5-dift、rpc、pipeline概要.ppt

1,形变诱导铁素相变轧制超细晶粒钢,2,,钢材热加工后的组织转变 当低碳钢奥氏体化以后以极慢的速度冷却时，存在奥氏体和先共析铁素体平衡的临界转变温度Ae3奥氏体在临界转变温度以上是稳定的，其体积自由能低于铁素体的体积自由能；在临界转变温度以下，铁素体的体积自由能低于奥氏体的体积自由能，就要发生γ／α平衡转变，系统总的自由能变化为： ΔG＝-V(ΔGV-ΔGE)+ΔGS 式中ΔG――系统总的自由能变化 ΔGV――体积自由能变化 ΔGE――弹性应变能变化 ΔGS――新相形成的表面自由能变化 发生平衡转变时，铁素体晶核优先在奥氏体晶界形成，晶核形成以后吞并奥氏体晶粒而长大因为转变的过冷度较低，相变的驱动力较小，铁素体的形核率较低；同时因为转变温度较高，原子的扩散能力较强，所以晶粒尺寸较大3,冷却速度对转变产物显微组织的影响 奥氏体向先共析铁素体转变的临界转变温度Ar3随着冷却速度的增加而降低， 过冷奥氏体和铁素体的体积自由能差ΔGV随着过冷度（ΔT＝Ae3 - Ar3）的增加而增大，系统总的自由能变化ΔG也随之增大， 铁素体的形核率增加，原子的扩散能力也因为温度的降低而降低，所以铁素体的晶粒尺寸变小。

4,转变温度对铁素体-珠光体、贝氏体和马氏体强度的影响,5,变形对相变的影响 在稍稍高于（Ae3或Ar3）的温度，向奥氏体施加快速变形时，变形能的一部分（5～10%）被储存在奥氏体之中，使奥氏体的体积自由能提高，由稳定状态变为亚稳状态，促进了奥氏体向铁素体转变形变储能ΔGD转变为相变自由能的一部分，系统总的自由能变化为： ΔG＝-V(ΔGV-ΔGE)+ΔGs-ΔGD 形变储能ΔGD的加入使奥氏体向铁素体转变的临界转变温度提高，这种在相变临界点以上变形过程中发生的转变称为形变诱导铁素体相变形变储能以位错、形变带和变形晶界的形式增加了奥氏体内的缺陷密度，使铁素体转变的形核率大大增加，随着变形量的增加形核位置由奥氏体晶界扩展到晶粒内部，晶粒尺寸大大减小6,应变(形变)诱导铁素体相变 (deformation induced ferrite transformation, DIFT) 应变诱导铁素体相变是指在钢的Ae3温度附近施加形变，形变中奥氏体能量升高，稳定性降低，从而导致γ→α相变由于相变是在形变过程中，而不是在形变之后的冷却过程中发生的，因而又被称为动态相变 形变过程中，形变能的累积使得奥氏体向铁素体转变的相变点Ad3温度上升，在形变的同时发生铁素体相变，并且形变后进行快速冷却，以保持在形变过程中形成的超细铁素体晶粒。

在形变诱导相变细化技术中，形变温度和形变量是两个最重要的参数随形变温度的降低和形变量的增加，应变诱发铁素体相变的转变量增加，同时铁素体晶粒细化7,DIFT相变及其产物特性 (1) DIFT是动态相变，是由形变产 生储存能提高相变驱动力诱导的相变相变主要发生在变形中，这与控扎控冷相变不同，后者主要发生于轧后冷却中由于是动态相变，处于非平衡态，因而在一定条件下有逆相变及亚稳相出现的可能 (2) 它是形核为主的相变α相形核首先产生于具有高畸变能的原有γ晶界大于临界尺寸（r*）的新相晶核在α／γ相界前沿高畸变区形核当局部应变（微观ε）足够大时，畸变区反复形核应变（ε）增大后，晶核也在晶内高畸变区（应变带、滑移带、孪晶带、亚结构界面、第二相界面等）不断形成8,(3) 它具有快速相变特征通过对母／新相晶体学关系的研究（包括各种织构的研究），以及化学势驱动的相变特性，证明DIFT是扩散型相变，碳的走势是上坡扩散，在较高温度时在最后的三角晶界区形成珠光体，在较低温度核高畸变（高位错密度）的晶内区形成离异状珠光体，颗粒状渗碳体由于热变形过程使位错密度不断增加，碳的扩散通道主要是管道扩散，即沿晶界和位错扩散，因而DIFT相变是一个快速扩散。

(4) DIFT的发生伴随着产生铁素体的动态再结晶经α动态再结晶形成超细晶等轴化铁素体，强韧性和各向基本同性得到保证 (５) 工艺控制中过冷度（△T）、应变量及应变速度（ε）等可以在相当大范围内变化9,形变诱导铁素体相变的三个阶段： Ⅰ阶段：转变初期具有较低的形核率，形变诱导铁素体在奥氏体晶界形核 Ⅱ阶段：为较高形核率和转变速率的转变中期，随着应变增加，形核率提高，形核位置由晶界开始向晶界两侧扩展，并且在形变带上形核 Ⅲ阶段：为较低形核率的后期，形核位置达到饱和，并由于受到形变温度下铁素体平衡数量的限制，形核率和转变速率降低10,逆相变和亚动态相变 若形变诱导铁素体的数量超过无变形条件下的平衡数量，则铁素体处于亚稳态，在等温中将逐步向平衡态接近，从而导致逆相变 亚动态相变是在形变诱导铁素体数量低于平衡数量的条件下发生的由于它可能继承了形变诱导铁素体相变高形核率的特点，因而也能获得超细晶11,单道次变形试验工艺,12,16Mn钢奥氏体化以后在不同温度变形40%的显微组织,13,16Mn钢奥氏体化以后在760℃以不同变形量变形后的显微组织,14,15℃/s,2℃/s,5℃/s,8℃/s,12℃/s,20℃/s,16Mn钢奥氏体化以后在760℃变形40%并以不同冷速冷到400℃的显微组织,15,多道次变形实验工艺,16,16Mn钢试样６道次变形各个阶段的显微组织照片 (a)1P，820℃ (b) 1P+C，815℃ (c) 2P，815℃ (d) 2P+C，810℃ (e) 3P，810℃ (f)3P+C，805℃(g) 4P，805℃ (h) 4P+C，800℃ (i) 5P，800℃ (j) 5P+C，795℃ (k) 6P， 795℃,(a),(b),(c),(d),(k),(j),(i),(h),(g),(f),(e),17,低碳贝氏体型非调质钢 贝氏体型非调质钢一般碳含量低、韧性好、强度高，尤其是在韧性上显著高于其它碳氮化物强化的微合金非调质钢，而在强度上远高于铁素体一珠光体型非调质钢，能很好地用于各类较大强度载荷及高耐疲劳的结构件上，如轴、连杆、油井抽油杆等。

在中碳钢基础上降碳、添加扩大贝氏体转变区域的元素(如B、Mo、Cr、Mn等)、用微合金化元素细化晶粒，再通过控冷得到的贝氏体组织非调质钢强度可达1200MPa，低碳贝氏体钢的强韧性超过IGF钢18,影响贝氏体型非调质钢强度的主要因素： (1)贝氏体铁素体尺寸条束就相当于控制强度的“有效晶粒”，条束尺寸对强度的影响也遵循Hall-Petch关系对于条束状贝氏体，条束对断裂的阻碍作用是主要的，奥氏体晶粒对强化也起作用，但处于次要地位 (2)微合金化合物的沉淀析出对于粒状贝氏体，其铁素体基体上分布的M/A岛等第二相组织的分布、尺寸和数量，对铁素体基体的强度也有同样的影响 (3)贝氏体铁素体内的位错和亚晶铁素体内的位错可能与协作切变相变和碳化物沉淀有关，位错密度很高时会形成亚晶界位错密度越高及亚晶尺寸越小，贝氏体的强度也越高 (4)固溶强化其中间隙固溶强化以碳原子在铁素体中的固溶强化为主，因氮原子与微合金化元素的结合力较强，一般很少以固溶形式存在碳原子固溶数目也很有限，其强化作用实质上是气团与位错交互作用的结果Mn、Si、Cr等的置换固溶也起到强化作用19,低碳含钒、钛等贝氏体型非调质钢,,20,含硼低碳贝氏体型非调质钢,21,低碳复合微合金化高强韧贝氏体型非调质钢,22,FT15钢的CCT曲线,23,贝氏体非调质钢20CrMnMoV的光学显微组织 (a) 未回火, (b) 350 ℃回火, (c) 450 ℃ 回火， (d) 600 ℃回火.,24,强度随回火温度变化的曲线 残余奥氏体含量随回火温度变化曲线,25,贝氏体铁素体板条, 原奥氏体晶界上分布的 M/A 岛, 贝氏体铁素体和残余奥氏体, 明场, 贝氏体铁素体和残余奥氏体, 暗场 M/A岛中的孪晶马氏体,贝氏体非调质钢20CrMnMoV回火后的TEM显微组织,26,350 ℃回火, 贝氏体铁素体和残余奥氏体，明场; 350 ℃回火, 贝氏体铁素体和残余奥氏体，暗场; 350 ℃回火;碳化物 450 ℃回火; 沿原奥氏体晶界分布的碳化物,贝氏体非调质钢20CrMnMoV回火后的TEM显微组织,27,超（超低）低碳贝氏体钢的TMCP+RPC技术,28,29,低(超低)碳贝氏体钢的强化机制 (1) 细的贝氏体板条束。

低(超低)碳贝氏体钢种利用高温非再结晶区控轧得到细长的变形奥氏体晶粒，钢中加有少量提高淬透性的元素(通常利用锰、铜、铌、钼、硼等)在轧后空冷条件下，变形奥氏体可以转变为细小的各种形态的贝氏体组织，这时的贝氏体板条束或粒状贝氏体团相当于晶粒 (2) 高位错密度在冷却过程中贝氏体以切变方式形成，在该过程中产生相当数量的相变位错另一方面，这种相变产物形成时又可以继承奥氏体内在非再结晶区变形时产生的大量形变位错，从而使这种贝氏体中位错密度很高，钢的屈服强度提高较多 (3) 碳化物及ε-Cu析出强化(10nm左右)这类钢中加入的少量铌、钛、钒、铜、钼、硼等元素会在高密度位错及亚结构上析出，产生明显的强化效应 (4) 碳在铁素体中固溶强化30,成分及微合金元素的作用 碳含量的控制 钢中的碳含量控制在0.06％以下(0.02％～0.06％) (1) 当钢中碳含量降到0.05％以下时，这种钢在经过高温奥氏体化以及热变形后的冷却过程中，不再发生奥氏体向铁素体与渗碳体的两相分解，过冷奥氏体将直接转变成各种形态的铁素体并留下少量富碳的残留奥氏体 (2)由于这类钢的碳含量已很低，并且无渗碳体生成，因此这类钢中得到的贝氏体一般已无法区分上、下贝氏体。

实验证明，由于这时针状(或板条状)铁素体内及板条间均没有连续的渗碳体因此，这种形态贝氏体的韧性极佳 (3)由于大幅度降低碳量，因此钢种的可焊性极佳，可以保证一般在寒冷地区施焊时不用预处理和后处理 (4)必要的碳含量主要起固溶强化作用同时一部分碳原子将与加入的微量钒、铌、钛作用析出微合金碳化物，在高温变形阶段抑制再结晶，在较低温区起析出强化作用31,钢中的铜 我国常用范围在0.08％～0.80％，而美国加入铜量可以很高，直到2.0％左右，选取的原则是： (1)在板厚小于10mm的控制热连轧中，由于热变形过程压下量大，能较好地控制进行高温再结晶区控轧及非再结晶区变形因此终轧时的奥氏体晶粒细，晶粒变形程度很高，在经加速冷却后，可以得到细的贝氏体组织(常是粒状贝氏体与部分板条状贝氏体的混合物)在600℃左右热卷取后，卷内冷速很低，各类析出强化效应能较好发挥因此在采用0.1％和0.20％左右铜含量时，已足以保证钢种必要的强度32,(2) 部分轧机能力不足，温度及压下量较难控制，因此在中厚板轧制时，热变形压下量较小，奥氏体晶粒容易粗大，从而造成相变产物贝氏体较粗，强度余量较小加上轧后也无法进行有效的加速冷却，因此，不同级别钢采用的含铜量分别为0.25％到0.80％左右。

在板厚很大时，还可采用轧后缓冷或回火工艺，通过调整ε-Cu析出进一步改善综合性能 (3)钢中铜能明显地与加入的硼起综合作用，铜和硼联合会进一步抑制贝氏体转变前的铁素体生成同时加铜后可使铌碳化物高温应变诱导析出加速，再结晶停止温度升高，有利于进行非再结晶区控轧及进一步细化相转变产物33,铜的时效析出 在时效的最初阶段和低温时效中析出的是bcc的共格铜原子团，在长大到临界尺寸后开始失去共格性在低温或者时效峰值阶段时，铜的析出物一般以极其细小的bcc-Cu的形式存在（大约8nm)以下，随着等温时间的延长或等温温度升高，bcc-Cu逐渐长大，并转变为9R结构，最后转变为fcc-Cu结构Fcc-Cu长大粗化后导致过时效 bcc-Cu原子团的析出对强度的贡献要大于fcc析出物共格的bcc-Cu原子团尺寸很小，而且密度较低，在TEM下很难直接被观察到 就析出位置而言，有的铜析出物分布在位错上，有的不在位错上，而是从过饱。