梁精龍，馮運(yùn)莉，彌弘堯，蒼大強(qiáng)

(1.北京科技大學(xué) 冶金與生態(tài)學(xué)院，北京 100083；2.河北聯(lián)合大學(xué) 冶金與能源學(xué)院 河北省現(xiàn)代冶金技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，唐山 063009)

中碳鋼通常采用冷成型法制造緊固件等機(jī)械零部件。具有球狀珠光體組織的鋼材比具有片層狀珠光體組織的鋼材有良好的綜合力學(xué)性能，其強(qiáng)韌性提高的同時(shí)硬度下降，且具有良好的冷成形性能。傳統(tǒng)軋制工藝下生產(chǎn)的中碳鋼棒線材微觀組織多為先共析鐵素體和片層狀的珠光體，因而在冷成型前需要進(jìn)行耗時(shí)耗能的退火處理[1]。因此，對(duì)于中碳鋼，如能通過(guò)控軋控冷得到退化的珠光體甚至是球化的珠光體，則可大大縮短球化退火時(shí)間甚至實(shí)現(xiàn)碳化物在線球化，實(shí)現(xiàn)真正意義上的綠色鋼鐵制造，具有很高的學(xué)術(shù)價(jià)值、應(yīng)用價(jià)值和社會(huì)意義，然而，關(guān)于中碳鋼此類的研究卻很少。

Storojeva[2-3]等研究了溫變形對(duì)0.36%C中碳鋼組織演變的影響，在670 ℃～700 ℃進(jìn)行4道次大變形，隨后保溫2 h，得到滲碳體均勻分布在鐵素體基底上的良好球化組織，其力學(xué)性能與淬火回火組織相當(dāng)?；菪l(wèi)軍[4]等研究了形變溫度對(duì)中碳冷鐓鋼35K組織演變的影響，研究發(fā)現(xiàn)形變溫度對(duì)組織演變有很大影響，當(dāng)形變溫度在Ar3附近時(shí)大變形后進(jìn)行短時(shí)的保溫可以獲得鐵素體和彌散滲碳體的球化組織。但上述工藝方法形變后都需要進(jìn)行短時(shí)保溫才能使碳化物球化，所以仍然是一種離線球化處理工藝。

本實(shí)驗(yàn)在較寬的溫度范圍內(nèi)研究了形變溫度對(duì)0.45%C中碳鋼形變儲(chǔ)存能和組織演變的影響，通過(guò)對(duì)形變和冷卻參數(shù)的控制得到粒狀珠光體組織，為實(shí)現(xiàn)碳化物的在線直接球化提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)材料為取自某廠0.45%C鋼中間坯，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：0.45 C，0.56 Mn, 0.25 Si, 0.017 S, 0.021 P。坯料經(jīng)機(jī)加工成Ф 8 mm×15 mm的熱模擬圓柱形壓縮試樣。

用Thermo-calculation軟件計(jì)算出實(shí)驗(yàn)鋼的A3點(diǎn)和A1點(diǎn)分別為762 ℃和719 ℃，用DT1000熱膨脹儀測(cè)出實(shí)驗(yàn)鋼在奧氏體化溫度(950 ℃)保溫5 min后以30 ℃/s的冷卻速度冷卻時(shí)的Ar3點(diǎn)和Ar1點(diǎn)分別為595 ℃和512 ℃。

在Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行單向壓縮熱模擬實(shí)驗(yàn)。首先將試樣以10 ℃/s的加熱速度升溫到950 ℃，保溫5 min后，以30 ℃/s的速度分別冷卻到920 ℃、830 ℃、800 ℃、750 ℃、700 ℃、670 ℃、650 ℃進(jìn)行單道次軸向壓縮，形變速率為10 s-1、20 s-1，形變量為60%，然后以0.2 ℃/s的冷速冷卻到450 ℃之后空冷。在線切割機(jī)上將試樣沿縱截面軸線剖開(kāi)，經(jīng)打磨、拋光后，用3%硝酸酒精侵蝕顯示微觀組織形貌。在蔡司光學(xué)顯微鏡Axiovert200MAT和掃描電鏡S4800上觀察組織形貌。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 熱變形行為

圖1是試樣在不同形變溫度和形變速率為10 s-1下的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。由圖1可以看出，在相同的形變速率和形變程度下，應(yīng)力值隨形變溫度的降低而提高。

圖1 實(shí)驗(yàn)鋼真應(yīng)力-應(yīng)變曲線(10 s-1)

當(dāng)形變溫度為920 ℃時(shí)，加工硬化同動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶軟化達(dá)到平衡時(shí)曲線出現(xiàn)峰值，之后隨著奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的進(jìn)行，應(yīng)力值開(kāi)始下降；當(dāng)溫度降低到800 ℃到750 ℃之間時(shí)，隨著形變量的增加，形變奧氏體的缺陷密度不斷增加，形變儲(chǔ)存能不斷積累，形變誘導(dǎo)鐵素體在奧氏體晶界和晶內(nèi)形變帶等高畸變部位形核析出，當(dāng)奧氏體的加工硬化效果同奧氏體的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及形變誘導(dǎo)出的鐵素體的軟化效果達(dá)到平衡時(shí)流變應(yīng)力達(dá)到峰值，隨著形變量的進(jìn)一步增加，形變誘導(dǎo)出的鐵素體的量有少量增加，曲線開(kāi)始下降但不明顯；在700 ℃到650 ℃區(qū)間形變時(shí)，為形變誘導(dǎo)鐵素體相變型曲線，當(dāng)加工硬化同形變誘導(dǎo)出的鐵素體的軟化達(dá)到平衡時(shí)曲線出現(xiàn)峰值，之后隨著相變的進(jìn)行，應(yīng)力值開(kāi)始下降。

在其它條件一定的情況下，形變溫度的影響主要體現(xiàn)為隨著形變溫度的降低，形變儲(chǔ)存能釋放的途徑由奧氏體的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶逐漸向形變誘導(dǎo)鐵素體動(dòng)態(tài)相變轉(zhuǎn)變。

相變的方向是降低體系自由能的方向，即ΔG<0。在動(dòng)態(tài)相變過(guò)程中體系自由能的變化可以表示為：

ΔG=-V(ΔGV-ΔGE)+ΔGS-ΔGD

(1)

式中，V為體積、ΔGV為化學(xué)自由能變化、ΔGE為彈性自由能變化、ΔGS為新相形成時(shí)表面自由能的變化、ΔGD為形變過(guò)程中引入的形變儲(chǔ)存能。

形變導(dǎo)致材料形變儲(chǔ)存能增加的因素有位錯(cuò)密度的上升、空位的增加和單位體積晶界能的增加。一般認(rèn)為，空位增加對(duì)形變儲(chǔ)存能的貢獻(xiàn)較小，可忽略不計(jì)[5]。通常認(rèn)為變形可使晶界能增加10%[6]，而在晶粒尺寸D0≤50 μm、真應(yīng)變?yōu)?.92時(shí)單位摩爾體積境界能變化在3 J·mol-1以下。所以形變儲(chǔ)存能的變化主要取決于形變引起的位錯(cuò)能[7]，即：

(2)

式中，μ為剪切彈性模量，取7.9×1010N/m2、M為Taylor因子、對(duì)于面心立方金屬取3.11、α0為常數(shù)，取0.15、σ取各變形條件下的峰值應(yīng)力。單位摩爾奧氏體內(nèi)的位錯(cuò)能只需在上式中乘以?shī)W氏體的摩爾體積(V=7.1×10-6m3/mol)[6]。奧氏體的熱形變是一個(gè)熱激活過(guò)程，此處采用被廣泛接受的雙曲正弦關(guān)系來(lái)表示熱變形過(guò)程中的應(yīng)力、形變溫度和形變速率之間的關(guān)系[8]，為：

(3)

式中，Z為溫度補(bǔ)償形變速率因子、A為常數(shù)、n為應(yīng)力指數(shù)、Q為形變激活能、R為氣體常數(shù)、T為形變溫度、α為應(yīng)力因子，取0.012 MPa[8]。

對(duì)式(2)兩邊取對(duì)數(shù)得：

(4)

分別在溫度和形變速率不變的情況下對(duì)lnε和1/T求偏導(dǎo)，可求得n=8.734，Q=262.574 kJ/mol，A=1.99×1014。根據(jù)式(2)和式(3)可求得實(shí)驗(yàn)鋼的形變儲(chǔ)存能與Z參數(shù)的關(guān)系為：

ΔGD=252.9465-19.2406lnZ+0.3803(lnZ)2

(5)

由式(3)和式(5)可計(jì)算出不同形變溫度和形變速率下的形變儲(chǔ)存能，如表1所示，其影響關(guān)系見(jiàn)圖2。

表1 不同形變溫度試樣的形變儲(chǔ)存能

圖2 實(shí)驗(yàn)鋼形變儲(chǔ)存能與形變溫度和形變速率的關(guān)系

由表1和圖2可以看出，形變儲(chǔ)存能隨Z值的增加即形變溫度的降低和形變速率的升高而增加。

2.2 不同溫度形變后的淬火組織

圖3為實(shí)驗(yàn)鋼真應(yīng)變?yōu)?.92、形變速率為10 s-1時(shí)在不同溫度形變后立即水淬的SEM組織。

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度下形變后淬火的SEM組織

由圖3可以看出，在應(yīng)變速率為10 s-1時(shí)，形變誘導(dǎo)鐵素體的含量隨著變形溫度的降低升高。920 ℃形變時(shí)組織基本為馬氏體(淬火前為奧氏體)，見(jiàn)圖3(a)，當(dāng)形變溫度為800 ℃時(shí)，有少量鐵素體析出，見(jiàn)圖3(b)，這說(shuō)明在應(yīng)力的作用下，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度升高。隨著形變溫度的降低，鐵素體轉(zhuǎn)變量逐漸增加，當(dāng)形變溫度降到700 ℃時(shí)，鐵素體的轉(zhuǎn)變量明顯增加，見(jiàn)圖3(c)，此時(shí)未轉(zhuǎn)變的奧氏體(淬火后為馬氏體)呈長(zhǎng)條形。當(dāng)形變溫度進(jìn)一步降低到650 ℃時(shí)，形變誘導(dǎo)出的鐵素體的量超過(guò)平衡態(tài)的42.77%，達(dá)到48.21%，見(jiàn)圖3(d)。

2.3 不同溫度形變后的控冷組織

圖4為形變速率為10 s-1在不同溫度形變控冷后得到的光學(xué)組織照片。

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度形變后控冷的OM組織

由圖4可以看出，隨著形變溫度的降低，實(shí)驗(yàn)鋼組織得到細(xì)化。當(dāng)形變溫度為920 ℃，鐵素體和珠光體的尺寸較大，鐵素體平均截徑為13.96 μm，珠光體平均截徑為29.12 μm。在650 ℃形變后，鐵素體晶粒尺寸較為均勻，平均直徑約為3.45 μm，珠光體團(tuán)的尺寸相對(duì)較大，平均直徑為5.83 μm，較形變溫度為920 ℃時(shí)減小了一個(gè)數(shù)量級(jí)。

圖5為晶粒尺寸與變形溫度關(guān)系示意圖。由圖5可以看出，隨著形變溫度的降低組織得到細(xì)化，在10 s-1和20 s-1的形變速率下，晶粒尺寸差別并不大。

圖5 晶粒尺寸與形變溫度的關(guān)系

圖6為實(shí)驗(yàn)鋼在形變速率為10 s-1，不同溫度形變后控冷的SEM組織。

圖6 實(shí)驗(yàn)鋼在不同溫度形變后控冷的SEM組織(10 s-1)

從圖6可看出，當(dāng)形變溫度為920 ℃時(shí)，得到的是鐵素體加典型的片層狀珠光體組織，且珠光體團(tuán)粗大不均勻。當(dāng)溫度下降到800 ℃時(shí)，珠光體團(tuán)中有局部區(qū)域呈顆粒狀，如圖6(b)所示。形變溫度降到750 ℃時(shí)，珠光體團(tuán)尺寸減小，其中顆粒狀珠光體團(tuán)所占比例增大。當(dāng)形變溫度為700 ℃時(shí)，珠光體的球化進(jìn)一步發(fā)展，部分小珠光體團(tuán)已經(jīng)全部呈顆粒狀。670 ℃變形后，組織中已經(jīng)基本上見(jiàn)不到尺寸的珠光體團(tuán)出現(xiàn)，短棒狀和近似球狀滲碳顆粒體分布在鐵素體晶界上，如圖6(e)所示。650 ℃變形后，不僅珠光體團(tuán)尺寸進(jìn)一步減小，而且其分布形態(tài)也發(fā)生了改變，由圖6(f)可以看出部分珠光體球化的程度較好，沿鐵素體的邊界析出了滲碳體的顆粒，其鐵素體尺寸更加細(xì)小并呈現(xiàn)等軸化。

圖7為實(shí)驗(yàn)鋼在形變速率為20 s-1，不同溫度形變后控冷的SEM組織。

圖7 不同溫度形變后控冷的SEM組織(20 s-1)

由圖7可知，當(dāng)形變溫度為920 ℃時(shí)，可以看到部分小尺寸的珠光體團(tuán)出現(xiàn)了部分球化的現(xiàn)象，如圖7(a)所示。當(dāng)溫度下降到800 ℃時(shí)，珠光體團(tuán)球化區(qū)域比例增大，如圖7(b)。變形溫度降到750 ℃時(shí)，可以看到部分大珠光體團(tuán)球化進(jìn)行的較好，其大部分已經(jīng)斷裂呈顆粒狀，滲碳體顆粒彼此孤立地分布在鐵素體基底上。700 ℃變形后，組織中已經(jīng)見(jiàn)不到大的珠光體團(tuán)出現(xiàn)，部分小尺寸珠光體團(tuán)基本球化成顆粒狀短棒狀。670 ℃變形后，珠光體團(tuán)球化程度進(jìn)一步加深。650 ℃變形后，不僅珠光體團(tuán)尺寸進(jìn)一步減小，而且其分布形態(tài)也發(fā)生了改變，其由晶界滲碳體顆粒和小尺寸珠光體團(tuán)組成。通過(guò)對(duì)比圖6和圖7可發(fā)現(xiàn)，當(dāng)以20 s-1的形變速率形變后控冷的組織球化效果較好，并且這種優(yōu)勢(shì)在較高溫度區(qū)間明顯。

3 討 論

3.1 形變溫度對(duì)組織細(xì)化的影響

形變溫度對(duì)組織細(xì)化的影響表現(xiàn)為其對(duì)形變儲(chǔ)存能的影響。由圖1和圖2可知隨著形變溫度的降低，形變儲(chǔ)存能增加。由于隨著溫度的降低，變形奧氏體回復(fù)和再結(jié)晶軟化的作用減弱，位錯(cuò)等缺陷密度增加，致使形變存儲(chǔ)能增加。如在實(shí)驗(yàn)條件下，當(dāng)形變速率為10 s-1時(shí)，920 ℃變形時(shí)形變儲(chǔ)存能為11.67 J·mol-1，而當(dāng)變形溫度降為650 ℃時(shí)，形變儲(chǔ)存能增加到50.16 J·mol-1，可見(jiàn)增幅較大。正是由于形變儲(chǔ)存能的大幅增加，導(dǎo)致相變驅(qū)動(dòng)力的增加，從而使相變形核率增加，細(xì)化組織效果較好。同時(shí)隨著形變溫度的降低，形變儲(chǔ)存能的釋放途徑由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶逐漸向形變誘導(dǎo)鐵素體相變過(guò)渡，經(jīng)歷的過(guò)程為完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、未再結(jié)晶和形變誘導(dǎo)鐵素體相變。當(dāng)溫度較低處于臨界相變溫度區(qū)間時(shí)，如形變誘導(dǎo)相變溫度區(qū)間(A3～Ar3之間)時(shí)，由過(guò)冷度和形變儲(chǔ)存能共同提供相變驅(qū)動(dòng)力，使形核率大幅提高，從而有效地細(xì)化晶粒[7]。

3.2 形變溫度對(duì)珠光體球化的影響

奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變通常滲碳體以片層狀形態(tài)從母相中析出，是一種受擴(kuò)散控制的相變。但從熱力學(xué)上看，球狀滲碳體是一種比片層狀更穩(wěn)定的狀態(tài)，有可能在一定條件下不經(jīng)歷亞穩(wěn)態(tài)而直接以球狀或短棒狀從過(guò)冷奧氏體中穩(wěn)態(tài)析出。顯然，穩(wěn)態(tài)的球狀滲碳體不可能從穩(wěn)態(tài)的奧氏體中析出，如果能夠使奧氏體盡可能偏離平衡態(tài)，則析出的滲碳體就越接近轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間的平衡態(tài)即以球狀滲碳體形態(tài)析出。因此，如果在軋制過(guò)程中通過(guò)形變實(shí)現(xiàn)奧氏體的非平衡化，再通過(guò)隨后的控制冷卻就有可能獲得球狀的滲碳體。

3.2.1形變溫度高于Ad3點(diǎn)

在其它條件不變的情況下，當(dāng)形變溫度高于Ad3點(diǎn)(平衡狀態(tài)開(kāi)始析出鐵素體相的A3平衡點(diǎn)，由于形變儲(chǔ)存能△GD的影響使該平衡點(diǎn)上升為Ad3點(diǎn)[8])時(shí)，如本實(shí)驗(yàn)的920℃形變，因形變儲(chǔ)存能很低，無(wú)形變誘導(dǎo)鐵素體析出，此時(shí)形變奧氏體在隨后的緩冷過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+片層狀珠光體，如圖3(a)所示。

3.2.2形變溫度低于Ad3點(diǎn)但高于Ar3點(diǎn)

形變儲(chǔ)存能的引入使鐵素體臨界形核功降低，形核率顯著提高[9]。因此當(dāng)形變溫度低于Ad3點(diǎn)但高于Ar3點(diǎn)時(shí)，形變誘導(dǎo)鐵素體含量隨形變溫度的降低而提高，如圖3所示。隨著形變溫度的降低，形變儲(chǔ)存能大幅增加。形變儲(chǔ)存能的增加一方面增加了相變驅(qū)動(dòng)力，有效地增大形核率，促進(jìn)鐵素體相變，甚至超量析出。在形變誘導(dǎo)鐵素體相變過(guò)程中，從鐵素體中析出的碳并不是均勻地分布在未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，而是在鐵素體/鐵素體界面和鐵素體/奧氏體之間的界面前沿高度富碳。界面處這些高度富碳區(qū)在隨后的形變過(guò)程中或緩冷過(guò)程中易析出短棒狀或顆粒狀滲碳體，而貧碳的奧氏體區(qū)則析出片層狀滲碳體。

實(shí)驗(yàn)鋼在平衡態(tài)鐵素體含量為42.77%，當(dāng)形變溫度為700 ℃時(shí)，形變誘導(dǎo)鐵素體含量就接近平衡態(tài)。若形變溫度繼續(xù)降低，形變誘導(dǎo)鐵素體含量明顯增加，遠(yuǎn)大于平衡態(tài)，而被鐵素體分割、包圍的未轉(zhuǎn)變奧氏體高度富碳，且其尺寸也越來(lái)越小，如圖3(d)所示。因此，當(dāng)形變溫度在700 ℃以下時(shí)，獲得較多的短棒狀或顆粒狀滲碳體，而片層狀滲碳體量較少如圖6(f)和7(f)所示。

3.2.3形變溫度在Ar3點(diǎn)附近

當(dāng)形變溫度很低時(shí)，如在稍高于Ar3點(diǎn)的650 ℃變形時(shí)，由于此時(shí)形變儲(chǔ)存能很高，形變誘導(dǎo)出的鐵素體超量析出，使得細(xì)小的未轉(zhuǎn)變奧氏體高度富碳。此外，形變儲(chǔ)存能的增加是由于位錯(cuò)等缺陷的密度增加所致。這些缺陷位置由于原子的混亂排列，致使晶格點(diǎn)陣發(fā)生畸變，出現(xiàn)原子間具有較大間隙的情況，如位錯(cuò)線附近由于原子錯(cuò)排形成的較大間隙通道等[10]。這些缺陷位置能夠?yàn)樵拥臄U(kuò)散過(guò)程提供擴(kuò)散通道，有利于擴(kuò)散的進(jìn)行。而碳化物的球化過(guò)程正是由擴(kuò)散過(guò)程決定的，擴(kuò)散過(guò)程進(jìn)行的越容易越快則球化過(guò)程越快。因此，當(dāng)在650 ℃形變時(shí)，滲碳體有可能以顆粒狀的形態(tài)從富碳的奧氏體中直接析出，如圖6(f)和7(f)所示。然后向各個(gè)方向以大致相等的速度長(zhǎng)大成接近球狀，因而獲得細(xì)小的碳化物球化體。

4 結(jié) 論

1) 推導(dǎo)出0.45%C中碳鋼在650 ℃～920 ℃單向壓縮過(guò)程中奧氏體的形變儲(chǔ)存能與溫度補(bǔ)償形變速率因子Z參數(shù)的關(guān)系式，ΔGD=252.946 5-19.240 6lnZ+0.380 3(lnZ)2。形變儲(chǔ)存能隨Z值的增加即形變溫度的降低和形變速率的升高而增加。

2) 隨著形變溫度的降低，0.45%C中碳鋼室溫組織逐漸得到細(xì)化，當(dāng)形變速率為10 s-1時(shí)，形變后控冷到室溫的鐵素體和珠光體晶粒平均尺寸分別由920 ℃的13.96 μm和29.12 μm細(xì)化到650 ℃的3.45 μm和5.83 μm。

3) 當(dāng)形變溫度低于Ad3時(shí)隨著形變溫度的降低，形變誘導(dǎo)出的鐵素體的量逐漸增加，使得鐵素體/鐵素體界面和鐵素體/奧氏體之間的界面前沿高度富碳。當(dāng)形變溫度高于Ad3點(diǎn)時(shí)，無(wú)形變誘導(dǎo)鐵素體析出，形變奧氏體在隨后的緩冷過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+片層狀珠光體組織。形變溫度低于Ad3點(diǎn)但高于Ar3點(diǎn)時(shí)，未轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體+顆粒狀或短棒狀珠光體+片層狀珠光體。當(dāng)形變溫度在Ar3點(diǎn)附近時(shí)，將直接獲得細(xì)小的鐵素體+細(xì)小的滲碳體的球化組織。

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