1 绪论推行部分钢材塑性成形与热处理一体化工程是钢铁制造业可持续发展的一个重要举措 ① 。一体化工程的理论基础 ,主要为应力—相变—形变间冶金交互作用和力学交互作用<1> 的机制、建模以及组织和性能的模拟。钢的相变研究目前仍属热点 ,如《Science》 2 0 0 2年 1 1月刊上载有钢中相变动力学及其荐引文章 ,似宜加以关注。等静压抑制钢中膨胀型的相变 (相变驱动力中减少了膨胀功 ) ,包括铁素体相变、珠光体相变和贝氏体相变<1> 。等静压降低Ms 温度<2 > ,在小量压力 (0 5GPa)下可仅计及膨胀功的影响 ,在较大压力 (>1GPa)下 ,还需计及压力对相变体积变化的影响 ;对Invar型合金还应考虑磁滞伸缩的影响<3> 。作者在此仅讨论单轴应力对相变的影响 ,不拟侧重应力—相变间的力学交互作用 (相变塑性及相变形成的内应力 ) ,也不涉及应力作用下的再结晶现象。2 应力对钢中铁素体和珠光体相变的影响 单轴应力提供膨胀功有利于钢中铁素体和珠光体相变 (形变产生缺陷所提供的扩散通道影响甚小 )。 1 94 9年 ,Jepson和Thompson<4 > 较系统地揭示了共析钢在外加应力 (尤其是拉应力 )下加速奥氏体等温分解的现象 ,认为应力有利于铁素体的形核。 2 0世纪 5 0年代 ,学者们对钢在应力下的相变进行了较多的研究 ,如应力增大共析钢中珠光体的形核率 ,略为减小珠光体的片间距 ;增加亚共析钢中铁素体的形核率<5> ,并显示 :在应力下 ,铁素体相变动力学几乎成线性增长且较珠光体迅速 ,但原作者未分析其原因。在 2 0世纪 80年代前 ,对相变动力学已有不少研究<6 > ,但直至 1 985年Inoue等<7> 和 1 987年Denis等<8> 才建立应力下珠光体相变动力学模型。这两模型均未发表其推导过程 ,也未涉及铁素体相变。目前对应力下钢中铁素体相变和珠光体相变动力学已建立较多模型 ,李自刚<9> 和叶健松<10 > 对此做了总结。叶健松等基于 0 38C -Cr -Mo (牌号中数字为该组分的质量百分数 ,下同 )钢在Gleeble 35 0 0热模拟机所得压应力 (0～ 4 0MPa)下铁素体和珠光体相变动力学实验结果 ,将Johnson Mehl Avrami方程扩展为应力下铁素体和珠光体等温相变的动力学模型 :f=1 -exp -b( σ)tn」。 (1 )其中 f为相变分数 ,b( σ) =b(0 ) 1 +A σB , σ为等效应力 ,t为时间 ,b(0 )为常数 ,b( σ)为应力 σ下的b参量 ,参数n、A和B由实验数据回归得到。按式 (1 )计算结果与实验值很好符合 (见图 1和图 2 )。参照Denis等<11> 对共析碳钢所得应力下珠光体相变的动力学实验结果 ,并由该钢的TTT 图 1 0 38C -Cr -Mo钢在压应力下铁素体相变开始温度 (点 :实验值 ;线 :计算值 )Fig 1 Startingtemperaturesofferriteformationunderstressesin 0 38C -Cr -Mosteel(△ , ,○ ,□representexperimentdata ,lines—calculatedresults)图 2 0 38C -Cr -Mo钢在压应力下珠光体相变的结束温度 (点 :实验值 ;线 :计算值 )Fig 2 Finishingtemperaturesofpearlitetransformationunderstressesin 0 38C -Cr -Mosteel (△ , ○ ,□representexperimentdata ,lines—calculatedresults)图 ,按式 (1 )所得的计算结果与实验值吻合得较好。证明式 (1 )可表述为应力下铁素体和珠光体等温相变的动力学模型。该钢在应力下铁素体相变速率随应力增加而呈线性加速 ,而珠光体相变速率则呈指数〔exp( σ0 5)〕变化。这是由于铁素体相变系纯膨胀型相变 ,而珠光体相变中渗碳体的析出 ,使基体收缩 ,系非纯膨胀型。利用传统的随机论模拟方法 ,结合现代模拟晶粒长大动力学的方法 ,对 0 38C -Cr -Mo钢在无应力下和施加应力状态下相变过程中及不同冷却速度下相变后形成的显微组织做了模拟 ,与实际情况符合得很好<10 > 。上述动力学方程中 ,A和B的数值因不同钢种而异 ,在建模和模拟工作中需要参照已有资料 ,并需作相当量的实验。为便于一体化工程工艺的设计 ,应力下铁素体和珠光体相变的建模和模拟尚待进一步推进。3 Scheil相加性原则的讨论及修正Scheil (1 935 )和Steinberg (1 938)原始提出等温相变的孕育期具有相加性 ,以此即能计算连续冷却时的孕育期。此原则曾广泛应用于孕育期的计算 ,并扩展至整个相变过程的计算 (见文献 <6 >,5 49～ 5 5 1页 )。相加性原则的数学表达式为∫tx0dtτx(θ) =1 ,(2 )其中τx(θ)为在等温温度θ时达到相变体积分数为x所需的时间 ,tx 为连续冷却时相变体积分数达到x的时间。但是Zener在 1 94 6年及以后直至2 0世纪 80年代都发现 :相加性原则在许多钢中并不与实验结果相符。笔者等<12 > 在考察相变过程中发现相变分数由形核和长大两部分组成 ,并论证了低合金钢中的珠光体相变 ,由形核形成的珠光体分数是相加性的 ,但长大所形成的分数并不符合相加性 ;除非形核率和长大速率之比为常数 ,才符合相加性原则。由于目前尚不能获得相加性原则不符合实验情况的普遍规律 ,因此 ,还没有一个有效模型由TTT图预测CCT图。笔者认为应用相加性原则所得结果和连续冷却实验不符的原因在于冷却速率。修正式 (2 )使之成为与冷却速率有关的式 (3) :1avb∫tx0dtτx(θ) =1 ,(3)其中v为冷却速率。由具体钢的 2个实验 ,分别测得不同冷却速度 (v1,v2 )下开始相变的温度和时间 ,结合TTT图即可求得式 (3)中a和b。经测得几种低合金钢的参数a和b ,由式 (3)计算这些钢铁素体和珠光体相变的开始温度 ,与实验值很好符合。4 应力对贝氏体相变的影响1 94 8年 ,Guanieri和Kanter揭示合金钢大铸件中的内应力加速残余奥氏体分解形成贝氏体。同年Howard和Cohen报道到了马氏体的形成 (相变应力 )促使贝氏体相变 ;类似的研究结果 ,以后相继发表。柯俊等发现试样表面易促发贝氏体相变 ,表明材料内部压应力的释放有利于膨胀型相变。Cottrell在对合金钢试样作力学性质测试中 ,注意到应力促使贝氏体相变 ,并引述早年的工作。如Hall (1 92 9) ,Abron和Bain (1 936 )以及Nishiyama (1 936 )等工作 ,认为高合金钢中 ,奥氏体在室温经冷变形 ,加速γ→α相变已为熟知的事实。笔者著文介绍了论述应力对贝氏体相变影响的文献 ,并讨论其机制 ① 。以往工作都发现应力加速贝氏体相变 ,有的作出应力缩短孕育期的TTT图 ,都认为应力增加贝氏体相变的形核率 ,但很少或几乎没有对此作深入的讨论 ,也未提出应力作用下贝氏体相变的动力学模型。高宁等<13> 得到低于屈服强度的拉应力 (+)和压应力 (- )都加速 0 1 3C - 2 1 3Cr - 1 0 1Mo钢在 5 0 0℃等温时贝氏体相变 ,并测得其动力学曲线符合下列一般模型 :f(x) =fmax{ 1 -exp<1 - (kt) n>} ,(4 )其中 fmax为最大相变分数 ,t为等温时间 ,k为动力学参数 ,n为动力学指数 ,设n =2 ,fmax和k都为应力函数。他们并测得该钢由贝氏体相变所产生的塑性。相变塑性对热处理工艺是一个重要参数。对贝氏体相变中奥氏体力学稳定化的机制 ,数位作者都认为与马氏体相变中奥氏体力学稳定化的机制相同<14 > 。笔者对应力增加贝氏体相变形核率和缩短其孕育期 ,应力下贝氏体相变动力学及奥氏体的力学稳定化加以讨论 ,认为 :1 )经计算 ,外加应力作为力学自由能提供相变驱动力 ,影响形核率很微 ;“应力作用下会使相界能量有所下降 ,也可能发生碳原子的重新分布 ,如在晶界或其他缺陷处的偏聚 ,增加形核驱动力 ,都会显著地使形核率增大和孕育期缩短”的观点 ,尚待进一步实验予以验证。2 )无应力下贝氏体相变动力学可以用Johnson Mehl Avrami方程表述 ,应力下贝氏体相变动力学符合应力下铁素体和珠光体相变的动力学模型———式 (1 ) ,即经修正的Johnson Mehl Avrami方程。如Umemoto等<15> 对压应力下Fe -3 6Ni - 1 4 5Cr - 0 5 0C钢贝氏体相变动力学的实验结果均可由式 (1 )表述。3)形变奥氏体在贝氏体相变时 ,往往呈现奥氏体力学稳定化 ,其机制和马氏体相变中的并不完全相同 ,形变所形成的位错会阻碍贝氏体的定向长大 ,这导致贝氏体相变进展迟滞 ,甚至停止 ,呈现力学稳定化 ,其具体模型尚待建立。应力下贝氏体相变的建模和组织模拟工作 ,落后于应力下铁素体和珠光体相变 ,尚需进一步开展。5 应力对马氏体相变的影响应力和形变对马氏体相变的影响 ,笔者在文献<1 6 >中列专章 (第九章 )给予介绍。在此拟对重要论据加以重申 ,并做一些补充。5 1 单轴应力对Ms 的影响Scheil早期在铁合金中探察到应力对马氏体相变的影响。 1 95 3年Patel和Coh
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