（材料学专业论文）压缩变形fecmo合金中γ→α转变及碳化物析出的研究.pdf

武汉科技大学硕士毕业论文第1 页 摘要 随着现代科技和社会的发展，对钢铁材料综合性能有了更高的要求。晶粒细化作为唯 一既能提高钢的强度，又能增加韧性的方法，一直是钢铁材料领域中研究的热点。应用形 变工艺得到更加优异性能的钢铁已成为今后世界钢铁工业发展趋势，为获得这种优异性能 合金钢，需要深入研究形变对组织和碳化物析出行为的影响。 本文在g l e e b l c - 3 5 0 0 热模拟试验机上，对f c c - m o 合金进行奥氏体相区压缩变形，之 后进行不同温度不同时间等温的热处理。采用光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显 微镜等设备观测，研究了压缩变形f e - c m o 合金中铁素体转变、碳化物析出的影响，并从 热力学和动力学进行了分析，主要结论如下： f e c m o 合金在奥氏体相区形变增加了铁素体的形核位置，促进了铁素体的形核；形 变产生的形变储能为铁素体形核提供了驱动力；铁素体在长大过程中受到形变产生的位错 亚结构阻碍，晶粒得到明显细化，组织转变量减少；奥氏体形变升高了其向铁素体的转变 温度，使t t t 曲线向高温侧移动；缩短了过冷奥氏体等温分解的孕育期，使1 1 t 曲线向左 侧移动；形变后，t ，r t 曲线中的港湾温度区域减小，港湾深度变浅，形变使形成退化铁素 体的港湾温度由5 7 0 上升到5 9 0 。 奥氏体形变后，大量碳化物沿着形变产生的位错、亚晶界等处形核析出，碳化物形核 位置明显增加，同时产生的形变储能增加了碳化物形核驱动力，加速了碳化物的形核过程； 形变使f e c m o 合金等温析出的碳化物细化，碳化物更加弥散分布。f e 。c m o 合金在7 0 0 、6 1 0 和5 3 0 等温时，析出板状f e 3 c 、针状或棒状( f e ，m o ) 2 c 、条状( f m o l l 3 c 和球 状( f e ，m o l l 6 c ；形变并未改变碳化物析出顺序，碳化物析出顺序为f e 3 c 、( f e ，m o ) 2 c 、 ( f e ，m o ) 3 c 、( f e ，m o ) 6 c 。 关键词：压缩变形，相变，退化铁素体，碳化物析出，港湾温度 第1 i 页武汉科技大学硕士毕业论文 a b s t r a c t g r a i nr e f i n e m e n ti sau n i q u em e t h o dt oi m p r o v es t e e l ss t r e n g t ha n di n c r e a s es t e e l st o u g h n e s s ， w h i c hi sa l w a y st h eh o t p o i n ti ns t e e ls t u d i e s d e f o r m a t i o np r o c e s si st h eo n eo fm o s te f f e c t i v e m e t h o d sf o rg r a i nr e f i n e m e n t d e f o r m a t i o np r o c e s sa p p l i c a t i o nf o rm o r ee x c e l l e n tp e r f o r m a n c e o fs t e e lh a sb e c o m et h ed e v e l o p m e n tt r e n di ni r o na n ds t e e li n d u s t r y t h u s ，t h ee f f e c t so f d e f o r m a t i o no np h a s et r a n s f o r m a t i o na n dc a r b i d ep r e c i p i t a t i o na r en e c e s s a r i l ys t u d i e df o rd e p t h c o m p r e s s i v ed e f o r m a t i o nt e s t sw e r ep e r f o r m e do nag l e e b l e 一3 5 0 0t h e r m a lm e c h a n i c a l s i m u l a t i o n t e s t i n gs y s t e m ，f o l l o w e db yi s t h e r m a lh o l d i n gf o rd i f f e r e n tt i m e a td i f f e r e n t t e m p e r a t u r e s b ym e a n so fo p t i c a lm i c r o s c o p e ，s e ma n dt e m ，t h ee f f e c t so fc o m p r e s s i v e d e f o r m a t i o no np 一0 【t r a n s f o r m a t i o na n dc a r b i d ep r e c i p i t a t i o nw e r ei n v e s t i g a t e d t h ea n a l y s i s a n dd i s c u s s i o no nr e s u l t so fe x p e r i m e n t sw e r em a d ef r o mt h ev i e wp o i n t so fp h a s e t r a n s f o r m a t i o nt h e r m o d y n a m i c sa n dk i n e t i c s t h em a i nc o n c l u s i o n sa r ea sf o l l o w s ： t h ef o r m a t i o no fd e f o r m a t i o nb a n d s ，d i s l o c a t i o n sa n ds u b - s t r u c t u r e sa c c e l e r a t e dn u c l e a t i o n k i n e t i c so ff e r r i t ea sar e s u l to fa ni n c r e a s ei nn u c l e a t i o ns i t e s d e f o r m a t i o np o t e n c yi n c r e a s e dt h e d r i v i n gf o r c eo fn u c l e a t i o n b u tt h es u b s t r u c t u r e sp r e v e n t e df e r r i t ef r o mc o n t i n u o u sg r o w t h g r a i n sw e r eo b s v i o u sr e f i n e da n d p e r c e n t a g e o fp h a s e st r a n s f o m e dd e c r e a s e d t h e t r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r eo fa u s t e n i t et of e r r i t ew a ss h i f t e dt oh i g h e ro n ea n di n c u b a t i o np e r i o d w a sr e d u c e d t h e 丌tc u r v e sw e r em o v e dt ol e f ta n du p w a r d s t h eb a yt e m p e r a t u r er a n g ea n d d e p t hw e r ed e c r e a s e d t h eb a yt e m e r a t u r ew a sr a i s e dt o5 9 0 c f r o m5 7 0 c c a r b i d ep r e c i p i t i o n sf o r m e da l o n gt he d i s l o c a t i o na n ds u b g r a i nb o u n d a r i e sf o m e da sar e s u l t o fa ni n c r e a s ei nn u c l e a t i o ns i t e so fc a r b i d e s d e f o r m a t i o np o t e n c yi n c r e a s e dt h ed r i v i n gf o r c eo f n u c l e a t i o no fc a r b i d e s c a r b i d ep a r t i c l e sw e r eo b s v i o u s l yr e f i n e da n dm u c hm o r ed i f f u s e d p l a t e - l i k e f e 3 c ，n e e d l e l i k e o rr o d - l i k e ( f e ，m o ) 2 c 、l a t h - l i k e ( f e , m o ) 3 ca n ds p h e r i c a l ( f e ，m o ) 6 cw e r ep r e c i p i t e da f t e ri s o t h e r m a lh o l d i n g a t7 0 0 、6 1 0 * ca n d5 3 0 t h es e q u e n c eo f c a r b i d ep r e c i p i t a t i o nd i dn o tc h a n g e d ，w h i c hw a sf e 3 c 一( f e ，m o ) 2 c ( f e ，m o ) 3 c - - ( f e ，m o ) 6 c k e y w o r d s ：c o m p r e s s i v ed e f o r m a t i o n ，t r a n s f o r m a t i o n , d e g e n e r a t ef e r r i t e ，c a r b i d ep r e c i p i t a t i o n , b a yt e m p e r a t u r e 武汉科技大学 研究生学位论文创新性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文是本人在导师指导下，独立进行研 究所取得的成果。除了文中已经注明引用的内容或属合作研究共同完成的 工作外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。 对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。 申请学位论文与资料若有不实之处，本人承担一切相关责任。 论文作者签名： 日期碑虚：屋一 研究生学位论文版权使用授权声明 本论文的研究成果归武汉科技大学所有，其研究内容不得以其它单位 的名义发表。本人完全了解武汉科技大学有关保留、使用学位论文的规定， 同意学校保留并向有关部门( 按照武汉科技大学关于研究生学位论文收录 工作的规定执行) 送交论文的复印件和电子版本，允许论文被查阅和借阅， 同意学校将本论文的全部或部分内容编入学校认可的国家相关数据库进行 检索和对外服务。 论文作者签名： 指导教师签名： 日 武汉科技大学硕士毕业论文第1 页 绪论 钢铁材料作为一种先进的材料，因其原料丰富，价格低廉，以及优良的综合性能和可 回收利用性，一直以来都是社会发展不可取代的材料之一n 1 。但是，现代科技和社会的发 展，对钢铁材料的综合性能有了更高的要求，不仅要有更高的强度和韧性，而且应具有优 良加工和使用性能。晶粒细化作为唯一一种既能提高钢的强度，又能增加韧性的方法已成 为研究和开发先进钢铁材料的主要突破口，其中晶粒的超细化已经成为当今钢铁材料领域 中研究的热点圆。晶粒细化的方法有很多，但是在工业中得到应用的细化处理技术有：应 变诱导铁素体相变，等通道形变，叠轧，快速循环热处理和形变热处理旧。其中形变诱导 铁素体相变技术能将晶粒细化到几微米和亚微米级，是近几年发展起来的最主要的方法n 1 。 可见，变形工艺是最有效的晶粒细化的方法。起源于上世纪6 0 年代的控制轧制和控制冷 却技术( 1 m c p ) h 1 和连铸连扎技术( c s p ) 都是形变热处理的典型技术，它们的基本理论 是通过在奥氏体区的大变形和多道次的变形，并结合控制冷却和微合金化以获得细小的室 温组织，已经成为当今生产高强度，高韧性钢铁材料的最主要方法。 这种应用形变工艺得到更加优异性能钢铁的技术已成为今后世界钢铁工业的发展的 趋势，这种优异性能的合金钢的获得，需要对形变对钢铁组织的影响进行更加深入的研究。 以往的学者对变形工艺对实际应用的合金钢组织和性能的影响的已经做了很多研究，但是 有关变形工艺对钢中等温转变曲线中港湾区域影响报道较少，特别是对具有特殊等温转变 曲线的f c - c m o 合金港湾温度区域的组织转变和碳化物析出行为的研究更少。本文将在 g l e e b l e - 3 5 0 0 热模拟试验机上模拟高温压缩变形对f e - c m o 合金港湾温度区域等温组织转 变和碳化物析出的影响，以便了解形变对1 盯曲线的影响规律以及预测港湾温度的变化 量，为钢铁轧制后的热处理工艺提供参考并优化扎后热处理工艺。 1 1f e _ c m o 的研究现状 l o 是一种能明显增加钢淬透性的元素，m o 能有效的减缓奥氏体的转变动力学行为并 使奥氏体分解产生很多有趣的现象，含m o 合金钢通常作为研究合金元素对奥氏体分解动 力学影响问题的最主要材料之一嗍。因此，在研究奥氏体等温转变曲线中出现港湾和港湾 温度以下贝氏体的不完全转变现象以及贝氏体铁素体表现的退化形貌睁刀时，许多学者选用 f e - c m o 合金作为研究对象【引。对于这些存在于许多f e c x 合金钢中的奥氏体转变不寻常 现象，早期提出了一些复杂生长理论，其中溶质拖曳效应和激发形核理论是被认为最符合 的解释引。 第2 页武汉科技大学硕士毕业论文 1 1 1 不完全转变现象 d a v e n p o r t 和b a i n 呻1 在研究f e 0 3 5 c 1 2 c r 钢在2 5 0 - 4 0 0 。c 等温转变时，指出奥氏 体并没有完全转变为贝氏体。此后，有关贝氏体转变的研究工作大多肯定这种不完全现象， 并把它作为推论转变机制和定义贝氏体转变的重要特性n0 i 。h e h e n m a n n 和t r o i a n o n 从传统 的认识和自己的实验出发，提出了贝氏体转变不完全行的完整概念，即：钢中的合金元素 可以将1 盯曲线中的珠光体反应c 曲线与贝氏体反应那个c 曲线完全分开，如图1 1 所示。 在这个温度等温时奥氏体转变量为零，相当于最大转变不完全程度。其下存在一个不完全 反应区，随温度下降转变不完全程度减小，也就是说不完全反应程度与反应温度有函数关 系。 图1 1f e - c x 合金典型的t t t 曲线 a a r o n s o n h 2 1 从贝氏体转变的台阶机制理论出发，认为珠光体和贝氏体转变区域不可能 完全的分开，这是因为珠光体和贝氏体的显微组织并没有本质上的不同，因此，它们中间 只是一个港湾，如图1 2 所示，这个港湾的产生仅仅时合金元素对先共析铁素体生长的类 拖曳效应所致。s h i f l e t 和a a r o n s o n n 3 1 对不同c 和m o 含量的f e c m o 合金的等温转变曲 线进行了测定，结果证明m o 确实不能将珠光体和贝氏体c 曲线分开，溶质原子的类拖曳 效应是造成贝氏体铁素体生长阻滞，而不是停止的原因。奥氏体开始转变时问最大时对应 的温度为港湾温度t 。，这个温度也被定义为贝氏体开始转变温度。 武汉科技大学硕士毕业论文第3 页 u o 越 赠 反应时间s 图1 2 合金的t t t 曲线，a ( 虚线) 为f e _ o 1 1 c ，b ( 实线) 为f e _ 0 1 1 c - 1 9 5 r e y n o l d s n 钔应用定量金相和t e m 显微分析方法对含c ：0 0 6 o 2 7 ，m o ：0 2 3 4 2 8 的系列高纯度的f e c m o 合金的奥氏体向贝氏体整个等温转变动力学进行了研究：在t b 温度以下时，奥氏体等温转变曲线分为三个阶段，如图1 3 所示：l 为快速动力学转变期， 其转变的实质为退化铁素体的形成及演化过程和奥氏体中c 富集。这时退化铁素体在奥氏 体晶界形核和长大，激发形核为铁素体形成提供了驱动力，此时铁素体可达到微米级；2 为转变停滞期：此时激发形核停止，转变非常缓慢甚至停止；3 为转变后期：即经过转变 停滞之后，所形成的贝氏体铁素体块状区继续扩散生长，同时在形成的铁素体边界上析出 间隙相碳化物，直到奥氏体转变完成。图3 为典型的f e c - m o 合金t b 温度以下的等温转 变曲线。在t b 温度以上，奥氏体等温转变曲线为s 型，在经历了相当慢的开始转变后， 奥氏体等温分解量迅速增加，直到奥氏体完全转变完成，并没有出现转变停滞期。这种s 型的转变曲线实质上是在奥氏体等温转变停滞期出现之前，其转变量已经达到1 0 0 。 e n o m o m 和a a r o m o n n 鄹研究表明：不完全转变现象并不是贝氏体相变的普遍现象，而 是钢中合金元素对铁素体转变和碳化物的析出行为影响的结果。这是因为合金元素使1 盯 曲线中产生港湾形状同时也对铁素体的形核和长大产生影响，但这种影响与温度有关。高 温时，合金元素加速了铁素体形核，温度向港湾区域降低时，它降低了铁素体的形核速率。 w t r e y n o l d n 钔在研究c 和m o 对t b 以下奥氏体等温转变动力学的影响时发现：在一般 情况下，随着c 和m o 浓度的增加，奥氏体等温转变的三个阶段更加明显。但是在一些 f e c m o 合金钢中，并没有出现不完全转变现象。这种不完全转变的特征与c 和m o 两者 的浓度比值有关。当钢中c 和m o 的浓度在m 0 c 临界比值以下，不完全转变现象消失。 在产生转变停滞期的m o c 值范围内，随着m o c 值的减小，转变停滞期减小，t b 温 度值上升。 第4 页武汉科技大学硕士毕业论文 1 1 2 退化铁素体 t r a n s f o r m a t i o ns e q u e n c eb e l o wt b l o g ( t i m e ) 图1 3t b 温度以下奥氏体等温转变过程 f e - c - x 合金中奥氏体等温转变过程中的另一个重要特征为：港湾温度以下形成的铁素 体形貌通常表现为退化魏氏形貌n3 1 ，这种铁素体通常成为退化铁素体，有的称之为贝氏体 铁素体或者贝氏体。长期以来，研究者采用光学显微镜和扫描电子显微镜或者透射电子显 微镜n 们对退化铁素体的形貌做了大量研究，并定义退化铁素体为板条型或者侧板型 n 3 1 毛1 7 。2 1 1 。在f e c m o 合金中，退化铁素体被认为是魏氏体组织。t e m 观察表明退化铁素 体是由形状不规则的晶粒组成的，在m o 含量大于2 w t 的合金中通常表现为等轴型，而在 其它的二元合金钢中为尖角型。在一些合金钢中，如f e - c v ( m n ) ，f e c s i - v ( m n ) 例， f e c c r 乜和低合金钢n 刚中，退化铁素体在二维面上也是被描述为板条或者侧板型。 以上的结果都是基于二维观察的，但是，应用光学显微镜和t e m 观察所得到的组织 的二维图像已经丢失了很多信息，并不能反映出退化铁素体的全面信息，因为很多或部分 组织埋在截面以下或者在制样过程中已经磨掉。随着金属材料组织三维重建的计算机软件 的开发和应用，将铁素体组织进行三维重建，以全面了解退化铁素体三维形貌成为现实。 吴开明心羽应用定量逐层研磨和计算机三维重建技术研究了f e c m o 中退化铁素体的三维形 貌，结果表明：退化铁素体最初在奥氏体晶界处形核并长向晶内。退化铁素体有几个亚单 元组成，每个亚单元在生长方向上或多或少有所不同，长度为5 8 微米。若将退化铁素体 在空间旋转一定角度后可以看出，每个亚结构的横断面近似等轴状。这些在二维面上表现 为形状不规则的退化铁素体可能是因为新晶粒在原有晶粒的界面上形核造成的，不可能是 由一个晶粒连续长大而形成的。对于退化铁素体的表现出的不规则形态的原因，a a r o n s o n 研究认为新的铁素体是在先生成的铁素体晶粒的界面上激发形核和溶质的拖曳效应同时 作用的结果1 。 零一葛爵iic盘暑皇。巷畏j 武汉科技大学硕士毕业论文第5 页 t s u b a k i n o 和a a r o n s o n 1 研究的f e 一0 1 9 c 一2 3 0 m o 发现片状铁素体不定型形态在港 湾温度范围被抑制，在港湾温度以下某温度开始以严重的退化形态重新出现，到了更低的 温度，退化形态又变得不那么明显。此现象估计是相邻铁素体的合并模糊了退化形态细微 变化的结果。至于这种铁素体不定型被抑制又以退化形态出现到最后又消失的现象他们采 取b o s w e i i 等的看法：由于界面在移动过程中卷取了m o 并使之留在y ：a 边界的紊乱区所引 起的类溶质拖曳效应( s o l u t ed r a g - l i k ee f f e c t ) 所作用的结果。 1 1 3 激发形核 激发形核现象最早是a a r o n s o n 和w e lls n 羽于1 9 5 6 年研究0 2 9 c 0 7 6 m n 0 2 5 s i 普碳钢的先共析铁素体和贝氏体等温转变时发现的。1 9 5 7 年，a a r o n s o n 把这种现象定义 为不同于母相成分的两个新晶粒，其中后形成的晶粒在先形成的晶粒相界面上形核，而先 形成的相是在母相上形核和长大的。激发形核产生的形貌包括：板条型的亚结构和产物， 退化板条和在晶界上激发形核n 引。激发形核板条形成时通过：( 1 ) 面对面；( 2 ) 棱对面； ( 3 ) 棱对棱激发形核，如图1 4 。其中，面对面和棱对棱的激发形核方式通常在先共析铁 素体和钢的先共析反应中出现n 町。而棱对面的激发形核方式通常出现在较大的过冷度，而 面对面和棱对棱的激发形核方式所需要的过冷度要小得多n7 1 。 = = = 刁 e = = = 习 轴哪姻 2 e d g e 珏f a c es i n 坠 3 e d g e - t o - e d g es n c = = = = j = = = = 二3 图1 4 激发形核产生的晶粒生长方式 ( 1 ) 面对面型；( 2 ) 棱对面型；( 3 ) 棱对棱型 在一些普碳钢中的铁素体中，通过深腐蚀可以清楚的看到铁素体和铁素体之间的晶 界，发现一些铁素体是激发形核所产生的结果。r e y n o l d s 等n 们通过t e m 研究t f e c m o 合 金中港湾温度以下形成的退化铁素体板条中的细节。他们认为这种现象的产生也是因为激 发形核和溶质拖曳效应相互作用的结果。溶质拖曳效应大大降低了”盯曲线中上鼻尖以下 温度区域的铁素体的长大速率，甚至可以将速率降低到很低，而激发形核的驱动力成为促 使相变的主要因素。此时，以这种方式形成的晶粒克服溶质拖曳效应而开始新一轮的激发 形核。然而，这种形核动力主要取决于驱动力，一旦这种激发形核频繁的出现在奥氏体 铁素体晶界时，转变动力将增加，因此说在合金钢中”r r 曲线中产生的这些特征主要时溶 质的拖曳效应的结果。 第6 页武汉科技大学硕士毕业论文 研究表明：激发形核与形成的新相在母相截面生长的棱上的溶质原子的过饱和度有直 接关系。e n o m o t o 嘶1 应用d u f o r t f r a n k e l 特定方法来测定f e c 合金中由在新相和母相之间有 浓度梯度的生长棱上产生先共析铁素体的激发形核驱动力m s n 与相同温度和在c 浓度时成 分未发生变化时的母相中形核驱动力舢的比率时发现：随着等温温度的降低，这种比率 升高，这是因为在低温时，晶界处的c 原子过饱和度要大，随着时间的增加，y 中的c 原子 的百分数快速增加，所以随着温度的降低，其c 的扩散驱动力将大大提高。如果合金在高 温下等温一段时间后在低温等温，这种溶质过饱和性会瞬间增大激发形核的驱动力。此时， 激发形核速率比生长速率的更大，这就缩短了为降低界面处的原子梯度的而形成晶核的孕 育期。m e n o n 等口7 1 通过实验研究了驱动力对激发形核学及相图对激发形核的影响。激发形 核更倾向于在更大的溶质过饱和度情况下发生，例如先共析反应，而几乎不会在溶质过饱 和度很低时发生，如时效过程。在时效过程中，因为溶质饱和度的大幅度的降低降低了形 核的驱动力。随着过饱和度的增加，高能的激发形核形貌将会出现，例如：棱对面的激发 形核的板条形貌将很快取代面对面的板条形貌。当激发形核和界面能同时增加时，棱对棱 的板条形貌更有利于形成。这些激发形核产生的亚晶粒之间形成小角度晶界，同时也有少 量的大角度晶界。而这些亚晶粒的取向可能是由于位错的应力场协调了它们的长大方向， 最终这些激发形核产生的亚晶粒的生产方向一致。 1 1 4m o 原子的晶界偏聚 在过去的几十年里，对一些合金钢中的等温转变曲线中港湾现象和不完全转变现象的 做了许多讨论，其中一个重要观点就是港湾现象最初是由于合金元素在晶界处的偏聚减小 了铁素体的生长动力啪1 。但是，即使在高纯度的f e - c m o 合金中对m o 原子在晶界处偏聚 量的测定也不是很容易的，所以对于不同的结果，甚至是怀疑m o 原子偏聚的报道就不足 为奇了汹3 。对于f e c m o 中m o 在晶界处的偏聚，研究学者应用t e m 啪3 ，原子探针和 e e l s 2 1 做了大量测定。f l e t c h e r 等3 1 又应用s t e m 方法对f e - c m o 中奥氏体铁素体晶界 处的m o 偏聚量的定量测定结果表明：m o 的偏聚数量与晶界的形态特征并没有关系；不 同界面上的偏聚量有很大不同，甚至一些晶界上并没有发现m o 的偏聚现象；在同一晶界 上的不同位置，其偏聚量也有差别。但是所有测定结果都证实了m o 原子在晶界处偏聚是 的确存在的。e n o m o t o 等汹1 对f e 0 2 8 c 3 0 m o 合金1 广r 曲线的港湾区域的m o 的偏聚 现象进行了测定结果表明：m o 原子偏聚在晶界1 0 r i m 区域内，如图1 5 所示，随着时间的 增加m o 原子的晶界偏聚量增加。在奥氏体铁素体晶界处，m o 原子更加偏向于偏聚于晶 界处的铁素体相中。但是应用h i l l e r t s t a f f a n s o n 口钔和中心原子模型口朝计算奥氏体铁素体平 衡晶界处的m o 和c 的浓度表明m o 原子更加倾向于在奥氏体相中，这是与实验所观察的 结果相反。所以对于m o 原子的偏聚现象还需进一步研究。 富集系数是衡量溶质原子在晶界处偏聚量的重要标准，应用x 射线测定m o 原子浓 度时，x 光束与试样表面成一定角度0 ，则x 射线测得的结果与试样厚度方向差别很大。 武汉科技大学硕士毕业论文第7 页 设单个晶界厚度为6 ，测定的单个晶界处m o 浓度为c m ，c o 为合金中m o 的浓度。则单个 晶界处m o 偏聚增- 且为( c m - c o ) s i n0 ，在厚度t 内试样晶界处的m o 总浓度： c b = c o + ( c m - c o ) 之s i n 0 ( 1 1 ) d 其中，式1 1 应适用当0 应该大于2 。情况，假设t = l o o n m ，6 = o 5 r i m ，原子富集系 数为c b c o 1 。当0 小于2 。时，c b 要比实验测定的结果相差甚远。此时则采用单个原子 面内的m o 的浓度产与c o 的比值c * c o 来表示富集系数，单个原子面内的m o 的浓度c o 的 计算方式为： c 吨c o + ( c b - c o ) 号 ( 1 2 ) 其中，d 为原子面间距。此时，假设d = o 2 r i m 时，c 町c o l 。表明m o 原子确实在晶 界处偏聚。 1 1 5 溶质拖曳效应 图1 5f e - 0 2 8 c - 3 0 m o 中丫：a 晶界处的原子浓度 溶质拖曳效应( c d l e ) 的定量分析最早是l f i c k e 和d e t e r t 汹1 在研究晶界移动时做出 的。此后，其它学者_ 们对溶质拖曳效应做了大量报道。其中c a l m 铂认为溶质拖曳效应分 为快速和慢速两种模型。p u r d y 和b r e 圮h e t h 订提出了一种适用于f e c - x 合金中先共析铁素 体长大的溶质拖曳效应，其中x 为置换固溶元素。其它学者研究并讨论了平衡态和局部平 衡态时溶质原子对先共析铁素体的拖曳作用。并在c a l m 口7 1 关于溶质拖曳效应对晶界移动的 影响的理论基础上建立了半定量地描述这一效应的关系式，清楚地解释了m o 对0 ：丫界面拖 曳效应的本质，它与溶质拖曳效应是连续统一的关系。其中，拖曳力是界面速度的非线性 方程。其示意图如图1 6 所示。 誊为谜烽隧。窆 第8 页武汉科技大学硕士毕业论文 a g f n l p 叶 p v 图1 6 溶质拖曳力示意图 拖曳力在速度v = v a d ，的时候达到最大值，1 ，是界面速度，人是界面的半宽度，d ， 为置换原子在转变相问界面的扩散系数，p 表示拖曳力，a g v 是界面速度v 的关系式， 在图中用粗线表示，吃是奥氏体的体积分数。溶质拖曳力的本质归根于置换合金元素。在 局部平衡中，拖曳力是由热力学驱动力来平衡的。假定为局域平衡中奥氏体中y ：q 界面 上碳的浓度决定的。 h i l l e r t 和s u n d m a n 啪1 也研究了一种可以解决晶界移动的拖曳效应的自由能的耗尽理 论。后来，e n o m o t o 池4 3 1 综合了c 和合金元素的偏聚现象，改进了f e c x 合金中的先共析 铁素体长大的拖曳效应的模型。 r e y n o l d s 等n 刚对f e c m o 合金中常见的不完全转变现象的解释提高到了数学运算的高 度。应用他们的原理，置换原子对c 原子有强烈的束缚并趋向于偏聚于? c t 晶界，在铁素 体长大时被包裹到晶界里，直到置换原子浓度达到稳定状态。这些置换原子急剧减小了讹 晶界处奥氏体中c 的活度，反过来又减小了c 扩散型的生长的活度梯度。最近，f l e t c h e r 等口3 1 研究认为：由于置换原子和间隙原子的相互作用影响了它们晶界处的浓度和浓度梯 度，因此，在三元合金f e - c x 中的溶质拖曳效应应该成为双原子拖曳效应( c s d e ) 有关双原子的拖曳效应早期的研究做了大量基本的假设n 引。由于溶质拖曳效应，无碳 铁素体的长大过程是在奥氏体和铁素体中没有发生置换合金原子浓度改变情况下进行的。 同时，铁素体的长大机制更接近奥氏体中c 的扩散控制理论。这种长大机制可模拟为通常 的c 浓度的平衡波动方程。晶界处的原子浓度与晶界移动的速率有关，但是晶界移动速率 受溶质拖曳效应的影响，这是因为溶质原子在晶界处的偏聚和通过晶界的扩散导致了溶质 原子自由能的减小。 武汉科技大学硕士毕业论文第9 页 1 1 6f e 硼合金中碳化物的析出 t s u b a k i n o 和a a r o n s o n 1 研究t f e - 0 1 9 c 2 3 0 m o 在港湾区域内和港湾区域以下的铁 素体和碳化物的形态。结果表明，在港湾处魏氏铁素体开始出现高度退化的形态。在港湾 以上，纤维状的和中间相的m 0 2 c 结构开始出现，但在港湾以下，纤维状的碳化物就立即消 失，但是中间相碳化物却要继续形成直到接近港湾下6 0 k 。在港湾下很小温度范围内，可 见到大范围的板条状m 0 2 c ，许多板条与铁素体上的生长台阶相连，但有一些是在铁素体内 位错上形核的。在更低温度时，薄板状的渗碳体长度接近0 8 u m ，相同温度下形成的m 0 2 c 长度还不至u l n m ，比例接近1 0 0 0 。以上这些现象的原因是铁素体和碳化物析出的相互作用 和台阶壁架扩散生长理论。根据报道，文献胁1 总结出了在不同温度下铁素体和碳化物析出 的不同形态结构，如表1 1 。 表1 1 不同温度下铁素体和碳化物析出的不同形态和结构 b a yt e m p e r a t u r e t e m p e r a t u r e ( k ) 9 9 98 8 8 8 8 3 8 6 9 s 4 9 8 2 37 9 97 7 3 7 4 8 f e r r i t e _ g r a i nb o u n d a r y n u c l e a t e d i n t r a g r a n u l a r 2 f c a t e s d e g e n e r a c y g r e a t e r z r e a t e r c a r b i d ef i b e r i 髓 n e e d l eo rn l a t e o nd i s l o c a t i o n l a l h m 0 2 ( ( f e ，m o ) 3 c ( f e ，m 0 ) l co ng b 1 2 高温形交及对奥氏体转变的影响 1 2 1 高温形变及其研究现状 在材料科学中，形变是物体由于外力导致其形状和尺寸改变的现象，例如：拉伸，压 缩，扭曲，剪切和弯折等。形变也通常称为应变。钢铁材料在形变后，会发生加工硬化现 象，形变过程中产生大量的位错和亚结构是组织细化的重要原因，对材料进行强化，即形 变强化作用。 第l o 页武汉科技大学硕士毕业论文 我国钢铁工业是随着钢铁生产技术的进步而不断发展的过程，2 0 世纪6 0 7 0 年代发展 起来的控轧控冷技术口1 ，8 0 年代出现的薄板坯连铸连扎技术h 4 1 ，使我国钢铁工业水平有了 较大的提升应用。这些工艺生产的合金钢不仅具有较好的强度、优异的塑性，而且拥有优 越的焊接性能。特别是低碳合金钢应用这种工艺生产，在拥有回火钢的高强度外，由于其 较好的抗氢蚀性，降低重加热和更少的焊接修复，使其具有更好的焊接性能。同时低碳和 低杂质元素的钢更利于冷加工成型性，使其在石油天然气中的管线钢，桥梁和航海工业中 的结构钢得到广泛应有用n 副。在现代钢铁冶炼和生产中，连铸连扎技术已成为影响钢铁 生产流程整体效率和产品质量最关键的单元，其关键环节就是轧制技术。高温轧制是钢铁 生产中的重要一环，对产品形状和组织性能有重要影响h6 。轧制温度的选择一直是钢铁生 产中的重要工艺因素，以获得优秀的性能。应用临界温度轧制的薄板坯连铸连扎技术，可 将晶粒尺寸由1 0pi l l 减小到5i im 。这种优化轧制或者变形工艺，其实质上是通过变形和 控冷技术对钢中组织和碳化物析出的影响以提高其性能的方法。 在钢铁材料的工艺中，形变通常和其后的热处理工艺相结合形成了形变热处理工艺， 不仅可以获得单一的强化方法难以达到的综合力学性能，而且还可以大大简化生产工艺流 程，带来较大的经济效益。根据形变温度，形变热处理通常分为高温形变热处理和低温形 变热处理。根据形变和热处理的先后顺序，如图1 7 ，形变热处理可以分为： ( 1 ) 相变前形变； ( 2 ) 相变后形变； ( 3 ) 相变和形变的多次循环。 p l a s l i c ( i i i ) r e p e t i t i o n 图1 7 相变和形变的三种不同顺序 研究表明：高温变形对钢的组织和转变行为有较大影响。在变形工艺下，细化铁素体 机理是最终的目标。形变对组织的影响主要表现为细化组织，其通过奥氏体的再结晶，形 武汉科技大学硕士毕业论文第1 1 页 变奥氏体增加铁素体的形核位置和抑制晶界铁素体的长大等方式m 。形变使等温转变区域 向高温与和短的孕育期移动，如图1 8 。y u a n h 鲫等研究了形变对含n b 微合金钢的奥氏体晶 粒尺寸做了研究。结果表明形变使奥氏体晶粒大小减小到原来尺寸的1 1 0 。形变奥氏体大 大增加其中的位错密度。在魏氏铁素体转变过程中，位错抑制了铁素体形成时的截面的滑 移，稳定了奥氏体组织。同时，足够大的位错密度又作为魏氏铁素体的形核位置，使组织 更加细化。【伽 a p 窖 暑 g 厶 暑 t i m e , s 图1 8 形变对奥氏体等温转变曲线的影响 ( a ) 未形变时钢的t t t 曲线，( b ) 形交后钢的t t t 曲线 1 2 2 形变奥氏体对珠光体转变的影响 形变奥氏体将导致组织加工硬化，引起奥氏体的畸变，在珠光体转变时，务必会对转 变过程和结果产生影响。通常来讲，半球形的珠光体的形核位置为晶界处。例如在过共析 钢中，渗碳体首先形核，而后在渗碳体两侧开始铁素体的形核以形成珠光体组织刚。但 是对于形核位置来说，并不是所有的晶界处都是平等的。例如，晶角处优于晶棱处，而晶 棱处又优于晶界面处。增加晶界和位错对珠光体中铁素体的形核有推动作用。 研究哺表明：高温形变促进了珠光体组织的转变，并使晶粒更加细化。王泾文嫡2 1 对形 变奥氏体后的珠光体转变进行了研究，表明奥氏体形变明显加速了珠光体转变过程，在7 0 0 等温2 0 0 s 时，未形变奥氏体的珠光体转变量仅为1 3 ，而经3 0 变形后，其转变量达到 3 3 ，经过5 0 变形后，珠光体的转变量高达5 0 以上。形变明显缩短了珠光体转变的孕育 期。珠光体的形核部位由未变形时的晶界形核方式为主逐步发展到晶界、晶内同时形核， 增大了珠光体的形核位置，使珠光体组织得到细化。 研究表明：珠光体团和束的大小与相变前的奥氏体晶粒大小有关，奥氏体晶粒越小， 珠光体组织越细阁。形变对珠光体相变的促进作用与形变后奥氏体的畸变程度有直接关 系。由于珠光体转变是明显的扩散型相变，其过程包括形核和长大过程。形变引起的奥氏 第1 2 页武汉科技大学硕士毕业论文 体的畸变程度越大，一方面，珠光体的转变驱动力越大，越有利于珠光体转变；另一方面， 奥氏体晶粒被拉长，奥氏体中的缺陷增多，同时大量的晶界角的出现，形核部位增多，形 核几率增大；同时由于扩散更加有利，晶核的生长速度随之增大，故珠光体转变过程加速。 形变使奥氏体中的位错密度迅速升高，甚至出现亚晶界。此时，奥氏体型珠光体的转变不 仅在原奥氏体晶界处生长，而且可以在奥氏体晶粒内生成。在珠光体形核后的长大过程中， 大量位错和亚结构阻碍了珠光体的进一步长大，珠光体组织得到明显的细化。 奥氏体的形变对碳化物析出的促进作用对珠光体组织的转变的加速也起积极作用， 奥氏体相中未溶解的碳化物成为珠光体的形核位置，珠光体组织得到明显细化。 1 2 3 形变奥氏体对贝氏体转变的影响 贝氏体相变有着不同于珠光体的相变机理。贝氏体相变被认为是一种切变、碳的扩散 相结合的机制，同时在相变过程中碳化物形成。由于这种复杂的转变机理，贝氏体转变和 应力的相互作用是不同的，它与受力和相变环境有关。所以不同的作者得到的不同结果有 时会有所不同瞄4 】。 龙海衣等腩朝对形变奥氏体对微合金钢在4 5 0 、5 0 0 、5 5 0 、6 0 0 贝氏体相变的影响，结 果表明：形变将贝氏体c 曲线左移，变形加速了贝氏体相变的孕育期。当变形量由0 增加 到5 0 时，贝氏体转变的孕育期被提高了一个数量级，形变降低了奥氏体的稳定性，对等 温贝氏体相变有显著的加速作用。在未再结晶区域的较大量形变时，随着变形量的增加， 贝氏体的晶粒尺寸减少嘲1 ，贝氏体铁素体板条得到明显的细化，而粗大的贝氏体团消失璐 。 形变对贝氏体表面浮凸效应有明显的减弱，形变后使贝氏体浮凸变得细而短，这说明形变 奥氏体对贝氏体生长有抑制作用侧。f u r e nx i a o 等叫研究了形变对过共析钢中贝氏体等温 转变的影响。形变加速了未溶解的碳化物不均匀的分布于奥氏体中，这种不均匀的分布促 进了上贝氏体的转变，另外这种碳原子的局部富集，推动了贝氏体转变中碳化物的析出并 促进了贝氏体铁素体的形核。同时在c 富集区周围，增加了贝氏体铁素体的形核位置，而 形变过程中形成的亚结构阻碍了贝氏体铁素体的生长，细化了贝氏体组织。这种形变热处 理效果可以从以下两方面解释：一方面，随着奥氏体变形量的增加，晶格畸变能增加，促 进了铁素体的析出。铁素体的存在阻碍了随后形成的贝氏体晶粒的生长。另一方面，特别 在奥氏体未再结晶区域变形，晶粒边界和晶粒内都存在大量的位错和亚结构，当位错密度 较大时，这种亚结构的界面取向变化大，贝氏体片层不能沿着位错继续长大，于是这些位 错和亚结构将成为贝氏体可能的形核点并阻碍贝氏体形核后的进一步长大，从而细化贝氏 体组织。 但是，k a z u k if u j i w a r a 晦7 1 的研究表明：形变对贝氏体的组织和转变的影响是在较大 的形变量下产生的，当形变形变量较小时( 3 0 ) ，贝氏体组织的细化程度不大。 武汉科技大学硕士毕业论文第1 3 页 1 2 4 形变奥氏体对马氏体转变的影响 马氏体相变是在低温和连续冷却过程中较大的冷却速率下的一种切变机制的相变。在 碳钢中，马氏体组织是典型的板条型，包括板条，束和团。形变奥氏体后进行的马氏体相 变通常被称为形变热处理工艺【5 9 】。形变热处理工艺强化马氏体组织是通过奥氏体晶内产生 的位错和位错亚结构。形变奥氏体对马氏体的细化不是通过细化每一个板条，而是在一个 范围内对整个板条束细化的结果 6 0 1 。同时，形变使不同取向的马氏