4 讨论
4.1 铁素体变形机理
在热拉伸过程中，由于双相钢中铁素体的层错能高，扩散速度快，容易出现铁素体软化现象。实验结果表明，应变速率的变化对双相钢中铁素体相的软化机理有较大影响。铁素体对流变软化的贡献大于奥氏体，且铁素体相的软化行为与拉伸过程中的应变速率密切相关。在0.1 s-1变形开始时，铁素体内部明显形成了亚边界（图3a），而随着应变增加到0.2，铁素体内形成了复杂的LAGB和MAGB网络结构（图3b）。进一步变形到应变0.3时，一些亚边界的错向超过15°，然后逐渐转移到HAGBs（图3c）。此外，如不同应变水平对应的错向分布图所示，当应变从0.1增加到0.3时，表明MAGBs和HAGBs的平均错向值逐渐增加（图3d-f），一般认为观察到的与MAGBs和HAGBs形成相关的结构演化是连续动态再结晶机制的一个特征。在0.1 s-1的条件下，在ε=0.3处明显形成等轴晶粒（图3c），这些晶粒主要形成于铁素体晶粒内，并以LAGBs、MAGBs和HAGBs为界（图3b、c中用橙色箭头标记）。图11a-b分别显示了在0.1 s-1与0.1和0.3应变下变形的试样的典型TEM图像。当应变为0.1时，随着应变增加到0.3，形成具有高位错密度的位错胞，形成等轴铁素体晶粒的亚结构，这与Cizek等人观察到的现象一致。在0.1 s-1时，位错被形成的亚边界捕获和消耗，导致其取向误差增加（图4）。在进一步变形过程中，位错将重新排列形成HAGBs，最终促进LAGBs和HAGBs亚结构的形成。在此过程中，细小的等轴亚晶均匀分布在铁素体基体中，部分由LAGBs和HAGBs包围（图11b和3c）。这种现象符合连续动态再结晶。低应变速率下铁素体中连续动态再结晶的存在与Gourdet和Montheillet提出的模型非常一致。在该模型中，LAGBs在变形早期由DRV形成，在应变过程中通过吸收位错逐渐转变为HAGBs。然后，亚晶粒逐渐转变为新晶粒。
在以5 s-1的应变速率变形期间，观察到少量完全被HAGBs包围的细小DRX晶粒，它们大多位于奥氏体/铁素体相边界和铁素体晶界（图5b，c中用白色箭头标记）。随着应变的增加、MAGB分数的减少、HAGB分数的显著增加以及平均错向值的增加，证实了高应变速率变形过程中新晶粒的形核和生长。在5 s-1的高应变速率下，当应变值为0.3、0.2和0.1时，铁素体子边界（2°~15°）的平均取向偏差分别为3.1°、3.2°和3°（图5d–f）。相反，在0.1 s-1的低应变速率下，相应应变中铁素体次界面（2°~15°）的平均取向偏差分别为4.6°、4.5°和3.6°（图3d-f）。
因此，在所有应变条件下，高应变速率(5 s-1)下铁素体亚晶界的平均取向值都小于低应变速率(0.1 s-1)下，这主要是由于在高应变速率下，连续动态再结晶操作受到限制，变形过程中出现了大部分带有HAGBs的晶粒。高应变速率(5 s-1)下铁素体的TEM图(图11c)显示，当应变为0.3时，铁素体晶粒内部存在大量的直位错，不同于在0.1 s-1时纠缠的位错，表明这些新晶粒发生动态形核和塑性变形。因此，可以推断铁素体在高应变速率下的软化是通过类似于不连续动态再结晶的机理发生的，这与新晶粒的形核和生长有关。在高应变速率下，短的变形时间显著抑制了铁素体中的DRV，导致铁素体基体中积累了高应变。这可以刺激不连续动态再结晶在铁素体中发生的机制。本研究结果与Haghdadi和Castan的研究结果一致。有人认为，在低应变速率下，有足够的时间进行大量的DRV，导致连续动态再结晶。然而，DRV在高应变速率下显著阻塞。累积的应变储存能可以促进不连续动态再结晶核的成核和生长，进而产生新的再结晶晶粒。
图11不同应变下变形后从铁素体区域获得的TEM图像
a）0.1；b）0.3 ，应变速率为0.1 s-1；和c）0.3，应变速率为5 s-1。
4.2 奥氏体变形机制
双相钢热变形过程中，奥氏体的DRX明显受阻。延迟的DRX主要是由于奥氏体内的应变分布程度低以及缺乏用于DRX形核的HAGBs。在本研究中，TEM图像（图12a）显示，在0.1 s-1的低应变速率下，应变诱导位错在奥氏体变形过程中容易在晶粒中聚集。进一步增加变形程度，大量位错聚集，纠缠位错形成细胞亚结构。进一步增加变形程度，大量位错聚集在一起，纠缠位错形成细胞子结构。其中，高密度纠缠位错集中在细胞周围，形成细胞壁，细胞内位错密度较低。在弹性应变能的驱动下，细胞壁中的位错通过抵消和重排最终转化为亚晶粒。此外，在0.1 s-1的低应变速率下，随着应变的增加，值得注意的是，一些子边界为MAGB(图7b、c中用紫色箭头标记)，这些边界的比例随着应变的增加而增加(图7d-f)。这种典型的微观结构演变类似于连续动态再结晶。
随着应变速率的增加，热变形时间将缩短。当应变速率为5 s-1时，由于变形持续时间短，连续动态再结晶的形核延迟，位错密度迅速增加。位错的高密度可以促进典型的晶界鼓胀特征（图8b，c中的棕色箭头）。同时，位错的快速积累和高储能为相变DRX形核提供了有利条件。随着应变速率的增加，奥氏体中∑3孪晶界的分数迅速增加（图8d-f）。这可能与较高应变速率下晶界迁移率的增强有关。边界迁移可以促进新∑3孪晶界的形成，从而促进新不连续动态再结晶晶粒的形核和发展。因此，新的DRX晶粒在∑3孪晶界处形核（见图12b，图8b，c中用粉红色箭头标记），这与晶界迁移和生长事故机理有关。典型的晶界鼓胀特征和热变形过程中伴随∑3孪晶界的DRX形核是不连续动态再结晶机理的明显表现。
4.3开裂机理
在拉伸变形过程中，当变形程度较低时，微孔开始出现。随着变形量的增加，试样在断裂附近的变形程度最高。微孔数量增加，微孔继续积累并加速生长，直至最终断裂（图10c）。因此，可以推断LDX 2101的断裂机制为孔隙累积断裂模式。微孔和微裂纹的形成和扩展与两相的应力应变分布和位错间的聚集有关。在拉伸过程中，奥氏体相沿铁素体基体中的TD延伸。应变主要集中在铁素体相。铁素体和奥氏体之间的应变传递非常困难，变形主要集中在软铁素体相，导致变形过程中微观组织相之间的严重软化不均匀性和不相容性。随着应变的增加，大量位错被激活，由于两相之间应变差的分布，位错聚集在相边界处（图13）。当位错累积产生的应力超过相界的断裂应力时，裂纹和空洞在相界处形核，并逐渐合并和长大（图9），最终导致样品断裂。
应变速率对微观结构和微孔的演变有重要影响。两种不同应变速率下的拉伸断裂机制如图14所示，其中奥氏体颜色的深度表示两相之间应变均匀性的差异，深绿色表示两相之间的应变分布差异较大，浅绿色表示差异较小。与图14a、b相比，高应变速率下微孔的数量和尺寸明显小于低应变速率。裂纹在低应变速率下有向铁素体扩展的趋势，但在高应变速率时不明显，这与图9一致。这主要受奥氏体相和铁素体相的变形和软化机制的影响。在一定的应变条件下，双相不锈钢中的应变分布不均匀，更多的应变分布在软相。由于应变不相容性，硬相和软相之间的界面是裂纹形核的主要场所。铁素体相和奥氏体相的应变分布差异越大，硬度差异越大和裂纹扩展趋势越大。动态再结晶软化行为可以有效软化应变组织，提高材料的热塑性。在本研究中，当应变速率为0.1 s-1时，由于奥氏体中的储能低，以及缺乏形成DRX核的HAGBs，奥氏体的动态软化程度较低，两相之间的应变分布差异较大。裂纹很容易在两相边界处形成，并扩展至软铁素体相（图9b–c）。当应变速率从0.1增加到5 s-1时，在相同的应变条件下，奥氏体相HAGBs的数量增加（图7f和图8f），位错的快速积累和高能储存为DRX形核提供了有利条件，动态再结晶的软化行为增强。奥氏体相硬度从290.3降至280.6HV。相反，由于位错的增加，较高应变速率下的铁素体从248.6 HV硬化到268.8HV。两相之间的差值从41.7降至11.8HV。较高的应变速率降低了铁素体和奥氏体之间的显微硬度差，应变分布更加均匀，裂纹向软相扩展的趋势减弱。同时，晶粒变形更加均匀，抑制了微孔的生长和聚集。因此，热塑性得到改善。
图12形变(应变0.3)后奥氏体区的TEM图像，应变速率分别为a) 0.1 s-1和b) 5 s-1。
图13 在不同应变速率下(a) 0.1 s-1和b) 5 s-1)，从断裂附近的拉伸试样拍摄的TEM照片
图14 不同应变速率下的拉伸断裂机理示意图:a) 0.1 s-1和b) 5 s-1。
5结论
本文研究了LDX2101在不同应变速率下的热拉伸变形行为。研究了应变速率对合金热塑性、微观组织演变和断裂机理的影响。可以得出以下主要结论。
（1）不同变形条件下的流变应力曲线具有相似的特征。真应力迅速增大到峰值，然后逐渐减小。随着应变速率的增加，峰值应力逐渐增加，热塑性略有增加。
（2）在0.1 s-1的低应变速率下，铁素体的软化机制为连续动态再结晶，其特征是通过位错吸收将LAGBs逐渐转变为HAGBs。在5 s-1的高应变速率时，软化机制类似于不连续动态再结晶机制。DRX优先在奥氏体/铁素体相界和铁素体晶界形核，并通过HAGBs迁移生长。
（3）在0.1 s-1的低应变速率下，形核机制类似于奥氏体中的连续动态再结晶。亚晶粒逐渐转变为新晶粒。在高应变速率5 s-1下，热变形过程中典型的晶界鼓胀和∑3孪晶界DRX形核是不连续动态再结晶机理的明显特征。
（4）其主要断裂机制为孔隙堆积断裂模式。微孔和微裂纹主要集中在两相的边界处。微裂纹在低应变速率（0.1 s-1）下有向铁素体相扩展的趋势，而在高应变速率下有减弱的趋势（5 s-1）。在较高的应变速率（5 s-1）下，位错快速积累和高能量储存增强了动态再结晶软化行为。它减少了显微硬度的差异，铁素体和奥氏体之间的应变是均匀的。因此，热塑性得到改善。
