奥氏体低温变形相变α 一Fe晶粒尺寸的预测模型.docxVIP

奥氏体低温变形相变α -Fe晶粒尺寸的预测模型思路：基于相变动力学原理，讨论了球形铁素体在奥氏体晶界形核及长大的动力学，在形核速率计算中引入变形的作用，并充分考虑过冷的作用，探索了预测低温变形诱导析出的晶粒尺寸的方法。用该方法进行的计算机模拟结果和实验结果吻合良好，表明这种理论处理方法可用来模拟这种相变过程新—代钢铁材料的开发，以获得超细晶组织为主要目标． 80年代以来大量的实验研究发现，奥氏体通过低温变形可获得超细晶铁素体 利用该方法，日本的Yada在实验室模拟轧机对低碳钢在附近大变形得到了2-3的等轴均匀的超细铁素体。澳大利亚的Hodgson将普通的Nb-Ti微合金钢的铁素体晶粒细化至。变形对晶粒细化的作用，本质上是通过增加形核位置，提高形核速率来实现。因此超细铁素体的获得，正是由于低温大变形极大促进了形核过程所导致的，这同时也加速了相变动力学，使得α -Fe晶粒能在变形过程中大量形成。但从目前预测α -Fe晶粒尺寸的计算方法来看，只有Umemoto提出的理论处理方法，较好地适用于等温相变过程．但作者通过上机计算发现，由于其模型中只考虑了温度过冷的影响，而未充分考虑变形对形核及长大的作用，并不适合于低温变形过程中诱导析出的铁素体晶粒尺寸的计算。因此本文研究了铁素体在奥氏体晶界形核及长大的动力学，在考虑了过冷影响的基础上，在形核速率计算中引入变形的作用，探索了预测低温变形诱导析出的α -Fe晶粒尺寸的方法．1 理论处理1．1 晶粒尺寸的计算模型Calm 的晶界形核理计算中，做了如下假设：(1)铁素体仅在奥氏体晶界表面上形核；(2)单位奥氏体晶界面积上铁素体形核速率与时间无关；(3)铁素体晶粒各向同性长大．下面讨论铁素体晶核在奥氏体晶界表面形核晶粒并向晶粒内长大的情况。假定α相在一个无限大的平面界面B上形核，其形核速率为，与平面B距离y处平行存在另一平面A，一个铁素体晶核于时刻 时在B平面上开始长大，长大速率为．在时刻t 时．当(t—)y，长大晶粒与平面A交截面半径为.当(t—)? y，半径为0.从0到t期间形核的所有铁素体晶粒在平面A上的延伸面积分数为：d令x=y/()当x1时，[]当x1，=0 。在平面B上，通过单位体积的奥氏体晶界面积所形成的晶核所占有的体积分数为：=2dx (1)式中．已转变的铁素体体积分数可表示为：(t)=1-exp(-) (2)在等温相变条件下，相变前期以“形核长大”为主要相变机制，相变后期，形核位置趋于饱和，此时以“位置饱和”为主要相变机制。根据Cahn计算，相变机制发生转变的时间为：=1/单位体积奥氏体内的铁素体晶粒总数可表示为：dt因此铁索体晶粒的平均尺寸为：= (3)1．2 形核速率模型变形对α晶粒细化的作用除了使单位体积等效晶界面积增加，提供了大量的形核位置外，还有两个重要的因素，一个是增大了奥氏体内的变形存储能，从而使奥氏体自由能升高、形核驱动力增；一个是使晶界和退火孪晶界上产生大量的凸阶，晶界处形核功率降低．如图1所示凸阶处形核功率降低/。现有模型中采用提出的方法计算形核速率，此方法并没有反映这两个因素对形核的促进作用因此本文在其基础上引入变形因子(01)描述变形使晶界处平均形核功率降低的作用，由文献[6]可知是应变的函数，且随的增大而降低，用函数妒()=exp(-)来近似描述二者之间的关系.选取合适的常数，使得不同应变下计算的晶粒尺寸值与相应的实验结果之差的平方和最小，即认为计算与实测值符合最好：将变形存储能引入形核驱动力计算中．即=.为未变形条件下的α形核体积自由能变化，此处为负。本文采用规则溶液亚点阵模进行计算．形核速率由公式(4)示出=[-] (4)式中．,为常数取值见文献[8]。为C在相中的扩散系数，变形存储能=，为摩尔体积．为切变模量，b为Burgers矢量模，为位错密度，=（b/c）[1-exp(c/)]+，根据流变应力和位错密度的关系式进行计算．其中b，c为常数，为位错密度的初始值。在文献[10]中由该钢种的单道次压缩实验通过回归方法得到了其与热变形关系的模型。此外，过冷度指的是α相转变平衡温度与铁素体实际析出温度的差值．过冷对形核速率的作用主要表现在：随着过冷度的增大、实际相变温度的降低，由规则溶液亚点阵模型计算得到的α形核体积自由能变化增大，形核速率提高．而变形引起存储能的增加，形核驱动力也同样增大，这实质上也是提高了过冷度。因此从这个意义上来说，变形和增大冷却速度造成的过冷，在本质上是一样的，只是一般情况下变形对形拔驱动力影响要更大一些。1．3 长大速率模型铁索体的长大速率=(5)式中，和分别为C在相界处和侧的平衡摩尔分数