高Cr铁基合金连续冷却固态相变与动力学模拟

【摘要】：众所周知,奥氏体冷却转变后的组织在很大程度上决定着钢的力学性能和化学性能,因此,研究不同冷却条件下钢中奥氏体组织的转变规律,对于正确制定钢的热处理工艺、获得预期的性能具有重要的实际意义。基于相变理论和相变模型,通过模拟过冷奥氏体在相变中的组织演化过程为进一步系统和深入研究相变机制提供了可能,并且已经取得了不少成果。 在以往的文献中利用动力学模型(包括形核、生长和碰撞修正)成功地研究了铁基合金(如Fe-Ni、Fe-Mn以及FeC)中奥氏体→铁素体相变动力学,其中形核模型都采用了所谓的位置饱和形核方式,考虑到在相变的进行中可能会有新的晶核形成,这时应该采取连续形核模型,鉴于此,本文在第三章采用连续转变动力学模型(包括位置饱和以及连续形核两种形核模型)研究了二元Fe-Cr合金在不同冷速下奥氏体→铁素体相变动力学；并得出以下的结论： (1)采用两种不同的形核方式所得到的生长激活能QG不仅在数值上相当,而且随冷却速度的增加它们的变化趋势也一致； (2)在采用连续形核模型下,通过数值拟合方法得到的形核功要远小于生长激活能。从而得出：在连续冷却过程中,新相的晶核形成主要是依靠单个原子的热激活跃迁,但在其随后的长大过程中,则是以原子集体热激活跃迁为主；另外,在相变过程中新相晶粒与母相界面结构将会发生变化。 (3)冷却速度主要是通过改变晶界之间的位相角来影响动力学参数,即生长激活能QG和指前因子v0,从而影响奥氏体→铁素体相变动力学。 (4)与采用位置饱和模型相比,采用连续形核不仅可以得到动力学参数生长激活能QG,而且还可以得到另外一个动力学参数形核功QN。由此可以认为：对于过冷奥氏体中的转变,在较大的过冷度下,采用连续形核更能全面地描述相变的动力学过程。 考虑到在实践中很多钢的使用状态为马氏体组织,因此,深入理解马氏体相变机制对于改善材料性能有着重要的意义。同大多数的固态相变一样,马氏体相变也是由形核、长大和碰撞共同控制的一个过程,并且马氏体相变又具有自身的特点。尽管目前有不少关于马氏体相变的动力学模型,然而这些模型在建立的时候没有全面考虑马氏体形核、生长过程。因此,本文在第二章中基于马氏体几何分割效应以及各向异性生长特性,得到了马氏体相变动力学解析模型。并利用其研究了二元Fe-8.98at.%Cr合金在连续冷却过程中的马氏体相变机制以及动力学特征；在此基础上,为了进一步检验模型是否可用于研究分析复杂的体系,在第五章和第六章我们分别选取含Cr成分范围与Fe-8.98at.%Cr合金基本相当的T91钢以及新型高Cr铁素体耐热钢为研究对象,在线膨胀实验数据的基础上,利用所建立的动力学模型系统研究了这两种铁素体耐热钢在连续冷却过程中的马氏体相变动力学,并取得了如下的研究成果： (1)通过分析研究这三种试样(Fe-8.98at.%Cr合金、T91钢以及新型铁素体耐热钢)的马氏体相变温度和时间发现：随着冷速的增加,二元Fe 8.98at.%Cr合金的Ms逐渐降低,而对于T91钢和新型高Cr铁素体耐热钢的Ms却存在拐点,由此说明：在多组分的合金钢中产生的内应力较二元Fe-8.98at.%Cr合金中的大；另外,在相同的冷速(500K/min、6000K/min)下,在T91钢以及新型高Cr铁素体耐热钢中完成马氏体转变所需的时间较Fe 8.98at.%Cr合金中的长,这充分说明增加合金元素将会阻碍马氏体转变速率。 (2)比较三种试样在不同冷速下马氏体相变速率发现：马氏体相变速率由形核数和界面移动速度共同控制,而且在形核数以及其界面移动速度之间存在竞争,在一定的冷速下,哪方面占优势,即由其控制相变速率。 (3)利用所建立的动力学模型拟合了实验曲线,结果表明：在所研究的试样中马氏体的长大是一个与热激活有关的过程,而且生长激活能不大,板条状马氏体生长激活能为40～60KJ/mol,且增加冷速对其影响不大；但冷速对指前因子vo的影响较为显著,因此马氏体界面移动速度取决于指前因子vo的数值；一定成分的合金在一定的冷速下,马氏体片形状因子(横纵之比)、生长激活能以及指前因子的变化趋势相一致；对于二元Fe-Cr合金,马氏体界面移动主要受界面位错与母相中位错(形变)的相互作用所控制,而对于T91钢和新型高Cr铁素体耐热钢,马氏体界面移动主要受界面位错与间隙原子所产生的应力场之间的相互作用所控制,这时会形成所谓的“碳原子气团”,而且“碳原子气团”的大小受冷速、相变温度以及碳含量的多少所控制。