高Cr鐵基合金連續(xù)冷卻固態(tài)相變與動(dòng)力學(xué)模擬.pdf

1、眾所周知，奧氏體冷卻轉(zhuǎn)變后的組織在很大程度上決定著鋼的力學(xué)性能和化學(xué)性能，因此，研究不同冷卻條件下鋼中奧氏體組織的轉(zhuǎn)變規(guī)律，對(duì)于正確制定鋼的熱處理工藝、獲得預(yù)期的性能具有重要的實(shí)際意義。基于相變理論和相變模型，通過(guò)模擬過(guò)冷奧氏體在相變中的組織演化過(guò)程為進(jìn)一步系統(tǒng)和深入研究相變機(jī)制提供了可能，并且已經(jīng)取得了不少成果。
　　 在以往的文獻(xiàn)中利用動(dòng)力學(xué)模型(包括形核、生長(zhǎng)和碰撞修正)成功地研究了鐵基合金(如Fe-Ni Fe-Mn以及F

2、eC)中奧氏體→鐵素體相變動(dòng)力學(xué)，其中形核模型都采用了所謂的位置飽和形核方式，考慮到在相變的進(jìn)行中可能會(huì)有新的晶核形成，這時(shí)應(yīng)該采取連續(xù)形核模型，鑒于此，本文在第三章采用連續(xù)轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)模型(包括位置飽和以及連續(xù)形核兩種形核模型)研究了二元Fe-Cr合金在不同冷速下奧氏體一鐵素體相變動(dòng)力學(xué)；并得出以下的結(jié)論：
　　 (1)采用兩種不同的形核方式所得到的生長(zhǎng)激活能QG不僅在數(shù)值上相當(dāng)，而且隨冷卻速度的增加它們的變化趨勢(shì)也一致；

3、>　　 (2)在采用連續(xù)形核模型下，通過(guò)數(shù)值擬合方法得到的形核功要遠(yuǎn)小于生長(zhǎng)激活能。從而得出：在連續(xù)冷卻過(guò)程中，新相的晶核形成主要是依靠單個(gè)原子的熱激活躍遷，但在其隨后的長(zhǎng)大過(guò)程中，則是以原子集體熱激活躍遷為主；另外，在相變過(guò)程中新相晶粒與母相界面結(jié)構(gòu)將會(huì)發(fā)生變化。
　　 (3)冷卻速度主要是通過(guò)改變晶界之間的位相角來(lái)影響動(dòng)力學(xué)參數(shù)，即生長(zhǎng)激活能QG和指前因子v0，從而影響奧氏體→鐵素體相變動(dòng)力學(xué)。
　　 (4)與采用

4、位置飽和模型相比，采用連續(xù)形核不僅可以得到動(dòng)力學(xué)參數(shù)生長(zhǎng)激活能QG，而且還可以得到另外一個(gè)動(dòng)力學(xué)參數(shù)形核功QN。由此可以認(rèn)為：對(duì)于過(guò)冷奧氏體中的轉(zhuǎn)變，在較大的過(guò)冷度下，采用連續(xù)形核更能全面地描述相變的動(dòng)力學(xué)過(guò)程。
　　 考慮到在實(shí)踐中很多鋼的使用狀態(tài)為馬氏體組織，因此，深入理解馬氏體相變機(jī)制對(duì)于改善材料性能有著重要的意義。同大多數(shù)的固態(tài)相變一樣，馬氏體相變也是由形核、長(zhǎng)大和碰撞共同控制的一個(gè)過(guò)程，并且馬氏體相變又具有自身的特點(diǎn)。

5、盡管目前有不少關(guān)于馬氏體相變的動(dòng)力學(xué)模型，然而這些模型在建立的時(shí)候沒(méi)有全面考慮馬氏體形核、生長(zhǎng)過(guò)程。因此，本文在第二章中基于馬氏體幾何分割效應(yīng)以及各向異性生長(zhǎng)特性，得到了馬氏體相變動(dòng)力學(xué)解析模型。并利用其研究了二元Fe-8.98at.％Cr合金在連續(xù)冷卻過(guò)程中的馬氏體相變機(jī)制以及動(dòng)力學(xué)特征；在此基礎(chǔ)上，為了進(jìn)一步檢驗(yàn)?zāi)Ｐ褪欠窨捎糜谘芯糠治鰪?fù)雜的體系，在第五章和第六章我們分別選取含Cr成分范圍與Fe-8.98at.％Cr合金基本相當(dāng)?shù)腡9

6、1鋼以及新型高Cr鐵素體耐熱鋼為研究對(duì)象，在線膨脹實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的基礎(chǔ)上，利用所建立的動(dòng)力學(xué)模型系統(tǒng)研究了這兩種鐵素體耐熱鋼在連續(xù)冷卻過(guò)程中的馬氏體相變動(dòng)力學(xué)，并取得了如下的研究成果：
　　 (1)通過(guò)分析研究這三種試樣(Fe-8.98at.％Cr合金、T91鋼以及新型鐵素體耐熱鋼)的馬氏體相變溫度和時(shí)間發(fā)現(xiàn)：隨著冷速的增加，二元Fe8.98at.％Cr合金的Ms逐漸降低，而對(duì)于T91鋼和新型高Cr鐵素體耐熱鋼的Ms卻存在拐點(diǎn)，由此說(shuō)

7、明：在多組分的合金鋼中產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力較二元Fe-8.98at.％Cr合金中的大；另外，在相同的冷速(500K/min、6000K/min)下，在T91鋼以及新型高Cr鐵素體耐熱鋼中完成馬氏體轉(zhuǎn)變所需的時(shí)間較Fe8.98at.％Cr合金中的長(zhǎng)，這充分說(shuō)明增加合金元素將會(huì)阻礙馬氏體轉(zhuǎn)變速率。
　　 (2)比較三種試樣在不同冷速下馬氏體相變速率發(fā)現(xiàn)：馬氏體相變速率由形核數(shù)和界面移動(dòng)速度共同控制，而且在形核數(shù)以及其界面移動(dòng)速度之間存在競(jìng)爭(zhēng)

8、，在一定的冷速下，哪方面占優(yōu)勢(shì)，即由其控制相變速率。
　　 (3)利用所建立的動(dòng)力學(xué)模型擬合了實(shí)驗(yàn)曲線，結(jié)果表明：在所研究的試樣中馬氏體的長(zhǎng)大是一個(gè)與熱激活有關(guān)的過(guò)程，而且生長(zhǎng)激活能不大，板條狀馬氏體生長(zhǎng)激活能為40～60KJ/mol，且增加冷速對(duì)其影響不大；但冷速對(duì)指前因子v0的影響較為顯著，因此馬氏體界面移動(dòng)速度取決于指前因子v0的數(shù)值；一定成分的合金在一定的冷速下，馬氏體片形狀因子(橫縱之比)、生長(zhǎng)激活能以及指前因子的變化