 易 蒸 o · “ 2 0 口 实测值 一 随机分布 0 . 0 1 0 0 0 10 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 取 向偏 差/ (o) (d) 取 l句成像 , 6 5 0℃ 保温 3 0 m i n t 压缩 轴方 l句 (e ) (d) 的取 向分 布 (0 (d ) 的取 向差 分布 图 5 铁 素 体热 形 变后 在 6 50 ℃ 保 温不 同 时 间后 的取 向分 析 F i g . 5 eT x t u r e a n a ly s i s o f fe r r i t e g r a i n s d u r i n g a n n e a l i n g a t 6 5 0 ℃ a ft e r t h e r m a l d e fo r m a t i o n b e l o w A , t e m P e r a t u r e 应 变 1 . 1 后 在 6 60 ℃ 保 温 3 m in 再 结 晶量 即可 达 90 % , 保温 10 m in 即可 发 生 完全 再 结 晶 . 而本 文 所 示 Q2 35 碳 素 钢 在 相 似 条件 下 保 温 30 m in 局 部 区 域静 态 再 结 晶也 不 明显 . 碳 含 量 的增 多导 致第 二 组织 ( 珠 光 体 或渗 碳 体 颗 粒 ) 的增 多 应 是主 要 原 因 , 即珠 光体 或 渗 碳 体颗 粒 的有 效钉 扎 抑 制 了静 态 再 结 晶 的充 分 进行 . 图 6 给 出 X 射 线 测 出 的该 样 品 中 的宏 观织 构 变 化 . 保 温 前 < 10 > 线 织 构 比 < 11卜 稍 强 ( 图 6 ( a) ) , 保 温 后 < 11卜 明显 下 降 , < 10 > 稍 有 减 弱 ( 图 6( b) ) . 可 能 是 < 11卜 取 向的 形变 晶粒进 行 了一 定程 度 的 静 态 再 结 晶 , 导 致 < 11卜 线 织构 减 弱 . 这 种 现象 在 局 部 取 向分 析 中 没检 测 到 . R a be 等 `8] 在 研 究低 碳 钢 回 复 的取 向依 赖 性 时指 出 , ( 10 0) 晶粒 可 发生 强 回复 , 但很 难 发生 再 结 晶 , 即使 在 再 结 晶 的最 后 阶段 , ( 10 > 晶粒 的 内部 也没 有 晶核 , 滋 生于 原 晶 界或 邻 晶的 晶粒 长 入 <10 伪 晶粒 将 其 吞 并 ; 而 <川 ) 晶粒 则 是 最 早 发生 再 结 晶的 晶粒 之 一 nI - ag ak i gl] 在 研 究低 碳 钢 的 织 构形 成 时 指 出 , <1川 再 结 晶 晶粒 的形 成远 早 于 ( 10 > 再 结 晶晶粒 . <1 1 1) 再 结 晶 晶粒 在 ( I n > 变 形 晶粒 的 晶界 区 域 形核 , 从 本 实验 结 果 看 , (l 0 ) 晶粒 内部 存 在 大 量 的亚 晶界 , 退 火 后 含量 基 本 不 变 , 表 明 <10 0>晶粒 退 火 过 程 中 以回复 为 主 ; 而 <11 1> 晶粒 退 火 后 织构 明 显 减 弱 , 则 应 是 ( 1 1 ) 晶 粒 再 结 晶后 转 为其 它 取 向的 晶 粒 . .2 3 两相 区 形 变 后退 火 过 程 的织 构 分 析 图 7 给 出 样 品 经 9 0 0 ℃ 加热 , 以 巧℃ s/ 冷 至 必 = 0 。 令曦9分 一 - - 一 - 一- 一 - - - - 一 - 卜{ 户 一\ 、 一 { 、 杯甘 一、 、 口少恤 - _ 口 乏二井 - - · - - 一 - 一泛了一思一l 屯落共二万典奋厂滚不 中 , 必〕 口 一二 自 ( 一 刃 的 口 水 平 l , 2 , 4 , 8 p Z = 45 0 水平 l , 2 , 4 , 8 势2 = 4 5 0 图 6 X 射 线测 出的铁 素 体 热形 变后 6 50 ℃ 保 温 时 的织构 变 化 F ig . 6 eT x t u er e v o lu t i o n d u r i n g a n n e a li n g a t 6 5 0℃ a ft e r d e fo r m a t i o n b e l o w A . t e m P e r a t u er m e a s u r e d b y X 一 r a y d i fr a e t i o n

·426· 北京科技大学学报 2003年第5期 710℃形变1.6后再以50℃s快冷至650℃保温0 成.由于形变温度低，珠光体析出较早，铁素体难 s和30min后的组织，该冷速下的A约为760℃. 以长至更大尺寸. 与形变强化相变和A,以下纯铁素体区形变的组 图8为相应的取向成像分析结果.可看出形 织均不同，在两相区形变前组织中除亚稳奥氏体 变后的组织由形变长条铁素体和细小等轴铁素 外，有一定量的先共析铁素体析出，因此形变后 体组成（图8(a).与纯形变的粗晶铁素体不同，大 的组织中既有奥氏体受形变强化相变作用析出 的长条晶粒较少（比较图5与图8）.这是由于先 的细小等轴铁素体，又有被压成长条状的先共析 共析铁素体较细，形变后条状铁素体也较细.保 铁素体（图7(a).虽然形变长条铁素体中有较多 温30min后铁素体（亚）晶粒生长成为等轴状，但 的形变储存能，但形变强化相变过程产生的铁素 仍有长条组织（图8(d).形变后<111>晶粒占 体内储存能较低.保温30min后铁素体晶粒出现 23.1%,<100>晶粒占55.4%，总织构率为78.5%（图 明显长大，且基本呈等轴状（图7(b》.其长大行为 8(a):保温30min后<111>晶粒占23.7%，<100>占 既不同于形变强化相变退火后出现明显不均匀 61.6%,总织构率占85.3%（图8(d),仍存在强织 长大，也不同于纯铁素体区变形退火后发生部分 构.取向在保温前后无大的差异（图8(b),(e).从 再结晶.铁素体的生长应在珠光体析出之前完 取向差分布图（图8（©，(）)看出，保温后仍有大量 25 (a)0s 1长缩轴方向 (b)30min↑压缩轴方向 图7+Y两相区热形变后在650℃保温不同时间后的组织 Fig.7 Microstructures obtained by holding at 650'C for different times after thermal deformation at a+y dual-phase region 001 0.025 0.020 0.010 0.005 0 01020304050 60 101 um:Mape Step-1 um:Gud20k 取向偏差/() (a)取向成像，650℃，0s↑k缩轴方向 (b)(a)的取向分布 (c)(a)的取向差分布 001 0.040 0.020 0.010 111 0 10 2030 40 50 60 101 25 um.Map14:Step-l um.Grd120x100 取向偏差/() (d)取向成像，650℃，30min↑长缩轴力向 (e)(d的取向分布 ()(d)的取向差分布 图8+y两相区热形变后在650℃保温不同时间后的取向分析 Fig.8 Texture analysis of ferrite grains during annealing at 650C after thermal deformation at a+y dual-phase region

. 4 2 6 - 北 京 科 技 大 学 学 报 2 00 3 年 第 5 期 7 10 ℃ 形 变 1 . 6 后 再 以 50 ℃ s/ 快 冷 至 6 50 ℃ 保 温 0 S 和 3 0 m in 后 的 组织 , 该 冷速 下 的 rA 3 约 为 7 60 ℃ . 与 形变 强化 相 变 和 A , 以下 纯 铁 素 体 区 形 变 的组 织 均 不 同 , 在两 相 区 形变 前 组织 中除亚 稳 奥 氏体 外 , 有 一 定 量 的先 共 析 铁 素体 析 出 , 因此 形 变 后 的组 织 中 既有 奥 氏体 受 形 变 强 化 相 变 作 用 析 出 的细 小等 轴 铁 素体 , 又有 被 压成 长 条状 的先 共 析 铁 素 体 ( 图 7 (a) ) . 虽 然 形变 长 条 铁 素 体 中有 较 多 的形 变储 存 能 , 但 形变 强 化 相变 过程 产 生 的铁 素 体 内储 存 能较 低 . 保温 30 m in 后 铁 素 体 晶粒 出现 明显 长 大 , 且基 本呈 等轴 状 ( 图 7( b) ) . 其长 大 行 为 既不 同于 形 变 强 化 相 变 退 火 后 出现 明显 不 均 匀 长 大 , 也 不 同于 纯 铁素 体 区 变形 退 火后 发生 部 分 再 结 晶 . 铁 素 体 的生 长 应 在 珠 光 体 析 出 之 前 完 成 . 由于形 变 温度 低 , 珠 光 体 析 出较早 , 铁 素体 难 以长至 更 大 尺 寸 . 图 8 为相 应 的取 向成像 分析 结 果 . 可 看 出形 变 后 的 组织 由形 变 长 条铁 素 体 和 细 小 等 轴 铁 素 体组 成 ( 图 8 (a) ) . 与 纯 形 变 的粗 晶铁 素 体不 同 , 大 的长 条 晶粒 较 少 ( 比较 图 5 与 图 8) . 这 是 由于 先 共 析 铁 素 体 较 细 , 形 变 后 条 状 铁素 体 也 较 细 . 保 温 30 m in 后 铁 素体 ( 亚 ) 晶粒 生 长 成 为 等轴 状 , 但 仍 有 长 条 组 织 ( 图 8 (d) ) . 形 变 后 < 1 >1 晶粒 占 23 . 1% , l< 0 > 晶粒 占 5 . 4 % , 总 织 构率 为 78 . 5% ( 图 8 ( a ) ) ; 保 温 3 0 m i n 后 < 11 1> 晶粒 占 2 3 . 7% , < 10 0 > 占 6 1 . 6 % , 总织 构 率 占 8 5 . 3 % ( 图 8 (d ) ) , 仍 存 在 强织 构 . 取 向在保 温 前 后 无 大 的 差 异 ( 图 8 (b) , ( e) ) . 从 取 向差 分 布 图 ( 图 8 ( c), (助看 出 , 保 温 后 仍 有大 量 ( a ) o s t压 缩 轴方 向 (b ) 3 0 m i n t 压 缩 轴方 向 图 7 a 勺两 相 区热形 变后 在 65 0℃ 保 温 不 同时 间后 的组 织 F i g . 7 M i e r o s t r u e t u er s o b t a i n e d b y b o ld i n g a t 6 5 0℃ fo r d i fe er n t t i m e s a ft e r t h e r m a l d e fo r m a it o n a t a +Y d u a l 一 Ph a s e er g i o n 0 . 02 5 0 . 0 2 0 0 . 0 1 5 0 . 0 1 0 0 . 0 0 5 0 a( ) 取 向成 像 , 6 50 ℃ , o s t 压缩 轴 方 向 (b) (a) 的取 向分 布 取 向偏 差(/ o) (c ) (a ) 的取 向差 分布 0 . 0 4 0 0 . 0 3 0 0 . 0 2 0 0 . 0 1 0 ( d ) 取 向成像 , 6 5 0℃ , 3 0 m i n t Z水缩 轴 力 一 向 ( e ) ( d ) 的取 向分布 0 1 0 2 0 30 4 0 5 0 6 0 取 向偏差(/ o) (O (d ) 的取 向差 分 布 图 s a柳 两相 区热 形 变后 在 6 50 ℃ 保 温不 同 时 间后 的取 向分 析 F ig . 8 eT x t u r e a n a ly s i s o f fe r r i t e g r a i n s d u r i n g a n n e a l i n g a t 6 5 0 oC a ft e r t h e r m a l d e fo r m a t i o n a t a 勺 d u a l 一 P h a s e r e g i o n