作者：杨平 高鹏 崔凤娥
1 引言
变形过程常出现不均匀性，它包括形变量及应变状态的不同，这种差异可出现在宏观尺度的样品不同部位，也存在于不同取向晶粒的内部，甚至在同一晶粒的不同区
域。形变量及应变状态的差异会导致不同的组织演变规律，高温下会造成不同区域再结晶或相变先后的不同。本文主要讨论宏观尺度的形变不均匀性。在热变形过程
中，润滑条件、道次压下量和温度分布是影响宏观均匀性的重要因素。在轧制过程中利用形变诱导相变（指在Ar3温度稍上以大应变加速奥氏体向铁素体的转变）
实现铁素体的超细化时，形变不均匀性会造成表面的超细晶区和中心的粗晶区。据报道，轧板表面的超细晶区的应变量是中心粗晶区的4倍。在热模拟单向压缩条件
下，当以较高速率变形时，润滑效果的不理想和温度分布的不均匀也造成柱状样品的形变不均匀，样品形变后为鼓形，中心层及45°方向应变量大，边缘及压头端
面（形变死区）形变量小。虽然有不少较为成熟的有限元模拟工作预测了压缩样品不同部位应变量的差异，如文献[4]，但目前仍缺乏热压缩变形的低碳钢中心与
边缘的应变量差异的定量值（本文暂不讨论沿中心压缩轴方向的应变量差异），特别是不知这种差异如何影响铁素体超细化时的相变和再结晶过程。本文从组织形貌
及织构强弱上分析压缩样品中心与边缘应变量的差异，并探讨这种形变不均匀性对铁素体超细化过程及再结晶过程的影响。
2 实验过程
试验材料为08钢（0.06%C，0.41%Mn）和Q235碳素钢（C0.16%，Mn0.61%）。在Gleeble1500热模拟机上进行单向压缩
试验，样品尺寸为φ8mm×15mm。形变时在压头和样品端部热上石墨片以提高润滑效果，但较高的应变速率、高应变量及轴向温差产生形变不均匀，形变后试
样为鼓形。将形变后的样品从中心沿压缩轴方向剖开，抛光后用3%硝酸酒精浸蚀，从侧面观察样品中心与边缘的组织（边缘指最大直径处侧面表面下
1.5mm～2mm处）。用LEO-1450扫描电镜分析组织。背散射电子衍射（EBSD）取向分析由LEO-1450扫描电镜上配备的取向分析系统完
成。使用西门子D5000型X线衍射仪测定侧面不同微区的织构（测量区域为φ0.8mm）。由实测极图算出取向分布函数（ODF），并表示在欧拉角ψ2=
45°的截面上。
3 结果及分析
3.1 不同热形变工艺下的形变不均匀性
图1为形变强化相变，（900℃加热，20℃/s冷至770℃并应变1.4）后的细晶铁素体在650℃保温时不同区域的组织。可见，中心与边缘有一定的组
织差异。中心区域有一定的形变痕迹（见图1a），第二组织（即基体组织）为珠光体，说明水冷时中心冷速较慢。边缘晶粒稍粗，无形变的痕迹；第二组织（白亮
的块状）为马氏体或残余奥氏体，说明淬火时表面冷速较快（见图1b）。保温30min后的组织显示（见图见1c），中心带状特征消失（主要带状分布的珠光
体变为粒状渗碳体），但铁素体晶粒长大不明显。边缘组织只发生第二相的分解，由少量的奥氏体转变为粒状珠光体（见图1d）。由于1.4的应变主要用于奥氏
体向铁素体的转变，相变后的铁素体所受形变量较小，因而高温奥氏体的形变不均匀性会因随后的相变而减弱，中心与边缘应变量的差异造成的组织差异不太明显，
退火后造成的组织变化也不大。
图2给出X射线法测出的样品中心与边缘局部区域织构的差异。可见，中心比边缘的织构强度略高。以<111>∥压缩轴的线织构为主，中心区域铁素体受较大变形而形成一定的<100>∥压缩轴的形变织构。
由于形变强化相变时，应变主要用于奥氏体向铁素体的转变，相变完成大约需要1的应变量，且细晶铁素体中的织构随应变量增加的速度不如粗晶快，因此，形变不
均匀造成的组织差异不很大。而A1温度以下铁素体稳定温度的形变可直接反映不同区域的形变不均匀性。图3给出Q235钢加热到700℃变形1.4以及变形
后在650℃保温30min后的组织。可见，此时样品中心与边缘有很大的组织差异。中心为形变长条铁素体，珠光体团也被形变而拉长（见图3a）；边缘形变
的特征并不明显，珠光体团也未碎化（见图3b）。退火后中心区域大应变量反而没发生明显的再结晶（见图3c），而边缘部分区域反而发生再结晶（见图
3d）。这应是由于珠光体/渗碳体分布不均匀带来的钉扎能力不同所致，此时，形变不均匀性影响了铁素体的再结晶和渗碳体的分布。
图4给出高倍下中心与边缘区域渗碳体分布的差异。显然，中心大应变下造成的较均匀分布的渗碳体颗粒分布，其钉扎作用更大；边缘的渗碳体虽碎化，但分布过于集中，钉扎作用有限。
图5
为使用两种方法测定的与图3组织对应的织构。可见，用X射线法测出A1以下哟咖数品中心是边缘织构强度的3倍（见图5a，b）。该图还显示，低应变区先形
成<111>织构，高应变区中<100>织构在增强。最强峰处在取向（35°，90°，45°）处，即为{100}<
>织构，该织构在EBSD取向成像时从未测到（图5c，d），可能是渗碳体本身或粒子周围铁素体的取向的影响，应进一步分析。图5c，d的
EBSD取向成像也测出中心比边缘的织构强度高约1倍。同时还测出高应变量的中心区域<100>织构更强。
图6a，
b给出X射线法测出的样品整个压缩面上宏观织构变化。保温前<100>线织构比<111>稍强（图6a），保温后<
>明显下降，<100>稍有减弱（图6b）。图6c为EBSD取向成像时测出的样品边缘退火后的织构。对比保温前边缘区域的
EBSD分析结果（见图5d），也可得出退火后的<111>比<100>减弱快的结论。
已有工作表明，IF钢冷、热变形并再结晶后都得到{111}织构。但当碳含量增加到0.01%时，热变形再结晶后得到{100}织构。原因被认为是在
{100}和{111}形变晶粒的交界处，形变储存能较低的{100}晶粒通过SIBM（应变诱导晶界迁移）方式再结晶，长入形变储存能较高的形变
{111}晶粒内。{111}再结晶晶粒一般来自形变的{111}晶粒内的切变带上或原始晶粒细小的形变后{111}晶粒间的晶界处。含碳0.01%时，
渗碳体不会对织构有明显的影响，但文献[6，7]观察到，低碳钢中晶粒内的切变带明显减少，妨碍了{111}晶粒的形核。本工作使用的是Q235钢，渗碳
体的影响不能忽略。作者认为，热变形时渗碳体的作用是通过钉扎阻止再结晶。
图7给出Q235钢室温1.4哟咖出及650℃保温30min
后的组织。室温形变采用三道次压缩，应变速率只有0.008/s。从图7a，b中铁素体和珠光体的形态可明显看出中心区域与边缘应变量的差异，也可看出其
与700℃热变形组织的差异。室温形变后珠光体虽然碎化，但珠光体团区域还清楚可见（图
7a，b）。650℃保温30min后，中心与边缘都发生铁素体的静态再结晶，中心出现明显的渗碳体球化（见图7c），而边缘一些区域的珠光体还未球化
（图7d）。本实验一方面说明室温形变时，铁素体内的形变储存能高，这有利于再结晶；另一方面，室温变形时珠光体的碎化程度比高温变形时高，但其分布不如
高温变形时的渗碳体分布均匀，所以，钉扎效果不如高温条件下。甚至渗碳化粒子周围可出现高应变的形变区，通过粒子促进形核而加速再结晶。热形变时，渗碳体
分布均匀，因强回复，粒子周围不易形成变区，由此粒子的钉扎起主要作用。可见，不同温度下，形变不均匀区受渗碳体的影响不同。
3.2 碳含量的影响
图8
给出08钢A1温度以下700℃应变1.4后冷至650℃保温30min后的组织（与图3、图4中的Q235的形变工艺相同）。可见，因碳含量的影响，
08钢边缘、中心都发生了再结晶。虽然08钢中心、边缘的应变量也相差较大，这可从图8a，b中的珠光体团形变的程度看出，但渗碳体的钉扎作用几乎可忽
略，这个实验说明，高温虽发生明显的回复，但若无强烈钉扎，仍足以进行静态再结晶，且边缘低应变区也可再结晶。作为对比，图8c给出Q235钢热形变在
650℃保温30min的组织（与图3c的组织相同人 相比之下，渗碳体的钉扎要强烈的多。
4 讨 论
大量研究表明，低碳钢在A3～Ar3之间大应变可实现铁素体的超细化。在我们前期工作中观察到A3以上大应变后的淬水组织中心区也存在一些等轴铁素体。根
据铁素体的等轴状，以及从形变可提高奥氏体自由能的角度考虑，我们认为A3以上可形变诱导出铁素体。但随后有报道，热模拟压缩条件下样品中心的冷速明显低
于直接浇水的侧表面，所以不能以样品中心的淬火组织作为判断铁素体是否可在A3以上出现的标准，而应以直接浇水处的样品侧表面稍下的组织为准。分别测定了
淬火时表面和中心的冷速，发现中心的冷速只有一100℃/s。这样样品中心的等轴铁素体是否是形变时产生的就存在问题。从前面结果可知，热压缩时样品边缘
的应变会明显小于中心，即在样品边上观察不到形变诱导的铁素体可能是形变量低不足以产生铁素体所致。在大量的A3以上形变的淬火样品中普遍观察到中心有等
轴铁素体，边缘很少甚至没有铁素体的现象。目前尚不清楚，如果形变时产生了铁素体，淬火时中心冷速又不足，对已形成的铁素体会产生怎样的影响？
对单相组织，形变不均匀性的影响可简单总结为，高应变区先再结晶。对含一定量渗碳体/珠光体的Q235低碳钢，形变不均匀性的影响要复杂一些。表现为随退
火的进行，不是中心最大应变处先再结晶（至少形貌上未看出来），也不是{111}织构在变强。相反，常看到低应变的边缘先再结晶（见图3d）以及
{111}在明显减弱（见图6b）这应是第二相的影响造成的。在热形变时，珠光体团塑性较好，渗碳体破碎或球化分布的较均匀，从而有强的钉扎效果，阻止铁
素体的明显长大。渗碳体周围难以产生形变区。边上应变小，珠光体团碎化程度小，钉扎作用小，不能完全抑制再结晶。冷变形时，珠光体团的碎化程度与热变形又
不同，可能出现粒子促进形核而加速再结晶。中心与边缘应变量的差异又导致不同的组织和织构变化。所以，含较高碳量的低碳钢在热机械加工时的行为与纯铁、
IF钢完全不同。
5 结 论
1）在本压缩变形的试验条件下，样品边缘、中心处应变量差异可以很大，表现在铁素体的晶粒形状和珠光体团破碎的程度上；同时织构强度也有大的差异。
2）随形变工艺（形变强化相变、铁素体热变形和室温变形）和成分的变化，形变不均匀性对组织和织构有不同的影响。在形变强化相变时，因应变主要用于形成超
细晶和第二相在铁素体周围较均匀的分布，形变不均匀性造成的组织差异较小；形变不均匀性影响了以边缘铁素体的多少判断形变诱导铁素体出现的最高温度。热变
形时，珠光体团有一定的塑性，渗碳体因变形分布的较均匀而有效钉扎而抑制了铁素体的静态再结晶；边缘区域虽形变量小，但珠光体团未充分破碎，钉扎有限，反
而进行了一定程度的再结晶。室温变形的低碳钢内碎化的珠光体未能较均匀的分布，且粒子周围会形成形变区，形变不均匀性只影响渗碳体的碎化和球化程度而未抑
制铁素体的静态再结晶。
致谢：陈冷副教授帮助测定X线织构，在此表示感谢。
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粗加工﹕用大的切削深度﹐經一次或少數幾次走刀從工件上切去大部分或全部加工餘量﹐如粗車﹑粗刨﹑粗銑﹑鑽削和鋸切等﹐粗加工加工效率高而加工精度較低﹐一般用作預先加工﹐有時也可作最終加工。
半精加工﹕一般作為粗加工與精加工之間的中間工序﹐但對工件上精度和表面粗糙度要求不高的部位﹐也可以作為最終加工。
精加工﹕用精細切削的方式使加工表面達到較高的精度和表面質量﹐如精車﹑精刨﹑精鉸﹑精磨等。精加工一般是最終加工。
精整加工﹕在精加工後進行﹐其目的是為了獲得更小的表面粗糙度﹐並稍微提高精度。精整加工的加工餘量小﹐如珩磨﹑研磨﹑超精磨削和超精加工等。
修飾加工﹕目的是為了減小表面粗糙度﹐以提高防蝕﹑防塵性能和改善外觀﹐而並不要求提高精度﹐如拋光﹑砂光等。
超精密加工﹕航天﹑激光﹑電子﹑核能等尖端技術領域中需要某些特別精密的零件﹐其精度高達IT4以上﹐表面粗糙度不大於 R a 0.01微米。這就需要採取特殊措施進行超精密加工﹐如鏡面車削﹑
40°﹐後角為10°～20°)﹐採用150～400米/分的切削速度﹐可以乾車﹐也可用水或壓縮空氣冷卻。如用高速鋼刀具車削﹐切削速度要低些。 
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