【文章內(nèi)容簡介】 00. 00. 20. 40. 60. 81. 0T2T3Transformation Fraction Xtim e, log tT1鋼鐵研究總院 相變動力學(xué) 相變 TTT曲線 ? 對于冷卻相變而言，大多數(shù)情況下其 TTT曲線呈現(xiàn)“ C曲線”的特征 ? 對加熱相變而言，其 TTT曲線將為隨溫度而單調(diào)變化的曲線 ? 相變的微觀機制在相變進(jìn)行過程中若發(fā)生了變化，則不同溫度下的動力學(xué)曲線在相變量 對數(shù)時間坐標(biāo)下的形狀也將發(fā)生改變，這將使相變TTT曲線的形狀也發(fā)生明顯改變。反之，相變TTT曲線的形狀發(fā)生明顯改變必然表明相變微觀機制的變化 鋼鐵研究總院 相變動力學(xué) 相變完成時新相的尺寸 相變完成時新相的尺寸 ? 形核率恒定的相變過程相變完成時系統(tǒng)內(nèi)所有新相的平均尺寸為： 即相變完成時新相的尺寸隨相變溫度的變化僅取決于 隨溫度的變化隨溫度的變化 對冷卻相變 ,相變完成時新相尺寸隨相變溫度的降低單調(diào)而迅速地減?。?γ→α 相變 對加熱相變，相變完成時新相尺寸隨相變溫度的升高單調(diào)而迅速地減?。焊邷乜齑愎に? 2/1sf2/12/1f2/1sff)(32d)(1 fsttDtttDtt NNR tt ????? ? ??f *e x p ( )2 GR n k T??TG /*?鋼鐵研究總院 相變動力學(xué) 相變完成時新相的尺寸 相變完成時新相的尺寸 ? 形核率迅速衰減為零的相變完成時系統(tǒng)內(nèi)所有新相的平均尺寸為： 即相變完成時新相的尺寸反比于形核率的 1/(2n)次方，形核率越大，新相尺寸越細(xì)小 在 NrT曲線鼻尖溫度處保溫可以得到才可能得到最為細(xì)小的新相尺寸。 NrT曲線計算應(yīng)引起足夠的重視 2/1sf2/1f )( ttDR ?? ? nIR 21f??鋼鐵研究總院 相變動力學(xué) 相關(guān)參量的估算 相變相關(guān)參量的估算 ? 相變有效開始時間 ，從而來大致估算相變完成時新相的平均尺寸。沉淀析出 PTT曲線鼻子點溫度附近的相變開始時間 1秒至 10秒的數(shù)量級 ? 以轉(zhuǎn)變量 5%為相變開始， 95%為相變終了，相變耗時為： 如 n為 1，相變耗時約 ? 鋼鐵材料中在鐵基體中的平衡固溶度或固溶度積很小的第二相如微合金碳氮化物形核長大過程的 λ值 1. 76 64 /0. 95 0. 05 0. 05 ( 10 1 )nt t t? ? ? ?2/102/1 )2()( Ck ????鋼鐵研究總院 ? 形變誘導(dǎo)相變 當(dāng)新相在形變的基體相中產(chǎn)生時，相變過程可明顯加速，稱為 形變誘導(dǎo)相變。 形變誘導(dǎo)相變可使相變開始及完成時間明顯縮短，新相尺寸可明顯細(xì)化。 相變誘導(dǎo)相變可與基體組織的再結(jié)晶相變發(fā)生明顯的相互作用，再結(jié)晶后的基體將不會發(fā)生形變誘導(dǎo)作用，未再結(jié)晶的基體才會產(chǎn)生明顯的應(yīng)變誘導(dǎo)相變 形變儲能是形變誘導(dǎo)相變的附加驅(qū)動能，形變儲能主要來源于形變過程中所產(chǎn)生的位錯的能量和基體的晶格畸變能。 形變誘導(dǎo)相變 鋼鐵研究總院 形變儲能 微區(qū)位錯能量方法估算形變儲能 高溫奧氏體經(jīng)較大形變量塑性變形后，單位體積形變儲能為： 由此可得摩爾形變儲能大約為 10J/mol 。 平均形變儲能相對于固態(tài)多型性相變自由能要小 1~2個數(shù)量級，相對于沉淀析出相變要小 3~4個數(shù)量級，似乎對相變過程影響不大。但形變儲能分布不均勻，在缺陷微區(qū)，形變儲能可比平均儲能高數(shù)百上千倍，從而對相變產(chǎn)生影響 362152102SV J / )(M P a4 0 0 0 21 ????????? ??GbG鋼鐵研究總院 形變儲能 對形變誘導(dǎo)鐵素體相變起作用的形變儲能與軋制溫度和應(yīng)變速率的關(guān)系圖 鋼鐵研究總院 微區(qū)形變儲能 當(dāng)所考慮的微區(qū)尺寸明顯小于位錯線的平均間距即在 10nm以下時，所涉及的微區(qū)內(nèi)僅包含 1根位錯線，則單位體積形變儲能為： )}2l n (1{)1(4/)}2l n (1{)1(4 2232SV bddGbddbdGbG ????????????SG? SVG?微區(qū)尺寸 d,nm ,J/m3 ,J/mol 與平均儲能的比值 10 107 92 ≈10 2 108 1360 100 108 2110 ≈200 1 108 3820 數(shù)百倍 不同微區(qū)直徑形變儲能的變化 鋼鐵研究總院 形變儲能 超平衡析出法估算相變儲能 超平衡析出量 平衡析出量 時間 t 沉淀析出量 超平衡固溶度析出現(xiàn)象 SG?鋼鐵研究總院 超平衡析出法估算相變儲能 ? 低碳鋼 γ→α 先析出相變中，確定溫度下可平衡析出的鐵素體量可由相圖根據(jù)杠桿法則進(jìn)行計算；在形變誘導(dǎo)形變條件下，會發(fā)生超平衡析出。由超平衡析出量及 γ→α 相變自由能可估算形變儲能 ? 微合金碳氮化物形變誘導(dǎo)析出時，由平衡固溶度積公式及測定的超平衡固溶度積公式將可估算形變儲能 如：碳氮化鈮平衡固溶度積公式及應(yīng)變 固溶度積公式分別為： 由此得到： 12l g { [ ] ( [ ] [ ] ) } 2 . 2 6 6 7 7 0 /14N b C N T? ? ? ?12l g { [ ] ( [ ] [ ] ) } 1 . 9 3 6 5 7 0 /14N b C N T? ? ? ?( J / m o l )3 1 8 2 9)/2 0 (10lnS TTRTG ?????????鋼鐵研究總院 凝固 ? 凝固相變自由能 必須有過冷度才可能發(fā)生凝固相變，且過冷度越大，相變越容易進(jìn)行 凝固時原子由液態(tài)混亂排列轉(zhuǎn)變?yōu)榫w的規(guī)則排列，一般來說體積將減小，即發(fā)生體積收縮（唯一例外是水結(jié)冰） 壓力、表面曲率等均會對相變自由能產(chǎn)生影響 S L S L S Lm m mmmm m m()()G G G H H T S SH H HH T T T TT T T? ? ? ? ? ? ?? ? ?? ? ? ? ? ? ? ? ? ?鋼鐵研究總院 凝固 ? 形核 均勻形核率： 金屬材料中凝固 NrT曲線大致在過冷度為 一般情況下，由于散熱問題，總是在表面首先形核。 實際生產(chǎn)中主要以非均勻形核（依附模壁）開始，心部則以均勻形核為主完成 *SL e xp( ) e xp( )GQI n p nk T k T??? ? ?鋼鐵研究總院 凝固 ? 形核 非 均勻形核依附模壁形成球冠形核心，形核時系統(tǒng)自由能變化為： 臨界核心尺寸為： 臨界形核功為： θ為浸潤角，若 θ=0，完全浸潤，臨界形核功為零，無需形核就可長大，稱為外延生長；若 θ=2π，完全不浸潤，臨界形核功與均勻形核相同；若 θ=π/6，f(θ)=； θ=π/2， f(θ)=。 332V S L2 3 c os c os( ) ( )64dG G d? ? ??? ??? ? ? ?* SLcV4dG????3 3**SL2V16 2 3 c o s c o s ()3 ( ) 4G f GG?? ?? ???? ? ? ??非均鋼鐵研究總院 凝固 ? 晶核長大 ? 連續(xù)或均勻長大，相界面遷移速度取決于相變自由能： 顯然，散熱快的方向 ΔT較大，晶核具有較大的長大速率，從而產(chǎn)生定向長大和枝晶 ? 二維晶核長大，長大速度為： ? 借助晶體缺陷的長大，如螺旋長大，長大速度為： S L 1v G T?? ? ? ?2 e x p ( / )v b T?? ? ?23 ()vT???鋼鐵研究總院 凝固過程中的傳熱 ? 熱輸運 ? 傳導(dǎo)傳熱－傅立葉定律： 模壁傳熱的主要方式，熱導(dǎo)率具有重要作用 ? 對流傳熱－牛頓導(dǎo)熱定律： ? 輻射傳熱－斯忒藩 波爾茲曼定律： ? 熱傳導(dǎo)方程 qT?? ? ?Q k A T??4Q E T??鋼鐵研究總院 固溶體凝固 ? 平衡分配系數(shù) 通常情況下小于 1，如圖 平衡凝固 ：緩慢冷卻， 成分達(dá)到平衡成分 非平衡凝固 ：實際冷卻， 成分偏析 完成凝固溫度降低 形成枝晶 區(qū)域提純 SL/k C C? L α 液相線 固相線 C0 C0/k kC0 成分 溫度 k1 鋼鐵研究總院 共晶凝固 ? 共晶凝固 兩相或多相同時在液相中形成并交替長大成為宏觀均勻 的混合組織 凝固溫度較低 ? 包晶凝固 先析出一固相，然后液相與該固相反應(yīng)生成一個新的固相 需要固相中的原子擴散，難于反應(yīng)完全，出現(xiàn)晶內(nèi)偏析 鋼鐵研究總院 鑄錠組織 ? 鑄錠宏觀組織 表層細(xì)晶區(qū) 柱狀晶區(qū) 等軸晶區(qū) ? 體積收縮與氣孔形成 補縮 集中縮孔與分散縮孔 模鑄與連鑄 ? 偏析 顯微偏析：胞狀偏析、枝晶偏析、晶界偏析 宏觀偏析：正常偏析、反常偏析、密度偏析 CISRI Central Iron amp。 Steel Research Institute 七、形變與再結(jié)晶 Deformation amp。 Recrystallization 鋼鐵研究總院 晶體的塑性變形 ? 彈性變形與塑性變形 。晶體材料承受外加應(yīng)力時將發(fā)生變形，卸除外力后即完全消除的變形稱為彈性變形，而卸除外力后仍然存在的變形稱為塑性變形。 彈性變形主要由晶格原子受力后適當(dāng)偏離平衡位置所致，應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系服從虎克定律 塑性變形則主要由晶體內(nèi)部的位錯大規(guī)模運動或晶界滑動（高溫下）所致，屬于不可逆變化 ? 滑移的臨界分切應(yīng)力 Schmid定律 最軟的位向條件下（ Schmid因子最大）時的應(yīng)力稱為臨界分切應(yīng)力 c o s c o s m? ? ? ? ???鋼鐵研究總院 晶體的塑性變形 ? 晶體塑性變形的本質(zhì) 一個位錯滑移出晶體表面將產(chǎn)生一個柏格斯矢量的塑性變形，大規(guī)模的位錯滑移運動才能產(chǎn)生宏觀的塑性變形。應(yīng)力作用下開動位錯源產(chǎn)生大量位錯，同時使這些位錯發(fā)生滑移（必要時發(fā)生交滑移或多系滑移），這時才發(fā)生宏觀塑性變形 ? 表面滑移線 ? 晶體轉(zhuǎn)動現(xiàn)象 ? 形變織構(gòu)的產(chǎn)生 鋼鐵研究總院 晶體的塑性變形 ? 塑性流變 外加應(yīng)力較大使位錯源開動并使位錯開始大規(guī)?；浦螅w進(jìn)入持續(xù)塑性變形階段，稱為塑性流變 ? 加工硬化 位錯大量增殖，部分位錯被固定，成為林位錯，將對運動位錯的滑移產(chǎn)生阻礙（交截產(chǎn)生割階、平行阻礙產(chǎn)生塞積），從而產(chǎn)生加工硬化 。加工硬化不僅明顯提高金屬材料的強度，同時是一種自修復(fù)行為 鋼鐵研究總院 晶體的塑性變形 ? 應(yīng)力應(yīng)變曲線Hollomon關(guān)系 K應(yīng)變硬化系數(shù)， n應(yīng)變硬化指數(shù) 頸縮時： 即： 由此得： nK???σ ε 下屈服點 上屈服點 dd? ?? ?1ddnnK n K? ? ? ???? ? ?un ??鋼鐵研究總院 屈服 ? 屈服本質(zhì) 間隙固溶原子釘扎在位錯線上，形成氣團。當(dāng)位錯受力運動時，必須掙脫間隙固溶原子的釘扎。剛好掙脫時，應(yīng)力最大，得到上屈服點；掙脫后，位錯繼續(xù)運動的阻力減小，得到下屈服點即屈服強度。但位錯運動過程中又會遇到新的間隙固溶原子，又產(chǎn)生釘扎和解釘，故在下屈服平臺往往產(chǎn)生鋸齒形震蕩 ? L252。ders帶 由于屈服現(xiàn)象而在材料表面產(chǎn)生的“皺紋”帶，使材料表面質(zhì)量下降 鋼鐵研究總院 塑性流變 ? 均勻變形 塑性流變階段晶體將發(fā)生連續(xù)的均勻變形，可以進(jìn)行大形變量的塑性加工變形 ? 應(yīng)變硬化指數(shù) 應(yīng)變硬化指數(shù) n對材料的加工變形行為具有重要影響， 反映了材料抵抗繼續(xù)塑性變形的能力， n=1表示完全彈性行為， n=0表示完全不具備加工硬化能力即無塑性變形能力， n值越大，材料的冷加工性能越好。 鋼鐵研究總院 頸縮與斷裂 ? 塑