对低碳钢而言，未变形奥氏体中，相变发生时铁素体依次在原奥氏体三个晶粒交界及相邻晶粒晶界等 处优先形核．在相同的形变及处理工艺条件下，相变前的奥氏体晶粒尺寸及均匀性是影响铁素体晶 粒大小及组织分布均匀性的一个重要因素、多年来，人们已对其高温下奥氏体形变再结晶及晶粒细 化问题开展了广泛深入的研究，并取得了许多卓有成效的结果．Ｇｒａｎｇｅ等人曾在１９６５年 提出了两种细化奥氏体晶粒的方法［‘，ＺＩ：第一是在人３点附近施加大变形，得到完全再结晶 组织后快冷的所谓“热机械处理工艺第二是在室温与评点之间决速加热冷却循环的所谓“快速加热冷却循环工艺”．当前，在研究低碳钢热加工，特别是连铸热连轧过程中组织细化的可能性时，不可避免的要涉及到高 温奥氏体形变再结晶，形变诱导铁素体相变及铁素体动态再结晶等三个主要环节对最终组织细化的 影响，及它们之间的交互作用等一些基本问题．因而，探讨热加工过程中奥氏体组织的变化及其晶 粒大小对应变强化相变铁素体组织演变规律的影响是非常必要的．本文报道了获得不同尺寸奥氏体晶粒组织的方法与机理的初步探讨，有关奥氏体晶粒尺寸对应变强化相变组织演变规律的影响将另文发表１实验方法 实验样品为直径 １３０ ｍｍ的商用低碳钢棒料，其化学成分（质量分数，％）为： Ｃ ０．１９， Ｓｔ ０．２５， Ｍｌｌｏ．３２，Ｐ ０．０１１； Ｓ ０．０３９， Ｃｒ ０．０４， Ｎｉ ０．０３， Ｃｕ ０．１０．经锻造及机加工成直径分别为 １０ ｍｉｎｘ１５ ｍｍ和 ６ｘ１２ ｍｍ的两种圆柱试样，始锻温度 １１００ ｔ，终锻温度８５０ ｔ．分别采用改变奥氏体区形变工艺参数及低温形变后快速循环加热冷却等不同的工艺方法获得不同尺寸的奥氏体晶粒组织．热变形实验在 Ｇｌｅｅｂｌｅ １５００试验机上进行．将变形后的试样沿加载方向纵向切开，机械研磨成金相试样．用过饱和苦味酸十十二烷基苯黄酸钠溶液热蚀观察奥氏体晶粒组织；用 ３％硝酸酒精溶液腐蚀后观察铁素体组织．采用定量金相截线法测定奥氏体晶粒尺寸．２实验结果和讨论２．１＄氏体区形变对再结晶晶粒尺寸的影响 图１为奥氏体高温热变形工艺示意图．首先在高于Ａｒ３的高温区奥氏体化，然后采用不同温度形变 再结晶他方法获得不同尺寸的晶粒．考虑到连铸连轧或薄板连铸新工艺的实施及工厂的轧制能力，每道次不可能以大变形的形式进行，本实验分别进行了单道次５０％及两道次３０％十３０％的形变２１和ｓ２，两道次间隔时间凸Ｌ＝ＩＳ；累计名义总变形 ５０％；
应变速率 Ｚ分别为 １和 １０ Ｓ－‘，奥氏体化及形变温度０为。８５０──１２００ ｔ的系列实验，形变后喷水快冷至室温．考察了形变温度０，应变速率＆，应变。（包括。１，。２和总应变。ｔ。ｔ。１）以及变形道次ｎｄ对变形前、后奥氏体的晶粒尺寸 ｄｏ和 ｄｌ的影响，结果如表 １所示． 金相试样观察及晶粒测定结果表明，实验用钢在上述实验条件下均发生了奥氏体再结晶．初始奥氏体 晶粒尺寸及形变后再结晶晶粒大小随加热变形温度的升高表现出增加的趋势．但是当形变温度高于９５０ｔ后，不同温度下初始晶粒的尺寸差距加大，从９５０ ｔ的约为 ３０—４０ Ｐｍ增加到 １２００ ｔ的 １６０ ｐｍ以上，但形变后奥氏体再结晶晶粒尺寸随温度提高而增加的幅度却不相同（见图２）在９５０—１１００ ｔ变形时，单道次５０％名义变形比两道次（３０％＋３０％）总变形量为 ５０％名义形变的变形工艺得到的再结晶晶粒稍小２变形温度升高至 １２００ ＯＣ时，这种差距加大．这一结果说明，在工业生产轧机能力允许的情况下，随着奥氏体区每道次小 变形量的多道次连续变形过程的进行，形变温度随之降低，此时连续变形中的重复再结晶细化奥氏体晶粒的效果与单道次大变形量的相当．但８５０ｏＣ单道次形变后再结晶不完全导致奥氏体晶粒的显著不均匀及混晶（表１）；将产生“遗传”，不利于最终组织均匀性的提高，应避免在此温度区间形变．２．２奥氏作区热变形特性 ２．２．１应力一应变曲线实验合金在应变速率ｄ＝１０ Ｓ－１，单道次名义变形 ５０％及相应的两道次名义变形（３０％十３０％）的流变曲线如图 ３ａ， ｂ所示．从图可见，单道次变形中，应力一应变曲线达到峰值应力后持平或有所下降，说明变形过程 中不同程度地发生了动态回复或再结晶．随着变形温度的提高及初始奥氏体晶粒的长大，相同应变 及应变速率条件下流变应力是逐渐降低的．随变形温度的升高，应力下降幅度增加，奥氏体动态再结晶越完全．１２００ ｔ变形的最大流变应力约为 １００ ＭＰａ， １１００ｔ时升至 １５０ ＭＰａ， １０００ ｔ时升至 １６５ ＭＰａ， ９００ ｔ时升至 １７５ ＭＰａ，当温度降至 ８５０ ｔ时流变应力最大值提高到 ２３０ ＭＰａ左右．相应地，相同名义总应变下，两道次变形中每道次的应变较小，流变应力较低，又由于 道次间隔时间内可能发生的回复与再结晶晶粒长大，畸变的累积效应较弱，导致晶粒尺寸比多道次 的稍大．这种区别随形变温度提高而增大是显而易见的．较高的应变速率提高了变形过程中的流变应力及应变硬化程度，加速应变向晶粒内部传递的过程，再结晶晶粒较小（见图４，亦见表１）．２．２．２单这次变形过程的流变应力峰值与应变速率和温度的关系热变形是一个热激活过程，与Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数有关，一般可表示为 Ｚ＝ｆｅＸｐ（／ＲＴ）＝Ａ。２式中，。ｍ为流变应力峰值（曲线上应力最大值），Ｊ为应变速率Ｚ Ａ和 ｎ为材料常数； Ｑ为热变形激活能，低碳钢的 Ｑ值为 ２８０ ｋＪ／ｍｏｌｌ‘］． 本实验中Ｚ参数与流变应力峰值关系如图５所示．流变应力峰值ａｍ与Ｚ参数的对数几乎为直线关系，随应变速率的降低与形变温度的提高而降低 ２．２．３单道次再结晶晶粒尺寸与流变应力Ｚ参数的关系动态再结晶晶粒尺寸Ｄｓ与Ｚ参数的关系 可用下述方程表示［’］其中，Ｂ，Ｐ和ｋ均为材料常数。参数Ｚ包含了应变速率、形变温度及原 始奥氏体晶粒尺寸对形变后奥氏体再结晶晶粒的影响，Ｚ越大奥氏体晶粒越细．提高应变速率Ｚ与 降低形变温度６，都有利于Ｚ参数增大，对应的流变应力峰值ａｍ较高．在其它工艺条件相同的情 况下，较高的应变速率、或较低的形变温度及较小的原始奥氏体晶粒尺寸（图２，图６和表１）都能使热变形奥氏体再结晶晶粒尺寸减小．２．３低温形空后快速加热冷却循环对吴氏体晶粒尺寸的影响 上述实验在接近工厂轧机能力的温度范围及形变条件下高温变形得到的最小奥氏体再结晶晶粒尺寸约为１５──２０ Ｐｍ．为了考察奥氏体晶粒尺寸对相变后组织粗细及分布均匀性的影响是否显著，需进一步拓宽奥氏 体粒尺寸的范围，因而利用低温变形后快速加热到Ａｃ３点以上保温，然后快冷，同时试探用Ａ３与室温之间快速加热冷却循环的方法ＩＺ］获得不同尺寸级别的奥氏体晶粒，其．工艺过程如图７所示．室温形变。，高温保持时间ｔ及循环次数Ｎ对奥氏体晶粒尺寸ｄ的影响见表２． 结果表明，采用低温变形快速加热冷却循环工艺可以使低碳钢奥氏体晶粒进一步减至 １０ ｐｍ以下．室温应变相同，循环次数Ｎ相同，高温８８０ ｔ保持时间Ｌ延长，晶粒长大；相同的循环次数Ｎ及保持时间ｔ，室温应变。的提高有利于晶粒细化．在相同的变形条件下，加热冷却循环次数的增加并没有获得更细小的奥氏体晶粒． 实验用钢 ９００ ｔ奥氏体化后水淬得到的板条马氏体组织在室温下难以变形， ６５０ ｔ回火后发生碳化物的球化析出，再快冷到室温，以一０．７７应变进行变形，得到具有畸变亚结构的基体组织．快速升温到 Ａｃ３以上及在８８０ ｔ的保温过程中，同时可能有铁素体基体的回复、再结晶或奥氏体相变这三个相互竞争的过程发生． 低温下大变形及快速升温为上述过程提供了较大的驱动力，亚结构或亚结构上析出的碳化物可能成 为奥氏体形核的有利位置，如果在上述位置的相变形核发生在铁素体基体再结晶之前，可能得到细 微的奥氏体组织［‘，‘］．但是，如果铁素体再结晶发生在相变之前，奥氏体在再结晶铁素体晶界上形核，组织将比较粗大．本研究五号试样（见表２）室温形变后快速升温到８８０ ｔ保温 Ｉｓ后水淬得到的组织为大量细小的铁土体和少且奥氏体（图 ｓａ）；延长保温时间达 ５ ｓ以上的２号试样淬火组织为贝氏体（图ｓｂ）．说明在本实验工艺条仲（田７）下铁素体基体的再结晶可能发生在奥氏体相变形核之前．显然，奥氏体晶粒随着８８０ ｔ保温时间的延长继续长大． 低温形变后加热到Ａ３点以上至室温时的快速加热冷却循环次数的增加反而导致晶粒的长大，可能与加热冷却速度的控制、高温及低温保持时间间隔及环境等工艺因素有关，尚汉进一步探索．３结论（１）通过控制形变温度、形变量、应变速率及变形道次等工艺参数，经过名义变形量为 ５０％的高温形变，低碳钢再结晶晶粒可以细化到 １５—２０ Ｐｍ．在 ９００—１１００℃温度范围内，小变形量、多道次累积变形导致重复再结晶细化奥氏体晶粒的效果与单道次大变形的相当． （２可用Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数表达应变速率、变形温度及原始奥氏体晶粒尺寸等因素对奥氏体动态再结晶晶粒尺寸的影响． （３本实验中，奥氏体高温淬火一６５０ ｔ高温回火一室温变形一快速加热冷却细化奥氏体晶粒的机制是铁索体向奥氏体相变与铁素体的回复 再结晶相互竞争的过程．本研究中铁索体回复再结晶过程发生在铁索体向奥氏体相变之前，奥氏体平均晶粒尺寸可达１０ Ｐｍ以下．低碳钢奥氏体晶粒尺寸的控制@杨王玥$北京科技大学新金属材料国家重点实验室!北京100083
@胡安民$北京科技大学新金属材料国家重点实验室!北京100083
@孙祖庆$北京科技大学新金属材料国家重点实验室!北京100083
低碳钢;;奥氏体;;
动态再结晶;;Zener-Hollomon参数分别采用高温形变