高Cr鐵基合金連續(xù)冷卻固態(tài)相變與動力學模擬.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性能和化學性能，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，對于正確制定鋼的熱處理工藝、獲得預期的性能具有重要的實際意義?；谙嘧兝碚摵拖嘧兡Ｐ?，通過模擬過冷奧氏體在相變中的組織演化過程為進一步系統(tǒng)和深入研究相變機制提供了可能，并且已經(jīng)取得了不少成果。
　　 在以往的文獻中利用動力學模型(包括形核、生長和碰撞修正)成功地研究了鐵基合金(如Fe-Ni Fe-Mn以及F

2、eC)中奧氏體→鐵素體相變動力學，其中形核模型都采用了所謂的位置飽和形核方式，考慮到在相變的進行中可能會有新的晶核形成，這時應該采取連續(xù)形核模型，鑒于此，本文在第三章采用連續(xù)轉(zhuǎn)變動力學模型(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力學；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激活能QG不僅在數(shù)值上相當，而且隨冷卻速度的增加它們的變化趨勢也一致；

3、>　　 (2)在采用連續(xù)形核模型下，通過數(shù)值擬合方法得到的形核功要遠小于生長激活能。從而得出：在連續(xù)冷卻過程中，新相的晶核形成主要是依靠單個原子的熱激活躍遷，但在其隨后的長大過程中，則是以原子集體熱激活躍遷為主；另外，在相變過程中新相晶粒與母相界面結(jié)構(gòu)將會發(fā)生變化。
　　 (3)冷卻速度主要是通過改變晶界之間的位相角來影響動力學參數(shù)，即生長激活能QG和指前因子v0，從而影響奧氏體→鐵素體相變動力學。
　　 (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力學參數(shù)生長激活能QG，而且還可以得到另外一個動力學參數(shù)形核功QN。由此可以認為：對于過冷奧氏體中的轉(zhuǎn)變，在較大的過冷度下，采用連續(xù)形核更能全面地描述相變的動力學過程。
　　 考慮到在實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制對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、長大和碰撞共同控制的一個過程，并且馬氏體相變又具有自身的特點。

5、盡管目前有不少關于馬氏體相變的動力學模型，然而這些模型在建立的時候沒有全面考慮馬氏體形核、生長過程。因此，本文在第二章中基于馬氏體幾何分割效應以及各向異性生長特性，得到了馬氏體相變動力學解析模型。并利用其研究了二元Fe-8.98at.％Cr合金在連續(xù)冷卻過程中的馬氏體相變機制以及動力學特征；在此基礎上，為了進一步檢驗模型是否可用于研究分析復雜的體系，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?shù)腡9

6、1鋼以及新型高Cr鐵素體耐熱鋼為研究對象，在線膨脹實驗數(shù)據(jù)的基礎上，利用所建立的動力學模型系統(tǒng)研究了這兩種鐵素體耐熱鋼在連續(xù)冷卻過程中的馬氏體相變動力學，并取得了如下的研究成果：
　　 (1)通過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，而對于T91鋼和新型高Cr鐵素體耐熱鋼的Ms卻存在拐點，由此說

7、明：在多組分的合金鋼中產(chǎn)生的內(nèi)應力較二元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)變所需的時間較Fe8.98at.％Cr合金中的長，這充分說明增加合金元素將會阻礙馬氏體轉(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)和界面移動速度共同控制，而且在形核數(shù)以及其界面移動速度之間存在競爭

8、，在一定的冷速下，哪方面占優(yōu)勢，即由其控制相變速率。
　　 (3)利用所建立的動力學模型擬合了實驗曲線，結(jié)果表明：在所研究的試樣中馬氏體的長大是一個與熱激活有關的過程，而且生長激活能不大，板條狀馬氏體生長激活能為40～60KJ/mol，且增加冷速對其影響不大；但冷速對指前因子v0的影響較為顯著，因此馬氏體界面移動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)、生長激活能以及指前因子的變化