低碳微合金钢中晶内和晶界铁素体长大动力学
时效处理对奥氏体耐热钢显微组织和力学性能的影响
Value Engineering———————————————————————基金项目:国家市场监督管理总局科技计划项目（2022MK165）“大容量电站锅炉奥氏体耐热钢高温蠕变-低周疲劳损伤模型及寿命预测研究”；陕西省市场监督管理局科技计划项目（2021KY12）“二氧化硅-氟硅烷阵列超疏水耐蚀涂层在热力管道的应用研究”。
作者简介:陈梦诗（1992-），女，河北任丘人，本科，工程师，从事承压类特种设备检验检测及安全与节能技术研究。
0引言节能减排是我国未来经济和社会可持续发展的重要战略方向之一，效率低下、污染严重的传统火电机组逐步面临被低能耗、低污染的超超临界发电机组所取代。
性能优良的耐热钢是研发超超临界发电机组的关键技术之一。
奥氏体耐热钢Super304H 是日本钢铁研发机构在奥氏体耐热钢TP304的基础上，添加0.45%Nb 、3%Cu 以及少量N 元素，制备的新型奥氏体耐热钢。
超超临界发电机组运行过程中，显微组织析出的ε-富Cu 、Cr 23C 6、Nb （C ，N ）和NbCrN 相产生强化作用，显著提高奥氏体耐热钢Super304H 高温服役性能[1,2]。
目前针对奥氏体耐热钢的研究大多集中在高温时效及服役过程中碳化物析出相变化及显微组织对力学性能的影响。
本论文对奥氏体耐热钢Super304H 进行不同时间的高温时效处理，对时效处理后的试样进行金相组织观察和物相分析，研究碳化物析出相的分布、形态和颗粒大小随时效过程的变化规律，并通过进行拉伸强度试验、冲击性能试验，研究时效过程对力学性能的影响。
本论文的研究为苛刻服役条件下长周期运行的大容量电站锅炉的寿命预测和安全风险评价提供理论基础和数据支持，可以有效对大容量电站锅炉运行状态和安全状况给予科学判断，延长大容量电站锅炉安全运行时间和减少因奥氏体耐热钢高温蠕变-低周疲劳失效造成的机组停运损失，保障人民生命财产安全，具有显著的经济和社会效益。
形变热处理对低碳微合金钢焊接接头组织与性能的影响
热处理前
３００
２５０
２００
热处理后
１５０
焊缝中心位置
１００ １ ２ ３ ４ ５ ６ ７ ８ ９ １０ 测试点 图 ３ 热处理前后焊缝硬度变化情况 Ｆｉｇ．３ Ｈａｒｄｎｅｓｓ ｃｈａｎｇｅ ｂｅｆｏｒｅ ａｎｄ ａｆｔｅｒ ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ
硬度 （ＨＶ１０）
屈强比
０．８４ ０．９２
／
伸 长 率 （％）
２６ ３２ ／
《热加工工艺》 ２００８ 年第 ３７ 卷第 １９ 期
101
金属铸锻焊技术 Ｃａｓｔｉｎｇ8 年 10 月
表 3 焊接工艺 Tab.3 Welding process
焊接方法 焊接电流 焊接电压 焊接速度 坡口形式 Ｏ２ 添加量
不大，约为 １０～２０ ＭＰａ。 在所试验的 ７００～９５０ ℃
温度范围内温度变化时，抗拉强度基本保持不变，
但是屈服强度随着形变热处理温度的提高呈减小
趋势，如图 ５ 所示，减小约 ９０ ＭＰａ。
７２０
热处理前
７１０
７００
σｂ／ ＭＰａ
６９０
６８０
６７０
６６０
热处理后
６５０ １ ２ ３ ４５ ６ ７ ８
变热处理技术，研究组织与性能的变化情况，掌握 提高焊缝性能的工艺和方法。
1 实验方法与工艺
1.1 实验材料 实 验 用 低 碳 微 合 金 钢 为 ４ ｍｍ 厚 的 板 材 ，焊
丝采用强度与之匹配的 准１．２ ｍｍ 实芯焊丝，其化 学成分、力学性能如表 １、表 ２ 所示；焊枪采用宾 采尔 准１．２ ｍｍ 自动直柄焊枪，焊接工艺见表 ３。
Key words： ｌｏｗｃａｒｂｏｎ ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙ ｓｔｅｅｌ； ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ； ｗｅｌｄｉｎｇ ｊｏｉｎｔ； ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ
低碳微合金钢的相变动力学及针状铁素体组织研究
网 腿
Ｋｅ ｏ ｄ ：ｌ ｗ —ｃ ｂ ｎ ｍ ｃ ｏ—ａ ｌｙ ｓｅ ｌ ｈ ｓ ａ ｓｏ ｍａｉ ｎ ｄ ｎ ｍｉ ｓ ｅ ｄｅ—ｌ ｅ ｆｒｉ ｙ Ｗ ｒｓ ｏ ｒ ａ ｏ ｉ ｒ ｌ ｔｅ ；ｐ ａ ｅ ｔ ｏ ｒ ｎ ｆ ｒ ｔ ｙ ａ ｃ ；ｎ ｅ ｌ ｏ ｉ ｅｒｔ ｋ ｅ
应速冷 ，以便于 得到 细小 的铁素 体组 织 ，在 铁 素体
１０ ０ ０
） ｍ ｌ １ 冷 ，以便 于得到尽 量 多 的
８０ ０
６ ０ ０
Ⅲ 茸
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总 第 １ ５期 ５ ２０ ０ ６年 第 ５期
河 北 冶全
Ｈ ＥＢＥＩ Ｍ Ｅ ＴＡＬ ＬＵ １ ＬＧＹ
Ｔｏ ａ ５ ｔｌ１ ５ ２ ０ ０ ６， Ｎ ｕ ｍｂ ｒ５ ｅ
低 碳 微 合 金 钢 的 相 变 动 力 学 及 针 状 铁 素 体 组 织 研 究
马 强
（ 山大学 燕
机械工程学 院 ，河北
秦 皇岛 ０ ６ ０ ） ６ ０４
摘要 ：利于 Ｆ ｒ ｓ～Ｆ膨胀仪 、金相等方法 ，测定 了低 碳微合金 钢 的等 温相变动 力学 丌 曲线 和连 ｏｍａｔ 续相变动力学 Ｃ Ｔ曲线 ，结合连续冷却 曲线及 组织分 析 ，从相变 动力学 的角度 ，阐明了低碳微 合金 Ｃ
2019金相大赛考题（汇总）
2019⾦相⼤赛考题（汇总）⼀、填空（每空2分，共70分）（1）⾦相显微镜的光学系统有________和________，显微镜的鉴别能⼒取决于________。
（6分）（2）⾦相显微镜的照明⽅式有________和________，通常选⽤的照明⽅式是________，⽤于⾮⾦属夹杂物分析时采⽤________照明⽅式。
（8分）（3）⾦属材料的硬度测定⽅法有________、________和________，⽤于测定表⾯涂层硬度时采⽤________，⽤于测定钢基体的硬度时采⽤________。
（10分）（4）按照含碳量来分，碳钢分为________，________，______，平衡状态下的显微组织分别是________，________，______。
（12分）（5）45钢（0.45%C）退⽕态的显微组织是________，正⽕态的显微组织是________，⽔淬后的的显微组织是________，油淬后的显微组织是________。
（8分）（6）T12（1.2%C）钢退⽕态的显微组织是________，球化退⽕态的显微组织是________，球化退⽕后，强度和硬度________，塑性和韧性________。
（8分）（7）T12钢正⽕态下的显微组织是________，⽔淬后的的显微组织是________，油淬后的显微组织是________。
（6分）（8）40钢和40Cr钢相⽐，油淬后的显微组织中马⽒体含量________，马⽒体硬度________。
（4分）（9）钢的淬⽕冷却⽅法有________，________，______和________。
各种⽅法主要是为了_________________________。
（8分）⼆、选择题（每空1分，共20分）(1) 奥⽒体是碳溶解在______中的间隙固溶体，铁素体是碳溶解在______中的间隙固溶体。
(a)γ-Fe (b)α-Fe (c)Fe (d)⽴⽅晶系(2) 亚共析钢在Ac3以上温度加热后的转变产物为______，先共析铁素体是在_______以上开始向奥⽒体转变的。
带状组织对低碳微合金钢性能的影响及控制
１ 号样 和 ２号样 分别选 用韶 关 钢铁 集 团有 限公 司（ 以下 简 称 “ 钢 ” 第 三炼 钢 厂 生 产 的 １０ｍｍ 韶 ） ５ 和 ２０ｍｍ厚连 铸坯 ， ５ 其化学 成分见 表 １ 所示 ．
一
般带状 组织可 分为铁索 体 一 光体 的带状 组 珠
的组织 及其性 能 进行 分 析 ， 以此 探讨 带 状 组织 对 其 性能 的影 响 ， 并依 此提 出相应 的改进措施 加 以控 制 ，
织和 含锰 钢 中锰 与 硫形 成 的 Ｍｎ Ｓ夹 杂物 在 轧 制 时 沿轧 向延 伸形成 的 带状 组 织两 种 ， 前者 最 常 见 也最 主要 ． 生产检验 中 ， 带 状组 织 进行 评 级 ， 在 对 以表征
ｔ ｎ ｉ ｍｅｔ ｇ ａ ｄ ｃ ｎ ｉ ｕ ｕ ａ ｔ ｇ ｒ ｄ ｃｎ ｅｃ ｎ ｒ ｌ ｅ ｒ ｇ ｔ ｎ ｉ ｅ ｃ ｓ ｌｂ， ｅ ｒ ａ ｉ ｇ ｔｅ ｆ ｉｈｎ ｌ ｔｒ ・ ｉ ｎ ｓ ｌ ｎ ｎ ｏ ｔ ｏ ｓｃ ｓｉ ，ｅ ｕ ｉｇ ｔ ｅ ｔａ ｇ ｅ ａｉ ｎ ｔ ａ ｔｓａ ｄ ｅ ｎ ｎｓ ｉ ｇｒ ｌ ｅ ｏ ｉ ｎ ｎ ｈ ｓ ｏ ｈ ｃ ｓ ｈ ｉ ｏ ｎ
关键词 ： 带状组织 ； 性能 ； 形成机理 ； 措施
中 图分 类 号 ： Ｇ１５ Ｆ １ 文献标识码 ： Ａ
Ｅｆｅ ｔ ｆ ｚ ｎ ｔ ｕ ｔ ｒ ｎ ｔ ｅ ｍ ｅ ｈ Ｉ ｃ ｌｐ ｏ ｅ ｔｅ ｆ ｆ ｃ ｓｏ ｏ ｅ ｓｒ ｃ ｕ ｅ ｏ ｈ ｃ ａ ｌ ａ ｒ ｐ ｒｉｓｏ ｉ ｌ ｗ－ ａ ｂｏ ａ ｉ ｒ ａ ｌ ｙ ｄ ｓ ｅ ｌ ｏ ｃ ｒ ｎ ｎｄ ｍ ｃ ｏ・ ｌ ｅ ｔ ｅ ｓ ｏ
ｐａ ｔ ｉ ｄ ｔｕ ｈ ｅ ｓｏ ｅ ｓｅ ｌ ｌｒ ｅ ． ｈ ｏ ｅ ｍｉｒ ｓｒ ｃｕ ｅ ｃ ｕｄ ｂ ｏ ｔ ］ ｄ ｂ ｐ ｉ ｚ ｇｔ ｅ ｓｅ ｌｅ ｍｐ ｓ－ ｌｓｉ ｔ ａ ｏ ｇ ｎ ｓ ｆ ｈ ｔ ｅｓｃ ａｉ ｄ Ｔ ｅ ｚ ｎ ｅ ｏ ｔ ｔ ｒ ｏ ｌ ｅ ｃ ｎｒ ｌ ｙ ｏ ｔ ｃｙｎ ｔ ｉ ｆ ｕ ｏｅ ｍｉｉ ｈ ｔ ｅ ｏ ｏ ｉ ｎ
《微合金元素在钢》课件
此外，随着实验设备和测试技术的不 断进步，对微合金元素在钢中的行为 和作用机理的认识也更加深入。
近年来，研究者们通过深入研究微合 金元素的原子结构、相变机制和微观 组织演化，进一步揭示了微合金元素 在钢中的作用机制。
微合金元素的发展和应用 推动了钢铁工业的技术进 步，促进了相关领域的发 展。
02
微合金元素在钢中的分布与存在形式
微合金元素在钢中的分布
01
碳、氮、氧等元素
这些元素在钢中以固溶形式存在 ，主要分布在铁素体和奥氏体中 。
02
铬、镍、锰等元素
03
硅、磷、硫等元素
这些元素在钢中以置换形式存在 ，主要分布在铁素体和奥氏体中 。
分类
碳氮间隙元素（如钛、铌、锆）、碳 氮化物形成元素（如钒、铬、钼）和 晶界强化元素（如硼、磷、砷）。
微合金元素在钢中的作用
01
02
03
细化钢的晶粒
通过形成碳氮化物或氮化 物，微合金元素可以阻碍 奥氏体晶粒的长大，从而 细化钢的晶粒。
改善钢的韧性
某些微合金元素可以改变 钢的韧性，例如钛和铌可 以增加钢的低温韧性。
微合金元素对钢强度的影响
显著增强
微合金元素可以与钢中的碳形成碳化物，这些碳 化物在钢中起到“钉扎”作用，抑制奥氏体晶粒 长大，从而在冷却过程中获得更细小的铁素体晶 粒，提高强度。
微合金元素如钛、钒、铌等可以细化钢的晶粒， 从而提高其强度。
通过微合金元素的加入，可以实现仅通过热处理 工艺即达到提高强度和改善韧性之间的平衡。
同时，随着人工智能和大数 据技术的应用，对微合金元 素在钢中的研究将更加智能 化和精细化，有望实现更加 精准和高效的钢材性能调控
高强低合金钢中针状铁素体转变研究进展
窦佩霞
（南钢钢铁股份有限公司，江苏 南京 210035）
摘 要 ：本文通过对文献的调研，概述了高强低合金钢中针状铁素体转变研究的进展，为钢种冶金设计提供一些有益的思路，
针对不足，提出了一些建议。
关键词 ：低碳微合金钢 ；针状铁素体 ；氧化物冶金
之间的晶格结构存在良好的共格关系，大大降低针状铁素体形 核所需的界面能，促进针状铁素体在夹杂物上形核、长大。
每种夹杂物与铁素体的错配度总在某个方向上较小。作为 诱导针状铁素体形核最活跃的夹杂物之一的 MnS 与晶内铁素体 错配度最小的方向是在 {111}‖{111} 晶面族。
（3）应力应变能机理。实验和理论工作都证实，在含锰夹杂 物周围 100nm 范围内，奥氏体中锰的含量可以显著降低。一般 在奥氏体锰含量较低 1% wt 时，可使天平的相变温度 (Ae3) 提高 20℃。结果表明，铁素体可以在冷却过程的早期形成。
BF ：贝茵铁素体
图 2 不同原始奥氏体的相变ห้องสมุดไป่ตู้织晶粒尺寸分布图
针状铁素体的形核位置取决于位错亚结构的密度，而贝茵 铁素体的形核位置取决于变形奥氏体晶界面积百分比，二者竞 争，在相同压缩比条件下，原始奥氏体晶粒尺寸在 37.0μm 左右 获得的最终针状铁素体量最多，最终组织等效晶粒尺寸分布也 是最佳的。
（2）夹杂物的数量。针状铁素体只有在一定数量的夹杂物存 在且夹杂物尺寸合理且分布均匀时，才能在钢中形成。小包裹体 可以抑制奥氏体晶粒的生长，而大包裹体可以促进非针状铁素 体的转变。夹杂物数量的增加增加了夹杂物在晶体中的表面积， 有利于针状铁素体的形成。因此，夹杂物过少不利于针状铁素体 的转变，夹杂物过多会增加晶界长度和面积，从而减少针状铁素 体的形成。
低碳微合金贝氏体钢的转变动力学研究
主要 试验 设 备 ： Ｍ —０ Ｍ Ｓ １０热 力模 拟 实验 机 ；
试验材料的化学成分见表 ｌ 。
衰 １ 试验用钢的化学成分 ％
Ｃ Ｓ ｉ Ｍｎ Ｐ Ｓ Ｔｊ Ｎｂ Ｃｕ Ｎｉ Ｍｏ Ｂ
Ｄ － Ｏ０膨胀仪（ Ｔ Ｉ０ 最高加热温度 １５ ℃ ， ３０ 膨胀量测 量量程 － ｒ 最大加热速度 ２０ ｓ最大冷却速 ４ａ － ｍ， ２ ０ ℃／， 度 ５０Ｃｓ ；Ｌ Ｍ Ｕ 一Ｏ 型金相显微镜。 ０ ａ／）Ｏ Ｙ Ｐ Ｓ ６Ｏ
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第２卷 第６ ８ 期 ２０ 年 ｌ 月 ０６ ２
山 东 冶 金
Ｓ ａ ｄ ｎ Ｍｅａｌ ｒｙ ｈ ｎ ｏｇ ｔｌｕ ｇ
Ｖｏ． ， ． １ ２８ Ｎｏ６ Ｄ￣３ｌｂ ｒ ２ ６ ｏｌ ｅ ００ ｌ
・
试验 研 究 ・
低碳微合金贝氏体钢的转变动力学研究
所示 。
Ａ ａｙｉ Ｆ ａｔｒ ｅｓｎ ｆ ｇ ｔｅｇｈＰ Ｓｅｌ ｉ ｎ ｎ ｌｓ ｏ ｒ ｃｕｅＲ ａｏ ｓ ｈＳｒｎ ｔ Ｃ ｔｅ ｒ ａ ｄ ｓｆ ０ Ｈｉ Ｗ ｅ
Ｉ ｐｒ ｖ ｍ ｅ ｔＭ ｅ ｓ ｅ ｍ ｏ ｅ ｎ ａ ｕｒ ｓ
Ｌ ａ ｇ ｃ ｉ ＸＵ ｉｇ， ｏ ｇ ｔｎ， Ｉ ｎ －ａ． Ｘｉ ｂｎ ２ＹＵ Ｔ ｎ － ｅ ３ＹＡＮＧ ｉｚ ｕ Ｌ－ｈ
于 蕾 ， －关小军 李建文 ： ，
（ 山东大学 材料科学与工程学 院， １ 山东 济南 ２０６ ； ５０ １２济南钢铁集团总公司 中板厂 。 山东 济南 ２００ ） ５ １１ 摘 要 ： 以低碳微 台金贝氏体钢为研究 对象 ， 用热膨胀 法测定 了奥 氏体的连续冷却 转变 曲线 ， 用光学显 微镜观察 了相变组
微合金钢焊缝组织中针状铁素体形核与长大驱动力
第 1期
γ
张德勤 ,等 : 微合金钢焊缝组织中针状铁素体形核与长大驱动力
γ
[3]
13
AF )处的活度 ; a 和 aFe分别表示碳和铁在 γ中的
活度 。 1. 2 AF 相变驱动力 KRC 模型的建立
KRC 模型是 Kaufman, Radcliffe 和 Cohen 等人
示为 ΔG = R T x 1n
γ γ 1 aFe a1 γ , γ + ( 1 - x ) 1n γ a aFe γ
( 6)
1 式中 : a 1 和 aFe 分别表示碳和铁在相界面 γ/ (γ +
© 1994-2006 China Academic Journal Electronic Publishing House. All rights reserved.
γ
碳原子交互作用能 ,WAF = - 8 373 J /mol 。 图 1、 2 分别是由 KRC 模型计算得到的 AF转变 时相界面两侧的碳浓度随温度的变化曲线 。在相界 面奥氏体的一侧 , 随着转变温度的降低 , 碳浓度增 大 ,而在 AF 一侧的碳浓度则表现为随着温度的降 低而减小 。AF相变时 ,界面两侧碳浓度分布的不均 匀性是由于碳原子从溶解度较小的铁素体中向溶解 度较大的奥氏体扩散的结果 , 这也表明了 AF 的形 核与核长大过程是伴随碳原子的长程扩散过程 。
— xS — — —
— xS
x
γ γ γ
1- Z x 1
γ
ΔHγ - ΔSγ T + 。
RT
—
— xS
( 9) ( 10 )
1n aFe =
Z - 1
1n
1- Z x γ 。 1- x
一种铁素体－奥氏体相变动力学模型
收稿日期:２０２２－０７－１４基金项目:国家自然科学基金面上资助项目(５１７７４０８２).作者简介:蓝慧芳(１９８１－)ꎬ女ꎬ山东烟台人ꎬ东北大学副教授.第４４卷第７期２０２３年７月东北大学学报(自然科学版)ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ(ＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅ)Ｖｏｌ.４４ꎬＮｏ.７Ｊｕｌ.２０２３㊀ｄｏｉ:１０.１２０６８/ｊ.ｉｓｓｎ.１００５－３０２６.２０２３.０７.００４一种铁素体－奥氏体相变动力学模型蓝慧芳ꎬ柳泽阳ꎬ武梦如(东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室ꎬ辽宁沈阳㊀１１０８１９)摘㊀㊀㊀要:基于混合模型及吉布斯能量平衡模型思想ꎬ建立了一种简单的吉布斯能量平衡模型ꎬ应用于Ｆｅ－Ｃ－Ｍｎ低碳钢在７８０ħ两相区等温过程中的铁素体向奥氏体相变模拟ꎬ并分析了三种吉布斯自由能㊁有效晶粒尺寸㊁元素分布等对相变的影响.结果表明ꎬ有效晶粒尺寸及界面迁移率影响相变速率ꎬ但对最终奥氏体体积分数无影响ꎻ相变过程中相界面处锰元素的富集导致的能量耗散同时降低了相变速率及最终奥氏体体积分数.对模拟结果进行实验验证ꎬ表明模拟结果与实验结果吻合良好.关㊀键㊀词:相变动力学ꎻ吉布斯能量平衡ꎻ铁素体－奥氏体相变ꎻ溶质拖曳效应中图分类号:ＴＧ１１１ ５㊀㊀㊀文献标志码:Ａ㊀㊀㊀文章编号:１００５－３０２６(２０２３)０７－０９３８－０６ＡＫｉｎｅｔｉｃＭｏｄｅｌｆｏｒＦｅｒｒｉｔｅ￣ＡｕｓｔｅｎｉｔｅＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＬＡＮＨｕｉ￣ｆａｎｇꎬＬＩＵＺｅ￣ｙａｎｇꎬＷＵＭｅｎｇ￣ｒｕ(ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＲｏｌｌｉｎｇａｎｄＡｕｔｏｍａｔｉｏｎꎬＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１０８１９ꎬＣｈｉｎａ.Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇａｕｔｈｏｒ:ＬＡＮＨｕｉ￣ｆａｎｇꎬＥ￣ｍａｉｌ:ｌａｎｈｆ＠ｒａｌ.ｎｅｕ.ｅｄｕ.ｃｎ)Ａｂｓｔｒａｃｔ:ＩｎｔｈｉｓｐａｐｅｒꎬｂａｓｅｄｏｎｔｈｅｃｏｎｃｅｐｔｓｏｆｍｉｘｅｄｍｏｄｅｌａｎｄＧｉｂｂｓｅｎｅｒｇｙｂａｌａｎｃｅｍｏｄｅｌꎬａｓｉｍｐｌｅＧｉｂｂｓｅｎｅｒｇｙｂａｌａｎｃｅｍｏｄｅｌｗａｓｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄｔｏｓｉｍｕｌａｔｅｔｈｅｆｅｒｒｉｔｅ￣ａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＦｅ￣Ｃ￣Ｍｎｌｏｗｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌｄｕｒｉｎｇｔｈｅｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌａｎｎｅａｌｉｎｇａｔ７８０ħ.ＴｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆＧｉｂｂｓｆｒｅｅｅｎｅｒｇｙꎬｅｆｆｅｃｔｉｖｅｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄａｌｌｏｙｉｎｇｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｎｔｈｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｗｅｒｅｓｔｕｄｉｅｄ.Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｅｆｆｅｃｔｉｖｅｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌｍｏｂｉｌｉｔｙｇｒｅａｔｌｙａｆｆｅｃｔｅｄｔｈｅｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎꎬｗｈｉｌｅｔｈｅｙｈａｄｌｉｔｔｌｅｅｆｆｅｃｔｏｎｔｈｅｆｉｎａｌｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅ.ＴｈｅｄｉｓｓｉｐａｔｉｏｎｅｎｅｒｇｙｃａｕｓｅｄｂｙｔｈｅＭｎｅｎｒｉｃｈｍｅｎｔａｔｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅｄｕｒｉｎｇｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｌｏｗｅｄｄｏｗｎｔｈｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓａｎｄｒｅｄｕｃｅｄｔｈｅｆｉｎａｌｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅ.Ｉｔｉｓｆｏｕｎｄｔｈａｔｔｈｅｍｏｄｅｌｌｉｎｇｒｅｓｕｌｔｓａｂｏｖｅａｒｅｉｎｇｏｏｄａｃｃｏｒｄａｎｃｅｗｉｔｈｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｏｎｅｓ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓꎻＧｉｂｂｓｅｎｅｒｇｙｂａｌａｎｃｅꎻｆｅｒｒｉｔｅ￣ａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎꎻｓｏｌｕｔｅｄｒａｇｅｆｆｅｃｔ㊀㊀铁素体－奥氏体相变在钢铁行业的研究中具有非常重要的意义ꎬ工业钢的组织和性能依附于奥氏体冷却之后形成的各种相[１].关于奥氏体向铁素体相变的冷却过程已得到广泛研究[２]ꎻ相反的ꎬ对铁素体向奥氏体相变的加热过程研究相对较少.在加热过程中ꎬ奥氏体相变形核和长大受到诸多因素的影响.对于相变发生前的初始组织ꎬ如再结晶状态㊁第二相分布等ꎬ由于缺陷密度及空间碳分布差异ꎬ将在很大程度上影响奥氏体相变动力学[３－４]ꎬ导致奥氏体冷却后所形成的组织(例如铁素体晶粒尺寸㊁马氏体相变分数与分布等)出现差异.对于加热过程的晶粒长大来说ꎬ相变过程中组织难以实时观测ꎬ加之再结晶与奥氏体相变的相互作用[５－６]ꎬ使双相钢加热过程中对于相变及组织演变规律的研究具有挑战性.除了上述影响因素外ꎬ研究奥氏体的形成存在诸多挑战:加热时形成的奥氏体在冷却时又转化为不同的产物相ꎬ因此很难直接观察加热时形成的奥氏体ꎻ升温使奥氏体形成动力学的研究变得困难ꎬ初始组织的相分布和形态会影响奥氏体的形成过程ꎬ因此必须从不同的初始组织开始研究ꎬ这增加了所需的实验数量[７].这也是多年以来奥氏体逆相相对较少的原因.鉴于实验研究高温奥氏体化带来的不便ꎬ运用相关相变模型模拟相变过程成为可行之路.近些年来ꎬ人们已经提出了不同的生长模型来描述铁素体－奥氏体相变ꎬ其中运用较多的为:扩散控制模型[８]㊁界面控制模型[９]及混合模型[１０].混合生长模型同时考虑了溶质扩散和界面迁移率的影响ꎬ与实验结果吻合较好[１１].研究表明扩散控制模型与界面控制模型均为混合模型的一种极端情况[１２－１３]ꎬ因而在最近的研究中ꎬ混合生长模型被广泛使用[１４].但是传统的混合模型主要考虑的是Ｆｅ－Ｃ二元体系ꎬ将其他合金元素的影响整合到了比例因子中ꎬ较难对其进行深入讨论.Ｍｅｃｏｚｚｉ等[７]提出了基于Ｆｅ－Ｃ－Ｍｎ三元体系的等温铁素体向奥氏体转变的半解析混合模型ꎬ并对铁素体到奥氏体转变的扩散控制㊁界面控制和混合模型进行了比较研究.然而ꎬ他们没有对模型模拟结果进行实验验证.陈浩等提出了一个基于混合模型和溶质拖曳效应的吉布斯能量平衡(ＧｉｂｂｓｅｎｅｒｇｙｂａｌａｎｃｅꎬＧＥＢ)模型[１５]ꎬ该模型考虑了碳和其他替代元素的扩散ꎬ可以解释奥氏体ң贝氏体㊁奥氏体ң铁素体出现的停滞现象ꎬ但尚未应用于反向转变.安栋等基于混合模型的概念ꎬ建立了铁素体向奥氏体转变的吉布斯能量平衡模型[１６]ꎬ并应用于Ｆｅ－Ｃ－Ｍｎ和Ｆｅ－Ｃ－Ｍｎ－Ｓｉ合金在７６０ħ下的铁素体向奥氏体转变.模型预测的相变动力学与膨胀测量的结果比较接近ꎬ但未给出合金元素扩散对于相变过程影响的相关解释.本文基于半解析混合模型与吉布斯能量平衡模型ꎬ建立了一种简单的吉布斯能量平衡模型ꎬ模拟了Ｆｅ－０ １Ｃ－２Ｍｎ在加热过程中的相变动力学.将不同影响因素对奥氏体化相变过程的影响进行了讨论ꎬ并将模拟结果与实验进行了比较.１㊀ＧＥＢ模型的建立吉布斯能量平衡模型的基本原理为[１５]:相变过程的化学驱动力ΔＧｃｈｅｍ等于置换原子在相界面内再分配而引起的吉布斯自由能耗散ΔＧｄｉｆｆ和界面移动带来的摩擦引起的吉布斯自由能耗散ΔＧｆｒｉｃꎬ即ΔＧｃｈｅｍ＝ΔＧｄｉｆｆ＋ΔＧｆｒｉｃ.(１)１ １㊀化学驱动力ΔＧｃｈｅｍ的计算铁素体向奥氏体加热过程相变的化学驱动力ΔＧｃｈｅｍ采用混合模型[７]进行计算.相关假设条件为:忽略奥氏体的形核过程ꎬ认为在计算区域(研究相变区域的一半长度为Ｌ)的最左边位置存在一个初始半径为ｓγꎬ０的奥氏体ꎬ该奥氏体由相变开始时具有共析碳成分为ｘＰｃ的珠光体转变而来ꎬ其余部分为铁素体基体(Ｌ－ｓγꎬ０).随相变的进行ꎬ奥氏体长大ꎻ在ｔ时刻时ꎬ界面迁移至ｚ＝ｓγ处(ｚ为到奥氏体中心的距离)ꎬ此时奥氏体内部的碳分布如图１所示.由于碳在铁素体内部扩散速率远大于奥氏体ꎬ认为在相变过程中碳的摩尔分数始终等于平衡值ｘαꎬｅｑｃ.图１㊀碳的摩尔分数分布示意图Ｆｉｇ １㊀Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｏｆｔｈｅｍｏｌａｒｆｒａｃｔｉｏｎｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆｔｈｅｃａｒｂｏｎ㊀㊀根据半解析模型的假设ꎬ在奥氏体中存在与扩散距离ｚ呈指数关系碳的摩尔分数为ｘｃ(ｔꎬｚ)＝ｘγꎬｈｃ＋(ｘγꎬα/γｃ－ｘγꎬｈｃ)ｃｏｓｈ(ｚ/ｚ０)－１ｃｏｓｈ(ｓγ/ｚ０)－１.(２)式中:ｘγꎬｈｃ为奥氏体中心碳的摩尔分数ꎻｘγꎬα/γｃ为界面处奥氏体侧碳的摩尔分数ꎻｘｃ(ｔꎬｓ)＝ｘγꎬα/γｃꎻｚ０为奥氏体相中碳分布曲线的宽度ꎬｚ０≫ｓγ.铁素体向奥氏体相变的化学驱动力ΔＧｃｈｅｍ可由式(３)计算[７]:ΔＧｃｈｅｍ＝χ(ｘγꎬα/γｃ－ｘγꎬｅｑｃ).(３)新相奥氏体的生长速率ｖ可由式(４)计算:ｖ＝ＭΔＧｃｈｅｍ.(４)式中:Ｍ为界面迁移率ꎬＭ的数值可由Ｍ＝Ｍ０ｅｘｐ－ＱＲＴæèçöø÷计算ꎬＭ０为界面迁移率因子ꎻＱ为激活能ꎻＲ为气体常数ꎻＴ为温度ꎬＫ.相变过程中界面处碳扩散通量守恒ꎬ即ｖ(ｘγꎬα/γｃ－ｘαꎬｅｑｃ)＝－Ｄγｃｄｘｃｄｚｚ＝ｓγ.(５)为简化计算ꎬ假设ｚ０≫ｓγ>ｓγꎬ０ꎬ结合式(１)~式(５)可推导出奥氏体相界面碳的摩尔分数ｘγꎬα/γｃ的解析表达式:９３９第７期㊀㊀㊀蓝慧芳等:一种铁素体－奥氏体相变动力学模型㊀㊀㊀㊀ｘγꎬα/γｃ＝１２Ａｓγ[(ＡｓγΔｘｃ－３)＋(ＡｓγΔｘｃ－３)２＋１２ｓγꎬ０Ａ(ｘｐｃ－ｘαꎬｅｑｃ)＋ｘαꎬｅｑｃ.(６)式中:Ａ＝Ｍχ/ＤγｃꎻΔｘｃ＝ｘγꎬｅｑｃ－ｘαꎬｅｑｃ.化学驱动力为ΔＧｃｈｅｍ＝χ１２Ａｓγ[(ＡｓγΔｘｃ－３)＋(ＡｓγΔｘｃ－３)２＋１２ｓγꎬ０Ａ(ｘｐｃ－ｘαꎬｅｑｃ)]＋ｘαꎬｅｑｃ－ｘγꎬｅｑｃ{}.(７)１ ２㊀自由能耗散ΔＧｄｉｆｆ和ΔＧｆｒｉｃ的计算采用溶质拖曳模型[１７]计算溶质原子在界面内再分配引起的吉布斯自由能耗散ΔＧｄｉｆｆ.相变过程中ꎬ合金元素在界面处偏聚形成一个楔形的化学势阱ꎬ如图２所示ꎬ并且其深度与原子偏聚程度有关.其中μα和μγ分别为溶质原子在铁素体和图２㊀α/γ界面处Ｍｎ化学势阱示意图Ｆｉｇ ２㊀ＳｃｈｅｍａｔｉｃｄｉａｇｒａｍｏｆｔｈｅｃｈｅｍｉｃｐｏｔｅｎｔｉａｌｗｅｌｌｏｆｔｈｅＭｎｅｌｅｍｅｎｔａｔｔｈｅα/γｉｎｔｅｒｆａｃｅ奥氏体相中的化学势ꎬΔＥ为Ｍｎ在铁素体和奥氏体中化学势之差的一半ꎬＥ０为结合能ꎬｈ为界面厚度的一半.根据上述假设ꎬ溶质原子耗散能ΔＧｄｉｆｆ可由式(８)计算:ΔＧｄｉｆｆ＝－ʏ＋ｈ－ｈ[Ｃ(ｙ)－Ｃ０]ｄＥ(ｙ)ｄｙｄｙ.(８)式中:ｙ为距界面的距离ꎻＣ０为合金中溶质Ｍｎ的标称分数ꎻＣ(ｙ)为界面处溶质Ｍｎ随距离ｙ变化的分数ꎻＥ(ｙ)为图中随距离ｙ变化的合金元素Ｍｎ的化学势.界面处置换元素的分布应满足菲克第二定律公式:∂∂ｙＤｉｎｔ∂Ｃ(ｙ)∂ｙ＋ＤｉｎｔＣ(ｙ)ＲＴ∂Ｅ(ｙ)∂ｙ＋ｖＣ(ｙ)[]＝０.(９)式中ꎬＤｉｎｔ为溶质原子在界面处的扩散系数.综合式(８)㊁式(９)可得到ΔＧｄｉｆｆ的解析表达式:ΔＧｄｉｆｆ＝－ＲＴＣ０－ａ２Ｖ１＋ａ－ｂ２Ｖ１＋ｂ＋ａ２[１－ｅｘｐ(－Ｖ(１＋ａ))](１＋ａ)２＋ｂ２[１－ｅｘｐ(－Ｖ(１＋ｂ))](１＋ｂ)２－{ａｂ[１－ｅｘｐ(－Ｖ(１＋ａ))][１－ｅｘｐ(－Ｖ(１＋ｂ))](１＋ａ)(１＋ｂ)}.(１０)式中:Ｖꎬａꎬｂ为无量纲量ꎻＶ＝ｖｈＤｉｎｔꎻａ＝１Ｖ(ΔＥ－Ｅ０)ＲＴꎻｂ＝１Ｖ(ΔＥ＋Ｅ０)ＲＴ.界面迁移造成的自由能耗散ΔＧｆｒｉｃ计算式为ΔＧｆｒｉｃ＝ｖＭ.(１１)式中:ｖ为生长速率.１ ３㊀模拟条件模拟选取质量分数为０ １％Ｃ－２％Ｍｎ的低碳钢.模拟工艺为:７８０ħ下铁素体向奥氏体的等温转变.碳在奥氏体中的扩散系数为１ ５ˑ１０－５ˑｅｘｐ(－１４２１００/ＲＴ)/(ｍ２ ｓ－１)[１８].界面厚度２ｈ为０ ５ｎｍ[１９].锰的结合能Ｅ０为９ ９(ｋＪ ｍｏｌ－１)[２０].锰在界面的扩散系数ＤＭｎ取Ｍｎ在奥氏体㊁铁素体内以及铁素体晶界处的锰元素扩散系数的几何平均值[２０]ꎬ可由ＤＩＣＴＲＡ[２１]计算得到.碳平衡的摩尔分数ｘｐｃꎬｘαꎬｅｑｃꎬｘγꎬｅｑｃꎬＭｎ的化学势差的一半ΔＥ㊁热力学比例因子χ均可由Ｔｈｅｒｍｏ￣ｃａｌｃ计算[２２].激活能Ｑ为１４０(ｋＪ ｍｏｌ－１)[２３]ꎬ气体常数Ｒ＝８ ３１４Ｊ/(ｍｏｌ Ｋ).Ｍ０为０ ５~０ ００５ｍｏｌ ｍＪ－１ｓ－１ꎬ在文献报道的取值范围内[２４].计算区域长度Ｌ的大小由不同的奥氏体初始尺寸决定[７]ꎬ计算可知:Ｌ＝ｘｐｃ－ｘαꎬｅｑｃｘ０ｃ－ｘαꎬｅｑｃｓγꎬ０.(１２)式中ꎬｘ０ｃ为合金基体碳的摩尔分数.２㊀实验材料及方法实验材料选取质量分数为０ １％Ｃ－２％Ｍｎ㊁初始组织为铁素体＋渗碳体的冷轧钢板.实验工艺如图３所示.分别以５ħ/ｓ和８０ħ/ｓ的速度升至７８０ħꎬ等温３００ｓꎬ随后加热至９００ħꎬ保温３０ｓꎬ以确定等温阶段奥氏体体积分数ꎬ随后以０４９东北大学学报(自然科学版)㊀㊀㊀第４４卷㊀㊀８０ħ/ｓ的速度冷却至室温ꎬ如图３ａ所示ꎻ以５ħ/ｓ的速度升至６６０ħꎬ保温１００ｓꎬ使其发生再结晶ꎬ随后以５ħ/ｓ的速度升至７８０ħꎬ等温３００ｓꎬ再升温至９００ħꎬ保温３０ｓꎬ最后以８０ħ/ｓ的速度冷却至室温ꎬ如图３ｂ所示.图３㊀奥氏体化工艺示意图Ｆｉｇ ３㊀Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｄｉａｇｒａｍｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｉｚａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓ(ａ) 加热等温ꎻ(ｂ) 再结晶处理.３㊀结果与讨论３ １㊀模拟结果与实验结果对比８０ħ/ｓ加热等温工艺下模拟得到能量变化情况及模拟与实验得到不同时间下的新相奥氏体如图４所示.采用吉布斯自由能平衡模型及混合模型获得的８０ħ/ｓ加热至７８０ħ等温２５０ｓ的模拟结果及实验结果如图４ａ所示.可知ꎬＧＥＢ模型的计算结果与实验结果吻合较好ꎬ而混合模型所计算的最终奥氏体体积分数偏高ꎬ可见ＧＥＢ模型预测结果更加准确.对ＧＥＢ模型的模拟结果进行分析发现ꎬ在０~２５ｓ阶段ꎬ相变进行迅速ꎬ奥氏体体积分数达到５０％左右ꎻ２５~１００ｓ阶段ꎬ相变速率较慢ꎬ奥氏体体积分数逐渐增大至６０％ꎻ超过１００ｓ后ꎬ相变基本停止ꎬ奥氏体体积分数基本不再发生改变.而混合模型不论是相变速率还是奥氏体体积分数都要高于ＧＥＢ模型.由于ＧＥＢ模型是在混合模型的基础上加入溶质拖曳效应ꎬ导致合金元素在界面处扩散而引起的耗散能ΔＧｄｉｆｆ成为相变过程的阻力ꎬ因此ΔＧｄｉｆｆ不仅降低了相变速率ꎬ还导致最终奥氏体体积分数的降低.在ＧＥＢ模型预测的等温转变过程中ꎬ化学驱动力ΔＧｃｈｅｍ(实线)㊁合金元素扩散引起的吉布斯自由能耗散ΔＧｄｉｆｆ(点划线)㊁界面造成的自由能耗散ΔＧｆｒｉｃ(点线)与自由能耗散之和ΔＧｄｉｆｆ＋ΔＧｆｒｉｃ(虚线)随界面速率的变化ꎬ两曲线的交点即为发生相变时的驱动力及界面移动的临界速率ꎬ如图４ｂ所示.可知ꎬ当奥氏体尺寸增大后ꎬΔＧｃｈｅｍ曲线向低能量㊁低界面迁移速率方向改变ꎬ即随相变的进行ꎬ奥氏体不断长大ꎬ相变的驱动力降低.对于ΔＧｄｉｆｆ曲线ꎬ在低界面迁移速率(ｖ<１０－８ｍ/ｓ)下ꎬΔＧｄｉｆｆ基本无变化(~１０Ｊ ｍｏｌ－１)ꎻ随界面速率增大ꎬΔＧｄｉｆｆ逐渐增大至３ˑ１０－６ｍ/ｓ处的峰值ꎬ此后随界面速率增大ΔＧｄｉｆｆ逐渐降低.对于ΔＧｆｒｉｃ曲线ꎬ在低界面迁移速率阶段约为０ꎬ随图４㊀奥氏体体积分数随时间变化及能量耗散随速度的变化Ｆｉｇ ４㊀Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｗｉｔｈｔｉｍｅａｎｄｅｎｅｒｇｙｄｉｓｓｉｐａｔｉｏｎｗｉｔｈｖｅｌｏｃｉｔｙ(ａ) ＧＥＢ模型㊁混合模型与实验结果ꎻ(ｂ) 不同吉布斯自由能与界面速率的关系.１４９第７期㊀㊀㊀蓝慧芳等:一种铁素体－奥氏体相变动力学模型㊀㊀界面速率的增加ꎬΔＧｆｒｉｃ不断增加ꎬ呈上升趋势.对于总耗散能ΔＧｄｉｆｆ＋ΔＧｆｒｉｃ曲线ꎬ在低界面速率阶段ꎬ耗散能主要由ΔＧｄｉｆｆ控制ꎻ在中界面迁移速率(１０－６ｍ/ｓ<ｖ<１０－８ｍ/ｓ)阶段ꎬ总耗散能由两者共同控制ꎻ在高界面速率阶段(ｖ>１０－６ｍ/ｓ)ꎬ总耗散能主要由ΔＧｆｒｉｃ控制.分析ΔＧｃｈｅｍ曲线与ΔＧｄｉｆｆ＋ΔＧｆｒｉｃ曲线的交点可以发现ꎬ随奥氏体尺寸增加ꎬ交点处的界面迁移速率降低ꎬ这可以解释图４ａ中随相变的进行ꎬ相变速率越来越慢.３ ２㊀有效晶粒尺寸的影响有效晶粒尺寸对相变的影响如图５所示.ＧＥＢ模型计算的有效晶粒尺寸Ｌ不同时奥氏体体积分数随时间的变化如图５ａ所示ꎬ并与实验数据进行了对比.可知ꎬ随有效晶粒尺寸Ｌ的减小ꎬ相变速率加快ꎬ但其最终的稳定奥氏体体积分数基本不变.以８０ħ/ｓ的速度加热时ꎬ在加热阶段基本不发生或很少发生再结晶ꎬ有效晶粒尺寸最小ꎬ相变速率最快ꎻ经过６６０ħ等温１００ｓ后ꎬ再结晶比较充分ꎬ晶粒尺寸最大ꎬ等温阶段的相变速率最慢ꎻ５ħ/ｓ的速率加热时ꎬ部分发生了再结晶ꎬ晶粒尺寸介于两者之间ꎬ因而相变速率介于两者之间.不同有效晶粒尺寸Ｌ对应的化学驱动力ΔＧｃｈｅｍ㊁耗散能之和ΔＧｄｉｆｆ＋ΔＧｆｒｉｃ随界面迁移速率的变化如图５ｂ所示.分析不同Ｌ化学驱动力曲线与耗散能之和曲线的交点ꎬ可知ꎬＬ较小的奥氏体具有更高的化学驱动力及更快的界面迁移速率ꎬ这是因为随晶粒尺寸的减小ꎬ元素扩散距离减小ꎻ晶粒尺寸的减小会使单位面积内的晶粒数量增多ꎬ晶界面积更大ꎬ增加了形核的位置及数量ꎬ使得相变速率加快ꎬ这解释了有效晶粒尺寸较小的奥氏体相变速率相对更快的现象.图５㊀有效晶粒尺寸对相变的影响Ｆｉｇ ５㊀Ｅｆｆｅｃｔｏｆｔｈｅｅｆｆｅｃｔｉｖｅｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｎｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ(ａ) 奥氏体体积分数与等温时间的关系ꎻ(ｂ) 吉布斯自由能与界面速度的关系.３ ３㊀界面处合金元素的分布ＧＥＢ模型同样可以预测相变过程中界面处合金元素(本文为锰)的分布ꎬ图６为ＧＥＢ模型预测的７８０ħ等温相变过程中界面处Ｍｎ的质量分数随界面位置的变化.由图可知ꎬ在高界面迁移速率(ｖ＝１０－５ｍ/ｓ)下ꎬ相变速率较快ꎬ相变主要由碳元素扩散控制ꎬ锰元素基本不发生扩散ꎬ界面处Ｍｎ的质量分数基本保持不变ꎻ在中界面迁移速率(ｖ＝４ˑ１０－７ｍ/ｓ)下ꎬＭｎ开始发生扩散ꎬ对相变有所影响ꎬ界面处出现了Ｍｎ的富集ꎬ从而导致Ｍｎ尖峰的形成ꎻ随相变继续进行ꎬ界面迁移速率进一步降低(ｖ＝１０－９ｍ/ｓ)ꎬ此时相变已处于末期ꎬ主要由Ｍｎ扩散控制ꎬＭｎ的尖峰也随之继续增高.这种相变过程中界面处出现的Ｍｎ元素富集导致产生较大的耗散能ꎬ从而抑制相变的进行.观察奥氏体侧Ｍｎ的质量分数可以发现ꎬ在高界面迁移速率情况下ꎬ奥氏体侧与基体Ｍｎ的质量分数接近ꎻ随相变速率进一步降低ꎬ相变接近停止时ꎬ奥氏体侧高于基体Ｍｎ的质量分数ꎬ即相变过程中出现了Ｍｎ的分配.图６㊀Ｍｎ元素在界面处分布情况Ｆｉｇ ６㊀ＤｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆｔｈｅＭｎｅｌｅｍｅｎｔａｔｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅ２４９东北大学学报(自然科学版)㊀㊀㊀第４４卷４㊀结㊀㊀论１)通过将混合模型与ＧＥＢ模型相结合ꎬ建立了一个简单的ＧＥＢ模型ꎬ并与实验进行了对比ꎬ模拟结果与实验结果吻合较好.２)合金元素扩散引起的自由能耗散不仅降低了相变速率ꎬ还导致最终奥氏体体积分数减少.３)不同的有效晶粒尺寸只影响了相变速率ꎬ对于最终的相变结果几乎没有影响.４)在相变过程中ꎬ锰在界面处出现了分布尖峰ꎬ离界面距离越远Ｍｎ的质量分数越低ꎬ最终趋近于一个稳定值.参考文献:[１]㊀ＧｏｕｎéＭꎬＤａｎｏｉｘＦꎬÅｇｒｅｎＪꎬｅｔａｌ.Ｏｖｅｒｖｉｅｗｏｆｔｈｅｃｕｒｒｅｎｔｉｓｓｕｅｓｉｎａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｏｆｅｒｒｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｒｏｌｅｏｆｍｉｇｒａｔｉｎｇｉｎｔｅｒｆａｃｅｓｔｈｅｒｅｉｎｆｏｒｌｏｗａｌｌｏｙｅｄｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓꎬ２０１５ꎬ９２:１－３８. [２]㊀ｖａｎＢｏｈｅｍｅｎＳＭＣꎬＳｉｅｔｓｍａＪ.Ｔｈｅｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｂａｉｎｉｔｅａｎｄｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｓｔｅｅｌｓｄｕｒｉｎｇｃｏｏｌｉｎｇ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ:Ａꎬ２０１０ꎬ５２７(２４/２５):６６７２－６６７６.[３]㊀ＥｔｅｓａｍｉＳＡꎬＥｎａｙａｔｉＭＨ.Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｅｖｏｌｕｔｉｏｎａｎｄｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆａｃｏｌｄ￣ｒｏｌｌｅｄꎬｆｅｒｒｉｔｅ￣ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄｕｒｉｎｇｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌａｎｎｅａｌｉｎｇ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２０１６ꎬ４７:３２７１－３２７６. [４]㊀ＫｕｌａｋｏｖＭꎬＰｏｏｌｅＷＪꎬＭｉｌｉｔｚｅｒＭ.ＴｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｔｈｅｉｎｉｔｉａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｎｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎａｎｄａｕｓｔｅｎｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎａＤＰ６００ｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２０１３ꎬ４４:３５６４－３５７６.[５]㊀ＺｈｅｎｇＣＷꎬＲａａｂｅＤ.Ｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎａｎｄｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌａｎｎｅａｌｉｎｇｉｎａｃｏｌｄ￣ｒｏｌｌｅｄｄｕａｌ￣ｐｈａｓｅｓｔｅｅｌ:ａｃｅｌｌｕｌａｒａｕｔｏｍａｔｏｎｍｏｄｅｌ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１３ꎬ６１(１９):５５０４－５５１７. [６]㊀ＣｈｂｉｈｉＡꎬＢａｒｂｉｅｒＤꎬＧｅｒｍａｉｎＬꎬｅｔａｌ.Ｉｎｔｅｒａｃｔｉｏｎｓｂｅｔｗｅｅｎｆｅｒｒｉｔｅｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎａｎｄａｕｓｔｅｎｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｈｉｇｈ￣ｓｔｒｅｎｇｔｈｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬ２０１４ꎬ４９:３６０８－３６２１.[７]㊀ＭｅｃｏｚｚｉＭＧꎬＢｏｓＣꎬＳｉｅｔｓｍａＪ.Ａｍｉｘｅｄ￣ｍｏｄｅｍｏｄｅｌｆｏｒｔｈｅｆｅｒｒｉｔｅ￣ｔｏ￣ａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎａｆｅｒｒｉｔｅ/ｐｅａｒｌｉｔｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１５ꎬ８８:３０２－３１３. [８]㊀ＺｅｎｅｒＣ.Ｔｈｅｏｒｙｏｆｇｒｏｗｔｈｏｆｓｐｈｅｒｉｃａｌｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｆｒｏｍｓｏｌｉｄｓｏｌｕｔｉｏｎ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓꎬ１９４９ꎬ２０(１０):９５０－９５３.[９]㊀ＨｉｌｌｅｒｔＭ.Ｄｉｆｆｕｓｉｏｎａｎｄｉｎｔｅｒｆａｃｅｃｏｎｔｒｏｌｏｆｒｅａｃｔｉｏｎｓｉｎａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ１９７５ꎬ６:５－１９. [１０]ＳｉｅｔｓｍａＪꎬｖａｎｄｅｒＺｗａａｇＳ.Ａｃｏｎｃｉｓｅｍｏｄｅｌｆｏｒｍｉｘｅｄ￣ｍｏｄｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｉｎｔｈｅｓｏｌｉｄｓｔａｔｅ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２００４ꎬ５２(１４):４１４３－４１５２.[１１]ＫｒｉｅｌａａｒｔＧＰꎬＳｉｅｔｓｍａＪꎬｖａｎｄｅｒＺｗａａｇＳ.ＦｅｒｒｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎＦｅ￣Ｃａｌｌｏｙｓｄｕｒｉｎｇａｕｓｔｅｎｉｔｅｄｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｕｎｄｅｒｎｏｎ￣ｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｉｎｔｅｒｆａｃｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ:Ａꎬ１９９７ꎬ２３７(２):２１６－２２３.[１２]ＣｈｅｎＨꎬｖａｎｄｅｒＺｗａａｇＳ.Ｍｏｄｅｌｉｎｇｏｆｓｏｆｔｉｍｐｉｎｇｅｍｅｎｔｅｆｆｅｃｔｄｕｒｉｎｇｓｏｌｉｄ￣ｓｔａｔｅｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｉｎｂｉｎａｒｙａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬ２０１１ꎬ４６(５):１３２８－１３３６.[１３]陈浩ꎬ张璁雨ꎬ朱加宁ꎬ等.奥氏体/铁素体界面迁移与元素配分的研究进展[Ｊ].金属学报ꎬ２０１８ꎬ５４(２):２１７－２２７.(ＣｈｅｎＨａｏꎬＺｈａｎｇＣｏｎｇ￣ｙｕꎬＺｈｕＪｉａ￣ｎｉｎｇꎬｅｔａｌ.Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ/ｆｅｒｒｉｔｅｉｎｔｅｒｆａｃｅｍｉｇｒａｔｉｏｎａｎｄａｌｌｏｙｉｎｇｅｌｅｍｅｎｔｓｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ:ａｎｏｖｅｒｖｉｅｗ[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａＳｉｎｉｃａꎬ２０１８ꎬ５４(２):２１７－２２７.)[１４]ＨｕｉｚｅｎｇａＲＭꎬＢｏｓＣꎬＳｉｅｔｓｍａＪ.Ｉｎｔｅｒｆａｃｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓｄｕｒｉｎｇｍｉｘｅｄ￣ｍｏｄｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｉｎｍｅｔａｌｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅꎬ２００８ꎬ４３(１１):３７４４－３７４９.[１５]ＣｈｅｎＨꎬｖａｎｄｅｒＺｗａａｇＳ.Ａｇｅｎｅｒａｌｍｉｘｅｄ￣ｍｏｄｅｍｏｄｅｌｆｏｒｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅ￣ｔｏ￣ｆｅｒｒｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｉｎＦｅ￣Ｃ￣Ｍａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１４ꎬ７２:１－１２.[１６]ＡｎＤꎬＰａｎＳꎬＲｅｎＱꎬｅｔａｌ.ＡＧｉｂｂｓｅｎｅｒｇｙｂａｌａｎｃｅｍｏｄｅｌｆｏｒｔｈｅｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｆｅｒｒｉｔｅ￣ｔｏ￣ａｕｓｔｅｎｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｊ].ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０２０ꎬ１７８:２０７－２１０.[１７]ＰｕｒｄｙＧＲꎬＢｒｅｃｈｅｔＹ.Ａｓｏｌｕｔｅｄｒａｇｔｒｅａｔｍｅｎｔｏｆｔｈｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆａｌｌｏｙｉｎｇｅｌｅｍｅｎｔｓｏｎｔｈｅｒａｔｅｏｆｔｈｅｐｒｏｅｕｔｅｃｔｏｉｄｆｅｒｒｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｅｔＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ１９９５ꎬ４３(１０):３７６３－３７７４.[１８]ＭｉｌｉｔｚｅｒＭꎬＭｅｃｚｚｉＭꎬＳｉｅｔｓｍａＪꎬｅｔａｌ.Ｔｈｒｅｅ￣ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌｐｈａｓｅｆｉｅｌｄｍｏｄｅｌｌｉｎｇｏｆｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅ￣ｔｏ￣ｆｅｒｒｉｔｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２００６ꎬ５４(１５):３９６１－３９７２. [１９]ＣｈｅｎＨꎬＢｏｒｇｅｎｓｔａｍＡꎬＯｄｑｖｉｓｔＪꎬｅｔａｌ.Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆｉｎｔｅｒｒｕｐｔｅｄｃｏｏｌｉｎｇｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓｔｏｓｔｕｄｙｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１３ꎬ６１(１２):４５１２－４５２３.[２０]ＣｈｅｎＨꎬＺｈｕＫꎬＺｈａｏＬꎬｅｔａｌ.ＡｎａｌｙｓｉｓｏｆｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｔａｓｉｓｄｕｒｉｎｇｔｈｅｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎＦｅ￣Ｃ￣ＭｎａｎｄＦｅ￣Ｃ￣Ｍｎ￣Ｓｉａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａꎬ２０１３ꎬ６１(１４):５４５８－５４６８.[２１]ＢｏｒｇｅｎｓｔａｍＡꎬＨöｇｌｕｎｄＬꎬÅｇｒｅｎＪꎬｅｔａｌ.ＤＩＣＴＲＡꎬａｔｏｏｌｆｏｒｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｏｆｄｉｆｆｕｓｉｏｎａｌｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｉｎａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＰｈａｓｅＥｑｕｉｌｉｂｒｉａꎬ２０００ꎬ２１(３):２６９－２８０. [２２]ＡｎｄｅｒｓｓｏｎＪꎬＨｅｌａｎｄｅｒＴꎬＨöｇｌｕｎｄＬꎬｅｔａｌ.Ｔｈｅｒｍｏ￣Ｃａｌｃ＆ＤＩＣＴＲＡꎬｃｏｍｐｕｔａｔｉｏｎａｌｔｏｏｌｓｆｏｒｍａｔｅｒｉａｌｓｓｃｉｅｎｃｅ[Ｊ].Ｃａｌｐｈａｄꎬ２００２ꎬ２６(２):２７３－３１２.[２３]ＦａｚｅｌｉＦꎬＭｉｌｉｔｚｅｒＭ.Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆｓｏｌｕｔｅｄｒａｇｔｈｅｏｒｙｔｏｍｏｄｅｌｆｅｒｒｉｔｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｍｕｌｔｉｐｈａｓｅｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２００５ꎬ３６(６):１３９５－１４０５. [２４]ＡｎＤꎬＢａｉｋＳꎬＰａｎＳꎬｅｔａｌ.Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｃａｒｂｏｎｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｓｏｆａｄｕａｌ￣ｐｈａｓｅｓｔｅｅｌ:ｍｏｄｅｌｉｎｇａｎｄａｔｏｍ￣ｐｒｏｂｅｔｏｍｏｇｒａｐｈｙｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡꎬ２０１９ꎬ５０(１):４３６－４５０.３４９第７期㊀㊀㊀蓝慧芳等:一种铁素体－奥氏体相变动力学模型㊀㊀。
带状组织
带状组织一、带状组织定义若钢在铸态下存在严重的偏析和夹杂物，或热变形加工温度低，则在热加工后钢中常出现沿变形方向呈带状或层状分布的显微组织，称为带状组织。
低碳合金钢中的带状组织是指沿钢材轧制方向形成的，以先共析铁素体为主的带与珠光体为主的带彼此堆叠而成的组织形态[6]。
二、带状组织的形成机理由于钢液在铸锭结晶过程中选择性结晶形成化学成分呈不均匀分布的枝晶组织，铸锭中的粗大枝晶在轧制时沿变形方向被拉长，并逐渐与变形方向一致，从而形成碳及合金元素的贫化带(实质上是条)和贫化带彼此交替堆叠，在缓冷条件下，先在碳及合金元素贫化带(过冷奥氏体稳定性较低)析出先共析铁素体，将多余的碳排入两侧的富化带，最终形成以铁素体为主的带；而碳及合金元素富化带(过冷奥氏体稳定性较高)，在其后形成以珠光体为主的带，因而形成了以铁素体为主的带与以珠光体为主的带彼此交替的带状组织。
成分偏析越严重，形成的带状组织也越严重。
由于带状组织相邻带的显微组织不同，它们的性能也不相同，在外力作用下性能低的带易暴露出来，而且强弱带之间会产生应力集中，因而造成了总体力学性能降低，并具有明显的各向异性。
三、带状组织的形成条件带状组织分为一次带状组织，和二次带状组织。
一次带状组织由钢锭浇铸时树枝状偏析造成，二次带状组织由轧制或锻造过程中产生的。
形成带状组织的原因各不相同，归纳起来大致有2种原因：a．由成分偏析引起的带状组织。
即当钢中含有磷等有害杂质，压延时，杂质沿压延方向伸长。
当钢材冷至Ar3以下时，这些杂质就成为铁素体的核心使铁素体形态呈带状分布，随后珠光体也呈带状分布。
这种带状组织很难用热处理的方法加以消除。
b．由热加工温度不当引起的带状组织，即热加工停锻温度于二相区时（Ar1和Ar3之间），铁素体沿着金属流动方向从奥氏体中呈带状析出，尚未分解的奥氏体被割成带状，当冷却到Ar1时，带状奥氏体转化为带状珠光体，这种组织可以通过正火或退火的方法加以消除。
Fe-Mo-Nb合金中溶质拖曳晶粒长大动力学的相场模拟
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第<@期 ! ! 程 ! 刚 等 %G"4W+4U# 合 金 中 溶 质 拖 曳 晶 粒 长 大 动 力 学 的 相 场 模 拟
摘要轻水堆事故容错燃料DAG包壳铁铬铝铁素体合金中添加微量 W+U#元素能起到固溶强化和析 出的作用其中析出的 R/7")相分布在晶界亚晶界被认为能固定晶界阻 碍 晶 粒 长 大发 挥 提 高 合 金 热 稳定性能的作用另一种观点认为R/7")相的钉扎 效 应 小 于 溶 质 拖 曳 效 应 B:H在 提 高 合 金 热 稳 定 性方面不占主导为研究B:H 对晶界迁移的影响本文使用相场方法定量模拟晶粒生长过程中 W+U# 溶质元素对晶界迁移的阻碍在已有相场模型基础上引入多晶相场模型和溶质拖曳附 加 项并 推 导 出 其 具体表达式用于建模模拟结果显示与 经 典 稳 态 假 设 B:H 模 型 相 比相 场 方 法 观 察 到 非 稳 态 的 溶 质 分离过程此外还获得溶质在不同迁移速率晶界处的分布以及对应速率的B:H 耗散能确定了 U#W+ 元素的 B:H 作用范围研究结果表明该模型适 用 于 模 拟 多 晶 生 长 过 程 中 的 B:H能 为 深 入 理 解 材 料 中 W+U#溶质拖曳过程以及材料设计和性能预测提供有价值的信息 关 键 词 晶 界 迁 移 溶 质 拖 曳 相 场 模 型 铁 基 合 金 模 拟 中图分类号ARNM!!! 文献标志码D!!!文章编号<@@@4TLN<?@?N<@4<LJ@4@L '%=<@9PQNJ2K;9?@??92+&5(/%9@PLM
无机非金属材料
耐候 钢发 展现状 及展望 ＝Ｒ ｖｅ ｎ ｒｓｅｔｏ ａ ｅｉｇ ｅｉｗ ａｄ ｐｏｐ ｃ ｆｗｅｔ ｒ ｈ ｎ ｓ ｅ ［ ，中］ 于千（ ｔ ｌ刊 ｅ ／ 首钢迁安钢铁有 限责任公司热轧厂，迁安 ０ ４ ０ ） 钢铁研究学报 ． ２ｏ ，１ （１． １ ６４ ４ ／ ／ 一 ｏ ７ ９１） ～４ 一 概述 了国 内外耐大气腐蚀钢（ 即耐候钢） 的发展情况及钢种 的主 要牌号和性 能要求 ，介绍 了合 金元 素对 耐候钢 的耐候性能的影 响和作用 ，并展望 了我 国耐候钢 的发展趋势．图 ４参 ５ 关键词 ：耐候钢 ；耐候性 ；合金元素
０ １ ０ ２ ８２０６ ４ ０ ・３ ３ ５
综述 了近年来具耐热性多芳烃结构环氧树脂的发展概 况，包括 萘系 、蒽系和芘系环氧树 脂，着重介绍 了其合成途径、反应活 性及结构与性能 的关系．认为 ，多芳烃结构环氧树脂具有 良好 的耐热耐湿性 ，颇具 发展潜力．其 中，萘系环氧树 脂与蒽 、芘 系环氧树脂相 比，具有较高的反应活性和耐热性，具有较高的 实际应用价值．因此 ，近年来萘基环氧树脂受到研究人员和 厂 商的关注 ，并且一些萘系环氧树脂 已经应用于生产． 图 ４表 ４
２ ０ ，１ （０ ． １ ０ ７ ９ １ ） ～５ 一
ｒｓ ｓ ［ ，中］ 苏倩 倩（ 国科学 院广州 化学研 究所 ，广州 ｅｉ ｎ 刊 ／ 中 ５０５） 刘伟 区 ，王文 荣 ，侯孟 华 ∥高 分子通 报 ． ２ｏ ， １６ ０ ， 一 ｏ ８
（） ２ ～ ４ ２． ６ ４ 一
回顾和评述 了晶内铁素体 的发现 、发展及其 与组织控制 的关系 介绍 了晶 内铁素体 的形核机制和影响晶 内铁素体形成 的因素， 讨论了晶内铁素体 的三维形态和长大动力学，并从 以上几方面 分析 了晶内铁 素体对低 碳微合 金钢组织 细化 的重 要作用和 影 响 ． 图 ４参 １ ９ 关键词 ：低合金钢 ：晶 内铁素体：三维形态 ；组 织控制
一种含针状铁素体的双辊连铸低碳微合金钢及其制造方法
一种含针状铁素体的双辊连铸低碳微合金钢及其制造
方法
该钢种是一种双辊连铸低碳微合金钢，其含有针状铁素体。
这种钢具有良好的强度和延展性，同时具有良好的可焊性和成形性，使其在制造行业中得到了广泛应用。
制造该钢种的方法如下：
1.原材料选择
在制造该钢的过程中，选用的原材料需要符合国家标准。
主要包括高品质的铁矿石、废钢、低碳合金铁等。
原材料经过检测后，按比例混合，并送入转炉炼钢。
2.炼钢
利用转炉炼钢将原材料中的杂质和碳元素去除，同时控制钢中的合金元素的含量。
炼钢过程中，需要控制炉内的温度、加入不同的合金元素等。
炼钢完成后，钢液经过钢包处理后进行连铸。
3.连铸
将炼制好的钢液通过连铸机进行连续铸造，形成多种型号的钢坯。
在连铸过程中，控制铸坯的内部结构，形成针状铁素体，并控制铸坯尺
寸和表面质量。
铸坯经过精整后，送入轧制。
4.轧制
铸坯经过预热后，进行热轧制成不同规格的钢材。
在轧制过程中，需要控制温度和轧制压力，形成优良的钢材外观和内部结构。
钢材经过冷却控制和质量检测后，可以进行一系列的加工和处理。
以上就是一种含针状铁素体的双辊连铸低碳微合金钢及其制造方法。
由于该种钢材具有优良的性能，因此在机械制造、建筑结构等领域得到了广泛应用。
低碳微合金钢高温快速回火的热模拟实验研究
内 蒙 古 科 技 大 学 学 报
Ｊｕｎ ｌｏ ｎ ｅ ｎ ｏｉ ｉｅｓｔ ｆＳ ｉｎ ｅａ ｄＴ ｃ ｎｌｇ ｏ ｒ ａ ｆＩｎ ｒＭｏ ｇ ｌ Ｕｎｖ ｒｉ ｏ ｃｅ ｃ ｎ ｅ ｈ ｏｏ ｙ ａ ｙ
Ｊ ｎ ．０ Ｏ ｕ ｅ２ ｌ Ｖ０ ．９． ． １ ２ Ｎｏ２
第２ ９卷第 ２期
文章 编 号 ：０ ４— ７２ ２ １ ）２— １３— ４ １０ ９ ６ （０ ０ ０ ０ ２ ０
低 碳 微合 金 钢 高 温 快 速 回火 的热 模 拟 实 验 研究
陈正 宗 ， 永林 ， 麻 邢淑 清 ， 冯佃 臣， 慧琴 李
（ 内蒙古科 技大学 材料 与冶金学院 ， 内蒙古 包头 ０４１ ） １０ ０
ｔ ａ ｎ— ｎｌ ｅＰｏｅｓ 工 艺 ， 现 对 碳 化物 颗粒 ｒ ｔ ｔ Ｏ —ｎ ｒｃｓ） ｅ ｍｅ ｉ 实
ｆ ｒ ０ ｓ ８ ， ２ ｔ ２ ℃ ｕ ｉ ｇ ｔ ｅ ｍａ ｉ ｌ ｔ ｎ ｔｓｅ ．Ｔ ｅｍｉｒ ｓｒ ｃｕ ｅ ｎ ｒｐ ｒ ｅ ｎ ｅ ｉ ｅｅ ｔ ｅ ｅ ｎ ｏ ｄ ｔ ｎ ０ ， ０ Ｓ １ ０ ｓ ａ ６ ０ ４ ｓｎ ｒ ｌ ｍｕａ ｉ ｅ ｔｒ ｈ ｃ ｏ ｔｕ ｔｒ ｓａ ｄ ｐ ｏ ｅ ｉ ｓｕ ｄ ｒｄ ｆ ｒｎ ｍｐ ｒ ｇ ｃ ｎ ｉ ｏ ｓ ｈ ｓ ｏ ｔ ｆ ｔ ｉ ｉ
ＣＨＥＮ ｈｅ ｇ ｚ ｎ Ｚ ｎ —ｏ ｇ，ＭＡ ｎ —ｉ Ｙｏ ｇ ｌ ｎ，ＸＩ ＮＧ ｈ ｑ ｎ Ｓ ｕ— ｉ ｇ，Ｆ ＥＮＧ ａ － ｈ ｎ，ＬＩＨｕ — ｉ Ｄｉｎ ｃ ｅ ｉｑ ｎ
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微合金钢焊缝组织中针状铁素体形核与长大驱动力
微合金钢焊缝组织中针状铁素体形核与长大驱动力张德勤;云绍辉;田志凌;杜则裕【期刊名称】《焊接学报》【年(卷),期】2005(026)001【摘要】利用KRC模型对焊缝金属中针状铁素体转变的热力学驱动力进行了理论计算.计算结果表明,焊缝金属中AF(针状铁素体)相变开始温度的理论值为1100K(827℃).试验所测得的焊缝金属中针状铁素体转变开始温度实际值为670℃,针状铁素体的相变热力学驱动力数值为△Gγ→AF+γ1≤-570J/mol.随着转变温度的降低和焊缝金属中碳含量的降低,针状铁素体的形核和长大驱动力增加.针状铁素体的总相变驱动力小于其形核和长大的驱动力,这种差距随转变温度的降低而增大.【总页数】5页(P12-16)【作者】张德勤;云绍辉;田志凌;杜则裕【作者单位】九江学院,材料科学与工程系,江西,九江,332005;九江学院,材料科学与工程系,江西,九江,332005;钢铁研究总院,北京,100081;天津大学,材料科学与工程学院,天津,300072【正文语种】中文【中图分类】TG113【相关文献】1.微合金钢焊缝金属中的针状铁素体 [J], 张德勤;雷毅;刘志义2.低合金钢焊缝的针状铁素体微观组织 [J], 黄安国;余圣甫;谢明立;李志远;张国栋3.微合金钢焊缝金属中针状铁素体相变动力学分析 [J], 云绍辉;张德勤;田志凌;杜则裕4.低合金钢焊缝金属中的夹杂物及针状铁素体形核 [J], 王世亮;胡维平5.利用Gleeble-1500热模拟试验机对低碳合金钢进行了不同变形量、冷却速度的热模拟实验。
经OM和TEM观察表明,当未变形奥氏体以10~30℃/s连续冷却时,贝氏体铁素体优先在奥氏体晶界处形核,然后呈板条状从奥氏体晶界向晶内长大,并且可以从最终的组织看到原奥氏体晶界。
与未变形奥氏体相比,当奥氏体在880℃经过40%变形、并以10~30℃/s连续冷却时,由于变形增加了奥氏体晶粒的形变储存能,促进了先共析铁素体在奥氏体晶界位置优先形成,所以贝氏体铁素体只能在奥氏体晶内形成,从最终的室温组织不能看到原奥氏体晶界。
Nb-V微合金化低Mo耐火钢中针状铁素体的控制
Nb-V微合金化低Mo耐火钢中针状铁素体的控制随着市场需求的加大以及对建筑用钢的要求越来越高,迫切需要加快研发具有高强度的耐火钢,通过钢中显微组织的组成控制,实现耐火钢耐火性能的优化。
为此,本文通过对Mo-Nb-V耐火钢分别进行静态和动态连续冷却过程的热模拟,分析研究了冷却速度、终冷温度、形变量以及形变温度对耐火钢组织转变的影响,分析了不同条件下钢中针状铁素体的形成规律。
主要研究结果如下：(1)冷却速度对耐火钢显微组织有较大影响。
随着冷速的增大,钢中显微组织逐渐由多边形铁素体向准多边形铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体混合组织转变；冷却速度为10～30℃/s时可以获得数量较多且分布均匀的针状铁素体组织,其板条束宽度约为1gm左右。
(2)终冷保温可以促进更多Nb、V碳氮化物的补充析出。
600℃保温300s后得到细小的针状铁素体和粒状贝氏体组织,较其他终冷温度保温效果好。
但保温后的针状铁素体板条束都有宽化的趋势,且数量有所下降,因此应合理控制等温保温时间。
(3)在奥氏体未再结晶区的压缩变形细化了针状铁素体组织,其宽度约为0.5gm左右,针状铁素体基体中存在着高密度的位错和亚结构以及分布着一些细小的微合金碳氮化物。
(4)随着变形温度的升高,针状铁素体板条束变宽且准多边形铁素体数量增多；随着变形量的增加,在原奥氏体晶界处形核生成的先共析铁素体尺寸增大,数量增加,晶内形核生成的针状铁素体板条束宽度变窄,但数量有所下降。