C-Mn鋼熱軋過程變形及組織演變

C-Mn鋼熱軋過程變形及組織演變的

數(shù)學模擬及實驗研究摘要本文對大部分現(xiàn)有的C-Mn鋼熱軋過程奧氏體顯微組織演變模型的適用性進行了評價,得出J.J.Jonas&Hodgson的再結晶模型的結果與分析更吻合,適用性較好。采用物理模擬的方法對適用性較好的模型進行了優(yōu)化。得出了發(fā)生動態(tài)再結晶時的形變激活能穩(wěn)態(tài)應カ模型,臨界應變模型,動態(tài)再結晶百分數(shù)模型以及動態(tài)再結晶晶粒尺寸模型。將流變應カ分為加工硬化型、加工硬化+動態(tài)回復型、加工硬化+動態(tài)回復+動態(tài)再結晶型。并且回歸得到三種類型流變應カ的宏觀模型，由模型預測的曲線與實驗曲線符合得較好。將基于エ業(yè)現(xiàn)場軋機數(shù)據(jù)計算得到的平均流變應カ與基于顯微組織演變模型預測得到的平均流變應カ進行了比較。得到本實驗預測的流變應カ與軋機數(shù)據(jù)計算的流變應カ較接近。并且對可能存在的誤差進行了分析。應用ANSYS有限元軟件對熱模擬壓縮過程進行了模擬,結合顯微組織分析了非均勻應變對奧氏體動態(tài)再結晶和晶粒尺寸的影響。得出等效應變對晶粒細化的影響存在ー個臨界值,而剪應變對奧氏體晶粒尺寸的影響更大。關鍵詞:C-Mn鋼;再結晶;流變應カ;物理模擬MathmaticalSimulationandExperimentalInvestigationofDeformation

andMicrostructureEvolutionduringHotRollingofC-MnSteelsAbstractMostoftheapplicabilityoftheavailablemicrostructureevolutionmodelsduringhotrollingofC-Mnsteelswasassessed.Asfbrtherecrystallizationmodels,itwasfoundthatJ.J.Jonas&Hodgsonmodelismoresuitable.Subsequentlythismodelwasoptimizedusingthephysicalsimulationmethod.Thedeformationactivationenergyofdynamicrecrystallization,steadystressmodel,criticalstrainmodel,fractionofdynamicrecrystallizationmodelandgrainsizemodelofdynamicrecrystallizationwereobtained.Thetypesofflowstresswereclassifiedintoworkhardening,workhardening&dynamicrecoveryandworkhardening&dynamicrecovery&dynamicrecrystallization.Besides,thesethreetypes'macroscopicalmodelsofflowstresswereregressedandthecurvespredictedbythemodelshaveagoodfitwiththeexperimentalresults.Themeanflowstressespredictedbymicrostructureevolutionmodelswerecomparedwiththeonecalculatedusingtheindustrialmilldata.Itwasfoundthattheflowstresspredictedbasedonthisexperimentisclosetotheonecalculatedusingthemilldata.Afiniteelementmethodwascarriedouttosimulatecompressionandtheeffectofunevendistributionofstrainduringcompressionofthermalsimulationonthedynamicrecrystallizationandgrainsizeswereanalyzedtogetherwithmicroscopicstructure.Resultshowedthattheeflfectofeffectiveplasticstrainongrainrefinementhasalimitationwhileshearstrainhasmuchmoreimportanteffectonaustenitegrainrefinement.Keywords:C-Mnsteel;recrystallization;flowstress;physicalsimulationTOC\o"1-5"\h\z\o"CurrentDocument"摘要 IAbstract II\o"CurrentDocument"第1章緒論 1\o"CurrentDocument"引言 1\o"CurrentDocument"鋼的組織和力學性能預報 3熱軋期間顯微組織演變 3冷卻時的組織轉變 4顯微組織ー力學性能對應關系預報 4\o"CurrentDocument"鋼的變形奧氏體再結晶 5再結晶過程同 5熱變形過程中鋼的奧氏體再結晶行為 6熱變形間隙時間內或變形后鋼的奧氏體再結晶行為 9\o"CurrentDocument"流變應カ 16流變應カ及其影響因素 16熱變形流變應カ數(shù)學模型 19\o"CurrentDocument"本課題的研究背景及研究內容 24研究背景 24研究內容 24\o"CurrentDocument"第2章實驗材料與方法 26\o"CurrentDocument"實驗材料 26熱模擬實驗 26顯微組織觀察 28奧氏體晶粒尺寸評定 28\o"CurrentDocument"第3章熱連軋再結晶模型的適用性評價研究 29\o"CurrentDocument"C-Mn鋼顯微組織演變模型 29\o"CurrentDocument"模型的評價與討論 35模型評價流程圖 35模型評價中采用的數(shù)據(jù) 35米枳雙變的影響 36道次初始hh粒尺寸 37再結晶過程流程圖 37再結晶模型變形過程討論 38\o"CurrentDocument"俁型也用的討論 44各再結晶模型的比較 44流變應カ模型的比較 48\o"CurrentDocument"本章小結 49\o"CurrentDocument"第4章熱變形奧氏體動態(tài)再結晶及流變應カ規(guī)律的研究 50\o"CurrentDocument"變形參數(shù)對真應カー真應變曲線的影響 50初始晶粒尺寸的影響 50應變速率的影響 51的^^^J 52\o"CurrentDocument"動態(tài)再結晶動力學模型的建立 54動態(tài)再結晶模型建立的流程圖 54形變激活能的計算 55推導小模型 58推導與模型 59動態(tài)再結晶百分數(shù)模型 61動態(tài)再結晶晶粒尺寸 66\o"CurrentDocument"動態(tài)再結晶模型的分析與擬合情況 67變形參數(shù)對動態(tài)再結晶的影響 67動態(tài)再結晶模型的擬合情況 69\o"CurrentDocument"流變應カ模型 704.4.3加工硬化+動態(tài)回復+動態(tài)再結晶型流變應カ 75\o"CurrentDocument"流變應カ曲線擬合情況 77加工硬化型應カー應變曲線 77加工硬化+動態(tài)回復型應カー應變曲線 78加工硬化+動態(tài)回復+動態(tài)再結晶型應カー應變曲線 78擬合誤差 79不同變形參數(shù)對應的流變應カ類型 80\o"CurrentDocument"本章小結 81\o"CurrentDocument"第5章 平均流變應カ及再結晶過程的數(shù)學模擬 82\o"CurrentDocument"エ業(yè)軋機數(shù)據(jù)計算平均流變應カ 82數(shù)據(jù)采集 82\o"CurrentDocument"數(shù)學模型計算平均流變應カ 86再結晶及流變應カ的數(shù)學模型 86累積應變與道次初始晶粒尺寸 89再結晶過程及流變應カ的計算 89再結晶過程的分析 89\o"CurrentDocument"結果及討論 90平均流變應カ的比較 90誤差分析 91\o"CurrentDocument"本章小結 92\o"CurrentDocument"第6章壓縮過程中非均勻應變與再結晶關系的研究 93\o"CurrentDocument"實驗過程 93熱模擬實驗 93有限元模擬過程 93\o"CurrentDocument"結果與討論 94\o"CurrentDocument"本章小結 98\o"CurrentDocument"第7章結論 100\o"CurrentDocument"參考文獻 102\o"CurrentDocument"有待進ー步完善的工作 107\o"CurrentDocument"致謝 108\o"CurrentDocument"在攻讀碩士學位期間發(fā)表的論文 109第1章 緒論引言熱變形加工在金屬材料的加工過程中具有舉足輕重的地位。高性能材料的研制和生產(chǎn)離不開熱變形加工的組織性能的優(yōu)化控制和智能化材料設計。為實現(xiàn)上述目標,熱變形加工物理模擬技術起到了至關重要的作用,應用材料和工藝過程的物理模擬技術可揭示材料在固態(tài)相變過程中由于熱和力學行為的作用而引起的物理冶金現(xiàn)象和本質,并且可建立定量的力學冶金模型。物理模擬技術在提高鋼鐵產(chǎn)品性能、新品種、新工藝的開發(fā)等諸多方面正發(fā)揮著越來越重要的作用。一方面物理模擬技術可以節(jié)省進行現(xiàn)場エ業(yè)實驗的大量費用、時間和精力,另一方面可以對所要求的各種參數(shù)進行精確的控制,使工業(yè)生產(chǎn)在實驗室得到再現(xiàn),每個エ藝參數(shù)如溫度、道次壓下量、軋制速度、冷卻速度等對材料性能的影響可以借助模擬實驗機進行分析研究。國內外冶金研究人員利用熱模擬實驗技術對熱軋過程中的鋼的物理冶金現(xiàn)象（諸如動態(tài)、靜態(tài)回復和再結晶,晶粒長大、加工硬化和軟化,沉淀相析出,相變等）進行了大量研究,并開發(fā)出了考慮組織結構的流變應カ模型,動態(tài)和靜態(tài)再結晶模型,動態(tài)和靜態(tài)析出動力學模型等。這些研究結果,在鋼控軋控冷工藝的研制開發(fā)中得到了成功應用?？梢哉f,近兒年來迅速發(fā)展的熱變形加工物理模擬設備和技術,為傳統(tǒng)和先進材料的研制和生產(chǎn),優(yōu)化工藝,提高性能，提供了一個新的重要的研究手段,起到了特殊的推動作用。關于鋼在熱軋過程中的顯微組織演變規(guī)律問題，很早就有人進行了研究。從上世紀60年代開始,國外就有很多學者開始以鋼的物理和力學冶金學為基礎,系統(tǒng)的分析變形條件和溫度條件對鋼在熱軋過程中顯微組織演變規(guī)律和析出規(guī)律的影響,并采用數(shù)學模型的方法進行描述，開發(fā)了軋制過程的物理冶金模型，其中包括奧氏體動態(tài)再結晶模型,奧氏體靜態(tài)再結晶模型,晶粒長大模型,以及軋后冷卻過程中的相變模型。其中較具代表性的如英國Sheffield大學的Sellars等人對C-Mn鋼及含Nb微合金鋼在熱軋過程中顯微組織演變的定量關系做了開拓性的研究,并較早的給出了板材從加熱到冷卻結束的整個過程中組織演變的數(shù)學模型。此后日本學者Esaka、Yada、Saito等人在Sellars的基礎上對C-Mn鋼在熱軋過程中顯微組織演變的定量關系做了進ー步的研究,并取得了一定進展。Okita、Ouchi等人在研究再結晶時,則認為再結晶晶粒尺寸與單位體積再結晶形核率有關,但由于單位體積再結晶形核率較難測定,故Okita、Ouchi等人的研究更具有理論意義,而缺乏實際應用價值。自上個世紀70年代起,加拿大的UBC(theUniversityofBritishColumbia)大學同北美多家鋼鐵企業(yè)合作,也進行了大量的熱軋帶鋼組織性能預報數(shù)學模型的建立和總結工作,并開發(fā)了熱軋過程組織演變和力學性能預測的系統(tǒng)軟件。另外，日本、韓國、法國、奧地利、德國、意大利等國家的許多學者也進行了大量的理論和實踐研究工作,都取得了一些進展。我國早在六十年代初期,就已經(jīng)開始研究控制軋制、軋后控制冷卻和鋼的形變熱處理工藝。但由于歷史原因,研究工作被延誤了十多年，直到八十年代初期，オ又重新開始對控制軋制、控制冷卻エ藝進行研究。特別是在“六五”和“七五”期間,國家科委和冶金部將控制軋制、控制冷卻課題作為重點科技攻關項目，組織各大高校、科研所和相關企事業(yè)單位進行研究。這期間，在變形奧氏體再結晶規(guī)律、變形奧氏體相變機制、碳化物析出沉淀規(guī)律及定量分析、強韌化機制、微量元素作用、控軋控冷工藝開發(fā)以及新品種研制等方面都取得了巨大成果。之后,以東北大學的王國棟、劉東升和北京科技大學的楊王陰等為代表,廣大研究人員逐漸對組織和性能、化學成分與性能、性能與エ藝參數(shù)之間的關系進行了研究和總結,并針對某些鋼種開發(fā)出了再結晶動力學和奧氏體晶粒模型。這些工作為以后綜合開展組織和性能預報及控制打下了良好的基礎。如今,我國已經(jīng)建立了控制軋制模擬實驗室、板材和棒材控冷實驗室、計算機控制エ藝參數(shù)模擬實驗室等基礎實驗條件,與此同時積攢了大量的現(xiàn)場生產(chǎn)數(shù)據(jù)，發(fā)表了大量有參考價值的文章,這為今后我國在控軋控冷工藝方面研究打下良好的基礎。熱模擬試驗機通過計算機編程設定并控制變形過程中的溫度、速率、變形程度、冷卻速度等參數(shù),精確地確定變形條件對變形行為以及金屬組織性能的影響，是ー種先進的模擬金屬材料熱處理和高溫變形行為的動態(tài)模擬設備,目前國際上在材料熱變形加工領域應用較廣泛的物理模擬設備大致有三類い川:⑴美國動態(tài)系統(tǒng)(DSI)公司開發(fā)和生產(chǎn)的Gleeble系列熱/カ模擬試驗設備,適于熱變形加工、鑄造加工、焊接加工,以及斷裂極限的測試等。代表了熱模擬設備的最高水平,目前應用最廣。⑵日本富士電波工機株式會社生產(chǎn)的THERMECMASTOR-Z為代表的熱加工模擬設備,適合于拉壓變形。它的特點是采用激光測定變形程度。同類設備還有德國馬普研究院鋼鐵研究所建立的申克（公司）型的熱變形模擬器和英國Shiffield大學建立的熱變形模擬器;此外美國的MTS型以及英國!nstron型也屬于這個范疇的實驗設備。⑶熱加工扭轉模擬試驗機,在法國、加拿大和歐洲ー些國家應用較廣泛。這類模擬試驗機最大優(yōu)點是可在變形量方面與實際的熱連軋中多道次變形相匹配,因而對實際的熱連軋過程的模擬最具有真實性。它最早在法國鋼鐵研究院（IRSID）開發(fā)成功,并在研究微合金鋼控軋控冷模擬方面取得了顯著的成效。此外,法國尚有Adamellomargy儀器公司生產(chǎn)的TC-10型高溫扭轉試驗機。加拿大McGill大學的Jonas教授利用自行研制和開發(fā)熱加工扭轉模擬試驗機,在熱變形加工物理和力學冶金領域的研究方面出于國際領先地位,對微合金鋼的發(fā)展和控軋控冷工藝的理論完善起了重要作用。鋼的組織和力學性能預報要準確預報和控制產(chǎn)品質量,首先必須運用物理冶金學原理弄清鋼材在整個生產(chǎn)過程中的顯微組織演變規(guī)律,再根據(jù)這些規(guī)律建立描述顯微組織演變過程的數(shù)學模型,最后建立顯微組織與力學性能之間關系模型。因此,研究鋼在熱軋和冷卻過程中顯微組織演變規(guī)律非常重要。鋼的組織和力學性能預報過程如圖1.1所示。熱軋期間顯微組織演變在一定軋制條件下，料坯被熱軋成帶卷或中厚板,其軋制條件完全取決于鋼的化學成分、軋制尺寸和最終力學性能。Sellars等人首先對C-Mn鋼熱軋時顯微組織演變過程做了定量的研究13通過實驗定量描述了顯微組織的變化與熱軋エ藝條件之間的關系。研究表明,熱軋期間顯微組織的變化主要有:再加熱期間奧氏體晶粒的長大,塑性變形期間產(chǎn)生的加工硬化以及動態(tài)回復和動態(tài)再結晶，軋制間歇時間內產(chǎn)生的靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)再結晶，再結晶完成后發(fā)生的晶粒長大。顯微組織演化模型應該詳細描述上述組織演變過程,否則,將導致預報結果的偏差。從此模型中應該輸出的主要參數(shù)是流變應カ、再結晶的體積分數(shù)、熱軋后的殘留應變以及奧氏體晶粒尺寸。這些輸出參數(shù)對下ー步預報冷卻時アーa相變起著重要作用。冷卻時的組織轉變軋后冷卻時,軋制狀態(tài)的奧氏體將轉變成鐵素體、珠光體、貝氏體或馬氏體。相變過程也是新相的成核與長大過程的統(tǒng)ー。按照相變熱力學觀點,可以認為當溫度低于相變溫度Ar3時,鐵素體會在變形奧氏體晶界、亞晶界、形變帶及晶內形核。隨著溫度降低，新晶核不斷長大,直到鐵素體轉變結束。當溫度低于Ari,Bs,Ms時,隨著溫度下降剩余奧氏體將逐漸轉變成珠光體、貝氏體或馬氏體。上述相變過程屬連續(xù)冷卻相變過程,可以利用加法法則,將其視為無限多個微小等溫相變過程的疊加,而奧氏體的等溫相變動力學可用KJMA方程來處理は久通過實驗進行回歸可求出方程中的常數(shù),從而建立描述相變的動力學模型。利用相變動力學模型可預報出相變后相變產(chǎn)物種類、各相體積分數(shù)以及相變后的鐵素體晶粒尺寸。此外,借助于相變模型還可以建立TTT曲線和CCT曲線。顯微組織ー力學性能對應關系預報顯微組織ー力學性能對應關系模型主要是用來預測軋材軋后的常規(guī)力學性能，如屈服強度os、抗拉強度小、延伸率3、沖擊韌性Ak值和面收縮率屮。

冷卻時的組織轉變熱軋期間 J顯微組織演變 冷卻時的組織轉變熱軋期間 J顯微組織演變 ]顯微組織ー力學性能對應關系圖い預報鋼的組織和力學性能的流程圖Figl.lFlowchartofpredictingsteefsmicrostructuresandproperties鋼的變形奧氏體再結晶再結晶過程網(wǎng)金屬塑性變形的物理實質基本上是位錯的運動。金屬變形所施加的外部能量大部分消耗在以滑移或季生為主的變形功上,并轉變?yōu)闊岫萆⒌街車h(huán)境中去,只有一小部分能量或以彈性應變或以各種缺陷的形式儲存在金屬內部,其中彈性應變能約占5?10%,其余則分布在變形所產(chǎn)生的各種缺陷中。前者反映在變形后各種內應力的大小上，后者表現(xiàn)在所增加的缺陷的類型和數(shù)量上。缺陷所儲存的能量也稱畸變能。其大小一方面取決于每ー缺陷能量的高低,另一方面又取決于缺陷的數(shù)量及分布狀態(tài)。在由變形所產(chǎn)生的缺陷中,以位錯和空位為重要。但空位能約占總儲能的8〇?90%。根據(jù)溫度不同,再結晶過程由三個階段組成:回復、再結晶、晶粒長大。

回復過程:顯微組織不發(fā)生變化,仍為拉長的晶粒,但儲存能降低,剩余部分為再結晶過程的驅動カ。材料性能的變化表現(xiàn)為硬度降低。再結晶過程:新晶粒的形核及長大過程。是無畸變能或畸變能較低的晶粒在畸變能較高的基體中進行生核和長大過程。驅動カ為畸變能差,阻カ為晶界能。再結晶前后晶粒的晶體類型不變,成分也不變。熱變形過程中鋼的奧氏體再結晶行為動態(tài)再結晶的過程.鋼的熱變形過程是加工硬化同回復和再結晶軟化的矛盾的統(tǒng)ー。真應變圖1.2真應カ——真應變曲線Figl.2Truestress真應變圖1.2真應カ——真應變曲線Figl.2Truestress一truestraincurve圖1.3連續(xù)動態(tài)再結晶與間斷動態(tài)再結晶Figi.3Continuousdynamicrecrystallizationanddiscontinuousdynamicrecrystallization第一階段：塑性變形小,同時隨著應變量的增加,應カ值增加并達到最大值。?方面：隨應變量增大,位錯密度增加,變形抗力增加,即產(chǎn)生加工硬化。另ー方面：高溫下變形,部分位錯消失、重排,產(chǎn)生奧氏體的動態(tài)恢復和多邊形化都使材料軟化。由于位錯增殖速度相對來說與形變量無關,而位錯的消失速度與位錯密度絕對值的大小有關,當形變量增加時,位錯密度絕對值也增加,因此位錯消失速度增加,反映在應カー應變曲線上隨形變量的增加,加工硬化速度降低,但是加工硬化還是超過動態(tài)軟化。第二階段:隨著變形量增加,金屬內部的畸變能不斷升高,當畸變能達到ー?定程度后,發(fā)生奧氏體動態(tài)再結晶。動態(tài)再結晶的發(fā)生與發(fā)展使更多的位錯消失,材料的變形應カ很快下降。隨著變形過程的繼續(xù)進行,不斷形成再結晶核心并繼續(xù)長大直到完成再結晶,變形應カ降到最低值。發(fā)生動態(tài)再結晶所必須的最低變形量稱動態(tài)再結晶的臨界變形量。以塊表示。及的大小與鋼的奧氏體成分和變形條件（ハC）有關,a的最小值可由Sellars提出的關系式ス＜〇. 得到或者由Sunetal.提出的關系式4W5/6斯山?⑵得到,其中即為發(fā)生動態(tài)再結晶的峰值應カ。第三階段:當?shù)谝惠唲討B(tài)在再結晶完成以后,在應カー應變曲線上將出現(xiàn)兩種情況（如圖1.3所示）,即連續(xù)動態(tài)再結晶和間斷動態(tài)再結晶。由動態(tài)再結晶產(chǎn)生核心到全部完成一輪再結晶所需要的變形量用&表示。當&時,發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結晶;當ョ時,發(fā)生間斷動態(tài)再結晶。原始晶粒尺寸及工藝參數(shù)對比、跖都有影響,只是ハ?對&的影響比對比的影響大,即展高C較低時,比〉濟,出現(xiàn)間斷動態(tài)再結晶,檄低C較高時,出現(xiàn)連續(xù)動態(tài)再結晶。在其它參數(shù)相同的情況下，較大的原始晶粒尺寸易發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結晶,較小的原始晶粒尺寸易發(fā)生間斷動態(tài)再結晶。動態(tài)再結晶的發(fā)生條件TOC\o"1-5"\h\z應カ應變曲線最大應カ值與形變速度C、溫度7之間符合以下關系〔⑶：e=Asinh）exp（。,^/^7） 式1.1且有 ￡p=B\d,Z%; 式1.2Z=￡exp（?！?7）; 式1.3式中:A,a,BいB2,B3——常數(shù);n 應カ指數(shù);Qdet 變形激活能（J-molI；T—變形溫度（K）；R——氣體常數(shù)。?moF1.K-1）；do 初始晶粒尺寸（pm）；Z Zener-hollomon參數(shù),即溫度補償變形速率因子。Z可表示為C和7的各種組合,當Z一定時,隨￡的增加,材料組織由動態(tài)回復一部分動態(tài)再結晶一完全動態(tài)再結晶。反之,當￡一定時,隨著Z值的變大,材料組織由完全動態(tài)再結晶一部分動態(tài)再結晶一?動態(tài)回復。也就是說,當e一定時,在某ーZ值以上得不到動態(tài)再結晶組織,這個值就為上臨界值Zc。ム隨￡的增加而增加，且隨著初始奧氏體晶粒度的減小而增大【口,即在較大的Z值下也可能產(chǎn)生動態(tài)再結晶。因而動態(tài)再結晶能否發(fā)生要由Z和￡來決定。只有當Z<Zc并且e>4時才能發(fā)生動態(tài)再結晶，這兩個條件缺一不可。所以,當變形量一定時,在溫度翫高、變形速率C較低時易于發(fā)生再結晶;并且初始晶粒較小有利于再結晶的發(fā)生。動態(tài)再結晶組織的細化⑴Z因子的影響動態(tài)再結晶是一個混晶組織,其平均晶粒尺寸萬由加工條件Z決定。n4i動態(tài)再結晶晶粒尺寸隨z因子的增大而細化的機制為:Z因子是通過影響形變儲存能來改變動態(tài)再結晶晶粒尺寸的。由式z=4b"可知,流變應カ隨Z因子呈事指數(shù)關系上升,考慮到形變儲存能與流變應カ的平方成正比,則Z因子增大,形變儲存能上升,再結晶晶核產(chǎn)生的幾率也增大,從而動態(tài)再結晶晶粒細化。由經(jīng)驗公式得Z=ス孑"I網(wǎng)。對于C-Mn鋼有"=1.6xl()4z423ロ5］。則動態(tài)再結晶細化就要提高加工條件Z,而由動態(tài)再結晶發(fā)生的條件可知,Z因子必須小于上臨界Zc值時才可發(fā)生動態(tài)再結晶,因此要細化晶粒,就要盡可能增大Zc值,采用增大變形量￡,減小奧氏體初始晶粒尺寸ル的方法可以使Zc值增大。⑵變形溫度T及變形速率C的影響變形溫度升高，有利于再結晶的發(fā)生。但￡一定時,變形溫度高,回復過程劇烈,儲存能低,不利于晶粒細化。變形速率對再結晶的影響與溫度的作用相反。因此,在允許發(fā)生再結晶的條件下應降低變形溫度7,增大變形速率C來細化晶粒。⑶變形量￡的影響I⑹從上述可知,增大變形量,儲存能增加,有利于晶粒細化。變形量對晶粒尺寸的影響還可以從另ー個角度進行解釋:在再結晶階段，核心的形成速率”和其隨后的長大線速度G決定了再結晶晶粒的大小,是再結晶過程的主要參數(shù),再結晶的平均晶粒直徑可以用式1.4來表示:ハイ%);式L4要細化晶粒就必須使G/”減小，即要增大”及降低G。而兩者都受形變量的影響,變形量增大,”和G都同時增大,但”的增加速率大于G的增加速率所以加大形變量有利于晶粒細化,但也不是形變量愈大,晶粒愈細,晶粒的細化效果隨形變量的增大而減弱。從晶粒的均勻程度看，形變量小比形變量大的奧氏體晶粒均勻,但平均晶粒尺寸大。熱變形間隙時間內或變形后鋼的奧氏體再結晶行為熱變形過程中的任何階段都不能完全消除奧氏體的加工硬化，這就造成了組織結構的不穩(wěn)定性。熱變形的間隙時間里或變形后,在奧氏體區(qū)的緩冷過程中將繼續(xù)發(fā)生變化,カ圖消除加工硬化組織,使金屬組織結構達到穩(wěn)定狀態(tài)。熱變形的間隙時間里或變形后發(fā)生的奧氏體再結晶包括兩種形式:靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)再結晶。靜態(tài)再結晶當熱變形過程中只發(fā)生動態(tài)冋復,而沒有發(fā)生動態(tài)再結晶時,在熱變形的間隙時間里或變形后發(fā)生的奧氏體再結晶為靜態(tài)再結晶。其中包括靜態(tài)回復和再結晶兩個過程。⑴靜態(tài)再結晶的形核機制靜態(tài)再結晶的形核部位最先是在三個晶界的交點,其次在晶界處發(fā)生,只有在低溫大變形下,在晶內形成非常強的變形帶后，才能在晶內的變形帶上形核。同時,由于變形的不均勻性,靜態(tài)再結晶晶核的形成也是不均勻的,容易產(chǎn)生初期的大直徑的晶粒。⑵靜態(tài)再結晶發(fā)生的條件在道次間隔或變形后是發(fā)生靜態(tài)再結晶還是亞動態(tài)再結晶,取決于變形過程中的變形條件。如果變形時未能發(fā)生動態(tài)再結晶,則在道次間隔將發(fā)生靜態(tài)冋復和靜態(tài)再結晶。在一定的變形溫度和變形速率下,靜態(tài)再結晶的發(fā)生也需要給以某ー個臨界值以上的變形量,這個臨界值就稱為靜態(tài)再結晶的臨界變形量與,即發(fā)生靜態(tài)再結晶的變形量范圍為ス令エ。同時靜態(tài)再結晶還需要一定的潛伏期，如果保溫時間太短,只會發(fā)生靜態(tài)冋復,而不發(fā)生靜態(tài)再結晶。⑶靜態(tài)再結晶的動力學及其影響因素網(wǎng)熱加工后奧氏體回復、再結晶的速度主要取決于奧氏體內部存在的儲存能的大小、熱加工后停留溫度的高低、奧氏體成分和第二相質點大小等。變形后金屬中儲存的儲存能在變形后停留的時間里發(fā)生了回復過程，儲存能逐步被釋放，直至發(fā)生再結品,儲存能全部被釋放。再結晶的驅動カ是儲存能。影響儲存能的因素主要有:①內在因素:化學成分、冶金狀態(tài);②エ藝條件:變形量、變形溫度、變形速率。儲存能隨變形量的增加而增加,但其增加速率逐漸減慢,有趨于飽和的趨勢。增加變形溫度和減小變形速率對儲存能的影響方向是一致的,都是由于加工硬化程度降低而使儲存能減少。在相同條件下變形的金屬,儲存能將隨金屬熔點的降低而減小(銀例外)。使金屬強化的第二相和固溶體中溶質含量的增加都使儲存能增加。在其它條件相同的情況下，細晶粒比粗晶粒的儲存能高。靜態(tài)再結晶是初始晶粒尺寸、變形量、變形溫度、變形速率的函數(shù)ロリ。再結晶過程可以用Sellars修改的Avrami等式描述い°m：( (tY)X=l-exp-0.693— 式1.5I Us丿,其中: ,?！倍?すアexp? 式1.6式中：X-——再結晶體積百分數(shù);t一道次間隔時間(s)；再結晶發(fā)生50%所用時間(t)；n Avrami指數(shù),與形變再結晶溫度有關的ー個常數(shù);￡——變形量;do 初始晶粒尺寸(pm)；Z Zener-Hollomon參數(shù);T——絕對溫度(K)；0rex—表觀再結晶激活能(J/mol);R——氣體常數(shù)((J-mol^.K-1))；A,p,q,r——與材料有關的常數(shù)。另外,有研究認為靜態(tài)再結晶的n值隨著溫度的降低而升高［周久當晶粒大小由140ド0!變化到53011m時,n值由2減小到1"用。Laasraoui和Jonas?！庇^察到晶粒尺寸小于5011m時,n值大約為1。Sellars認為當晶粒尺寸分布不同時,n值也不同1刈。熱變形的工藝參數(shù)對％5的影響如下:①變形速率g的影響:小8ア,增加變形速率再結晶的速度加快,這是由于在較高的變形速率下,動態(tài)回復的程度減小,從而位錯密度增加,再結晶驅動カ增大。②變形溫度的影響;再結晶隨著變形溫度的增加而加快。③初始奧氏體晶粒度的影響:靜態(tài)回復和再結晶的速度隨著初始奧氏體晶粒度的增加而減慢。這是由于初始晶粒較大時，用于產(chǎn)生核心的晶界面積減小,因此再結晶速率降低。④變形量￡的影響：一般認為變形量增加,再結晶速度增加。類似于變形速率對再結晶速度的影響,較大的變形量使位錯密度增加，再結晶驅動力也增加。但是還有研究表明網(wǎng)在變形量較小時,隨著變形量的增加,發(fā)生靜態(tài)再結晶的速度加快;然而在變形量較大時,隨著變形量的增加,發(fā)生靜態(tài)再結晶的速度減慢。即靜態(tài)再結晶速度并非隨著變形量的增加而增加,而是呈波動關系,則變形量的選擇會影響再結晶的程度。⑤道次間隔時間的影響:道次間隔時間較小時,很少的軟化發(fā)生,則下一道次的加工硬化也很少。當?shù)来伍g隔時間較長時,發(fā)生靜態(tài)回復和靜態(tài)再結晶，消除了上ー道次的加工硬化組織,則下ー一道次的加工硬化類似于第一道次,重建位錯結構。(4)靜態(tài)再結晶晶粒的大小類似于動態(tài)再結晶,靜態(tài)再結晶的平均晶粒尺寸與核心的形成速率”和其隨后的長大線速度G也符合式1.4。變形量增加,G/N降低,再結晶晶粒變細。但是在高壓下率下,晶粒細化效果減弱。在60%以上的壓下量下,晶粒甚至不再細化,其界限為20?40pm。變形溫度會改變變形后的儲存能及晶界遷移而影響G/ル。變形溫度升高將使再結晶晶粒粗化,但變形溫度升高對其影響微弱,因此,晶粒大小是變形溫度的弱函數(shù)。原始晶粒愈細,儲存能愈大,G、府都增大。但”的增加速度比G增加速度快,所以再結晶后晶粒也愈細。變形速率愈大儲存能愈大,再結晶晶核產(chǎn)生速率也愈大,因此再結晶晶粒愈細。⑸靜態(tài)再結晶的晶粒長大靜態(tài)再結晶后的晶粒長大模型的形式為:ぐ=引+ホexp系 式1.7主要受初始晶粒尺寸、道次間隔時間和變形溫度的影響,不同作者給出的公式中的系數(shù)值如表1.1所示。表11靜態(tài)再結晶晶粒長大模型中的系數(shù)比較table1.1Thecomparisonofparametersinthegraingrowthmodelsofstaticrecrystallization模型JonasSellarsHodgsonYadaNambam7(tss>l)106222(tss〈DA271.5x10(tsS>l)3.87x10(T>1100℃)261.8x101.44xl0124.27x10”4xlO7(tsS<l)1.31x10(T<1100℃)Og(KJ/mol)400(tss>l)400(T>1100℃)420267279H3(tss<l)914(T<1100℃)

1.3.3.2亞動態(tài)再結晶當熱變形過程中已經(jīng)發(fā)生動態(tài)再結晶時,熱變形的間隙時間里或變形后發(fā)生的奧氏體再結晶為亞動態(tài)再結晶或次動態(tài)再結晶。在多道次軋制時,在粗軋過程中,即溫度相對較高,變形速率較小時,亞動態(tài)再結晶占主導且可以產(chǎn)生完全軟化。在變形量較大時,在精軋的開始幾道次亞動態(tài)再結晶也會發(fā)生【口。⑴亞動態(tài)再結晶的發(fā)生條件如果變形條件滿足Z<Zc并且介比,即發(fā)生動態(tài)再結晶,則在道次間隔將發(fā)生亞動態(tài)再結晶。亞動態(tài)再結晶被認為是動態(tài)再結晶形成晶粒在道次間隔時間的直接長大過程,在通常情況下變形后再結晶很迅速開始,這個過程不需要潛伏期,其特點像沒有潛伏期的靜態(tài)再結晶かのし然而有研究表明二】,在低變形速率下亞動態(tài)再結晶也需要幾乎和靜態(tài)再結晶差不多的時間,Roucoules和Hodgsonの也意識到這一點，并且稱這段時間為表觀保溫時間(apparentincubationtime)?表觀保溫時間是由于晶核的緩慢長大而引起的。亞動態(tài)再結晶使得動態(tài)細化的晶粒變得粗大,而且接下來的軋制載荷減小。由帶鋼熱軋的模擬試驗表明,動態(tài)再結晶控制軋制只有在道次間隔時間非常短時才可能發(fā)生,而這么短的道次間隔時間在實際的生產(chǎn)中是不可能達到的。因此動態(tài)再結晶一旦發(fā)生,在道次間隔時間就?定有亞動態(tài)再結晶發(fā)生,因此對于多道次軋制的流變應カ和顯微結構的變化主要受亞動態(tài)再結晶控制軋制的影響,而不是動態(tài)再結晶控制軋制的影響。⑵亞動態(tài)再結晶的動力學及其影響因素與靜態(tài)再結晶不同,大量的結果表明722,23],亞動態(tài)再結晶的速率與變形量和初始晶粒尺寸無關,而受變形速率影響很大,同時也受變形溫度的影響,但影響較小。亞動態(tài)再結晶過程可以用Avramiequation來描述"':((tX=l-exp-0.693— 式1.8ム.5丿ノ其中: b5=其中: b5="C"exp（客）式中:x一再結晶體積百分數(shù);t 恒溫保持時間(s)；n,p—常數(shù);￡——變形速率（S-1）;T——絕對溫度（K）；Qapp——表觀激活能（J/mol）；R——氣體常數(shù)0.moL.KT）；由上式可知,只要〃與妬確定,就可以完全的描述亞動態(tài)再結晶的動力學。關于〃值不同的作者給出了不同的值1⑶,見表1.2。表1.2靜態(tài)再結晶和亞動態(tài)再結晶的n指數(shù)table1.2nexponentofstaticrecrystallizationandmeta-dynamicrecrystallizationSellarsHodgsonPetkovicJonas靜態(tài)再結晶1?211.2~1.31亞動態(tài)再結晶11.51.61.5①起始晶粒尺寸/o的影響［5:亞動態(tài)再結晶的形核是在變形過程中形成的,較高的變形量下,在完成動態(tài)再結晶之后,動態(tài)形成的核心的密度以及穩(wěn)定階段的流變應カ與初始晶粒大小無關。②變形速率C的影響:類似于靜態(tài)再結晶,有晶0cど,但r的取值不同,對于靜態(tài)再結晶，r值在ー0.28?—0.38之間,而對于亞動態(tài)再結晶,r值在ー0.60?ー0.75之間?？梢?ヌ對亞動態(tài)再結晶影響更大。r值之所以不同,是因為在較高的C下的變形,能得到較細的再結晶晶粒,從而能加速亞動態(tài)再結晶;同時タ增加,由于變形產(chǎn)生的位錯密度越大,峰值應カ與和儲存能均增加,亞動態(tài)再結晶的驅動力也增大。雖然靜態(tài)再結晶的驅動力也是與位錯密度及上一道次變形后的儲存能有關,但能讓靜態(tài)再結晶發(fā)生的上一道次所產(chǎn)生的變形量是確定的值,而且這個值小于峰值應變與，所以靜態(tài)再結晶受C的影響較小。③變形溫度7的影響:隨著r的升高,亞動態(tài)再結晶速度加快,但r對亞動態(tài)再結晶的影響較小,沒有對靜態(tài)再結晶的影響顯著。④變形量￡的影響:當￡>4時,￡對亞動態(tài)再結晶的速度沒有影響。綜上,亞動態(tài)再結晶的動力學強烈的依靠C,是變形溫度T的弱函數(shù),而與￡、る無關。雖然亞動態(tài)再結晶主要受C和7的影響,但二者的影響不能簡單歸納為Zener-hollomon參數(shù)Z對亞動態(tài)再結晶的影響ル”。有研究表明,當Z相同而C和7不同時,軟化曲線差別很大,說明不能簡單的用Z來代表色和1對軟化程度的影響。⑶亞動態(tài)再結晶對再結晶結構的影響亞動態(tài)再結晶的發(fā)生要求在變形過程中發(fā)生動態(tài)再結晶,即要求變形量￡>￡c。然而對于已發(fā)生動態(tài)再結晶的組織，在變形過程中不同的階段停止變形,亞動態(tài)再結晶之后的再結晶結構也不同けし①當行即時，隨著道次間隔時間t的增加,奧氏體晶粒尺寸先是大幅度的減小，然后又稍微有所增加。這是因為最開始在峰值應變處的再結晶晶粒只有少部分形核,大部分較粗大，因此平均晶粒較大,亞動態(tài)再結晶在較短時間完成后,晶粒尺寸減小，ム再增加，亞動態(tài)再結晶晶粒繼續(xù)長大。②當即ユ<^時,隨著道次間隔時間t的增加，奧氏體晶粒尺寸先是略有減小而后又稍微有所增加。與第一種情況的區(qū)別在于變形過程中再結晶晶粒較多,平均晶粒較細。③當￡>4s時,隨著道次間隔時間/的增加,奧氏體晶粒尺寸略有增加。是由于變形時動態(tài)再結晶完全，得到細小的晶粒,在變形間隙亞動態(tài)再結晶迅速發(fā)生,使得晶粒長大的結果。綜合以上三種情況,動態(tài)再結晶的過程也將影響到亞動態(tài)再結晶的過程。但是只要道次間隔時間不是非常短,亞動態(tài)再結晶就會發(fā)生完全,最終的奧氏體晶粒大小也相差不多。由此也可得出結論,變形量對亞動態(tài)再結晶的速度以及最終晶粒尺寸影響很小,可以忽略。1.3.4再結晶的形核機理關于再結晶形核機理有不同的觀點,主要有以下幾種P叫⑴Cahn和Beck分別提出了“多邊形化”形核模型,多邊形化形成無位錯的亞晶,可能長大成為再結晶核心。晶體受不均勻形變后點陣發(fā)生局部彎曲,當相鄰亞晶的取向差小于「時,刃型位錯攀移運動形成多變疇,并且迅速長大當它們之間的取向差為幾度時,這個亞晶消耗其它的晶粒而十分緩慢地長大,當它與形變基體之間構成大角度晶界時，此晶界的遷移率隨著角度增加而增加。當亞晶內外存在一定的位錯密度時,已經(jīng)存在的大角度晶界具有很高的遷移率,晶界上的原子很容易從一個晶粒遷到相鄰晶粒,于是這種亞晶可以用比周圍的晶?？斓枚嗟乃俾书L大，起到再結晶核的作用。⑵Hu提出旋轉亞晶粗化模型。相鄰胞狀結構通過體擴散及位錯攀移重新排列發(fā)生轉動而合并,粗化的亞晶為再結晶形核提供了條件。⑶Beck和Sprerry首先提出應變誘導晶界過程模型。在形變金屬中,以晶界兩側畸變能差為驅動カ,某ー現(xiàn)存晶界從位錯密度低的晶粒向位錯密度高的晶粒突然弓彎,被掃過的那ー小區(qū)域的畸變能基本釋放，這ー小區(qū)域就是一個再結晶核心。這是低碳鋼合金化鋼相變奧氏體常見的形核方式。Bailey發(fā)展了這ー觀點，并提出了晶界弓彎形核所必須滿足的條件:L<2S/AE,式中:S是遷移晶界界能面,厶E是兩晶體單位體積自由能差，弓出晶界長為2L。上述三種模型各自得到大量實驗證實。Doherty指出：一般再結晶晶核的形成過程就是形變狀態(tài)下存在的亞晶有選擇地發(fā)展成為再結晶核心的過程,區(qū)別僅僅是亞晶發(fā)展成核的方式不同而已。流變應カ流變應カ及其影響因素.】度量物體保持其原有形狀而抵抗變形的能力指標，稱為金屬塑性流變應カ（也稱流動應カ、變形阻カ或變形抗力）。影響金屬熱變形流變應力的因素,可分為內因和外因兩種。其中內因主要有金屬的化學成分、晶粒尺寸、組織結構等;而外因則主要有變形溫度、應變速率、應變量等,它們通過熱變形過程中金屬內部的組織變化,如加工硬化、動態(tài)回復、動態(tài)再結晶、靜態(tài)回復、靜態(tài)再結晶等,影響流變應カ的大小。這些內因和外因對流變應カ的影響可用下述關系表示:式1.10cy=式1.10式中:ヵ%——金屬的化學成分及組織;d 晶粒尺寸;T-ー變形溫度;￡ 應變量;￡——應變速率;t一道次間隔時間。金屬的化學成分及組織的影響金屬的化學成分及其組織對流變應カ的影響是極為顯著的:高碳鋼的流變應カ遠比低碳鋼的大；合金鋼的流變應カ又大于普通碳鋼的；純金屬的流變應カ比其合金的則小得多,且同一一種金屬中包含有不同的雜質時,其流變應力也不同。即使同一化學成分的金屬和合金,由于其組織不同，其流變應カ的值也不同。組織不均勻,具有加工硬化者,比組織均勻、退火軟化狀態(tài)具有更大的流變應カ。金屬中的雜質也會對流變應カ產(chǎn)生較大的影響，甚至極少的雜質,就會使流變應カ發(fā)生顯著的變化。由上述分析可以看出,金屬的化學成分、組織狀態(tài)、合金元素存在形態(tài)（溶解或析出），及其分布情況、微量雜質等因素,對流變應カ的影響是極其復雜的,難以用理論方法來計算金屬化學成分對流變應カ的影響。目前各國學者的研究尚限于用試驗來研究和確定各個鋼種的流變應カ，或僅考慮某ー種成分（如碳）含量的影響。晶粒尺寸的影響晶粒尺寸對流變應カ的影響很顯著:晶粒尺寸越小,即晶粒越細,熱變形流變應カ越大。這是因為晶界對位錯的滑移起阻礙作用,晶粒越細，則晶界越多,位錯滑移所需應力就越大。在工程上,為了獲得高強度及高韌性，常采用細化晶粒的措施,即所謂的細晶強化,就是利用晶粒尺寸的這ー特性的。一般地，流變應カ隨晶粒尺寸的減小而增大。變形溫度的影響溫度是對流變應カ影響最為強烈的ー個外部因素。在一般情況下,隨著變形溫度的升高,流變應カ降低,且流變應カ的峰值向左移。這是因為:⑴隨著變形溫度的升高，金屬原子熱振動的振幅增大，位錯的滑移阻カ減小,同時增加了非晶擴散及晶間粘性流動的幾率,從而使流變應カ降低。⑵在高溫下發(fā)生的動態(tài)回復和動態(tài)再結晶,可減輕或消除由于塑性變形所產(chǎn)生的加工硬化,也使流變應カ降低。流變應カ的降低表明,動態(tài)再結晶更容易發(fā)生,但再結晶后的晶粒尺寸較大。大量實驗研究表明,變形溫度對流變應カ的影響,在半對數(shù)坐標中呈直線關系,其直線斜率的大小,取決于鋼種和應變速率,應變速率越大,直線斜率越小。應變量的影響應變量是影響流變應カ的又一重要外因。由于加工硬化與動態(tài)軟化的共同作用,流變應カ隨應變量的增加而發(fā)生比較復雜的變化。這主要表現(xiàn)在:⑴隨應變量的增加,流變應カ逐漸增加,但流變應カ增大的速率降低;⑵當流變應力增加到某ー臨界值后趨于恒定，這是由于發(fā)生了動態(tài)回復,使軟化與硬化平衡。⑶或者是變形量繼續(xù)增加,流變應カ達到峰值后略有降低然后趨于定值或經(jīng)幾次振蕩后趨于定值，這是由于當應變量達到臨界值（臨界應變）時,發(fā)生了動態(tài)再結晶，使其組織發(fā)生軟化的結果。在熱加工過程中,加工硬化和組織軟化是兩個相互矛盾的競爭作用。在某ー應變階段,如果加工硬化作用占據(jù)了主導地位，在流變應カ上就體現(xiàn)為增大的趨勢,反之,則降低;如果二者達到平衡,則流變應カ既不增大也不降低，表現(xiàn)為一定值。應變速率的影響應變速率對流變應カ的影響主要表現(xiàn)為:隨應變速率的增加,熱變形流變應力也增大。因為獲得較大的應變速率,需要同時開動多個滑移系,其中某些滑移系甚至處于不易開動的硬取向，所以其流變應カ就較大。較高應變速率下的流變應カ,比較低應變速率下的要大5?10倍。大量研究表明,流變應カ與應變速率的關系,在雙對數(shù)坐標中呈線性關系,其斜率的大小,與鋼種和變形溫度有關。變形溫度越高,其斜率越大。多道次變形中的道次間隔時間的影響在多道次變形工藝中,兩個道次間的間隔時間對后一道次變形的流變應カ也有很大的影響。一方面前一道次的應變積累（即加工硬化）在道次間變形停止的時間內不能完全消除,所保留下來的加工硬化,使后一道次需要比前一道次更大的流變應カ;另一方面在道次間隔時間內,可能會發(fā)生靜態(tài)再結晶或亞動態(tài)再結晶,使后…道次的流變應カ要低于在前一道次上繼續(xù)變形時的流變應カ?？偟牧髯儜珣沁@兩部分綜合作用的體現(xiàn)。熱變形流變應カ數(shù)學模型"]材料在高溫連續(xù)變形過程中，流變應カ與其化學成分、變形條件和變形歷史（即變形過程中的溫度和組織變化）密切相關。通常有兩種類型的本構方程來描述流變應カ與應變、應變速率、溫度、組織變化和材料化學成分等之間的關系。ー類是從宏觀角度出發(fā),以宏觀的エ藝參數(shù)為基礎的數(shù)學模型,主要是為實際生產(chǎn)過程中エ藝參數(shù)的制定提供依據(jù),或是為計算機控制生產(chǎn)提供數(shù)學模型;另ー類則從微觀角度出發(fā),以微觀組織結構為基礎的數(shù)學模型,主要是為尋求宏觀應カ變化與微觀本質的定量關系,其目的還是為了指導實際生產(chǎn)，為實際生產(chǎn)提供更科學、更精確的數(shù)學模型。其中微觀機制又可分為兩類:一類是基于晶粒尺寸的,另ー類則是基于位錯密度的。宏觀機制（以エ藝參數(shù)為基礎）在現(xiàn)場生產(chǎn)過程中,作為計算機控制用的各種數(shù)學模型,往往以專利形式出現(xiàn),很難從一般文獻資料中找到。即使是公布于眾的數(shù)學模型,也往往是由于時間上的失效才能收集得到?，F(xiàn)有熱變形流變應カ宏觀機制數(shù)學模型主要有下列幾種:⑴井上勝郎模型井上勝郎采用落錘式高速拉伸實驗機，實驗研究了15個鋼種的熱變形流變應カ曲線，得到了相應的熱變形流變應カ數(shù)學模型的綜合式:b=/￡"U'exp(%) 式LU式中:A、n、m、B——取決于鋼種和變形條件的系數(shù)。⑵池島俊雄模型池島俊雄采用落錘式高速壓縮實驗機,對低碳鋼在高溫、高變形速率下測定了流變應カ曲線,得出熱變形流變應カ數(shù)學模型為:0"=Nexp(%丿と(1+CU) 式1.12式中:A、B、C、m、n——取決于鋼種的系數(shù),m還和變形溫度有關。⑶豐島清三模型豐島清三采用飛輪回轉式高速拉伸實驗機,對低碳鋼在高溫下的流變應カ進行了測定,得出熱變形流變應カ數(shù)學模型為：式1.13式1.13cr= I+h\ge式中:p、q、1、m、h——取決于鋼種和變形溫度的系數(shù),e——慣用應變。(4)美坂佳助模型美坂佳助和吉本友吉采用落錘式壓縮試驗,測定了碳鋼(含碳量0.05?1.16%)的流變應カ,得到含有成分、變形溫度、變形速率和變形量的碳鋼熱變形流變應カ的數(shù)學模型:o-=exp(0.126-1.76+0.594C2+285せ2968c二1⑵ゝ)/s/i式］M員式中：C——含碳量(％レTk——絕對溫度。⑸Shida模型Shida采用凸輪式高速形變機(塑性計)，測定了8種碳鋼(含碳量0.01-1.16%)在各種試驗條件下的流變應カ,得到的碳鋼熱變形流變應カ數(shù)學模型為:…ノ(紅の=°28exP(*|) (2)af=0.28exp(^-- )xg (T<td)g=30.0(C+0.-0.95---Cg=30.0(C+0.-0.95---C+0.420.41-0.07C式1.15C+0.06C+0.090,027C+0,027C+0.320td=0.95C+0.41C+0.32m=(0.019C+0.126)7+(0.075C-0.05) (TNし)m=(0.08IC-0.154)T+(-0.019C+0.207)+…+2731000式中:t——變形溫度(C),——相變臨界溫度,C——碳含量(％)。(6)周紀華^一?管克智模型周紀華和管克智采用凸輪式高速相變試驗機,試驗測定了多種鋼種在各種變形條件下,流變應カ與變形溫度、變形速率和變形量的關系曲線,得到的熱變形流變應カ數(shù)學模型為:cr=cr0cr=cr0exp(a)T+a2)式1.16式中:/—變形溫度(C)；的、ai?說——與鋼種有關的回歸系數(shù)。⑺Cingara模型Cingara采用扭轉試驗機，試驗測定了不銹鋼流變應カ曲線,得到的熱變形流變應カ數(shù)學模型為：式中:%——峰值應カ;即一峰值應變;n——與鋼種有關的系數(shù)。(8)蠕變模型=4[sinh(acr)rGarofalo和=4[sinh(acr)r式1.18式中:Z Zener_Hollomon參數(shù);Q一形變激活能;R——氣體常數(shù);T—變形溫度；A、a——常量；n 應カ指數(shù)。⑼Sellars-Tegart形式的流變應カ方程:<r=-sinh-1（-r 式1.19aA式中:A——激活能、溫度、應變的函數(shù),是隨著的溫度和應變的變化而改變的常數(shù);a、m——與溫度無關但隨應變變化而變化的常數(shù)。這種本構方程的優(yōu)點是使用較簡便,而且在較低的應變狀態(tài)下,能夠較準確地描述應カー應變關系。但其缺點是對于應變較大和需要考慮組織變化（如動態(tài)回復和動態(tài)再結晶）對流變應カ的影響時,必須其進行修正或處理才能描述真實的應カー應變關系。微觀機制（以組織結構為基礎）影響材料強度的微觀組織因素有許多,如第二相粒子、位錯密度、晶粒尺寸以及多相鋼中的相組成等。建立流變應カ微觀機制數(shù)學模型時,ーー考慮所有因素非常困難,而且有些因素對材料強度的影響機理并不是很清楚。目前的微觀機制數(shù)學模型中,大多數(shù)考慮的是晶粒尺寸或位錯密度。⑴基于晶粒尺寸的模型大多數(shù)學者從晶粒尺寸的角度建立流變應カ模型時,都是基于Hall-Petch公式:（y=（y0+kd-'/2 式1.20式中:。〇——摩擦應カ;k——Hall-Petch系數(shù);d 晶粒尺寸。一般認為,Hall-Petch公式最初是為描述多晶體屈服強度與晶粒平均直徑關系而提出的ー個經(jīng)驗關系式,但也可根據(jù)位錯理論,利用位錯在晶界附近引起的塞積模型導出?，F(xiàn)有研究表明,其適用范圍甚廣,也可用于描述材料在變形過程中的流變應カ與晶粒尺寸之間的關系。所通常被解釋為單晶的強度。但KurzydLowski認為在多晶體中,。〇并不等于單晶的強度,因為在不同尺寸的晶體中,塑性應變并不是均勻分布的。KurzydLowski認為〇?〇是應變的函數(shù)4=kc"（K、n為常數(shù)），而k是與晶粒尺寸分布的標準差有關的函數(shù)。HaH-Petch只適用于低溫變形的情況時用來描述流變應カ與晶粒尺寸之間的關系。⑵基于位錯理論的模型①Sandstrom模型基于位錯理論的發(fā)展與完善,Stiiwe等人提出了以位錯理論為基礎的模型。該模型假設熱變形金屬的位錯密度達到ー個臨界值「”后就會發(fā)生動態(tài)再結晶。這時再結晶晶粒以速度V生長并消耗掉變形組織中的位錯密度"け。由于不斷的變形，使再結晶晶粒內的位錯密度是否達到了"“并引起下一周期的動態(tài)再結晶決定了流變應カ曲線的形狀。Sandstrom等人參照相變組織結構的ー些細節(jié),又引入相應的形核機制對這?模型做了較大的改進。在Sandstrbm的位錯模型中,流變應カ表示為位錯密度的函數(shù):a= 式1.21式中:p——位錯密度:a-——數(shù),0.5<a<l；b Burgers矢量;H——剪切模量。②Estrin模型Estrin考慮了各向同性的多晶材料,給出了基于理論的粘塑性本構方程：

』。はa=MaGb/p 式1.22（さ、ー%式中:爲、爲?、k］、a 常量:M-——平均Taylor因子（包含在應變過程中）；G一切變模量;b一位錯柏氏矢量；m、〃——溫度的函數(shù),反比于絕對溫度。本課題的研究背景及研究內容研究背景隨著軋制理論、物理冶金及計算機技術的發(fā)展,對軋制過程的研究更加深入。控制軋制的主要目的是控制軋制過程中的顯微組織的演化,從而改進其綜合性能。在熱變形過程中,奧氏體晶粒尺寸及流變應カ的變化直接決定著熱軋后鋼材的組織性能。因此，決定熱軋過程中奧氏體晶粒尺寸及流變應カ的軋制控制參數(shù)的選取就成為控制軋制的前提條件。由于費用太高,在現(xiàn)場軋機上進行工業(yè)實驗不大現(xiàn)實。而且,各種參數(shù)（如變形溫度、變形速率、變形量等）也很難達到精確控制。從而,熱軋過程的物理模擬就成了改進產(chǎn)品質量降低成本必不可少的手段。利用物理模擬,エ業(yè)生產(chǎn)的條件便可以在實驗室中實現(xiàn),每個重要參數(shù)對材料性能的影響便可以借助熱/力學模擬實驗機來進行分析。物理模擬技術在提高鋼鐵產(chǎn)品性能、新品種、新工藝的開發(fā)等諸多方面正發(fā)揮著越來越重要的作用。一方面物理模擬技術可以節(jié)省進行現(xiàn)場エ業(yè)實驗的大量費用、時間和精力,另一方面可以對所要求所各種參數(shù)進行精確的控制,使工業(yè)生產(chǎn)在實驗室得到再現(xiàn),每個エ藝參數(shù)如溫度、道次壓下量、軋制速度、冷卻速度等對材料性能的影響可以借助模擬實驗機進行分析研究。本文通過對大部分已有C-Mn鋼再結晶及流變應カ模型適用性的評價,從中選用適用性較好的模型,采用物理模擬的方法對其進行優(yōu)化,為實現(xiàn)模型的在線應用,實現(xiàn)軋制變形過程中的精確化和定量化控制,得到最優(yōu)的最終微觀組織和性能提供依據(jù)。研究內容⑴C-Mn鋼熱連軋再結晶模型適用性的評價通過對已有C-Mn鋼的再結晶模型及流變應カ模型的適用性的評價,為本實驗建立再結晶及流變應カ的基礎模型提供依據(jù)。⑵變形奧氏體動態(tài)再結晶規(guī)律的研究研究奧氏體再結晶與初始晶粒尺寸、溫度、變形量、變形速率等變形參數(shù)之間的關系。建立奧氏體動態(tài)再結晶百分數(shù)、再結晶后的晶粒尺寸模型。⑶變形過程中流變應カ的研究研究變形過程中流變應カ與溫度、變形量、應變速率等變形參數(shù)及再結晶情況之間的關系,建立流變應カ與變形參數(shù)之間的關系的模型。（4）平均流變應カ及再結晶過程的數(shù)學模擬對エ業(yè)現(xiàn)場采集的數(shù)據(jù)進行分析計算，應用Sims公式計算軋制過程中各道次的平均流變應カ,并將其與上述模型預測的平均流變應カ比較,同時分析再結晶的軟化和晶粒長大過程。⑸壓縮過程中非均勻應變與再結晶之間關系的研究應用ANSYS有限元軟件對熱模擬壓縮過程進行模擬，結合顯微組織觀察分析非均勻應變對奧氏體動態(tài)再結晶和晶粒尺寸的影響。第2章實驗材料與方法實驗材料實驗用鋼為珠江鋼廠生產(chǎn)的ZJ510L鋼,化學成分（質量分數(shù),%）見表1。表2.1實驗用鋼的化學成分(質量分數(shù),%)Table2.1Thechemicalcompositionsofexperimentalsteel(mass%)CSiMnPSAltAis0.1740.291.160.0090.00650.03260.0312CrCuMoTiNiVCa0.0250.10.03650.01850.0580.00650.0046實驗方法熱模擬實驗試樣沿軋制方向加工成①8mmxl2mm的圓柱狀試樣。熱模擬實驗是在燕山大學的Gleeble3500熱模擬試驗機上進行的。試樣和壓頭之間用石墨片來潤滑,同時試樣與石墨片之間放入但片來防止加熱溫度較高時試樣與壓頭之間粘結,由于石墨片及留片的導熱性比鋼低,因此也可以減小試樣中心和表面的軸向溫度梯度,使試樣的溫度均勻。2.2.1.1奧氏體動態(tài)再結晶及流變應カ的研究試樣以10C/S加熱至不同的完全奧氏體化溫度む，保溫一定時間，產(chǎn)生均勻的初始奧氏體晶粒然后，以5℃/s的冷卻速度冷至不同的變形溫度,保溫30秒,使試樣中的溫度均勻。然后以不同的工藝進行壓縮。加熱溫度在1100?1200C,每50C為一間隔;保溫時間分別為2min、4min>6min:變形溫度在90〇?1050C,每50℃為ー間隔;變形速率分別為:0.02、〇.08、0.1、0.2、0.35、0.5、1、5、10、15、20、25/s；變形量為70%。變形后快速淬水冷卻時以得到接近高溫狀態(tài)的奧氏體組織。實驗エ藝過

程見圖2.1。時間/sT時間/sT=900、950、1000,1050*C￡=0.02、0.08、0.1、0.2、0.35、0.5、1,5、10>15、20、25/s￡=70%，/犯照圖2.1熱模擬實驗エ藝Fig.2.1Schematicofthermalcompression2.2.1.2非均勻應變與再結晶之間關系的研究試樣以10°C/s加熱至完全奧氏體化溫度1150C,保溫1分鐘,然后以5C/s的冷卻速度冷至變形溫度1050°。,保溫30秒,使試樣中的溫度均勻。然后以恒定的應變速率1s?進行壓縮,變形量為62%,為得到變形后的奧氏體晶粒尺寸,變形后試樣立即水淬。試樣變形工藝如圖2.2所示。時間/s圖2.2熱模擬實驗エ藝Fig.2.2Schematicofthermalcompression顯微組織觀察將變形后的試樣沿加載方向切開,研磨拋光制備成金相試樣,用過飽和苦味酸和十二烷基苯黃酸鈉溶液熱蝕,在LeicaMEF-4M型光學顯微鏡下觀察原奧氏體晶界。奧氏體晶粒尺寸評定為了研究變形后奧氏體晶粒尺寸狀況,對奧氏體晶粒尺寸進行了評定。奧氏體晶粒的平均尺寸晶粒的測量采用截距法,對每個試樣至少選取10個視場進行金相觀察,并根據(jù)下式進行計算:式中:アー測量截線上的晶粒的平均長度;Lー視場內測量線上的長度;Z—n次測量截取晶粒的個數(shù)的總和;K一光學顯微鏡的放大倍數(shù);nー測量次數(shù)。第3章熱連軋再結晶模型的適用性評價研究鋼在熱軋期間發(fā)生的顯微組織演變是控制軋制的基礎。顯微組織ー力學性能預報和控制的傳統(tǒng)方法主要是依靠現(xiàn)場工程師個人的知識和經(jīng)驗來進行的。由于鋼材生產(chǎn)的工藝過程十分復雜,顯微組織的演變也是動態(tài)的,僅憑個人經(jīng)驗進行判斷要花費大量時間,浪費大量財カ和物力,預報和控制的效果也不理想。自從計算機技術得到迅速發(fā)展以來,在物理冶金、軋制以及形變熱處理等技術的基礎上,要精確預測成品的顯微組織和力學性能,并在此基礎上對生產(chǎn)エ藝條件進行最優(yōu)控制已成為可能。近年來,隨著軋制理論、物理冶金及計算機技術的發(fā)展,對軋制過程的研究向模型化、定量化的方向發(fā)展。模型化和組織演變預測技術在研究鋼鐵熱軋過程中預測組織演變規(guī)律與性能方面起到了越來越重要的作用。目前用于模擬鋼在熱軋過程中的顯微組織和力學性能的模型け、B。］較多，特別是C-Mn鋼在熱軋過程中的顯微組織演變規(guī)律問題,很多作者開發(fā)了軋制過程的物理冶金模型［3い2］,其中包括流變應カ模型、奧氏體動態(tài)再結晶模型，奧氏體靜態(tài)再結晶模型,晶粒長大模型，以及軋后冷卻過程中的相變模型。比較不同的作者所給出的再結晶模型,可以發(fā)現(xiàn)模型一般都是以Avrami方程,即X=1-exp（イイ）為基礎⑶コ”同一特征參量所涉及的變形工藝參數(shù)大致是相同的，但回歸系數(shù)之間存在一定的差異卩5,361。究其原因，認為鋼材的化學成分的不同以及變形參數(shù)的不同是其產(chǎn)生差異的重要因素。本章對大部分現(xiàn)有的C-Mn鋼熱連軋過程中再結晶模型和流變應カ模型進行了評價,同時采用兩組變形參數(shù)對模型的適用性進行了討論。C-Mn鋼顯微組織演變模型要實現(xiàn)對鋼的組織與性能的精確預測,確定生產(chǎn)過程中組織演變及組織與性能關系等冶金現(xiàn)象的數(shù)學模型是關鍵。近二十年,世界各國的冶金工作者針對C-Mn鋼在熱軋期間發(fā)生的顯微組織演變規(guī)律問題,進行了大量的研究,并建立了各種相關的數(shù)學模型。顯微組織演變模型中最重要的是預測熱軋過程中發(fā)生的動態(tài)再結晶、靜態(tài)再結晶及亞動態(tài)再結晶、再結晶完成后的晶粒長大及變形時的流變應カ。將應用比較廣泛的C-Mn鋼奧氏體高溫變形時顯微組織演變模型歸納如表3.1和表3.2所示。

表3.1再結晶及晶粒長大模型Table3.1Recrystallizationandgraingrowthmodels模型作者動態(tài)再結晶動力學靜態(tài)、亞動態(tài)再結晶動力學以及晶粒長大模型J.J.Jonas&Hodgson1'21^=5.6xlO^^3Z017フ.(300000ゝZ=￡exp[rtj爲"=1exp10.6931￡り)f05=1.144x1〇,.ザざ。，exp(攀)當￡4a時:ムめ=l-exp(-0.693(%J)z05=2.3x1015￡-254/o2exp(230000//Jf)ね=343ザ試”exp(常邛當￡2q時:' Z ゝ15、X即=1exp0.693ゝ (‘0.5丿ノ/05=l.lZ-08exp(23OOOO//?F)d版/tx=2.6xlO4Z-023當ん＞1時:靜態(tài)：にム.+1.5xlO"(f-4.32%)exp(a^S)亞動態(tài)：4=北通+8.2x102(-2.65し，)exp]"4策0當，J1S時:靜態(tài):《=￡1tx+4.0X1〇7"-4.32%)exp(T13000)亞動態(tài)：或="1+1.2x107(/2.65f〇,)exp(4)1!一exp-0.693￡=6.97x10^6/"3Z°17MDRX=1-exp-0.693%!一exp-0.693￡=6.97x10^6/"3Z°17MDRX=1-exp-0.693%=°?幽,05=1.06x10-5Z06exp(3OOOOO/7?7)Z=￡exp312000

RTs,=0.57￠/ド3dsRx=0.5dポ焼dmdkx=L8x101Z°15d：=或0+Atexpー。解RTyハSRXtos=2.5xlO1^-4^2exp(300000/7?7)當￡20.85,時:>1100c：=3.87x10"； =400kJ/mol<1100c：=1.31X1052：Qxg=9\4kJ/mol￡c=4.76x104exp~T~X=l-exp-0.693.一EOEPEA%“=22600Z"”r. 267100L-￡exp RTム=l-exp-0.693%=1.144x1〇ー,.成"赳、exp6420

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Tm=0.026xexp(460〇/ア)￡*=2.25{l-exp(-4/K)}K=472f-°0723exp(-2600/7)ts=9.11x1015f236exp(67670//?7")ム=9.71成％3靜態(tài)再結晶:す=4+3.68x1〇X.Cゴ.exp(-20000/7).ど亞動態(tài)再結晶:グ:=片+3900Cゴ.exp(-5380/7).產(chǎn)ーーeosroqox簿=3.68X1CT"ス如9成44む=2.82x10"”Z=￡e