中碳钢回火马氏体热变形过程中的铁素体动态再结晶
回火
回火回火是工件淬硬后加热到AC1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。
1基本介绍中文名称：回火英文名称：tempering定义：将淬火后的钢，在AC1以下加热、保温后冷却下来的热处理工艺。
应用学科：电力（一级学科）；热工自动化、电厂化学与金属（二级学科）回火是将淬火钢加热到奥氏体转变温度以下，保温1到2小时后冷却的工艺。
回火往往是与淬火相伴，并且是热处理的最后一道工序。
经过回火，钢的组织趋于稳定，淬火钢的脆性降低，韧性与塑性提高，消除或者减少淬火应力，稳定钢的形状与尺寸，防止淬火零件变形和开裂，高温回火还可以改善切削加工性能。
2主要目的⑴减少或消除淬火内应力，防止工件变形或开裂。
⑵获得工艺要求的力学性能。
⑶稳定工件尺寸。
⑷对于某些高淬透性的钢，空冷即可淬火，如采用退火则软化周期太长，而采用回火软化则既能降低硬度，又能缩短软化周期。
对于未经淬火的钢，回火是没有意义的，而淬火钢不经回火一般也不能直接使用。
为避免淬火件在放置过程中发生变形或开裂，钢件经淬火后应及时进行回火。
3主要分类依据加热温度不同，回火分为：低温回火加热温度150-200℃。
淬火产生的马氏体保持不变，但是钢的脆性降低，淬火应力降低。
主要用于工具、滚动轴承、渗碳零件和表面淬火零件等要求高硬度的零件。
中温回火加热温度350-500℃。
回火组织为针状铁素体和细粒状渗碳体（FeC）的混合物，称为回火屈氏体。
中温回火能获得较高的弹性极限和韧性，主要用于弹簧和热作磨具回火。
高温回火加热温度500-600℃。
淬火加高温回火的连续工艺称为调质处理。
高温回火组织为多边形的铁素体（ferrite）和细粒状渗碳体（FeC）的混合组织，称为回火索氏体。
高温回火为了得到强度、硬度和塑性韧性等性能的均衡状态，主要用于重要结构零件的热处理，如轴、齿轮、曲轴等。
4钢的回火回火是工件淬硬后加热到AC1以下的某一温度，保温一定时间，然后冷却到室温的热处理工艺。
第七淬火钢在回火时转变
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总之，这一阶段转变完成后，钢的组织由有一定过饱和度 的α固溶体和与其有共格关系的ε碳化物所组成的复相混合组 织，称为回火马氏体(如图)。因此，第一阶段转变可用下式
表示：M → M’（α’＋ε－FexC ）
对于含碳量低的板条马氏体只发生碳原子向位错线附近的 偏聚，没有ε碳化物的析出。
第七章 淬火钢在回火 时的转变
第七淬火钢在回火时转变
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本章基本内容
• 回火的定义、目的 • 淬火钢的回火时的组织转变 • 淬火钢回火时力学性能的变化
第七淬火钢在回火时转变
2
基本要求
1.回火的定义、目的、淬火组织为淬火亚稳组织 2.淬火钢的回火时的组织转变的五个阶段： • 马氏体中碳的偏聚 • 马氏体分解：类型、过程、产物， • 残余奥氏体转变：过程、产物 • 碳化物转变：碳化物类型、方式、过程、产物 • 基体α相回复再结晶，碳化物聚集长大：淬火内应力的变化、 碳化物聚集长大方式、基体α相回复再结晶的过程、产物 3. 淬火钢回火时力学性能的变化 • （1）低、中、高碳钢淬火后回火时力学性能的变化 • （2）回火时强度、硬度、塑性、韧性、淬火裂纹等的变化 • （3）合金元素对钢回火时组织转变和性能的影响 • （4）回火脆性：类型、特征、影响因素、减小和防止方法 • 4. 回火转变产物与过冷奥氏体分解产物在组织、性能等方面的 区别
第七淬火钢在回火时转变
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双相分解机制： a) 在碳原子的富集区，形成碳化物核，周围碳原子的扩
散促使其长大。但由于温度低，进行的仅仅是近程扩散， 从而形成具有二个浓度的α相，析出的碳化物粒子也不易 长大。
b) 在高碳区继续形成新核，随时间延长，高碳区逐渐变 成低碳区，高碳区减少。
钢的淬火和回火
对于共析钢和过共析钢，淬火温度为Ac1+ （30-50）℃。共析钢淬火后的组织为马氏体 和少量残余奥氏体。过共析钢由于淬火前经过 球化退火，因而淬火后组织为细马氏体加颗粒 状的渗碳体和少量残余奥氏体，如下图所示。 分散分布的颗粒状渗碳体对提高钢的硬度和耐 磨性有利。如果将过共析钢加热到Accm以上， 则由于奥氏体晶粒粗大，含碳量提高，使淬火 后马氏体晶粒也粗大，且残余奥氏体量增多， 这将使钢的硬度、耐磨性下降，脆性和变形开 裂倾向增加。
淬透性的应用
力学性能是机械设计中选材的主要依据，而钢 的淬透性又直接影响其热处理后的力学性能。 因此，在选材时，必须对钢的淬透性有充分的 了解。
图为两种淬透性不同的钢制成相同的轴经调质处理后， 其力学性能的比较。高淬透性的钢的整个截面都是回火索 氏体组织，力学性能均匀，强度高，韧性好。低淬透性钢 的心部组织为片状索氏体加铁素体，韧性差。
淬火方法
采用适当的淬火 方法可以弥补冷 却介质的不足， 常用的淬火方法 如图所示。
1）单介质淬火方法
将加热工件在一种介质中连续冷却到室温的淬 火方法。如水淬和油淬都属于这种方法。该方 法操作简单，易实现机械化，应用较广。
2）双介质淬火
是指将工件先在一种冷却能力较强的介质中 冷却，避免珠光体转变，然后转入另一种冷却 能力较弱的介质中发生马氏体转变的方法。常 用的方法是水淬油冷或油淬空冷。其优点是冷 却比较理想，缺点是第一种介质中停留时间不 易控制，需要有实践经验。该方法主要用于形 状复杂的碳钢工件及大型合金钢工件。
温 度
Ac3
Ar1
时间
3. 控制马氏体组织形态的热处理
低碳马氏体淬火 中碳钢高温淬火 高碳钢低温短时加热淬火 低碳合金钢复合组织淬火
金属固态相变原理考试复习思考题
复习思考题1.复习思考题1．固态相变和液－固相变有何异同点？相同点：（1）都需要相变驱动力（2）都存在相变阻力（3）都是系统自组织的过程不同点：（1）液－固相变驱动力为自由焓之差△G 相变，阻力为新相的表面能△G表，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G表，而固态相变多了一项畸变能△G畸，基本能连关系为：△G = △G 相变+△G界面+△G畸（2）固态相变比液－固相变困难，需要较大的过冷度。
2．金属固态相变有那些主要特征？相界面；位向关系与惯习面；弹性应变能；过渡相的形成；晶体缺陷的影响；原子的扩散。
3. 说明固态相变的驱动力和阻力？在固态相变中，由于新旧相比容差和晶体位向的差异，这些差异产生在一个新旧相有机结合的弹性的固体介质中，在核胚及周围区域内产生弹性应力场，该应力场包含的能量就是相变的新阻力—畸变自由焓△G畸。
则有：△G = △G 相变+△G界面+△G畸式中△G 相变一项为相变驱动力。
它是新旧相自由焓之差。
当：△G 相变=G 新 -G 旧 <0 △G 相变小于零,相变将自发地进行(△G界面+△G畸)两项之和为相变阻力。
(1)界面能△G界面界面能σ由结构界面能σst和化学界面能σch组成。
即：σ=σst+σch结构界面能是由于界面处的原子键合被切断或被削弱，引起了势能的升高，形成的界面能。
（2）畸变能阻力—△G畸4．为什么在金属固态相变过程中有时出现过渡相？过渡相的形成有利于降低相变阻力，5. 晶体缺陷对固态相变有何影响？晶核在晶体缺陷处形核时，缺陷能将贡献给形核功，因此，晶体通过自组织功能在晶体缺陷处优先性核。
晶体缺陷对形核的催化作用体现在：（1）母相界面有现成的一部分，因而只需部分重建。
（2）原缺陷能将贡献给形核功，使形核功减小。
（3）界面处的扩散比晶内快的多。
（4）相变引起的应变能可较快的通过晶界流变而松弛。
（5）溶质原子易于偏聚在晶界处，有利于提高形核率。
6．扩散型相变和无扩散型相变各有那些特征？（1）扩散型相变原子迁移造成原有原子邻居关系的破坏，在相变时，新旧相界面处，在化学位差驱动下，旧相原子单个而无序的，统计式的越过相界面进入新相，在新相中原子打乱重排，新旧相排列顺序不同，界面不断向旧相推移，此称为界面热激活迁移，是扩散激活能与温度的函数。
回火索氏体是碳钢调质处理最终获得的组织
回火索氏体是碳钢调质处理最终获得的组织。
而贝氏体是回火索氏体的一种，又分上贝氏体和下贝氏体。
特点是机构强度高，冲击韧性好，有较佳的综合机械性能。
金相组织上，贝氏体呈板条状。
贝氏体是在珠光体转变温度以下、马氏体转变温度以上的温围内由过冷奥氏体转变而成。
它是由铁素体和碳化物组成的机械混合物，但铁素体的是奥氏体通过晶格切变形成的。
贝氏体分为上贝氏体和下贝氏体。
中、高碳钢上贝氏体在光学显微镜下的典型特征呈羽毛状。
下贝氏体在光学显微镜下呈黑色针状。
回火索氏体是片状马氏体在500-600度回火得到的多边形铁素体和粗粒渗碳体的机械混合物，在光学显微镜下渗碳体呈颗粒状。
回火索氏体的定义及组织特征。
回火索氏体(tempered martensite)是马氏体于回火时形成的, 在在光学金相显微镜下放大500~600倍以上才能分辨出来，其为铁素体基体内分布着碳化物(包括渗碳体)球粒的复合组织。
它也是马氏体的一种回火组织，是铁素体与粒状碳化物的混合物。
此时的铁素体已基本无碳的过饱和度，碳化物也为稳定型碳化物。
常温下是一种平衡组织。
定义：回火就是将淬火后的钢重新加热到Ai以下的某一温度，保温一段时间，然后置于空气或水中冷却的热处理方法。
_、回火的目的1.降低淬火钢的脆性和内应力，防止变形或开裂。
2.调整和稳定淬火钢的结晶组织以保证工件不再发生形状和尺寸的改变。
3.获得不同需要的机械性能，通过适当的回火来获得所要求的强度、硬度和韧性，以满足各种工件的不同使用要求，淬火钢经回火后，其硬度随回火温度的升高而降低，回火，一般也是热处理的最后一道工序。
二、回火时组织与性能的变化淬火钢中的马氏体及残余奥氏体都是不稳定的组织，具有向稳定组织转变的自发倾向。
随回火温度的升高，钢的组织也相应发生以下四个阶段的转变：第一阶段：马氏体的分解(100〜250) C第二阶段：残余奥氏体的转变(200〜300) C第三阶段：渗碳体的形成(250〜400) C第四阶段：渗碳体的聚集长大和a相再结晶(400 C以上)性能的变化：即随着回火温度升高，强度、硬度下降，而塑性、韧性上升，如图所示。
清华大学-—工程材料综合题答案
第一章6、实际金属晶体中存在哪些缺陷？它们对性能有什么影响？答：点缺陷：空位、间隙原子、异类原子。
点缺陷造成局部晶格畸变，使金属的电阻率、屈服强度增加，密度发生变化。
线缺陷：位错。
位错的存在极大地影响金属的机械性能。
当金属为理想晶体或仅含极少量位错时，金属的屈服强度σs很高，当含有一定量的位错时，强度降低。
当进行形变加工时，为错密度增加，σs将会增高。
面缺陷：晶界、亚晶界。
亚晶界由位错垂直排列成位错墙而构成。
亚晶界是晶粒内的一种面缺陷。
在晶界、亚晶界或金属内部的其他界面上，原子的排列偏离平衡位置，晶格畸变较大，位错密度较大（可达1016m-2以上）。
原子处于较高的能量状态，原子的活性较大，所以对金属中的许多过程的进行，具有极为重要的作用。
晶界和亚晶界均可提高金属的强度。
晶界越多，晶粒越细，金属的塑性变形能力越大，塑性越好。
8、什么是固溶强化？造成固溶强化的原因是什么？答：形成固溶体使金属强度和硬度提高的现象称为固溶强化。
固溶体随着溶质原子的溶入晶格发生畸变。
晶格畸变随溶质原子浓度的提高而增大。
晶格畸变增大位错运动的阻力，使金属的滑移变形变得更加困难，从而提高合金的强度和硬度。
9、间隔固溶体和间隔相有什么不同？答：合金组元通过溶解形成一种成分和性能均匀的，且结构与组元之一相同的固相称为固溶体。
间隙固溶体中溶质原子进入溶剂晶格的间隙之中。
间隙固溶体的晶体结构与溶剂相同。
第二章1、金属结晶的条件和动力是什么?答：液态金属结晶的条件是金属必须过冷，要有一定的过冷度。
液体金属结晶的动力是金属在液态和固态之间存在的自由能差(ΔF)。
2、金属结晶的基本规律是什么?答：液态金属结晶是由生核和长大两个密切联系的基本过程来实现的。
液态金属结晶时，首先在液体中形成一些极微小的晶体(称为晶核)，然后再以它们为核心不断地长大。
在这些晶体长大的同时，又出现新的品核并逐渐长大，直至液体金属消失。
3、在实际应用中，细晶粒金属材料往往具有较好的常温力学性能，细化晶粒、提高金属材料使用性能的措施有哪些？答：（1）提高液态金属的冷却速度，增大金属的过冷度。
2、钢的奥氏体形变与再结晶
控制轧制方式示意图
(a) 奥氏体再结晶区控轧；(b) 奥氏体未再结晶区控轧；(c) (+)两相区控轧
第二阶段： 在第一阶段动态软化不能完全抵消加工硬化。随着变形量的 增加，位错密度继续增加，内部储存能也继续增加。当变形量达 到一定程度时，将使奥氏体发生另一种转变—动态再结晶。 动态再结晶的发生与发展使更多的位错消失，材料的变形应 力很快下降。由再结晶形成的新晶粒又发生了变形，产生了加工 硬化，加上新晶粒得到了细化，金属材料的变形应力仍然高于原 始状态的变形应力。 发生动态再结晶所必需的最低变形量称为动态再结晶的临界变 形量，以c表示，临界变形量的大小表征了奥氏体发生动态再结 晶的难易程度，而且可以通过改变工艺参数找出影响临界变形量 的各种因素，因此研究临界变形量是研究奥氏体动态再结晶的一 种好方法。
c0.83p p 真应力-真应变曲线上应力峰值p所对应的应变量 p的大小与钢的奥氏体成分和变形条件（温度、速度）有关。
ε Aσ exp( Q/RT)
n
Z exp(Q / RT ) A
A：常数 R：气体常数 Q：变形活化能 T：绝对温度
n
Z为温度补偿变形速率因子，可表示
不同变形温度与奥氏体微观组织
变形条件: 1100℃+2.5min,10℃ /s冷却到变形温度,60%变形,应 变速率15s-1,变形后立即水淬,苦味酸腐蚀 a-变形温度1050℃; b-变形温度900℃
随温度的降低和应变速率的提高,材料微观组织发生不同变 化,相应变化的应力-应变曲线是:无峰平台动态回复→多峰 的不连续动态再结晶→单峰连续动态再结晶→部分动态再结 晶→无峰和具有上升趋势的动态回复→形变诱导相变.
奥氏体热加工真应力-真应变曲线与材料微观组织变化示意图
四种焊后热处理方法
钢的热处理种类分为整体热处理和表面热处理两大类。
常用的整体热处理有退火，正火、淬火和回火；表面热处理可分为表面淬火与化学热处理两类。
正火又称常化，是将工件加热至Ac3（Ac是指加热时自由铁素体全部转变为奥氏体的终了温度）或Accm（Accm是实际加热中过共析钢完全奥氏体化的临界温度线）以上30〜50℃，保温一段时间后，从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。
其目的是在于使晶粒细化和碳化物分布均匀化。
正火与退火的不同点是正火冷却速度比退火冷却速度稍快，因而正火组织要比退火组织更细一些，其机械性能也有所提高。
另外，正火炉外冷却不占用设备，生产率较高，因此生产中尽可能采用正火来代替退火。
正火的主要应用范围有：①用于低碳钢，正火后硬度略高于退火，韧性也较好，可作为切削加工的预处理。
②用于中碳钢，可代替调质处理作为最后热处理，也可作为用感应加热方法进行表面淬火前的预备处理。
③用于工具钢、轴承钢、渗碳钢等，可以消降或抑制网状碳化物的形成，从而得到球化退火所需的良好组织。
④用于铸钢件，可以细化铸态组织，改善切削加工性能。
⑤用于大型锻件，可作为最后热处理，从而避免淬火时较大的开裂倾向。
⑥用于球墨铸铁，使硬度、强度、耐磨性得到提高，如用于制造汽车、拖拉机、柴油机的曲轴、连杆等重要零件。
⑦过共析钢球化退火前进行一次正火，可消除网状二次渗碳体，以保证球化退火时渗碳体全部球粒化。
正火后的组织：亚共析钢为F+S，共析钢为S，过共析钢为S+二次渗碳体，且为不连续。
正火主要用于钢铁工件。
一般钢铁正火与退火相似，但冷却速度稍大，组织较细。
有些临界冷却速度（见淬火）很小的钢，在空气中冷却就可以使奥氏体转变为马氏体，这种处理不属于正火性质，而称为空冷淬火。
与此相反，一些用临界冷却速度较大的钢制作的大截面工件，即使在水中淬火也不能得到马氏体，淬火的效果接近正火。
钢正火后的硬度比退火高。
正火时不必像退火那样使工件随炉冷却，占用炉子时间短，生产效率高，所以在生产中一般尽可能用正火代替退火。
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中碳钢回火马氏体热变形过程中的铁素体动态再结晶 摘要：利用热压缩实验，研究了中碳钢回火马氏体在700 ℃/0.01／s条件下变形时的组织演变规律，分析了渗碳体粒子状态的影响.实验结果表明:中碳钢回火马氏体热变形过程中，发生了渗碳体粒子粗化和铁素体动态再结晶，形成由微米级的等轴铁素体晶粒与均匀分布的渗碳体粒子组成的超细化(a+B)复相组织.与静态回火相比，形变促进Fe原子和c原子的扩散，使渗碳体粒子粗化动力学提高2-3个数量级.渗碳体粒子的粗化主要来自铁素体晶界上粒子尺寸的增加，铁素体晶粒内部的细小粒子尺寸无明显变化但数量减少，前者有助于以多粒子协同方式实现粒子激发形核，后者减小了晶界迁移的阻力，两者均有利于铁素体动态再结晶的发生.随着初始组织中渗碳体粒子尺寸的减小，发生动态再结晶所需应变量增大，但所得复相组织更加均匀、细化 关键词中碳钢，回火马氏体，铁素体，渗碳体粒子，动态再结晶
1实验方法 实验材料为商用45钢，化学成分为Fe-0.48C-0.35Si-0.68Mn(质量分数，%).初始材料为直径12 mm的圆棒，经920℃保温10 min后淬火得到马氏体，然后在600℃回火1 h, 700℃回火1h或8h获得3种回火马氏体组织(分别命名为样品A, B和C).将处理后的圆棒机加工成直径6 mm、长15 mm的单轴压缩试样.热变形实验在Gleeble 1500热模拟试验机上进行，变形温度为700℃，应变速率e为0.01 s-1，最大应变量:为1.60.变形后水淬，以保留变形组织.将所得试样沿平行压缩方向切开，经机械打磨和抛光后，用2%-3%(体积分数)的硝酸酒精侵蚀，利用Suppra 55场发射扫描电镜(SEM)进行组织观察.电解抛光后采用电子背散射技术(EBSD)分析铁素体晶粒取向分布，获得晶界取向差别的信息.电解抛光液为20%高氯酸+10%甘油+70%无水乙醇，电解电压为15 V.采用双喷减薄制备透射电镜(TEM)薄膜试样，双喷液为5%高氯酸+95%无水乙醇，-30一一20℃(液氮冷却)，电压(75士5) V, TEM观察在H-800型透射电镜上进行. 2实验结果 回火马氏体组织由铁素体基体和渗碳体粒子组成。如图1所示.由图可见，随着回火温度的提高和/或回火时间的延长，渗碳体粒子的平均尺寸增大，而且位于铁素体晶界上的渗碳体粒子尺寸明显增大，位于铁素体晶粒内部的渗碳体粒子数量明显减少.但铁素体基体的形貌变化不明显，基本保持板条状，这主要是由于在等温回火过程中渗碳体粒子对铁素体晶界的钉扎作用抑制了铁素体静态再结晶，因此铁素体仅发生静态回复，导致铁素体基体的形态变化缓慢. 与相应的原始组织相比，3种回火马氏体组织在700 ℃/0.01s-条件下变形至应变量为1.60时的变形组织均发生明显改变.如图2所示，3种条件下均获得由等轴的细晶铁素体基体和分散的渗碳体粒子组成的超细晶(a+B)复相组织.表1总结了3种条件下最终变形组织中铁素体基体平均晶粒尺寸和渗碳体粒子平均尺寸.可见，随着初始组织中渗碳体粒子平均尺寸的减小，最终变形组织中铁素体基体的平均晶粒尺寸和渗碳体粒子平均尺寸均相应减小. 组织分析表明，3种回火马氏体组织在700℃/0.01 s-1条件下变形时，均发生了渗碳体粒子粗化和铁素体动态再结晶.渗碳体粒子平均尺寸随着应变量的增加而增大(图3a)，特别是位于铁素体晶界上的渗碳体粒子(图3b)，而位于铁素体晶粒内部的渗碳体粒子数量减少.在渗碳体粒子粗化的同时，铁素体基体发生动态再结晶，导致其形貌明显改变，下面以600℃回火1h获得的回火马氏体组织在700 0C/0.01 s-‘条件下变形为例，介绍中碳钢回火马氏体热变形过程中铁素体基体的组织演变规律. 如图4a所示，变形前的铁素体基体中含有大量的大角度晶界(取向差大于15°和小角度晶界(取向差在2-15°，即亚晶界)，并且大角度晶界的取向差基本大于45°,而大部分小角度晶界的取向差小于5°(图4c).在变形初期(e=0.10)，铁素体基体的形态变化不明显(图4b)，但小角度晶界分数有所增加(图4c)，显然，此时铁素体基体主要发生了动态回复过程，导致亚晶界增多当应变量增 加到0.36时，与原始组织(图la)相比，变形组织发生了明显的改变(图5a)，在位于铁素体晶界上的渗碳体粒子附近出现了一定数量的细小等轴铁素体晶粒，EBSD分析表明这些等轴晶粒大多被大角度晶界包围，并且其内部小角度晶界很少(图5b).显然，这些等轴铁素体晶粒 是铁素体动态再结晶的结果，即当e=0.36时，铁素体已经发生动态再结晶.但是此时动态回复仍然是主要过程，导致铁素体基体中小角度晶界总分数由原始组织的41.1%增加到46.7%，而且取向差在5°到15°之间的小角度晶界明显增加(图5c).另外，取向差大于450的大角度晶界在大角度晶界中所占分数由原始组织的88.5%降低到77.0%，表明铁素体动态再结晶导致了一定量的取向差在15°到45°之间的大角度晶界的形成. 当应变量增大到1.60时，变形组织中等轴铁素体晶粒的数量明显增加，并且尺寸略有增大(图2a和6a).在大角度晶界分数增加的同时，取向差大于450的大角度晶界在大角度晶界中所占分数降低到46.3%(图6b).显然，在应变量由0.36增加到1.60的过程中，铁素体动态再结晶的发生，导致较多的取向差在150到450之间的大角度晶界的形成. 图7总结了3种回火马氏体在700 ℃ /0.01 s-条件下变形时铁素体动态再结晶演变规律.在3种条件下动态再结晶晶粒体积分数均随着应变量的增加而提高(图7a) .初始组织中渗碳体粒子尺寸不同，动态再结晶发展趋势有所差异:对于原始组织的渗碳体粒子平均尺寸最大的样品C(700℃回火8 h)，在小应变量下就可以发生动态再结晶，当应变量增加到0.36时再结晶分数已超过40%.应变量继续增加时，虽然再结晶晶粒体积分数继续提高，但再结晶晶粒数目基本保持不变(图7b)，显然在此条件下动态再结晶是形核一长大过程.对于原始组织的渗碳体粒子平均尺寸最小的样品A(600℃回火1 h)，发生动态再结晶所需应变量增大，但是在应变量超过0.36后，再结晶晶粒体积分数和再结晶晶粒数目均随着应变量的增大而持续增加，即在此条件下动态再结晶是以形核为主的过程.而对于样品B(700℃回火8 h)，铁素体动态再结晶的形核率及长大程度介于两者之间. 3讨论 前期的研究工作表明:对于初始组织由铁素体基体与渗碳体粒子组成的低碳钢(回火马氏体，710℃/6h和710 C /60 h，渗碳体粒子平均尺寸分别约为0.4和1.1 um)，铁素体动态再结晶晶粒的形成机制为粒子激发形核(particle stimulated nucleation, PSN)，热变形过程中较大的渗碳体粒子附近易于形成大的应变梯度，从而促进铁素体动态再结晶晶粒的形成.在变形初期动态再结晶晶粒易于在尺寸大于1um的渗碳体粒子周围形成，应变量较大时也可以在中等尺寸(0.5-1um)的渗碳体粒子周围形成.在本工作中，虽然3种初始组织中渗碳体粒 子平均尺寸均小于0.3um，但是在热变形过程中同样发生了铁素体动态再结晶过程，获得等轴的细晶铁素体，而且与低碳钢回火马氏体在相同条件下变形相比，最终组织中铁素体等轴化程度更高.这主要是由于中碳钢回火马氏体中渗碳体粒子的含量更高，体积分数约为6.9%，明显高于低碳钢的约2.5%，因此在变形过程中需要产生更多的位错来协调渗碳体粒子与铁素体基体之间的变形.也就是说，与低碳回火马氏体相比，中碳回火马氏体在热变形过程中 产生的位错密度更高.由于流变抗力与变形组织中位错密度有直接关系，因此在相同条件下变形时中碳回火马氏体的流变抗力要高于低碳回火马氏体，如图8所示.而正是这种高位错密度导致了中碳钢回火马氏体显微组织的明显改变。 首先，高位错密度促进了渗碳体粒子的粗化.等温回火过程中渗碳体粒子的粗化速率很慢，如在700℃回火1h的样品B中渗碳体粒子平均尺寸约为0.18um，而回火8h的样品C中约为0.28um.相反，在700℃，0.01 s-‘条件下变形至应变0.36时(时间为36 s)，样品 B中的渗碳体粒子平均尺寸增加到约为0.26um，应变为0.92时(时间为92 s)约为0.29 }m.利用内插法可估算出，样品B中的渗碳体粒子平均尺寸从0.18 }.m左右增加到0.28 um左右，仅需约73 s.即与等温回火时相比，热变形过程中样品B中的渗碳体粒子粗化动力学提高了 将近350倍.根据LSW理论，当渗碳体粒子粗化由溶质扩散控制时，渗碳体粒子粗化动力学可以表示为
式中，了是在时间亡的渗碳体粒子平均尺寸，r是析出结束时(to)的粒子平均尺寸，y是粒子与铁素体基体之间的界面能，Ve是渗碳体的摩尔体积，xc是C在铁素体中的固溶度，Dc是粗化过程控制性溶质的扩散系数，R是气体常数，T是热力学温度.在700℃时，式(1)中各变量取值如下:y=0.7 J/m}13], Ve=2.397x10-s m3imo1}141,xC=7.7x10-4f1s].如果渗碳体粒子粗化过程受C原子在铁素体基体中扩散的控制，而Dc=7.7x10-11 m2/sfis].由式(1)计算的渗碳体粒子平均尺寸的预测值如图9中的虚线所示，明显高于静态回火及热变形时的实际值.其可能原因是:渗碳体粒子与铁素体基体之间体积差异导致的体积约束需要通过Fe原子的扩散来松弛.因此，渗碳体粒子的粗化受到C原子和Fe原子在铁素体基体中扩散的双重控制，
C原子的有效扩散系数可由下式
其中，xFe是Fe在铁素体中的固溶度是铁素体的摩尔体积(VFe=7.30x10-5 m3/mo1}14}),DFe是Fe原子在铁素体中的自扩散系数(DFe=7.1 x10一 18 m2/s}19}).将上述
值代入式(2)可得=1.143x10-1s m2/s.而将静态回火时的实验值代入式(1)中得到D笋的