許 婷，方曉英，朱言利，王 銘，尹文紅，郭 紅

(1 山東理工大學 機械工程學院，山東 淄博 255000；2 山東理工大學 分析測試中心，山東 淄博 255000)

雙相不銹鋼因其具有優(yōu)良的韌性、較高的強度、良好的耐腐蝕性能以及成本較低等優(yōu)點在石油、化工、海洋工程和核電等領域具有廣泛應用。雙相不銹鋼在加工過程中通常經(jīng)歷塑性變形、再結晶和相變等過程，組織中奧氏體(γ)和鐵素體(α)相的取向及其相互關系一直是人們所關注的焦點。取向關系是指界面所連接的兩個相鄰晶粒(同相或異相)間的取向差，是界面的重要特征之一。雙相不銹鋼中的內(nèi)界面包括晶界和相界，內(nèi)界面特征分布主要指晶界特征分布和相界特征分布。目前關于單相晶界特征分布的研究很多，尤其是近些年在中低層錯能面心立方金屬材料中基于退火孿晶的晶界特征分布優(yōu)化研究屢見報道[1-4]，其主要目的是通過誘發(fā)高比例的重位點陣晶界來改善材料性能[5-6]。針對相界特征，即兩相取向關系的研究也很多，經(jīng)實驗測定發(fā)現(xiàn)，(α+γ)兩相間取向關系大都符合K-S關系[7-8]，Shek等[7]在研究鐵素體(α)基體中魏氏組織(γ相)的生長所伴隨的晶體取向變化時發(fā)現(xiàn)，在母相的生長初期，γ相開始析出，并且與母相的取向關系接近于K-S關系。Qiu和Zhang[8]的研究表明，析出的棒狀γ與基體α之間也存在著近K-S的取向關系。除了研究析出反應外，也有研究表明形變熱處理對最終雙相組織具有重要影響。Huang等[9]發(fā)現(xiàn)超細晶兩相組織是通過高溫α相的回復和γ的大量析出而形成的，并利用透射電子顯微(TEM)技術對δ鐵素體和γ的取向及其晶界取向差進行了測定。上述關于雙相組織的相界面研究大都是基于TEM技術針對數(shù)量較少的界面逐一進行晶體學方面的測定，很少從具有統(tǒng)計平均意義的層面上來研究兩相的界面特征分布。近年來，EBSD技術的發(fā)展促進了兩相取向關系的測定和統(tǒng)計性分析，但現(xiàn)有的研究多是基于取向關系已知的前提下來開展的，其他可能存在的取向關系并沒有被考慮，而且單相的晶界特征分布與兩相取向關系間的關系也很少被涉及。

本工作采用EBSD技術和基于Rodrigues-Frank(R-F)空間中的矢量R[10-11]來表征界面取向差，即將R矢量表達在R-F空間基區(qū)(Fundamental Zone,FZ)或以特定的R3區(qū)間進行相截，獲得其在FZ底面(立方晶系中由[100],[010]和[110]3條晶向矢量構成)的投影來表示，研究雙相不銹鋼經(jīng)高溫固溶處理獲得單相α后，比較形變后沉淀和直接沉淀析出γ相的取向及兩相的取向關系分布情況。

1 實驗材料與方法

實驗用料為UNS S32304雙相不銹鋼，其化學成分(質(zhì)量分數(shù)，下同)為Cr 23.77%，Ni 4.18%， Mn 1.2%， C 0.011%,S 0.002%,P 0.026%,N 0.102%,Si 0.5%,Cu 0.21%,Mo 0.17%，余量為Fe。取初始尺寸為60mm×20mm×15mm(長×寬×高)的樣品，在1573K下對其進行30min的固溶熱處理并水淬得到單一的α組織，其中部分固溶樣品進行ε=2的交叉軋制，然后將未變形(樣品A)和變形(樣品B)的樣品在1323K下時效30min，實現(xiàn)γ相的沉淀析出。對表面處理后的樣品在附有EBSD附件的Sirion-200熱場發(fā)射掃描電鏡(SEM)上進行晶粒取向的測定。將相鄰晶粒間的取向差角度超過2°所對應的晶界或相界確定并重構出來[12]，并以R矢量形式表達在R-F空間的FZ和R3截面投影圖中。EBSD測試前的樣品表面處理包括機械拋光和電解拋光，首先使用標準砂紙100～2000#對觀察面進行逐級的機械打磨，然后在HClO4∶CH3COOH=20∶80(體積分數(shù))的溶液中進行電解拋光，拋光電壓為30V，拋光時間20s。

2 實驗結果與討論

2.1 γ析出相的晶粒取向

圖1 不同處理狀態(tài)樣品的EBSD重構圖(a)兩相晶粒取向成像圖；(b)內(nèi)界面(晶界和相界)特征分布圖；(1)樣品A(α的取向為(111)；(2)樣品A(α的取向為(001)；(3)樣品BFig.1 EBSD-reconstructed maps after different processing conditions(a)orientation image maps of α phase and γ phase;(b)the corresponding interfacial boundary character distribution;(1)specimen A (orientation of α is (111)[01]);(2)specimen A (orientation of α is (001)[10]);(3)specimen B

圖2 基體α和析出相γ的極圖 (a)α基體；(b)γ析出相；(1)樣品A；(2)樣品BFig.2 Pole figures of α and γ phases (a)α phase;(b)γ phase;(1)specimen A;(2)specimen B

圖1(a-3)，(b-3)中的彩色和銀色區(qū)域分別表示奧氏體和鐵素體區(qū)，其中奧氏體相中的小角度晶界(Low Angle Grain Boundary,LAB)、孿晶界(Twin Boundary,TB)和一般大角度晶界(High Angle Grain Boundary,HAB)分別用紅色細線條、白色粗線條和紅色粗線條表示；樣品B中鐵素體相的LAB和HAB分別用細藍色和粗藍色線條表示；兩相滿足K-S和N-W關系的相界(Phase Boundary,PB)分別用亮藍和綠色粗線條表示。

2.2 析出相與基體的界面取向關系

為了統(tǒng)計析出相與母相的取向關系，將樣品A和樣品B中各約4200條相界的取向差表示在R-F空間的FZ中，且將所有取向差的R矢量對應點投影在FZ的底面上，如圖3所示。采用不同R3值進行截面處理，落入其間的點在FZ上的投影如圖4所示。為了全面了解相界取向關系的分布情況，并區(qū)分各種取向關系(考慮到K-S，N-W和Bain等取向關系間的角度偏差在10°以內(nèi))，須盡可能縮窄R3的取值范圍，即以0.01為步長，考慮到當R3>0.08，界面數(shù)量已寥寥無幾，所以R3統(tǒng)計范圍為0～0.08。為了參照起見，圖3(a-3)，(b-3)同時給出了理想的K-S，N-W和Bain關系的位置，3種關系的R矢量中的R3值分別為0.070，0.035和0.0[11]?？梢钥闯觯瑯悠稟中主要以K-S關系為主，其次為N-W關系，基本不存在Bain關系。除了這兩種取向關系外，發(fā)現(xiàn)一種新型取向關系，兩相的取向差關系近似為35°/〈110〉，暫命名為N1，如圖4(a-1)所示，其位置也同時示于圖3(a-3)，(b-3)中。對于這種新型關系目前還沒有實驗或計算方面的報道，本課題組將對此進行后續(xù)的研究。樣品B中的K-S和N-W關系的強度基本相當，此外還有一定量的Bain取向關系存在(見圖4(b-1)，(b-2))。由于這3種取向關系間角度偏差不超過10°，其特定變體間會生成小角度晶界，這也是造成γ析出相織構較強的原因之一。

圖3 利用R-F空間表示相界取向差(a)R-F空間基區(qū)；(b)R-F基面投影圖；(1)樣品A；(2)樣品B；(3)K-S，N-W，Bain和N1關系的理想位置Fig.3 All misorientation data of phase boundary plotted in R-F space(a)the fundamental zone of R-F space;(b)the projected base plane of fundamental zone of R-F space;(1)specimen A;(2)specimen B;(3)the corresponding locations of standard K-S,N-W,Bain and N1 orientation relationship

圖4 利用R-F空間基面投影圖表示相界取向差(a)樣品A；(b)樣品B；(1)N1關系及Bain關系在R-F空間基面上的投影及分布強度；(2)N-W關系在R-F空間基面上的投影及分布強度；(3)K-S關系在R-F空間基面上的投影及分布強度Fig.4 Misorientation distribution of phase boundary projected in the base plane of R-F space(a)specimen A;(b)specimen B;(1)the orientation of N1 and Bain projected in the base plane of R-F space and distribution density;(2)the orientation of N-W projected in the base plane of R-F space and distribution density;(3)the orientation of K-S projected in the base plane of R-F space and distribution density

兩個樣品中滿足K-S和N-W關系的相界分別用亮藍色和綠色線條標出，如圖1(b-1),(b-2),(b-3)所示，經(jīng)仔細觀察發(fā)現(xiàn)，不論樣品A還是樣品B中，凡是γ晶粒內(nèi)部存在孿晶(晶粒內(nèi)的白色線條表示孿晶界)，其與基體α相的取向關系則既不滿足K-S關系，也不滿足N-W關系。在樣品A中隨機選擇62條與包含孿晶的γ晶粒相連的相界(例如圖1(a-1),(b-1)中黑色箭頭所示)，發(fā)現(xiàn)其與α基體的取向關系，除了15條滿足N1關系外，其余的都為隨機分布，如圖5所示。關于γ晶粒內(nèi)孿晶的引入導致它和基體α取向大幅偏離K-S或N-W關系的現(xiàn)象值得探究。盡管特定取向關系變體間存在孿晶關系，但數(shù)量極少，例如，24種K-S變體間只有4.3%符合孿晶關系[16]，其余如N-W或Bain等關系的變體間也不存在孿晶關系，從這個角度來說，孿晶的形成不是靠不同取向變體相遇而成的?？紤]到幾乎所有包含孿晶的γ與基體都脫離了常見的取向關系，那么這種現(xiàn)象的發(fā)生有兩種可能：第一，新析出的γ相滿足特定的取向關系，比如K-S關系，但在隨后的長大過程中由于孿晶的發(fā)生而導致取向發(fā)生了轉動或調(diào)整，因而偏離了K-S關系，這涉及退火孿晶的形成機制問題。有分子動力學的模擬計算表明，共格孿晶的形成首先要依靠構成孿晶關系的晶粒對取向的調(diào)整來實現(xiàn)[17]。第二，某些不滿足特定取向關系的γ形成是孿晶發(fā)生的必要條件，以孿晶含量較多的樣品A為例，由于γ析出相取向比較隨機，因而某些不符合K-S關系或不受K-S關系約束的γ更有可能誘發(fā)孿晶的形成，即孿晶能否形成與其母體γ的取向有關，不同取向的γ內(nèi)部萌生孿晶的能力不同。從本實驗看，只有那些與基體α沒有K-S等約束關系的γ更容易產(chǎn)生孿晶，至于析出相γ與基體α呈N1關系是否有助于孿晶的生成仍有待深入研究。

圖5 包含孿晶的γ與基體α的取向關系Fig.5 Orientation relationship between γ containing twins and α

2.3 γ析出相的晶界取向差分布

圖6給出了樣品A和樣品B中γ析出相的晶界取向差分布情況，同時給出了樣品B中α基體的晶界取向差分布。圖7給出了γ析出相的晶界取向差R矢量分布情況，這里選擇了3個R3區(qū)間水平(0～0.04，0.05～0.20和0.21～0.35)，表示取向差角度分別為15°，16°～45°和46°～60°的晶界。可以看出，樣品A中主要存在取向差為60°的孿晶界，且比例超過70%(如圖6)，需要指出的是，由于孿晶界的數(shù)量是在統(tǒng)計γ晶粒內(nèi)所有晶界總長度基礎上按比例計算出來的，而且很多奧氏體相內(nèi)不存在晶界，因而該比例值顯得很高，這與2.2 節(jié)中討論的大部分γ相與基體滿足K-S關系但其內(nèi)部卻不包含孿晶是不矛盾的。而樣品B中主要以小角度晶界為主，約為60%，孿晶界占25%左右。角度偏差在11°～50°間的晶界數(shù)量較少，且所有晶界的轉軸大都位于〈11w〉上，如圖7所示。由于樣品A中的取向關系主要以K-S為主，滿足K-S關系的24種取向變體間的最小取向差角度為10.53°，如果變體取向不存在選擇性，即使所有γ相皆與基體滿足K-S關系，這類小角度晶界的比例也不超過8.7%。但對于樣品B，小角度晶界的取向差大都處于10°以下，如圖1(b-3)中紅色細線條所示。這些符合小角度晶界關系的γ晶粒通常不是滿足某一種取向關系(如K-S或N-W)的變體通過簡單相遇而形成的，極有可能是通過γ晶粒激發(fā)形核來完成的。激發(fā)形核是后析出的γ晶粒依附先析出γ晶粒并與先析出相呈小角度或重位點陣界面關系生長而來[18]，早期在合金的焊接區(qū)發(fā)現(xiàn)粗大奧氏體以應變型發(fā)生α相變時是以這種方式進行的[19]，Chen等[20]在Fe-22Cr-5Ni雙相不銹鋼中發(fā)現(xiàn)過飽和的α以擴散型發(fā)生γ析出時也存在激發(fā)形核現(xiàn)象。如果先析出的γ晶粒與α基體呈K-S關系，則以激發(fā)形核方式形成的γ晶粒將偏離K-S關系，但由于偏差角度小(其中圖7中的圓圈示意出了取向差角度不超過10°的區(qū)間)，所以更容易滿足K-S附近的取向關系，如N-W或Bain關系，這也是樣品中滿足K-S,N-W甚至Bain關系的相界數(shù)量大致相當?shù)脑颉?/p>

圖6 樣品A和樣品B中的γ析出相(A1，A2分別對應圖1(a-1)，(a-2))與α基體(樣品B)晶界取向差分布Fig.6 Misorientation distribution in the γ(fcc)of the specimen A(A1 and A2 correspond to fig.1(a-1),(a-2), respectively) and γ(fcc) and α(bcc) in the specimen B

γ析出相內(nèi)的晶界特征分布結果表明，預先形變極大促進了過飽和α沉淀出的γ相中小角度晶界數(shù)量的增加，該行為也直接強化了樣品B中γ相的織構。另外，經(jīng)冷軋退火后該樣品的α基體中發(fā)生了亞晶多邊形化的回復過程，其晶粒內(nèi)部幾乎都是小角度晶界，如圖1和圖6所示。樣品A中γ取向織構較弱除了其變體選擇性較弱之外，其內(nèi)部高比例孿晶的發(fā)生也有助于取向的隨機分布[21]。

圖7 利用R-F空間表示γ相中晶粒取向差(a)R-F空間基區(qū)；(b)按照不同R3(0～0.35)截面區(qū)的數(shù)據(jù)點在基面上的投影及分布強度；(1)樣品A；(2)樣品B；(3)24種K-S變體間的取向差(黑色點)和12種N-W變體間的取向差(綠色點)分布Fig.7 Misorientation data from γ plotted in R-F space(a)fundamental zone of R-F space;(b)projected in the base plane and distribution density of the data in ascending R3 intervals(0-0.35);(1)specimen A;(2)specimen B;(3)misorientation among 24 K-S variants (black spots) and 12 N-W variants (green spots)

3 結論

(1)預先進行ε=2的冷軋變形的合金樣品，沉淀析出的γ相具有較強的織構，晶粒內(nèi)取向差呈現(xiàn)以小角度晶界為主，孿晶界次之的界面特征分布；這些析出的晶粒與α基體的取向關系滿足K-S，N-W和Bain關系的數(shù)量基本相當。

(2)未經(jīng)預變形的合金樣品，從過飽和α晶粒沉淀析出的γ晶粒取向基本隨機分布，與基體的取向關系主要以K-S為主；內(nèi)部出現(xiàn)孿晶的γ晶粒與基體不再滿足K-S關系，包圍它們的相界約有1/4與基體滿足35°/〈110〉的新型取向關系。

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