碳素双相钢显微组织与溶质分布演化的模拟和验证
发布时间：2021-04-09 13:39
碳素双相钢是由较软的铁素体（α）基体和弥散分布的硬质第二相马氏体（以及残余奥氏体（γ）或贝氏体）组成的高强钢,同时具有较高的强度和良好的韧性,广泛应用于各工业领域。双相钢一般通过两相区等温后快速或中速冷却的热处理方式进行制备。本文采用实验和模拟相结合的方法,研究了Fe-0.323C-1.232Mn-0.849Si（mol.%）双相钢在不同热处理过程中的显微组织和溶质分布的演化,深入分析工艺-组织-性能之间的关系,为优化工艺参数、提高性能提供指导。采用拉伸试验、扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）和三维原子探针（3-D APT）等实验方法研究了热处理后双相钢试样的力学性能、显微组织和溶质分布。发现相较于轧制态试样,800℃等温后空冷（800AC）试样的屈服平台较短、屈服强度较低,显微组织中存在分布于α/α晶界处的马氏体,其具有孪晶亚结构和较高的C、Mn浓度;800AC试样经400℃回火（800AC-400T）后,屈服平台变长,屈服强度升高,α/α晶界处的马氏体转变为层片状的回火马氏体。760℃等温后淬火（760WQ）组织中存在体积分数为0.17的典型板条马氏体;而...
【文章来源】：东南大学江苏省 211工程院校 985工程院校 教育部直属院校
【文章页数】：186 页
【学位级别】：博士
【部分图文】：
图1.1双相钢与其他高强钢力学性能的对比[1]：(a)断后延伸率与抗拉强度；(b)工程应力-应变曲线
东南大学博士学位论文2图1.2制备铁素体-马氏体双相组织所用热处理示意图[1]Fig.1.2.SchematicplotoftheheattreatmentusedtoobtainaDPferrite-martensitemicrostructure[1].对于两相区等温后淬火的双相钢，由于马氏体相变是一个典型的无扩散型相变[4,5]，淬火形成的马氏体继承了两相区等温过程中形成的γ相成分，因此不难通过相图计算的方法(calculationofphasediagram,CALPHAD)来预测淬火马氏体的成分[1,6]。文献中已有大量工作总结了马氏体形貌性能与其所含C成分的关系[4,5]，如低碳马氏体亚结构通常为包含高密度位错的板条[7–9]，而高碳马氏体亚结构一般为片状(孪晶)[10–12]。这些经验知识可以指导我们通过调整钢的化学成分以及等温温度和时间来获得所需的马氏体形貌，从而制备符合性能要求的双相钢。而对于两相区等温后以低于淬火的速率冷却的情况，其相变则复杂得多。由于冷却过程中冷速不够快，等温过程形成的γ相会发生部分的γ→α相变(如图1.2所示冷速较低时可能会经过铁素体转变区)，导致γ相成分发生变化，难以再通过热力学方法来预测最终生成的马氏体成分。虽然目前已有一些报道讨论了低合金钢中不同冷速下连续冷却过程中的相变产物[13–20]，但大部分工作均针对在A3温度以上完全奥氏体化后连续冷却的情况[16–20]，只有少数讨论了在两相区等温后连续冷却的情况[13–15]。有些学者研究发现在连续冷却过程中形成的马氏体具有不同的亚结构[15–18]，比淬火马氏体的形貌更为复杂[15]，但对其形成机理尚不清楚。因此，两相区等温后以中等冷速冷却过程中形成的马氏体有待进一步研究，特别是关于这类马氏体成分的工作还鲜有报道。如前所述，最终双相钢中的马氏体的成分形貌由热处理过程中的γ相决定，因此有必要研
第一章绪论5当S=0时，γ,α/γCx=γ,eqCx，相变为完全扩散控制；当S介于0到1之间，相变为混合控制模式。因此，界面控制和扩散控制是混合控制模型的两种极端情况。以Fe-C二元系中由初始成分为0Cx的单相γ区快速降温至α+γ两相区某一温度下等温过程中的γ→α相变为例，图1.3为三种相变模式示意图。图1.3(a)为相图α+γ两相区部分，图1.3(b)为相应的三种不同生长模型预测的界面处C浓度分布，可以看出在扩散控制模型(黑色虚线)中，γ相界面C浓度保持在γ相平衡C浓度γ,eqCx，远离界面处C浓度回落到初始浓度0Cx，γ相存在明显的C浓度梯度；在界面控制模型(黑色点线)中，由于假设C扩散系数无穷大，γ相无C浓度梯度，γ相C浓度由溶质守恒确定为γ,homCx；混合控制模型(黑色实线)中γ相界面实际C浓度γ,α/γCx处于扩散控制和界面控制之间。图1.3三种相变模式示意图：(a)Fe-C二元相图α+γ两相区部分；(b)三种不同生长模型预测的界面处C浓度分布Fig.1.3.Schematicplotofthethreegrowthmodels:(a)theα+γtwophaseregionintheFe-Cphasediagram;(b)theCconcentrationprofileacrosstheinterfacepredictedbythreedifferentgrowthmodels.研究表明，混合控制模型可以更为准确地描述α-γ相变过程[23,28]，因此在近些年的α-γ相变研究中广泛采用混合控制模型。2007年Bos和Sietsma[29]采用指数函数对γ相中C浓度梯度进行近似，进一步改进了描述γ→α相变的混合控制模型。以上这些理论模型均针对Fe-C二元系，且主要集中在γ→α相变。2015年Mecozzi等[30]将混合控制模型扩展至Fe-C-Mn三元系中的α→γ相变，考察了准平衡(paraequibrium,PE)[31]条件下中铁素体-珠光体初始组织的α→γ相变过程，三元系中的元素分配处理方
【参考文献】：
期刊论文
[1]Fe-C-Mn三元合金中奥氏体-铁素体相变的相场模拟[J]. 张军,陈文雄,郑成武,李殿中. 金属学报. 2017(06)
[2]Austenite formation during intercritical annealing in C-Mn cold-rolled dual phase steel[J]. 李声慈,康永林,朱国明,邝霜. Journal of Central South University. 2015(04)
[3]RPV模拟钢中纳米富Cu相的析出和结构演化研究[J]. 徐刚,楚大锋,蔡琳玲,周邦新,王伟,彭剑超. 金属学报. 2011(07)
[4]马氏体对C-Si-Mn冷轧双相钢屈服特性的影响[J]. 朱国明,邝霜,陈贵江,陈波,任君茹. 材料工程. 2011(04)
[5]低碳钢固态相变过程的原位观察[J]. 吴微,梁高飞,于艳,方园,孙宝德. 宝钢技术. 2009(04)
本文编号：3127719
【文章来源】：东南大学江苏省 211工程院校 985工程院校 教育部直属院校
【文章页数】：186 页
【学位级别】：博士
【部分图文】：
图1.1双相钢与其他高强钢力学性能的对比[1]：(a)断后延伸率与抗拉强度；(b)工程应力-应变曲线
东南大学博士学位论文2图1.2制备铁素体-马氏体双相组织所用热处理示意图[1]Fig.1.2.SchematicplotoftheheattreatmentusedtoobtainaDPferrite-martensitemicrostructure[1].对于两相区等温后淬火的双相钢，由于马氏体相变是一个典型的无扩散型相变[4,5]，淬火形成的马氏体继承了两相区等温过程中形成的γ相成分，因此不难通过相图计算的方法(calculationofphasediagram,CALPHAD)来预测淬火马氏体的成分[1,6]。文献中已有大量工作总结了马氏体形貌性能与其所含C成分的关系[4,5]，如低碳马氏体亚结构通常为包含高密度位错的板条[7–9]，而高碳马氏体亚结构一般为片状(孪晶)[10–12]。这些经验知识可以指导我们通过调整钢的化学成分以及等温温度和时间来获得所需的马氏体形貌，从而制备符合性能要求的双相钢。而对于两相区等温后以低于淬火的速率冷却的情况，其相变则复杂得多。由于冷却过程中冷速不够快，等温过程形成的γ相会发生部分的γ→α相变(如图1.2所示冷速较低时可能会经过铁素体转变区)，导致γ相成分发生变化，难以再通过热力学方法来预测最终生成的马氏体成分。虽然目前已有一些报道讨论了低合金钢中不同冷速下连续冷却过程中的相变产物[13–20]，但大部分工作均针对在A3温度以上完全奥氏体化后连续冷却的情况[16–20]，只有少数讨论了在两相区等温后连续冷却的情况[13–15]。有些学者研究发现在连续冷却过程中形成的马氏体具有不同的亚结构[15–18]，比淬火马氏体的形貌更为复杂[15]，但对其形成机理尚不清楚。因此，两相区等温后以中等冷速冷却过程中形成的马氏体有待进一步研究，特别是关于这类马氏体成分的工作还鲜有报道。如前所述，最终双相钢中的马氏体的成分形貌由热处理过程中的γ相决定，因此有必要研
第一章绪论5当S=0时，γ,α/γCx=γ,eqCx，相变为完全扩散控制；当S介于0到1之间，相变为混合控制模式。因此，界面控制和扩散控制是混合控制模型的两种极端情况。以Fe-C二元系中由初始成分为0Cx的单相γ区快速降温至α+γ两相区某一温度下等温过程中的γ→α相变为例，图1.3为三种相变模式示意图。图1.3(a)为相图α+γ两相区部分，图1.3(b)为相应的三种不同生长模型预测的界面处C浓度分布，可以看出在扩散控制模型(黑色虚线)中，γ相界面C浓度保持在γ相平衡C浓度γ,eqCx，远离界面处C浓度回落到初始浓度0Cx，γ相存在明显的C浓度梯度；在界面控制模型(黑色点线)中，由于假设C扩散系数无穷大，γ相无C浓度梯度，γ相C浓度由溶质守恒确定为γ,homCx；混合控制模型(黑色实线)中γ相界面实际C浓度γ,α/γCx处于扩散控制和界面控制之间。图1.3三种相变模式示意图：(a)Fe-C二元相图α+γ两相区部分；(b)三种不同生长模型预测的界面处C浓度分布Fig.1.3.Schematicplotofthethreegrowthmodels:(a)theα+γtwophaseregionintheFe-Cphasediagram;(b)theCconcentrationprofileacrosstheinterfacepredictedbythreedifferentgrowthmodels.研究表明，混合控制模型可以更为准确地描述α-γ相变过程[23,28]，因此在近些年的α-γ相变研究中广泛采用混合控制模型。2007年Bos和Sietsma[29]采用指数函数对γ相中C浓度梯度进行近似，进一步改进了描述γ→α相变的混合控制模型。以上这些理论模型均针对Fe-C二元系，且主要集中在γ→α相变。2015年Mecozzi等[30]将混合控制模型扩展至Fe-C-Mn三元系中的α→γ相变，考察了准平衡(paraequibrium,PE)[31]条件下中铁素体-珠光体初始组织的α→γ相变过程，三元系中的元素分配处理方
【参考文献】：
期刊论文
[1]Fe-C-Mn三元合金中奥氏体-铁素体相变的相场模拟[J]. 张军,陈文雄,郑成武,李殿中. 金属学报. 2017(06)
[2]Austenite formation during intercritical annealing in C-Mn cold-rolled dual phase steel[J]. 李声慈,康永林,朱国明,邝霜. Journal of Central South University. 2015(04)
[3]RPV模拟钢中纳米富Cu相的析出和结构演化研究[J]. 徐刚,楚大锋,蔡琳玲,周邦新,王伟,彭剑超. 金属学报. 2011(07)
[4]马氏体对C-Si-Mn冷轧双相钢屈服特性的影响[J]. 朱国明,邝霜,陈贵江,陈波,任君茹. 材料工程. 2011(04)
[5]低碳钢固态相变过程的原位观察[J]. 吴微,梁高飞,于艳,方园,孙宝德. 宝钢技术. 2009(04)
本文编号：3127719
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