D0I:10.13374/1.issnl00103.2008.09.005 第30卷第9期 北京科技大学学报 Vol.30 No.9 2008年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep·2008 低碳钢中铁素体动态再结晶的粒子激发形核 王 猛)李龙飞)杨王)孙祖庆 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要利用淬，回火工艺得到具有弥散分布的渗碳体粒子十铁素体双相组织的低碳钢，采用Gleeble一1500型模拟机进行热 压缩变形实验，研究了在700℃、0.018一条件下变形过程中渗碳体粒子对低碳钢铁素体动态再结晶过程的影响.结果表明： 在700℃、0.01s条件下变形时，存在以粒子激发形核机制为主的铁素体动态再结晶过程，在形变初期粒子激发形核主要在 大尺寸渗碳体粒子(>1m)附近发生，大应变量下应变累积促进粒子激发形核在小尺寸渗碳体粒子(0.5~1m)附近发生 关键词低碳钢：铁素体；动态再结晶：粒子激发形核：电子背散射衍射 分类号TG111.7:TG142.31 Particle stimulated nucleation of dynamic recrystallization of ferrite in a low car- bon steel WANG Meng,LI Longfei),YANG Wangyue),SUN Zuqing 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China ABSTRACI The microstructure consisting of dispersed cementite particles and ferrite grains was obtained by quenching and temper- ing in low carbon steel.The effect of cementite particles on the dynamic recrystallization of ferrite in this low carbon steel was investi- gated by hot compression tests at 700C and 0.01sona Gleeble 1500 test machine.The results indicated that during hot deforma" tion at 700C and 0.01s,the dynamic recrystallization of ferrite takes place mainly by particle stimulated nucleation.At the begin- ning stage,particle stimulated nucleation occurs firstly near coarser particles (larger than 1m).At larger strain,particle stimulated nucleation also occurs near relatively small particles (between 0.5 and 1m)due to accumulative strain. KEY WORDS low carbon steel:ferrite:dynamic recrystallization:particle stimulated nucleation:electron backscatter diffraction 为了提高钢铁的强韧性，细化组织是有效方法 发现冷轧后大尺寸(>0.6m)第二相粒子周围存在 之一，而热变形过程中的动态再结晶机制对组织细 很大的应变梯度，起到促进静态再结晶形核的作用 化作用显著，传统的物理治金观点认为铁素体为体 MeQueen等在对铝镁合金的热扭转实验中发现 心立方结构，具有较高的层错能，位错的攀移和交滑 尺寸>0.6m的第二相粒子可以促进铝合金动态 移容易进行，热变形过程中回复是唯一的软化机 再结晶，尺寸<0.2m粒子则抑制动态再结晶的发 制山，研究发现，在变形参数合适的情况下低碳钢 生，然而对于低碳钢中渗碳体粒子如何影响铁素体 铁素体可以发生动态再结晶)]，将原始组织由铁素 动态再结晶形核的发生和发展，鲜有报道，本实验 体十珠光体组织转变为铁素体十渗碳体粒子组织后 利用扫描电镜(SEM)和电子背散射技术(EBSD)分 铁素体动态再结晶过程又发生很大变化3]，其原因 析了平均尺寸约为1m的渗碳体粒子对低碳钢铁 尚待进一步研究· 素体动态再结晶的影响，在丰富了铁素体动态再结 粒子对再结晶的作用首先在静态再结晶中发 晶理论的同时，也有利于更好地制定工艺参数，充分 现，Humphreys)在对冷轧铜铝合金退火的研究中 利用第二相粒子促进动态再结晶细化晶粒的作用获 收稿日期：2007-08-24修回日期.2008-01-17 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。·5070I004) 作者简介：王猛(1981一)，男，项士研究生，E-mail:w mengustb(@126.com:孙祖庆(1944一)，男，教授，博士
低碳钢中铁素体动态再结晶的粒子激发形核 王 猛1） 李龙飞1） 杨王 2） 孙祖庆1） 1） 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 2） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 利用淬、回火工艺得到具有弥散分布的渗碳体粒子＋铁素体双相组织的低碳钢采用 Gleeble－1500型模拟机进行热 压缩变形实验研究了在700℃、0∙01s －1条件下变形过程中渗碳体粒子对低碳钢铁素体动态再结晶过程的影响．结果表明： 在700℃、0∙01s －1条件下变形时存在以粒子激发形核机制为主的铁素体动态再结晶过程在形变初期粒子激发形核主要在 大尺寸渗碳体粒子（＞1μm）附近发生大应变量下应变累积促进粒子激发形核在小尺寸渗碳体粒子（0∙5～1μm）附近发生． 关键词 低碳钢；铁素体；动态再结晶；粒子激发形核；电子背散射衍射 分类号 TG111∙7；TG142∙31 Particle stimulated nucleation of dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon steel W A NG Meng 1）LI Longfei 1）Y A NG W angyue 2）SUN Zuqing 1） 1） State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT T he microstructure consisting of dispersed cementite particles and ferrite grains was obtained by quenching and tempering in low carbon steel．T he effect of cementite particles on the dynamic recrystallization of ferrite in this low carbon steel was investigated by hot compression tests at700℃ and0∙01s －1on a Gleeble1500test machine．T he results indicated that during hot deformation at 700℃ and0∙01s －1the dynamic recrystallization of ferrite takes place mainly by particle stimulated nucleation．At the beginning stageparticle stimulated nucleation occurs firstly near coarser particles （larger than1μm）．At larger strainparticle stimulated nucleation also occurs near relatively small particles （between0∙5and1μm） due to accumulative strain． KEY WORDS low carbon steel；ferrite；dynamic recrystallization；particle stimulated nucleation；electron backscatter diffraction 收稿日期：2007－08－24 修回日期：2008－01－17 基金项目：国家自然科学基金资助项目（No．50701004） 作者简介：王 猛（1981－）男硕士研究生E-mail：wmengustb＠126．com；孙祖庆（1944－）男教授博士 为了提高钢铁的强韧性细化组织是有效方法 之一而热变形过程中的动态再结晶机制对组织细 化作用显著．传统的物理冶金观点认为铁素体为体 心立方结构具有较高的层错能位错的攀移和交滑 移容易进行热变形过程中回复是唯一的软化机 制［1］．研究发现在变形参数合适的情况下低碳钢 铁素体可以发生动态再结晶［2］将原始组织由铁素 体＋珠光体组织转变为铁素体＋渗碳体粒子组织后 铁素体动态再结晶过程又发生很大变化［3］其原因 尚待进一步研究． 粒子对再结晶的作用首先在静态再结晶中发 现Humphreys ［4］在对冷轧铜铝合金退火的研究中 发现冷轧后大尺寸（＞0∙6μm）第二相粒子周围存在 很大的应变梯度起到促进静态再结晶形核的作用． McQueen 等［5］在对铝镁合金的热扭转实验中发现 尺寸＞0∙6μm 的第二相粒子可以促进铝合金动态 再结晶尺寸＜0∙2μm 粒子则抑制动态再结晶的发 生．然而对于低碳钢中渗碳体粒子如何影响铁素体 动态再结晶形核的发生和发展鲜有报道．本实验 利用扫描电镜（SEM）和电子背散射技术（EBSD）分 析了平均尺寸约为1μm 的渗碳体粒子对低碳钢铁 素体动态再结晶的影响在丰富了铁素体动态再结 晶理论的同时也有利于更好地制定工艺参数充分 利用第二相粒子促进动态再结晶细化晶粒的作用获 第30卷 第9期 2008年 9月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．9 Sep．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．09．005
.994 北京科技大学学报 第30卷 得细小的铁素体晶粒 0.42m(图1(b)),将处理后的原始组织棒料经机 1 实验方法与材料 加工成直径8mm、长l5mm圆柱试样.为避免c→y 相变对铁素体动态再结晶的影响，采用加热至Ac1 实验所用Q235级低碳钢化学成分（质量分数） 以下700℃保温后直接变形的变形工艺，应变速率 为：C0.171%,Mn0.36%,Si0.09%,s0.013%, 为0.01s1.变形后采用水淬固定变形组织.将变 p0.017%,Cr0.02%,Ni0.03%,Cu0.01%, 形试样沿压缩方向切开，经机械抛光和4%（体积分 A10.025%,Mo0.01%,其余Fe.在1100850℃ 数)硝酸酒精侵蚀后，利用Zeiss Supra55场发射扫 热锻成直径为15mm、长为1m的棒材，经过980℃， 描电镜观察组织形貌、电解抛光后采用电子背散射 保温30min后水淬成马氏体，然后在710℃下保温 技术(EBSD)分析铁素体取向分布，电解抛光液（体 60h得到弥散分布的渗碳体粒子和铁素体双相组织 积分数)为20%高氯酸+10%甘油+70%无水乙 (图1(a),铁素体平均晶粒尺寸约为12m,渗碳体 醇，电解电压为15V, 粒子尺寸在0.5~2.0m之间，平均尺寸为1.00士 (a) (b) ☑ 0.12- 正1.00±0.42μm 0.08 0.04 0.5 1.0 5 20 10μm dum 图1(a)实验用低碳钢的原始组织；(b)渗碳体粒子尺寸分布图 Fig.I (a)Initial microstructure of the low carbon steel and(b)size distribution of cementite particles 2结果及分析 粒主要在大尺寸(1.5m左右)渗碳体粒子周围 (图4(a)箭头所示)形成，其原因是由于铁素体和渗 2.1低碳钢铁素体在700℃、0.01s-1条件下变形 碳体力学性能的差异，作为硬相的渗碳体粒子，在变 时的组织演变 形过程中促进周围铁素体基体内部位错增殖[3]，造 铁素体是体心立方结构，具有较高的层错能，位 成渗碳体粒子附近的铁素体晶粒内部形成高应变梯 错容易攀移和交滑移，动态回复易于进行山.在热 度，为铁素体动态再结晶形核提供有利条件-]. 变形初期，随着应变量增加，铁素体晶粒内部产生的 由于变形初期应变量较小，仅在较大尺寸渗碳体粒 大量位错，就可以导致一定数量的亚晶界（小角度晶 子周围可以形成足够的应变梯度，促进铁素体动态 界LAB)的形成，当应变量为0.2时，与原始组织相 再结晶形核，受形核位置限制，变形初期动态再结 比，晶界（大角度晶界HAB和小角度晶界LAB的总 晶晶粒较少，所以这一阶段主导过程是铁素体动态 量)数量增加（图2(a),EBSD分析结果表明（如 回复，亚晶界的大量形成促使大角度晶界分数降低 图2(d)所示，其中细实线为取向差小于15°的小角 (图3(b) 度晶界，粗实线为取向差大于15°的大角度晶界，黑 当应变量增加到0.60，变形组织由严重变形的 色颗粒为大尺寸渗碳体粒子)，变形组织中存在较多 原始铁素体晶粒和等轴状的动态再结晶晶粒组成 的小角度晶界，即图2(a)中有很多晶界是动态回复 (图2(b)和(e),变形组织中单位面积内的再结晶 过程形成的亚晶界，但在大尺寸渗碳体(>1m)周 晶粒数量有所增加（图3(a),大角度晶界分数与应 围确实出现一定数量由大角度晶界包围的小晶粒， 变关系曲线出现拐点（图3(b),表明此时铁素体动 同时EBSD取向图的单位面积内大角度晶界包围晶 态软化的主导过程正由动态回复向动态再结晶转 粒数量增加（图3(a),说明在此应变量条件下铁素 化，随着应变量继续增加，变形组织中单位面积内 体动态再结晶已经开始发生·此时，动态再结晶晶 由大角度晶界包围的铁素体晶粒数量持续增长
得细小的铁素体晶粒． 1 实验方法与材料 实验所用 Q235级低碳钢化学成分（质量分数） 为：C0∙171％Mn0∙36％Si0∙09％S0∙013％ P 0∙017％Cr 0∙02％Ni 0∙03％Cu 0∙01％ Al0∙025％Mo0∙01％其余Fe．在1100～850℃ 热锻成直径为15mm、长为1m 的棒材经过980℃ 保温30min 后水淬成马氏体然后在710℃下保温 60h得到弥散分布的渗碳体粒子和铁素体双相组织 （图1（a））铁素体平均晶粒尺寸约为12μm渗碳体 粒子尺寸在0∙5～2∙0μm 之间平均尺寸为1∙00± 0∙42μm（图1（b））．将处理后的原始组织棒料经机 加工成直径8mm、长15mm 圆柱试样．为避免α→γ 相变对铁素体动态再结晶的影响采用加热至 Ac1 以下700℃保温后直接变形的变形工艺应变速率 为0∙01s －1．变形后采用水淬固定变形组织．将变 形试样沿压缩方向切开经机械抛光和4％（体积分 数）硝酸酒精侵蚀后利用 Zeiss Supra55场发射扫 描电镜观察组织形貌．电解抛光后采用电子背散射 技术（EBSD）分析铁素体取向分布电解抛光液（体 积分数）为20％高氯酸＋10％甘油＋70％无水乙 醇电解电压为15V． 图1 （a） 实验用低碳钢的原始组织；（b） 渗碳体粒子尺寸分布图 Fig．1 （a） Initial microstructure of the low carbon steel and （b） size distribution of cementite particles 2 结果及分析 2∙1 低碳钢铁素体在700℃、0∙01s －1条件下变形 时的组织演变 铁素体是体心立方结构具有较高的层错能位 错容易攀移和交滑移动态回复易于进行［1］．在热 变形初期随着应变量增加铁素体晶粒内部产生的 大量位错就可以导致一定数量的亚晶界（小角度晶 界 LAB）的形成．当应变量为0∙2时与原始组织相 比晶界（大角度晶界 HAB 和小角度晶界 LAB 的总 量）数量增加（图2（a））．EBSD 分析结果表明（如 图2（d）所示其中细实线为取向差小于15°的小角 度晶界粗实线为取向差大于15°的大角度晶界黑 色颗粒为大尺寸渗碳体粒子）变形组织中存在较多 的小角度晶界即图2（a）中有很多晶界是动态回复 过程形成的亚晶界．但在大尺寸渗碳体（＞1μm）周 围确实出现一定数量由大角度晶界包围的小晶粒 同时 EBSD 取向图的单位面积内大角度晶界包围晶 粒数量增加（图3（a））说明在此应变量条件下铁素 体动态再结晶已经开始发生．此时动态再结晶晶 粒主要在大尺寸（1∙5μm 左右）渗碳体粒子周围 （图4（a）箭头所示）形成其原因是由于铁素体和渗 碳体力学性能的差异作为硬相的渗碳体粒子在变 形过程中促进周围铁素体基体内部位错增殖［3］造 成渗碳体粒子附近的铁素体晶粒内部形成高应变梯 度为铁素体动态再结晶形核提供有利条件［6－7］． 由于变形初期应变量较小仅在较大尺寸渗碳体粒 子周围可以形成足够的应变梯度促进铁素体动态 再结晶形核．受形核位置限制变形初期动态再结 晶晶粒较少所以这一阶段主导过程是铁素体动态 回复亚晶界的大量形成促使大角度晶界分数降低 （图3（b））． 当应变量增加到0∙60变形组织由严重变形的 原始铁素体晶粒和等轴状的动态再结晶晶粒组成 （图2（b）和（e））变形组织中单位面积内的再结晶 晶粒数量有所增加（图3（a））大角度晶界分数与应 变关系曲线出现拐点（图3（b））表明此时铁素体动 态软化的主导过程正由动态回复向动态再结晶转 化．随着应变量继续增加变形组织中单位面积内 由大角度晶界包围的铁素体晶粒数量持续增长 ·994· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第9期 王猛等：低碳钢中铁素体动态再结晶的粒子激发形核 .995. (图3(a))的同时大角度晶界分数开始增加 寸的渗碳体粒子(0.5~1m)附近同样可以观察到 (图3(b)·图2(c)和(f)显示了应变量为1.6时的 动态再结晶的形成（图4(b),这主要是由于变形组 变形组织，与应变量为0.6时相比，动态再结晶晶 织内渗碳体粒子间距（入）不断缩小（图4(c),粒子 粒数量明显增加，严重变形的铁素体晶粒内也可观 间的畸变区交接相互作用能够产生足够大的应变梯 察到再结晶晶粒（图2(c)箭头所指），此时，较小尺 度[8]，起到促进动态再结晶形核的作用 10m 20 um 20山m 3520μm 图2实验用低碳钢在700℃.0.01：条件下变形至不同应变量下的显微组织(a),(b),(c)及相应的EBsD取向图()，(e),(),应 变为：(a),(d)0.2:(b),(e)0.6:(c),(f)1.6 Fig.2 Microstructures ((a),(b).(c))and corresponding EBSD maps ((d).(e).(f))of the low carbon steel deformed at 700C and 0.01s to various strains.Strain:(a),(d)0.2:(b),(e)0.6;(c),(f)1.6 20000 0.8 (a) (b) 700℃.0.01s1 15000 0.7- 10000 700℃，0.01s1 0.6 5000 0.5 0 0.4 0.81.21.6 2.0 0.4 0.8 1.2 1.6 2.0 图3实验用低碳钢在700℃，0.01：条件下变形至不同应变量下的EBSD取向图单位面积内大角度晶界包围的晶粒个数Nv(a)和大角 度晶界分数FB(b)与应变的关系曲线 Fig.3 Strain dependences of (a)the number of ferrite grains Ny and (b)the fraction of HABs FHAB in per area in EBSD maps of the low carbon steel deformed at 700C and 0.01s- 2.2粒子激发形核的EBSD分析 程中粒子附近存在明显的取向差梯度，反极图表明 图5显示了变形初期(e=0.10)铁素体动态再 晶粒B与晶粒A、C具有明显不同的晶粒取向 结晶的粒子激发形核的EBSD分析结果.在图5(a) (图5(c),晶粒B是由粒子激发形核机制形成的铁 中，晶粒A和晶粒C内部存在较多的亚晶界；而晶 素体动态再结晶晶粒[山]，附近的大尺寸渗碳体粒 粒B内部没有亚晶界的存在，其两侧存在大尺寸渗 子（如图5(a)箭头所示）提供的高取向差梯度是再 碳体粒子（如图5(a)箭头所示）·沿以粒子为起点的 结晶晶粒B形成的主要原因 直线aa'的取向差分布如图5(b)所示，表明变形过
（图3（a） ） 的 同 时 大 角 度 晶 界 分 数 开 始 增 加 （图3（b））．图2（c）和（f）显示了应变量为1∙6时的 变形组织．与应变量为0∙6时相比动态再结晶晶 粒数量明显增加严重变形的铁素体晶粒内也可观 察到再结晶晶粒（图2（c）箭头所指）．此时较小尺 寸的渗碳体粒子（0∙5～1μm）附近同样可以观察到 动态再结晶的形成（图4（b））这主要是由于变形组 织内渗碳体粒子间距（λ）不断缩小（图4（c））粒子 间的畸变区交接相互作用能够产生足够大的应变梯 度［8－9］起到促进动态再结晶形核的作用． 图2 实验用低碳钢在700℃、0∙01s －1条件下变形至不同应变量下的显微组织（（a）（b）（c））及相应的 EBSD 取向图（（d）（e）（f））．应 变为：（a）（d）0∙2；（b）（e）0∙6；（c）（f）1∙6 Fig．2 Microstructures （（a）（b）（c）） and corresponding EBSD maps （（d）（e）（f）） of the low carbon steel deformed at700℃ and0∙01s －1 to various strains．Strain：（a）（d）0∙2；（b）（e）0∙6；（c）（f）1∙6 图3 实验用低碳钢在700℃、0∙01s －1条件下变形至不同应变量下的 EBSD 取向图单位面积内大角度晶界包围的晶粒个数 NV（a）和大角 度晶界分数 FHAB（b）与应变的关系曲线 Fig．3 Strain dependences of （a） the number of ferrite grains NV and （b） the fraction of HABs FHAB in per area in EBSD maps of the low carbon steel deformed at 700℃ and0∙01s －1 2∙2 粒子激发形核的 EBSD 分析 图5显示了变形初期（ε＝0∙10） 铁素体动态再 结晶的粒子激发形核的 EBSD 分析结果．在图5（a） 中晶粒 A 和晶粒 C 内部存在较多的亚晶界；而晶 粒 B 内部没有亚晶界的存在其两侧存在大尺寸渗 碳体粒子（如图5（a）箭头所示）．沿以粒子为起点的 直线 a－a′的取向差分布如图5（b）所示表明变形过 程中粒子附近存在明显的取向差梯度．反极图表明 晶粒 B 与晶粒 A、C 具有明显不同的晶粒取向 （图5（c））晶粒 B 是由粒子激发形核机制形成的铁 素体动态再结晶晶粒［9－11］附近的大尺寸渗碳体粒 子（如图5（a）箭头所示）提供的高取向差梯度是再 结晶晶粒 B 形成的主要原因． 第9期 王 猛等： 低碳钢中铁素体动态再结晶的粒子激发形核 ·995·
.996. 北京科技大学学报 第30卷 (c) 5 700℃.0.01s1 4 um 00.40.81.21.62.0 2 un 图4实验用低碳钢在700℃0.01。条件下变形至不同应变量下的粒子激发形核现象.(a)e=0.2:(b)e=1.6:(c)渗碳体粒子间距() 与应变量（©）的关系曲线 Fig.4 Particle stimulated nucleation at different strains:(a)0.2:(b)1.6;(c)relationship between cementite particles'interspacing and strain of the low carbon steel deformed at 700C and 0.01s-1 10 (b) (c001 ND A a.B 24681012141618 C 111 //um 图5实验用低碳钢在700℃、0.01：条件下变形至应变为0.10时粒子激发形核的EsD取向图(a),沿线a一a'的取向差（累积分布(b) 以及对应的反极图(c) Fig.5 EBSD map of particle stimulated nucleation (a).misorientation distribution (0)along line aa(b)and corresponding inverse-pole figure (c)of the low carbon steel deformed at 700C and 0.01s-to a strain of 0.10 参考文献 3结论 [1]Sakai T,Jones JJ.Dynamic recrystallization:mechanical and mi- 研究了原始组织为弥散分布渗碳体粒子(0.5~ crostructural considerations.Acta Metall.1984.32(2):189 1.5m)十铁素体双相组织的低碳钢在700℃、 [2]Li L F,Yang W Y.SunZ Q.Dynamic recrystallization of ferrite 0.01s条件下变形时的组织演变，结果表明： in a low carbon steel.Metall Mater Trans A.2006.37 A(3): 609 (1)在此条件下变形时，该低碳钢中发生了铁 [3]Yang W Y.Wang H M.Li L F,et al.Dynamic recrystallization 素体动态再结晶现象，其形核机制为粒子激发形核， of ferrite in a low carbon steel with different minor microstruc- (2)形变初期，动态再结晶晶粒主要在大尺寸 tures.Acta Metall Sin.2003.30(7):691 渗碳体粒子(>1m)附近形成：随应变的积累，粒子 (杨王玥，王洪梅，李龙飞，等.不同形态第二组织低碳钢的铁 间距不断缩小，粒子间的畸变区交接相互作用产生 素体动态再结晶：金属学报，2003,30(7)：691) [4]Humphreys F J.Recrystallization mechanisms in tow phase allys 足够大的应变梯度，在较小尺寸的渗碳体粒子 Met Sci,1979,13(3/4):136 (0.5~1m)附近同样能够形成动态再结晶晶粒. [5]MeQucen HJ.Evangelista E.Bowles J,et al.Hot deformation (3)渗碳体粒子的尺寸和间距影响低碳钢铁素 and dynamie recrystallization of Al-5Mg-0.8Mn alloy.Met Sci. 体动态再结晶过程，在700℃、0.01s1条件下变形 1984,18(8):395 时，尺寸在0.5m以上且粒子间距在2~5m范围 [6]Doherty R D,Hughes D A,Humphreys F J.et al.Current issues 内的渗碳体粒子可以促进铁素体动态再结晶的发 in recrystallization:a review.Mater Sci Eng A.1997.238A (2):219 生 (下转第1028页)
图4 实验用低碳钢在700℃、0∙01s －1条件下变形至不同应变量下的粒子激发形核现象．（a） ε＝0∙2；（b） ε＝1∙6；（c） 渗碳体粒子间距（λ） 与应变量（ε）的关系曲线 Fig．4 Particle stimulated nucleation at different strains：（a） ε＝0∙2；（b） ε＝1∙6；（c） relationship between cementite particles’interspacing and strain of the low carbon steel deformed at 700℃ and0∙01s －1 图5 实验用低碳钢在700℃、0∙01s －1条件下变形至应变为0∙10时粒子激发形核的 EBSD 取向图（a）沿线 a－a′的取向差（θ）累积分布（b） 以及对应的反极图（c） Fig．5 EBSD map of particle stimulated nucleation （a）misorientation distribution （θ） along line a-a′（b） and corresponding inverse－pole figure （c） of the low carbon steel deformed at 700℃ and0∙01s －1to a strain of 0∙10 3 结论 研究了原始组织为弥散分布渗碳体粒子（0∙5～ 1∙5μm） ＋铁素体双相组织的低碳钢在 700℃、 0∙01s －1条件下变形时的组织演变．结果表明： （1） 在此条件下变形时该低碳钢中发生了铁 素体动态再结晶现象其形核机制为粒子激发形核． （2） 形变初期动态再结晶晶粒主要在大尺寸 渗碳体粒子（＞1μm）附近形成；随应变的积累粒子 间距不断缩小粒子间的畸变区交接相互作用产生 足够大的应变梯度在较小尺寸的渗碳体粒子 （0∙5～1μm）附近同样能够形成动态再结晶晶粒． （3） 渗碳体粒子的尺寸和间距影响低碳钢铁素 体动态再结晶过程在700℃、0∙01s －1条件下变形 时尺寸在0∙5μm以上且粒子间距在2～5μm 范围 内的渗碳体粒子可以促进铁素体动态再结晶的发 生． 参 考 文 献 ［1］ Sakai TJones J J．Dynamic recrystallization：mechanical and microstructural considerations．Acta Metall198432（2）：189 ［2］ Li L FYang W YSun Z Q．Dynamic recrystallization of ferrite in a low-carbon steel．Metall Mater T rans A200637A（3）： 609 ［3］ Yang W YWang H MLi L Fet al．Dynamic recrystallization of ferrite in a low carbon steel with different minor microstructures．Acta Metall Sin200330（7）：691 （杨王 王洪梅李龙飞等．不同形态第二组织低碳钢的铁 素体动态再结晶．金属学报200330（7）：691） ［4］ Humphreys F J．Recrystallization mechanisms in tow-phase allys． Met Sci197913（3／4）：136 ［5］ McQueen H JEvangelista EBowles Jet al．Hot deformation and dynamic recrystallization of A-l5Mg-0∙8Mn alloy．Met Sci 198418（8）：395 ［6］ Doherty R DHughes D AHumphreys F Jet al．Current issues in recrystallization：a review． Mater Sci Eng A1997238A （2）：219 （下转第1028页） ·996· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
.1028 北京科技大学学报 第30卷 蚀性能要大大好于气雾化预合金粉，其饱和失重率 cess Technol,2006,176(1/3).205 其达到的时间分别为1.3mgcm~2及23h.这是由 [5]Qu X H.Gao J X,Qin M L.et al.Application of a wax-based binder in PIM of WC-TiC-Co cemented carbides.Int Refract 于致密度、残留孔隙形态及含碳量不同所致 Met Hard Mater.2005.23(4/6):273 (3)由元素混合粉所制备的MIM耐热合金的 [6]Bose A.Valencia JJ.Spirko J.et al.Powder injection molding 组织结构与气雾化粉末基本相似，说明以低成本元 of Inconel 718 alloy//Advances in Powder Metallurgy and Par- 素混合粉代替高成本的气雾化粉末制备MIM耐热 ticulate Materials.New Jersey:Genamics JournalSeek.1997: 合金的方法是可行， Part 3,18 [7]Li Y M.Huang B Y,Zhang J.The effects of different powders 参考文献 on the injection molding process of Fe-Ni alloys.Mech Eng Mater,2001,25(6):17 [1]Eroglu S,Bakan H I.Solvent debinding kinetics and sintered (李益民，黄伯云，张健.不同粉末对Fe一Ni合金注射成形工 properties of injection moulded 316L stainless steel powder.Pow- 艺过程的影响.机械工程材料，2001,25(6)：17) der Metall,2005,48(4):329~332 [8]Tao Y.Feng D,Zhang Y W,et al.Effect of PREP process pa- [2]Cao Y J.Metal injection molding of stainless steels.Pow der Met- all Technol,2000,18(4):274 rameters on powder properties for FGH95 superalloy.JIron Steel Bes,2003,15(5):46 (曹勇家.金属注射成形不锈钢，粉末治金技术，2000,18 (陶宇，冯涤，张义文，等.PREP工艺参数对FGH95高温合 (4):274) 金粉末特性的影响.钢铁研究学报，2003,15(5)：46) [3]Suri P,Atre S V.German R M.et al.Effect of mixing on the [9]Wohlfromm H.Blomacher M.Uggowitzer P J.et al.Corrosion rheology and particle characteristics of tungsten-based powder in- resistance of MIM stainless steels//Advances in Powder Metal- jection molding feedstock.Mater Sci Eng A.2003.A356(1/2): 337 lurgy and Particulate Materials.New Jersey:Genamics Jour nalSeek,1999:Part 6,6 [4]Scott W K,Nyberg E.Simmons K.A new binder for powder in- jection molding titanium and other reactive metals.J Mater Pro- (上接第996页) (11):1323 [7]Ferry M.Hamilton N E.Humphreys F J.Continuous and dis- [10]Storojeva L,Ponge D.Kaspar R.et al.Development of mi- continuous grain coarsening in a fine-grained particle-containing crostructure and texture of medium carbon steel during heavy Al-Se alloy.Acta Mater.2005.53(4):1097 warm deformation Acta Mater,2004.52(8):2209 [8]Gawne DT,Higgins G T.Associations between spherical parti- [11]Habiby F,Humphreys F J.Effect of particle stimulated nucle- dles of two dissimilar phases.J Mater Sci,1971,6(5):403 ation on the recrystallization texture of an Al-Si alloy.Scripta [9]Humphreys F J.The nucleation of recrystallization at second Metall Mater.1994.30(6):787 phase particles in deformed Aluminium.Acta Metall,1977,25 (上接第1001页) [8]Lee C H,Bhadeshia H K D H,Lee H C.Effect of plastic defor- [5]Madariaga I,Gutierrez I.Role of the particle-matrix interface on mation on the formation of acicular ferrite.Mater Sci Eng. the nucleation of acicular ferrite in a medium carbon microalloyed 2003,A360:249 steel.Acta Mater.1999,47(3):951 [9]Liu S X.Study of Microstructure Evolution in a Medium Car- [6]Madariaga I.Gutierrez I.Nucleation of acicular ferrite enhanced bon Microalloyed Steel Used for Hot-rolling Non quenched/tem- by the precipitation of Cus on Mns particles.Seripta Mater, pered Seamless Oil-well Ttubes [Dissertation].Beijing:Univer- 1997,37(8):1185 sity of Science and Technology Beijing.2003 [7]Diaz-Fuentes M.Gutierrez I.Analysis of different acicular ferrite (刘胜新.中碳微合金热轧非调质无缝油井管钢的组织演化规 microstructures generated in a medium carbon molybdenum steel. 律研究[学位论文]北京：北京科技大学，2003) Mater Sci Eng.2003.A363:316
蚀性能要大大好于气雾化预合金粉其饱和失重率 其达到的时间分别为1∙3mg·cm －2及23h．这是由 于致密度、残留孔隙形态及含碳量不同所致． （3） 由元素混合粉所制备的 MIM 耐热合金的 组织结构与气雾化粉末基本相似说明以低成本元 素混合粉代替高成本的气雾化粉末制备 MIM 耐热 合金的方法是可行． 参 考 文 献 ［1］ Eroglu SBakan H I．Solvent debinding kinetics and sintered properties of injection moulded316L stainless steel powder．Powder Metall200548（4）：329～332 ［2］ Cao Y J．Metal injection molding of stainless steels．Pow der Metall Technol200018（4）：274 （曹勇家．金属注射成形不锈钢．粉末冶金技术200018 （4）：274） ［3］ Suri PAtre S VGerman R Met al．Effect of mixing on the rheology and particle characteristics of tungsten-based powder injection molding feedstock．Mater Sci Eng A2003A356（1／2）： 337 ［4］ Scott W KNyberg ESimmons K．A new binder for powder injection molding titanium and other reactive metals．J Mater Process Technol2006176（1／3）：205 ［5］ Qu X HGao J XQin M Let al．Application of a wax-based binder in PIM of WC-TiC-Co cemented carbides．Int J Ref ract Met Hard Mater200523（4／6）：273 ［6］ Bose AValencia J JSpirko Jet al．Powder injection molding of Inconel718alloy∥ A dv ances in Pow der Metallurgy and Particulate Materials．New Jersey：Genamics JournalSeek1997： Part 318 ［7］ Li Y MHuang B YZhang J．The effects of different powders on the injection molding process of Fe-Ni alloys． Mech Eng Mater200125（6）：17 （李益民黄伯云张健．不同粉末对 Fe－Ni 合金注射成形工 艺过程的影响．机械工程材料200125（6）：17） ［8］ Tao YFeng DZhang Y Wet al．Effect of PREP process parameters on powder properties for FGH95superalloy．J Iron Steel Res200315（5）：46 （陶宇冯涤张义文等．PREP 工艺参数对 FGH95高温合 金粉末特性的影响．钢铁研究学报200315（5）：46） ［9］ Wohlfromm HBlomacher MUggowitzer P Jet al．Corrosion resistance of MIM stainless steels∥ A dv ances in Pow der Metallurgy and Particulate Materials．New Jersey：Genamics JournalSeek1999：Part 66 （上接第996页） ［7］ Ferry MHamilton N EHumphreys F J．Continuous and discontinuous grain coarsening in a fine-grained particle-containing A-l Sc alloy．Acta Mater200553（4）：1097 ［8］ Gawne D THiggins G T．Associations between spherical particles of two dissimilar phases．J Mater Sci19716（5）：403 ［9］ Humphreys F J．The nucleation of recrystallization at second phase particles in deformed Aluminium．Acta Metall197725 （11）：1323 ［10］ Storojeva LPonge DKaspar Ret al．Development of microstructure and texture of medium carbon steel during heavy warm deformation．Acta Mater200452（8）：2209 ［11］ Habiby FHumphreys F J．Effect of particle stimulated nucleation on the recrystallization texture of an A-l Si alloy．Scripta Metall Mater199430（6）：787 （上接第1001页） ［5］ Madariaga IGutiérrez I．Role of the particle-matrix interface on the nucleation of acicular ferrite in a medium carbon microalloyed steel．Acta Mater199947（3）：951 ［6］ Madariaga IGutiérrez I．Nucleation of acicular ferrite enhanced by the precipitation of CuS on MnS particles． Scripta Mater 199737（8）：1185 ［7］ Díaz-Fuentes MGutiérrez I．Analysis of different acicular ferrite microstructures generated in a medium-carbon molybdenum steel． Mater Sci Eng2003A363：316 ［8］ Lee C HBhadeshia H K D HLee H C．Effect of plastic deformation on the formation of acicular ferrite． Mater Sci Eng 2003A360：249 ［9］ Liu S X．Study of Microstructure Evolution in a Medium Carbon Microalloyed Steel Used for Hot-rolling Non-quenched／tempered Seamless Oil-well Ttubes ［Dissertation ］Beijing：University of Science and Technology Beijing2003 （刘胜新．中碳微合金热轧非调质无缝油井管钢的组织演化规 律研究［学位论文］．北京：北京科技大学2003） ·1028· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷