C-Mn鋼熱軋過(guò)程變形及組織演變的

數(shù)學(xué)模擬及實(shí)驗(yàn)研究摘要本文對(duì)大部分現(xiàn)有的C-Mn鋼熱軋過(guò)程奧氏體顯微組織演變模型的適用性進(jìn)行了評(píng)價(jià),得出J.J.Jonas&Hodgson的再結(jié)晶模型的結(jié)果與分析更吻合,適用性較好。采用物理模擬的方法對(duì)適用性較好的模型進(jìn)行了優(yōu)化。得出了發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)的形變激活能穩(wěn)態(tài)應(yīng)カ模型,臨界應(yīng)變模型,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)模型以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型。將流變應(yīng)カ分為加工硬化型、加工硬化+動(dòng)態(tài)回復(fù)型、加工硬化+動(dòng)態(tài)回復(fù)+動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型。并且回歸得到三種類(lèi)型流變應(yīng)カ的宏觀模型，由模型預(yù)測(cè)的曲線與實(shí)驗(yàn)曲線符合得較好。將基于エ業(yè)現(xiàn)場(chǎng)軋機(jī)數(shù)據(jù)計(jì)算得到的平均流變應(yīng)カ與基于顯微組織演變模型預(yù)測(cè)得到的平均流變應(yīng)カ進(jìn)行了比較。得到本實(shí)驗(yàn)預(yù)測(cè)的流變應(yīng)カ與軋機(jī)數(shù)據(jù)計(jì)算的流變應(yīng)カ較接近。并且對(duì)可能存在的誤差進(jìn)行了分析。應(yīng)用ANSYS有限元軟件對(duì)熱模擬壓縮過(guò)程進(jìn)行了模擬,結(jié)合顯微組織分析了非均勻應(yīng)變對(duì)奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶粒尺寸的影響。得出等效應(yīng)變對(duì)晶粒細(xì)化的影響存在ー個(gè)臨界值,而剪應(yīng)變對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響更大。關(guān)鍵詞:C-Mn鋼;再結(jié)晶;流變應(yīng)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(xué)性能預(yù)報(bào) 3熱軋期間顯微組織演變 3冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變 4顯微組織ー力學(xué)性能對(duì)應(yīng)關(guān)系預(yù)報(bào) 4\o"CurrentDocument"鋼的變形奧氏體再結(jié)晶 5再結(jié)晶過(guò)程同 5熱變形過(guò)程中鋼的奧氏體再結(jié)晶行為 6熱變形間隙時(shí)間內(nèi)或變形后鋼的奧氏體再結(jié)晶行為 9\o"CurrentDocument"流變應(yīng)カ 16流變應(yīng)カ及其影響因素 16熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)模型 19\o"CurrentDocument"本課題的研究背景及研究?jī)?nèi)容 24研究背景 24研究?jī)?nèi)容 24\o"CurrentDocument"第2章實(shí)驗(yàn)材料與方法 26\o"CurrentDocument"實(shí)驗(yàn)材料 26熱模擬實(shí)驗(yàn) 26顯微組織觀察 28奧氏體晶粒尺寸評(píng)定 28\o"CurrentDocument"第3章熱連軋?jiān)俳Y(jié)晶模型的適用性評(píng)價(jià)研究 29\o"CurrentDocument"C-Mn鋼顯微組織演變模型 29\o"CurrentDocument"模型的評(píng)價(jià)與討論 35模型評(píng)價(jià)流程圖 35模型評(píng)價(jià)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(jié)晶過(guò)程流程圖 37再結(jié)晶模型變形過(guò)程討論 38\o"CurrentDocument"俁型也用的討論 44各再結(jié)晶模型的比較 44流變應(yīng)カ模型的比較 48\o"CurrentDocument"本章小結(jié) 49\o"CurrentDocument"第4章熱變形奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶及流變應(yīng)カ規(guī)律的研究 50\o"CurrentDocument"變形參數(shù)對(duì)真應(yīng)カー真應(yīng)變曲線的影響 50初始晶粒尺寸的影響 50應(yīng)變速率的影響 51的^^^J 52\o"CurrentDocument"動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)模型的建立 54動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型建立的流程圖 54形變激活能的計(jì)算 55推導(dǎo)小模型 58推導(dǎo)與模型 59動(dòng)態(tài)再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)模型 61動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸 66\o"CurrentDocument"動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型的分析與擬合情況 67變形參數(shù)對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響 67動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型的擬合情況 69\o"CurrentDocument"流變應(yīng)カ模型 704.4.3加工硬化+動(dòng)態(tài)回復(fù)+動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型流變應(yīng)カ 75\o"CurrentDocument"流變應(yīng)カ曲線擬合情況 77加工硬化型應(yīng)カー應(yīng)變曲線 77加工硬化+動(dòng)態(tài)回復(fù)型應(yīng)カー應(yīng)變曲線 78加工硬化+動(dòng)態(tài)回復(fù)+動(dòng)態(tài)再結(jié)晶型應(yīng)カー應(yīng)變曲線 78擬合誤差 79不同變形參數(shù)對(duì)應(yīng)的流變應(yīng)カ類(lèi)型 80\o"CurrentDocument"本章小結(jié) 81\o"CurrentDocument"第5章 平均流變應(yīng)カ及再結(jié)晶過(guò)程的數(shù)學(xué)模擬 82\o"CurrentDocument"エ業(yè)軋機(jī)數(shù)據(jù)計(jì)算平均流變應(yīng)カ 82數(shù)據(jù)采集 82\o"CurrentDocument"數(shù)學(xué)模型計(jì)算平均流變應(yīng)カ 86再結(jié)晶及流變應(yīng)カ的數(shù)學(xué)模型 86累積應(yīng)變與道次初始晶粒尺寸 89再結(jié)晶過(guò)程及流變應(yīng)カ的計(jì)算 89再結(jié)晶過(guò)程的分析 89\o"CurrentDocument"結(jié)果及討論 90平均流變應(yīng)カ的比較 90誤差分析 91\o"CurrentDocument"本章小結(jié) 92\o"CurrentDocument"第6章壓縮過(guò)程中非均勻應(yīng)變與再結(jié)晶關(guān)系的研究 93\o"CurrentDocument"實(shí)驗(yàn)過(guò)程 93熱模擬實(shí)驗(yàn) 93有限元模擬過(guò)程 93\o"CurrentDocument"結(jié)果與討論 94\o"CurrentDocument"本章小結(jié) 98\o"CurrentDocument"第7章結(jié)論 100\o"CurrentDocument"參考文獻(xiàn) 102\o"CurrentDocument"有待進(jìn)ー步完善的工作 107\o"CurrentDocument"致謝 108\o"CurrentDocument"在攻讀碩士學(xué)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(guò)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(kāi)熱變形加工的組織性能的優(yōu)化控制和智能化材料設(shè)計(jì)。為實(shí)現(xiàn)上述目標(biāo),熱變形加工物理模擬技術(shù)起到了至關(guān)重要的作用,應(yīng)用材料和工藝過(guò)程的物理模擬技術(shù)可揭示材料在固態(tài)相變過(guò)程中由于熱和力學(xué)行為的作用而引起的物理冶金現(xiàn)象和本質(zhì),并且可建立定量的力學(xué)冶金模型。物理模擬技術(shù)在提高鋼鐵產(chǎn)品性能、新品種、新工藝的開(kāi)發(fā)等諸多方面正發(fā)揮著越來(lái)越重要的作用。一方面物理模擬技術(shù)可以節(jié)省進(jìn)行現(xiàn)場(chǎng)エ業(yè)實(shí)驗(yàn)的大量費(fèi)用、時(shí)間和精力,另一方面可以對(duì)所要求的各種參數(shù)進(jìn)行精確的控制,使工業(yè)生產(chǎn)在實(shí)驗(yàn)室得到再現(xiàn),每個(gè)エ藝參數(shù)如溫度、道次壓下量、軋制速度、冷卻速度等對(duì)材料性能的影響可以借助模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行分析研究。國(guó)內(nèi)外冶金研究人員利用熱模擬實(shí)驗(yàn)技術(shù)對(duì)熱軋過(guò)程中的鋼的物理冶金現(xiàn)象（諸如動(dòng)態(tài)、靜態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶,晶粒長(zhǎng)大、加工硬化和軟化,沉淀相析出,相變等）進(jìn)行了大量研究,并開(kāi)發(fā)出了考慮組織結(jié)構(gòu)的流變應(yīng)カ模型,動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶模型,動(dòng)態(tài)和靜態(tài)析出動(dòng)力學(xué)模型等。這些研究結(jié)果,在鋼控軋控冷工藝的研制開(kāi)發(fā)中得到了成功應(yīng)用?？梢哉f(shuō),近兒年來(lái)迅速發(fā)展的熱變形加工物理模擬設(shè)備和技術(shù),為傳統(tǒng)和先進(jìn)材料的研制和生產(chǎn),優(yōu)化工藝,提高性能，提供了一個(gè)新的重要的研究手段,起到了特殊的推動(dòng)作用。關(guān)于鋼在熱軋過(guò)程中的顯微組織演變規(guī)律問(wèn)題，很早就有人進(jìn)行了研究。從上世紀(jì)60年代開(kāi)始,國(guó)外就有很多學(xué)者開(kāi)始以鋼的物理和力學(xué)冶金學(xué)為基礎(chǔ),系統(tǒng)的分析變形條件和溫度條件對(duì)鋼在熱軋過(guò)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(xué)模型的方法進(jìn)行描述，開(kāi)發(fā)了軋制過(guò)程的物理冶金模型，其中包括奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型,奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶模型,晶粒長(zhǎng)大模型,以及軋后冷卻過(guò)程中的相變模型。其中較具代表性的如英國(guó)Sheffield大學(xué)的Sellars等人對(duì)C-Mn鋼及含Nb微合金鋼在熱軋過(guò)程中顯微組織演變的定量關(guān)系做了開(kāi)拓性的研究,并較早的給出了板材從加熱到冷卻結(jié)束的整個(gè)過(guò)程中組織演變的數(shù)學(xué)模型。此后日本學(xué)者Esaka、Yada、Saito等人在Sellars的基礎(chǔ)上對(duì)C-Mn鋼在熱軋過(guò)程中顯微組織演變的定量關(guān)系做了進(jìn)ー步的研究,并取得了一定進(jìn)展。Okita、Ouchi等人在研究再結(jié)晶時(shí),則認(rèn)為再結(jié)晶晶粒尺寸與單位體積再結(jié)晶形核率有關(guān),但由于單位體積再結(jié)晶形核率較難測(cè)定,故Okita、Ouchi等人的研究更具有理論意義,而缺乏實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。自上個(gè)世紀(jì)70年代起,加拿大的UBC(theUniversityofBritishColumbia)大學(xué)同北美多家鋼鐵企業(yè)合作,也進(jìn)行了大量的熱軋帶鋼組織性能預(yù)報(bào)數(shù)學(xué)模型的建立和總結(jié)工作,并開(kāi)發(fā)了熱軋過(guò)程組織演變和力學(xué)性能預(yù)測(cè)的系統(tǒng)軟件。另外，日本、韓國(guó)、法國(guó)、奧地利、德國(guó)、意大利等國(guó)家的許多學(xué)者也進(jìn)行了大量的理論和實(shí)踐研究工作,都取得了一些進(jìn)展。我國(guó)早在六十年代初期,就已經(jīng)開(kāi)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(kāi)始對(duì)控制軋制、控制冷卻エ藝進(jìn)行研究。特別是在“六五”和“七五”期間,國(guó)家科委和冶金部將控制軋制、控制冷卻課題作為重點(diǎn)科技攻關(guān)項(xiàng)目，組織各大高校、科研所和相關(guān)企事業(yè)單位進(jìn)行研究。這期間，在變形奧氏體再結(jié)晶規(guī)律、變形奧氏體相變機(jī)制、碳化物析出沉淀規(guī)律及定量分析、強(qiáng)韌化機(jī)制、微量元素作用、控軋控冷工藝開(kāi)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(xué)的王國(guó)棟、劉東升和北京科技大學(xué)的楊王陰等為代表,廣大研究人員逐漸對(duì)組織和性能、化學(xué)成分與性能、性能與エ藝參數(shù)之間的關(guān)系進(jìn)行了研究和總結(jié),并針對(duì)某些鋼種開(kāi)發(fā)出了再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)和奧氏體晶粒模型。這些工作為以后綜合開(kāi)展組織和性能預(yù)報(bào)及控制打下了良好的基礎(chǔ)。如今,我國(guó)已經(jīng)建立了控制軋制模擬實(shí)驗(yàn)室、板材和棒材控冷實(shí)驗(yàn)室、計(jì)算機(jī)控制エ藝參數(shù)模擬實(shí)驗(yàn)室等基礎(chǔ)實(shí)驗(yàn)條件,與此同時(shí)積攢了大量的現(xiàn)場(chǎng)生產(chǎn)數(shù)據(jù)，發(fā)表了大量有參考價(jià)值的文章,這為今后我國(guó)在控軋控冷工藝方面研究打下良好的基礎(chǔ)。熱模擬試驗(yàn)機(jī)通過(guò)計(jì)算機(jī)編程設(shè)定并控制變形過(guò)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(duì)變形行為以及金屬組織性能的影響，是ー種先進(jìn)的模擬金屬材料熱處理和高溫變形行為的動(dòng)態(tài)模擬設(shè)備,目前國(guó)際上在材料熱變形加工領(lǐng)域應(yīng)用較廣泛的物理模擬設(shè)備大致有三類(lèi)い川:⑴美國(guó)動(dòng)態(tài)系統(tǒng)(DSI)公司開(kāi)發(fā)和生產(chǎn)的Gleeble系列熱/カ模擬試驗(yàn)設(shè)備,適于熱變形加工、鑄造加工、焊接加工,以及斷裂極限的測(cè)試等。代表了熱模擬設(shè)備的最高水平,目前應(yīng)用最廣。⑵日本富士電波工機(jī)株式會(huì)社生產(chǎn)的THERMECMASTOR-Z為代表的熱加工模擬設(shè)備,適合于拉壓變形。它的特點(diǎn)是采用激光測(cè)定變形程度。同類(lèi)設(shè)備還有德國(guó)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(guó)Shiffield大學(xué)建立的熱變形模擬器;此外美國(guó)的MTS型以及英國(guó)!nstron型也屬于這個(gè)范疇的實(shí)驗(yàn)設(shè)備。⑶熱加工扭轉(zhuǎn)模擬試驗(yàn)機(jī),在法國(guó)、加拿大和歐洲ー些國(guó)家應(yīng)用較廣泛。這類(lèi)模擬試驗(yàn)機(jī)最大優(yōu)點(diǎn)是可在變形量方面與實(shí)際的熱連軋中多道次變形相匹配,因而對(duì)實(shí)際的熱連軋過(guò)程的模擬最具有真實(shí)性。它最早在法國(guó)鋼鐵研究院（IRSID）開(kāi)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(guó)尚有Adamellomargy儀器公司生產(chǎn)的TC-10型高溫扭轉(zhuǎn)試驗(yàn)機(jī)。加拿大McGill大學(xué)的Jonas教授利用自行研制和開(kāi)發(fā)熱加工扭轉(zhuǎn)模擬試驗(yàn)機(jī),在熱變形加工物理和力學(xué)冶金領(lǐng)域的研究方面出于國(guó)際領(lǐng)先地位,對(duì)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(xué)性能預(yù)報(bào)要準(zhǔn)確預(yù)報(bào)和控制產(chǎn)品質(zhì)量,首先必須運(yùn)用物理冶金學(xué)原理弄清鋼材在整個(gè)生產(chǎn)過(guò)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(guò)程的數(shù)學(xué)模型,最后建立顯微組織與力學(xué)性能之間關(guān)系模型。因此,研究鋼在熱軋和冷卻過(guò)程中顯微組織演變規(guī)律非常重要。鋼的組織和力學(xué)性能預(yù)報(bào)過(guò)程如圖1.1所示。熱軋期間顯微組織演變?cè)谝欢ㄜ堉茥l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(xué)成分、軋制尺寸和最終力學(xué)性能。Sellars等人首先對(duì)C-Mn鋼熱軋時(shí)顯微組織演變過(guò)程做了定量的研究13通過(guò)實(shí)驗(yàn)定量描述了顯微組織的變化與熱軋エ藝條件之間的關(guān)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(zhǎng)大,塑性變形期間產(chǎn)生的加工硬化以及動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，軋制間歇時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生的靜態(tài)再結(jié)晶和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶完成后發(fā)生的晶粒長(zhǎng)大。顯微組織演化模型應(yīng)該詳細(xì)描述上述組織演變過(guò)程,否則,將導(dǎo)致預(yù)報(bào)結(jié)果的偏差。從此模型中應(yīng)該輸出的主要參數(shù)是流變應(yīng)カ、再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)、熱軋后的殘留應(yīng)變以及奧氏體晶粒尺寸。這些輸出參數(shù)對(duì)下ー步預(yù)報(bào)冷卻時(shí)アーa相變起著重要作用。冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變軋后冷卻時(shí),軋制狀態(tài)的奧氏體將轉(zhuǎn)變成鐵素體、珠光體、貝氏體或馬氏體。相變過(guò)程也是新相的成核與長(zhǎng)大過(guò)程的統(tǒng)ー。按照相變熱力學(xué)觀點(diǎn),可以認(rèn)為當(dāng)溫度低于相變溫度Ar3時(shí),鐵素體會(huì)在變形奧氏體晶界、亞晶界、形變帶及晶內(nèi)形核。隨著溫度降低，新晶核不斷長(zhǎng)大,直到鐵素體轉(zhuǎn)變結(jié)束。當(dāng)溫度低于Ari,Bs,Ms時(shí),隨著溫度下降剩余奧氏體將逐漸轉(zhuǎn)變成珠光體、貝氏體或馬氏體。上述相變過(guò)程屬連續(xù)冷卻相變過(guò)程,可以利用加法法則,將其視為無(wú)限多個(gè)微小等溫相變過(guò)程的疊加,而奧氏體的等溫相變動(dòng)力學(xué)可用KJMA方程來(lái)處理は久通過(guò)實(shí)驗(yàn)進(jìn)行回歸可求出方程中的常數(shù),從而建立描述相變的動(dòng)力學(xué)模型。利用相變動(dòng)力學(xué)模型可預(yù)報(bào)出相變后相變產(chǎn)物種類(lèi)、各相體積分?jǐn)?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(xué)性能對(duì)應(yīng)關(guān)系預(yù)報(bào)顯微組織ー力學(xué)性能對(duì)應(yīng)關(guān)系模型主要是用來(lái)預(yù)測(cè)軋材軋后的常規(guī)力學(xué)性能，如屈服強(qiáng)度os、抗拉強(qiáng)度小、延伸率3、沖擊韌性Ak值和面收縮率屮。

冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變熱軋期間 J顯微組織演變 冷卻時(shí)的組織轉(zhuǎn)變熱軋期間 J顯微組織演變 ]顯微組織ー力學(xué)性能對(duì)應(yīng)關(guān)系圖い預(yù)報(bào)鋼的組織和力學(xué)性能的流程圖Figl.lFlowchartofpredictingsteefsmicrostructuresandproperties鋼的變形奧氏體再結(jié)晶再結(jié)晶過(guò)程網(wǎng)金屬塑性變形的物理實(shí)質(zhì)基本上是位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。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(zhuǎn)變?yōu)闊岫萆⒌街車(chē)h(huán)境中去,只有一小部分能量或以彈性應(yīng)變或以各種缺陷的形式儲(chǔ)存在金屬內(nèi)部,其中彈性應(yīng)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(nèi)應(yīng)力的大小上，后者表現(xiàn)在所增加的缺陷的類(lèi)型和數(shù)量上。缺陷所儲(chǔ)存的能量也稱(chēng)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(cuò)和空位為重要。但空位能約占總儲(chǔ)能的8〇?90%。根據(jù)溫度不同,再結(jié)晶過(guò)程由三個(gè)階段組成:回復(fù)、再結(jié)晶、晶粒長(zhǎng)大。

回復(fù)過(guò)程:顯微組織不發(fā)生變化,仍為拉長(zhǎng)的晶粒,但儲(chǔ)存能降低,剩余部分為再結(jié)晶過(guò)程的驅(qū)動(dòng)カ。材料性能的變化表現(xiàn)為硬度降低。再結(jié)晶過(guò)程:新晶粒的形核及長(zhǎng)大過(guò)程。是無(wú)畸變能或畸變能較低的晶粒在畸變能較高的基體中進(jìn)行生核和長(zhǎng)大過(guò)程。驅(qū)動(dòng)カ為畸變能差,阻カ為晶界能。再結(jié)晶前后晶粒的晶體類(lèi)型不變,成分也不變。熱變形過(guò)程中鋼的奧氏體再結(jié)晶行為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的過(guò)程.鋼的熱變形過(guò)程是加工硬化同回復(fù)和再結(jié)晶軟化的矛盾的統(tǒng)ー。真應(yīng)變圖1.2真應(yīng)カ——真應(yīng)變曲線Figl.2Truestress真應(yīng)變圖1.2真應(yīng)カ——真應(yīng)變曲線Figl.2Truestress一truestraincurve圖1.3連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶與間斷動(dòng)態(tài)再結(jié)晶Figi.3Continuousdynamicrecrystallizationanddiscontinuousdynamicrecrystallization第一階段：塑性變形小,同時(shí)隨著應(yīng)變量的增加,應(yīng)カ值增加并達(dá)到最大值。?方面：隨應(yīng)變量增大,位錯(cuò)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(cuò)消失、重排,產(chǎn)生奧氏體的動(dòng)態(tài)恢復(fù)和多邊形化都使材料軟化。由于位錯(cuò)增殖速度相對(duì)來(lái)說(shuō)與形變量無(wú)關(guān),而位錯(cuò)的消失速度與位錯(cuò)密度絕對(duì)值的大小有關(guān),當(dāng)形變量增加時(shí),位錯(cuò)密度絕對(duì)值也增加,因此位錯(cuò)消失速度增加,反映在應(yīng)カー應(yīng)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(guò)動(dòng)態(tài)軟化。第二階段:隨著變形量增加,金屬內(nèi)部的畸變能不斷升高,當(dāng)畸變能達(dá)到ー?定程度后,發(fā)生奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與發(fā)展使更多的位錯(cuò)消失,材料的變形應(yīng)カ很快下降。隨著變形過(guò)程的繼續(xù)進(jìn)行,不斷形成再結(jié)晶核心并繼續(xù)長(zhǎng)大直到完成再結(jié)晶,變形應(yīng)カ降到最低值。發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所必須的最低變形量稱(chēng)動(dòng)態(tài)再結(jié)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(guān),a的最小值可由Sellars提出的關(guān)系式ス＜〇. 得到或者由Sunetal.提出的關(guān)系式4W5/6斯山?⑵得到,其中即為發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的峰值應(yīng)カ。第三階段:當(dāng)?shù)谝惠唲?dòng)態(tài)在再結(jié)晶完成以后,在應(yīng)カー應(yīng)變曲線上將出現(xiàn)兩種情況（如圖1.3所示）,即連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和間斷動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶產(chǎn)生核心到全部完成一輪再結(jié)晶所需要的變形量用&表示。當(dāng)&時(shí),發(fā)生連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;當(dāng)ョ時(shí),發(fā)生間斷動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。原始晶粒尺寸及工藝參數(shù)對(duì)比、跖都有影響,只是ハ?對(duì)&的影響比對(duì)比的影響大,即展高C較低時(shí),比〉濟(jì),出現(xiàn)間斷動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,檄低C較高時(shí),出現(xiàn)連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶,較小的原始晶粒尺寸易發(fā)生間斷動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生條件TOC\o"1-5"\h\z應(yīng)カ應(yīng)變曲線最大應(yīng)カ值與形變速度C、溫度7之間符合以下關(guān)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(yīng)カ指數(shù);Qdet 變形激活能（J-molI；T—變形溫度（K）；R——?dú)怏w常數(shù)。?moF1.K-1）；do 初始晶粒尺寸（pm）；Z Zener-hollomon參數(shù),即溫度補(bǔ)償變形速率因子。Z可表示為C和7的各種組合,當(dāng)Z一定時(shí),隨￡的增加,材料組織由動(dòng)態(tài)回復(fù)一部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶一完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。反之,當(dāng)￡一定時(shí),隨著Z值的變大,材料組織由完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶一部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶一?動(dòng)態(tài)回復(fù)。也就是說(shuō),當(dāng)e一定時(shí),在某ーZ值以上得不到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織,這個(gè)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶。因而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能否發(fā)生要由Z和￡來(lái)決定。只有當(dāng)Z<Zc并且e>4時(shí)才能發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，這兩個(gè)條件缺一不可。所以,當(dāng)變形量一定時(shí),在溫度翫高、變形速率C較低時(shí)易于發(fā)生再結(jié)晶;并且初始晶粒較小有利于再結(jié)晶的發(fā)生。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織的細(xì)化⑴Z因子的影響動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是一個(gè)混晶組織,其平均晶粒尺寸萬(wàn)由加工條件Z決定。n4i動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸隨z因子的增大而細(xì)化的機(jī)制為:Z因子是通過(guò)影響形變儲(chǔ)存能來(lái)改變動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸的。由式z=4b"可知,流變應(yīng)カ隨Z因子呈事指數(shù)關(guān)系上升,考慮到形變儲(chǔ)存能與流變應(yīng)カ的平方成正比,則Z因子增大,形變儲(chǔ)存能上升,再結(jié)晶晶核產(chǎn)生的幾率也增大,從而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒細(xì)化。由經(jīng)驗(yàn)公式得Z=ス孑"I網(wǎng)。對(duì)于C-Mn鋼有"=1.6xl()4z423ロ5］。則動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化就要提高加工條件Z,而由動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的條件可知,Z因子必須小于上臨界Zc值時(shí)才可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,因此要細(xì)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(jié)晶的發(fā)生。但￡一定時(shí),變形溫度高,回復(fù)過(guò)程劇烈,儲(chǔ)存能低,不利于晶粒細(xì)化。變形速率對(duì)再結(jié)晶的影響與溫度的作用相反。因此,在允許發(fā)生再結(jié)晶的條件下應(yīng)降低變形溫度7,增大變形速率C來(lái)細(xì)化晶粒。⑶變形量￡的影響I⑹從上述可知,增大變形量,儲(chǔ)存能增加,有利于晶粒細(xì)化。變形量對(duì)晶粒尺寸的影響還可以從另ー個(gè)角度進(jìn)行解釋:在再結(jié)晶階段，核心的形成速率”和其隨后的長(zhǎng)大線速度G決定了再結(jié)晶晶粒的大小,是再結(jié)晶過(guò)程的主要參數(shù),再結(jié)晶的平均晶粒直徑可以用式1.4來(lái)表示:ハイ%);式L4要細(xì)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(shí)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(xì)化,但也不是形變量愈大,晶粒愈細(xì),晶粒的細(xì)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(shí)間內(nèi)或變形后鋼的奧氏體再結(jié)晶行為熱變形過(guò)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(jié)構(gòu)的不穩(wěn)定性。熱變形的間隙時(shí)間里或變形后,在奧氏體區(qū)的緩冷過(guò)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(jié)構(gòu)達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。熱變形的間隙時(shí)間里或變形后發(fā)生的奧氏體再結(jié)晶包括兩種形式:靜態(tài)再結(jié)晶和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。靜態(tài)再結(jié)晶當(dāng)熱變形過(guò)程中只發(fā)生動(dòng)態(tài)冋復(fù),而沒(méi)有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí),在熱變形的間隙時(shí)間里或變形后發(fā)生的奧氏體再結(jié)晶為靜態(tài)再結(jié)晶。其中包括靜態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶兩個(gè)過(guò)程。⑴靜態(tài)再結(jié)晶的形核機(jī)制靜態(tài)再結(jié)晶的形核部位最先是在三個(gè)晶界的交點(diǎn),其次在晶界處發(fā)生,只有在低溫大變形下,在晶內(nèi)形成非常強(qiáng)的變形帶后，才能在晶內(nèi)的變形帶上形核。同時(shí),由于變形的不均勻性,靜態(tài)再結(jié)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(jié)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(jié)晶還是亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,取決于變形過(guò)程中的變形條件。如果變形時(shí)未能發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,則在道次間隔將發(fā)生靜態(tài)冋復(fù)和靜態(tài)再結(jié)晶。在一定的變形溫度和變形速率下,靜態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生也需要給以某ー個(gè)臨界值以上的變形量,這個(gè)臨界值就稱(chēng)為靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量與,即發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的變形量范圍為ス令エ。同時(shí)靜態(tài)再結(jié)晶還需要一定的潛伏期，如果保溫時(shí)間太短,只會(huì)發(fā)生靜態(tài)冋復(fù),而不發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。⑶靜態(tài)再結(jié)晶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素網(wǎng)熱加工后奧氏體回復(fù)、再結(jié)晶的速度主要取決于奧氏體內(nèi)部存在的儲(chǔ)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(zhì)點(diǎn)大小等。變形后金屬中儲(chǔ)存的儲(chǔ)存能在變形后停留的時(shí)間里發(fā)生了回復(fù)過(guò)程，儲(chǔ)存能逐步被釋放，直至發(fā)生再結(jié)品,儲(chǔ)存能全部被釋放。再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)カ是儲(chǔ)存能。影響儲(chǔ)存能的因素主要有:①內(nèi)在因素:化學(xué)成分、冶金狀態(tài);②エ藝條件:變形量、變形溫度、變形速率。儲(chǔ)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(shì)。增加變形溫度和減小變形速率對(duì)儲(chǔ)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(chǔ)存能減少。在相同條件下變形的金屬,儲(chǔ)存能將隨金屬熔點(diǎn)的降低而減小(銀例外)。使金屬?gòu)?qiáng)化的第二相和固溶體中溶質(zhì)含量的增加都使儲(chǔ)存能增加。在其它條件相同的情況下，細(xì)晶粒比粗晶粒的儲(chǔ)存能高。靜態(tài)再結(jié)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(jié)晶過(guò)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(jié)晶體積百分?jǐn)?shù);t一道次間隔時(shí)間(s)；再結(jié)晶發(fā)生50%所用時(shí)間(t)；n Avrami指數(shù),與形變?cè)俳Y(jié)晶溫度有關(guān)的ー個(gè)常數(shù);￡——變形量;do 初始晶粒尺寸(pm)；Z Zener-Hollomon參數(shù);T——絕對(duì)溫度(K)；0rex—表觀再結(jié)晶激活能(J/mol);R——?dú)怏w常數(shù)((J-mol^.K-1))；A,p,q,r——與材料有關(guān)的常數(shù)。另外,有研究認(rèn)為靜態(tài)再結(jié)晶的n值隨著溫度的降低而升高［周久當(dāng)晶粒大小由140ド0!變化到53011m時(shí),n值由2減小到1"用。Laasraoui和Jonas。”觀察到晶粒尺寸小于5011m時(shí),n值大約為1。Sellars認(rèn)為當(dāng)晶粒尺寸分布不同時(shí),n值也不同1刈。熱變形的工藝參數(shù)對(duì)％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(jié)晶的速度加快,這是由于在較高的變形速率下,動(dòng)態(tài)回復(fù)的程度減小,從而位錯(cuò)密度增加,再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)カ增大。②變形溫度的影響;再結(jié)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(fù)和再結(jié)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(shí)，用于產(chǎn)生核心的晶界面積減小,因此再結(jié)晶速率降低。④變形量￡的影響：一般認(rèn)為變形量增加,再結(jié)晶速度增加。類(lèi)似于變形速率對(duì)再結(jié)晶速度的影響,較大的變形量使位錯(cuò)密度增加，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力也增加。但是還有研究表明網(wǎng)在變形量較小時(shí),隨著變形量的增加,發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的速度加快;然而在變形量較大時(shí),隨著變形量的增加,發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的速度減慢。即靜態(tài)再結(jié)晶速度并非隨著變形量的增加而增加,而是呈波動(dòng)關(guān)系,則變形量的選擇會(huì)影響再結(jié)晶的程度。⑤道次間隔時(shí)間的影響:道次間隔時(shí)間較小時(shí),很少的軟化發(fā)生,則下一道次的加工硬化也很少。當(dāng)?shù)来伍g隔時(shí)間較長(zhǎng)時(shí),發(fā)生靜態(tài)回復(fù)和靜態(tài)再結(jié)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(lèi)似于第一道次,重建位錯(cuò)結(jié)構(gòu)。(4)靜態(tài)再結(jié)晶晶粒的大小類(lèi)似于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,靜態(tài)再結(jié)晶的平均晶粒尺寸與核心的形成速率”和其隨后的長(zhǎng)大線速度G也符合式1.4。變形量增加,G/N降低,再結(jié)晶晶粒變細(xì)。但是在高壓下率下,晶粒細(xì)化效果減弱。在60%以上的壓下量下,晶粒甚至不再細(xì)化,其界限為20?40pm。變形溫度會(huì)改變變形后的儲(chǔ)存能及晶界遷移而影響G/ル。變形溫度升高將使再結(jié)晶晶粒粗化,但變形溫度升高對(duì)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(xì),儲(chǔ)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(jié)晶后晶粒也愈細(xì)。變形速率愈大儲(chǔ)存能愈大,再結(jié)晶晶核產(chǎn)生速率也愈大,因此再結(jié)晶晶粒愈細(xì)。⑸靜態(tài)再結(jié)晶的晶粒長(zhǎng)大靜態(tài)再結(jié)晶后的晶粒長(zhǎng)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(shí)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(jié)晶晶粒長(zhǎng)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶當(dāng)熱變形過(guò)程中已經(jīng)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí),熱變形的間隙時(shí)間里或變形后發(fā)生的奧氏體再結(jié)晶為亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶或次動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。在多道次軋制時(shí),在粗軋過(guò)程中,即溫度相對(duì)較高,變形速率較小時(shí),亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶占主導(dǎo)且可以產(chǎn)生完全軟化。在變形量較大時(shí),在精軋的開(kāi)始幾道次亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶也會(huì)發(fā)生【口。⑴亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生條件如果變形條件滿(mǎn)足Z<Zc并且介比,即發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,則在道次間隔將發(fā)生亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶被認(rèn)為是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成晶粒在道次間隔時(shí)間的直接長(zhǎng)大過(guò)程,在通常情況下變形后再結(jié)晶很迅速開(kāi)始,這個(gè)過(guò)程不需要潛伏期,其特點(diǎn)像沒(méi)有潛伏期的靜態(tài)再結(jié)晶かのし然而有研究表明二】,在低變形速率下亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶也需要幾乎和靜態(tài)再結(jié)晶差不多的時(shí)間,Roucoules和Hodgsonの也意識(shí)到這一點(diǎn)，并且稱(chēng)這段時(shí)間為表觀保溫時(shí)間(apparentincubationtime)?表觀保溫時(shí)間是由于晶核的緩慢長(zhǎng)大而引起的。亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使得動(dòng)態(tài)細(xì)化的晶粒變得粗大,而且接下來(lái)的軋制載荷減小。由帶鋼熱軋的模擬試驗(yàn)表明,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶控制軋制只有在道次間隔時(shí)間非常短時(shí)才可能發(fā)生,而這么短的道次間隔時(shí)間在實(shí)際的生產(chǎn)中是不可能達(dá)到的。因此動(dòng)態(tài)再結(jié)晶一旦發(fā)生,在道次間隔時(shí)間就?定有亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生,因此對(duì)于多道次軋制的流變應(yīng)カ和顯微結(jié)構(gòu)的變化主要受亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶控制軋制的影響,而不是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶控制軋制的影響。⑵亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的動(dòng)力學(xué)及其影響因素與靜態(tài)再結(jié)晶不同,大量的結(jié)果表明722,23],亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的速率與變形量和初始晶粒尺寸無(wú)關(guān),而受變形速率影響很大,同時(shí)也受變形溫度的影響,但影響較小。亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程可以用Avramiequation來(lái)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(jié)晶體積百分?jǐn)?shù);t 恒溫保持時(shí)間(s)；n,p—常數(shù);￡——變形速率（S-1）;T——絕對(duì)溫度（K）；Qapp——表觀激活能（J/mol）；R——?dú)怏w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(dòng)態(tài)再結(jié)晶的動(dòng)力學(xué)。關(guān)于〃值不同的作者給出了不同的值1⑶,見(jiàn)表1.2。表1.2靜態(tài)再結(jié)晶和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的n指數(shù)table1.2nexponentofstaticrecrystallizationandmeta-dynamicrecrystallizationSellarsHodgsonPetkovicJonas靜態(tài)再結(jié)晶1?211.2~1.31亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶11.51.61.5①起始晶粒尺寸/o的影響［5:亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核是在變形過(guò)程中形成的,較高的變形量下,在完成動(dòng)態(tài)再結(jié)晶之后,動(dòng)態(tài)形成的核心的密度以及穩(wěn)定階段的流變應(yīng)カ與初始晶粒大小無(wú)關(guān)。②變形速率C的影響:類(lèi)似于靜態(tài)再結(jié)晶,有晶0cど,但r的取值不同,對(duì)于靜態(tài)再結(jié)晶，r值在ー0.28?—0.38之間,而對(duì)于亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,r值在ー0.60?ー0.75之間。可見(jiàn),ヌ對(duì)亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶影響更大。r值之所以不同,是因?yàn)樵谳^高的C下的變形,能得到較細(xì)的再結(jié)晶晶粒,從而能加速亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;同時(shí)タ增加,由于變形產(chǎn)生的位錯(cuò)密度越大,峰值應(yīng)カ與和儲(chǔ)存能均增加,亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力也增大。雖然靜態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力也是與位錯(cuò)密度及上一道次變形后的儲(chǔ)存能有關(guān),但能讓靜態(tài)再結(jié)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(gè)值小于峰值應(yīng)變與，所以靜態(tài)再結(jié)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶速度加快,但r對(duì)亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響較小,沒(méi)有對(duì)靜態(tài)再結(jié)晶的影響顯著。④變形量￡的影響:當(dāng)￡>4時(shí),￡對(duì)亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的速度沒(méi)有影響。綜上,亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的動(dòng)力學(xué)強(qiáng)烈的依靠C,是變形溫度T的弱函數(shù),而與￡、る無(wú)關(guān)。雖然亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶主要受C和7的影響,但二者的影響不能簡(jiǎn)單歸納為Zener-hollomon參數(shù)Z對(duì)亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響ル”。有研究表明,當(dāng)Z相同而C和7不同時(shí),軟化曲線差別很大,說(shuō)明不能簡(jiǎn)單的用Z來(lái)代表色和1對(duì)軟化程度的影響。⑶亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶對(duì)再結(jié)晶結(jié)構(gòu)的影響亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生要求在變形過(guò)程中發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,即要求變形量￡>￡c。然而對(duì)于已發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的組織，在變形過(guò)程中不同的階段停止變形,亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶之后的再結(jié)晶結(jié)構(gòu)也不同けし①當(dāng)行即時(shí)，隨著道次間隔時(shí)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?yàn)樽铋_(kāi)始在峰值應(yīng)變處的再結(jié)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶在較短時(shí)間完成后,晶粒尺寸減小，ム再增加，亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大。②當(dāng)即ユ<^時(shí),隨著道次間隔時(shí)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(guò)程中再結(jié)晶晶粒較多,平均晶粒較細(xì)。③當(dāng)￡>4s時(shí),隨著道次間隔時(shí)間/的增加,奧氏體晶粒尺寸略有增加。是由于變形時(shí)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶完全，得到細(xì)小的晶粒,在變形間隙亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶迅速發(fā)生,使得晶粒長(zhǎng)大的結(jié)果。綜合以上三種情況,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的過(guò)程也將影響到亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的過(guò)程。但是只要道次間隔時(shí)間不是非常短,亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶就會(huì)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(jié)論,變形量對(duì)亞動(dòng)態(tài)再結(jié)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(jié)晶的形核機(jī)理關(guān)于再結(jié)晶形核機(jī)理有不同的觀點(diǎn),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(wú)位錯(cuò)的亞晶,可能長(zhǎng)大成為再結(jié)晶核心。晶體受不均勻形變后點(diǎn)陣發(fā)生局部彎曲,當(dāng)相鄰亞晶的取向差小于「時(shí),刃型位錯(cuò)攀移運(yùn)動(dòng)形成多變疇,并且迅速長(zhǎng)大當(dāng)它們之間的取向差為幾度時(shí),這個(gè)亞晶消耗其它的晶粒而十分緩慢地長(zhǎng)大,當(dāng)它與形變基體之間構(gòu)成大角度晶界時(shí)，此晶界的遷移率隨著角度增加而增加。當(dāng)亞晶內(nèi)外存在一定的位錯(cuò)密度時(shí),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(gè)晶粒遷到相鄰晶粒,于是這種亞晶可以用比周?chē)木Я？斓枚嗟乃俾书L(zhǎng)大，起到再結(jié)晶核的作用。⑵Hu提出旋轉(zhuǎn)亞晶粗化模型。相鄰胞狀結(jié)構(gòu)通過(guò)體擴(kuò)散及位錯(cuò)攀移重新排列發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)而合并,粗化的亞晶為再結(jié)晶形核提供了條件。⑶Beck和Sprerry首先提出應(yīng)變誘導(dǎo)晶界過(guò)程模型。在形變金屬中,以晶界兩側(cè)畸變能差為驅(qū)動(dòng)カ,某ー現(xiàn)存晶界從位錯(cuò)密度低的晶粒向位錯(cuò)密度高的晶粒突然弓彎,被掃過(guò)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(gè)再結(jié)晶核心。這是低碳鋼合金化鋼相變奧氏體常見(jiàn)的形核方式。Bailey發(fā)展了這ー觀點(diǎn)，并提出了晶界弓彎形核所必須滿(mǎn)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(zhǎng)為2L。上述三種模型各自得到大量實(shí)驗(yàn)證實(shí)。Doherty指出：一般再結(jié)晶晶核的形成過(guò)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(jié)晶核心的過(guò)程,區(qū)別僅僅是亞晶發(fā)展成核的方式不同而已。流變應(yīng)カ流變應(yīng)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(biāo)，稱(chēng)為金屬塑性流變應(yīng)カ（也稱(chēng)流動(dòng)應(yīng)カ、變形阻カ或變形抗力）。影響金屬熱變形流變應(yīng)力的因素,可分為內(nèi)因和外因兩種。其中內(nèi)因主要有金屬的化學(xué)成分、晶粒尺寸、組織結(jié)構(gòu)等;而外因則主要有變形溫度、應(yīng)變速率、應(yīng)變量等,它們通過(guò)熱變形過(guò)程中金屬內(nèi)部的組織變化,如加工硬化、動(dòng)態(tài)回復(fù)、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)回復(fù)、靜態(tài)再結(jié)晶等,影響流變應(yīng)カ的大小。這些內(nèi)因和外因?qū)α髯儜?yīng)カ的影響可用下述關(guān)系表示:式1.10cy=式1.10式中:ヵ%——金屬的化學(xué)成分及組織;d 晶粒尺寸;T-ー變形溫度;￡ 應(yīng)變量;￡——應(yīng)變速率;t一道次間隔時(shí)間。金屬的化學(xué)成分及組織的影響金屬的化學(xué)成分及其組織對(duì)流變應(yīng)カ的影響是極為顯著的:高碳鋼的流變應(yīng)カ遠(yuǎn)比低碳鋼的大；合金鋼的流變應(yīng)カ又大于普通碳鋼的；純金屬的流變應(yīng)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(zhì)時(shí),其流變應(yīng)力也不同。即使同一化學(xué)成分的金屬和合金,由于其組織不同，其流變應(yīng)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(yīng)カ。金屬中的雜質(zhì)也會(huì)對(duì)流變應(yīng)カ產(chǎn)生較大的影響，甚至極少的雜質(zhì),就會(huì)使流變應(yīng)カ發(fā)生顯著的變化。由上述分析可以看出,金屬的化學(xué)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(zhì)等因素,對(duì)流變應(yīng)カ的影響是極其復(fù)雜的,難以用理論方法來(lái)計(jì)算金屬化學(xué)成分對(duì)流變應(yīng)カ的影響。目前各國(guó)學(xué)者的研究尚限于用試驗(yàn)來(lái)研究和確定各個(gè)鋼種的流變應(yīng)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(duì)流變應(yīng)カ的影響很顯著:晶粒尺寸越小,即晶粒越細(xì),熱變形流變應(yīng)カ越大。這是因?yàn)榫Ы鐚?duì)位錯(cuò)的滑移起阻礙作用,晶粒越細(xì)，則晶界越多,位錯(cuò)滑移所需應(yīng)力就越大。在工程上,為了獲得高強(qiáng)度及高韌性，常采用細(xì)化晶粒的措施,即所謂的細(xì)晶強(qiáng)化,就是利用晶粒尺寸的這ー特性的。一般地，流變應(yīng)カ隨晶粒尺寸的減小而增大。變形溫度的影響溫度是對(duì)流變應(yīng)カ影響最為強(qiáng)烈的ー個(gè)外部因素。在一般情況下,隨著變形溫度的升高,流變應(yīng)カ降低,且流變應(yīng)カ的峰值向左移。這是因?yàn)?⑴隨著變形溫度的升高，金屬原子熱振動(dòng)的振幅增大，位錯(cuò)的滑移阻カ減小,同時(shí)增加了非晶擴(kuò)散及晶間粘性流動(dòng)的幾率,從而使流變應(yīng)カ降低。⑵在高溫下發(fā)生的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)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(yīng)カ降低。流變應(yīng)カ的降低表明,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶更容易發(fā)生,但再結(jié)晶后的晶粒尺寸較大。大量實(shí)驗(yàn)研究表明,變形溫度對(duì)流變應(yīng)カ的影響,在半對(duì)數(shù)坐標(biāo)中呈直線關(guān)系,其直線斜率的大小,取決于鋼種和應(yīng)變速率,應(yīng)變速率越大,直線斜率越小。應(yīng)變量的影響應(yīng)變量是影響流變應(yīng)カ的又一重要外因。由于加工硬化與動(dòng)態(tài)軟化的共同作用,流變應(yīng)カ隨應(yīng)變量的增加而發(fā)生比較復(fù)雜的變化。這主要表現(xiàn)在:⑴隨應(yīng)變量的增加,流變應(yīng)カ逐漸增加,但流變應(yīng)カ增大的速率降低;⑵當(dāng)流變應(yīng)力增加到某ー臨界值后趨于恒定，這是由于發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù),使軟化與硬化平衡。⑶或者是變形量繼續(xù)增加,流變應(yīng)カ達(dá)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(dāng)應(yīng)變量達(dá)到臨界值（臨界應(yīng)變）時(shí),發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使其組織發(fā)生軟化的結(jié)果。在熱加工過(guò)程中,加工硬化和組織軟化是兩個(gè)相互矛盾的競(jìng)爭(zhēng)作用。在某ー應(yīng)變階段,如果加工硬化作用占據(jù)了主導(dǎo)地位，在流變應(yīng)カ上就體現(xiàn)為增大的趨勢(shì),反之,則降低;如果二者達(dá)到平衡,則流變應(yīng)カ既不增大也不降低，表現(xiàn)為一定值。應(yīng)變速率的影響應(yīng)變速率對(duì)流變應(yīng)カ的影響主要表現(xiàn)為:隨應(yīng)變速率的增加,熱變形流變應(yīng)力也增大。因?yàn)楂@得較大的應(yīng)變速率,需要同時(shí)開(kāi)動(dòng)多個(gè)滑移系,其中某些滑移系甚至處于不易開(kāi)動(dòng)的硬取向，所以其流變應(yīng)カ就較大。較高應(yīng)變速率下的流變應(yīng)カ,比較低應(yīng)變速率下的要大5?10倍。大量研究表明,流變應(yīng)カ與應(yīng)變速率的關(guān)系,在雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)中呈線性關(guān)系,其斜率的大小,與鋼種和變形溫度有關(guān)。變形溫度越高,其斜率越大。多道次變形中的道次間隔時(shí)間的影響在多道次變形工藝中,兩個(gè)道次間的間隔時(shí)間對(duì)后一道次變形的流變應(yīng)カ也有很大的影響。一方面前一道次的應(yīng)變積累（即加工硬化）在道次間變形停止的時(shí)間內(nèi)不能完全消除,所保留下來(lái)的加工硬化,使后一道次需要比前一道次更大的流變應(yīng)カ;另一方面在道次間隔時(shí)間內(nèi),可能會(huì)發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶或亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,使后…道次的流變應(yīng)カ要低于在前一道次上繼續(xù)變形時(shí)的流變應(yīng)カ?？偟牧髯儜?yīng)カ應(yīng)是這兩部分綜合作用的體現(xiàn)。熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)模型"]材料在高溫連續(xù)變形過(guò)程中，流變應(yīng)カ與其化學(xué)成分、變形條件和變形歷史（即變形過(guò)程中的溫度和組織變化）密切相關(guān)。通常有兩種類(lèi)型的本構(gòu)方程來(lái)描述流變應(yīng)カ與應(yīng)變、應(yīng)變速率、溫度、組織變化和材料化學(xué)成分等之間的關(guān)系。ー類(lèi)是從宏觀角度出發(fā),以宏觀的エ藝參數(shù)為基礎(chǔ)的數(shù)學(xué)模型,主要是為實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中エ藝參數(shù)的制定提供依據(jù),或是為計(jì)算機(jī)控制生產(chǎn)提供數(shù)學(xué)模型;另ー類(lèi)則從微觀角度出發(fā),以微觀組織結(jié)構(gòu)為基礎(chǔ)的數(shù)學(xué)模型,主要是為尋求宏觀應(yīng)カ變化與微觀本質(zhì)的定量關(guān)系,其目的還是為了指導(dǎo)實(shí)際生產(chǎn)，為實(shí)際生產(chǎn)提供更科學(xué)、更精確的數(shù)學(xué)模型。其中微觀機(jī)制又可分為兩類(lèi):一類(lèi)是基于晶粒尺寸的,另ー類(lèi)則是基于位錯(cuò)密度的。宏觀機(jī)制（以エ藝參數(shù)為基礎(chǔ)）在現(xiàn)場(chǎng)生產(chǎn)過(guò)程中,作為計(jì)算機(jī)控制用的各種數(shù)學(xué)模型,往往以專(zhuān)利形式出現(xiàn),很難從一般文獻(xiàn)資料中找到。即使是公布于眾的數(shù)學(xué)模型,也往往是由于時(shí)間上的失效才能收集得到?，F(xiàn)有熱變形流變應(yīng)カ宏觀機(jī)制數(shù)學(xué)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(shí)驗(yàn)機(jī)，實(shí)驗(yàn)研究了15個(gè)鋼種的熱變形流變應(yīng)カ曲線，得到了相應(yīng)的熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)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(shí)驗(yàn)機(jī),對(duì)低碳鋼在高溫、高變形速率下測(cè)定了流變應(yīng)カ曲線,得出熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)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(guān)。⑶豐島清三模型豐島清三采用飛輪回轉(zhuǎn)式高速拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī),對(duì)低碳鋼在高溫下的流變應(yīng)カ進(jìn)行了測(cè)定,得出熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)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(yīng)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(yàn),測(cè)定了碳鋼(含碳量0.05?1.16%)的流變應(yīng)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(yīng)カ的數(shù)學(xué)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(duì)溫度。⑸Shida模型Shida采用凸輪式高速形變機(jī)(塑性計(jì))，測(cè)定了8種碳鋼(含碳量0.01-1.16%)在各種試驗(yàn)條件下的流變應(yīng)カ,得到的碳鋼熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)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(jì)華^一?管克智模型周紀(jì)華和管克智采用凸輪式高速相變?cè)囼?yàn)機(jī),試驗(yàn)測(cè)定了多種鋼種在各種變形條件下,流變應(yīng)カ與變形溫度、變形速率和變形量的關(guān)系曲線,得到的熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)模型為:cr=cr0cr=cr0exp(a)T+a2)式1.16式中:/—變形溫度(C)；的、ai?說(shuō)——與鋼種有關(guān)的回歸系數(shù)。⑺Cingara模型Cingara采用扭轉(zhuǎn)試驗(yàn)機(jī)，試驗(yàn)測(cè)定了不銹鋼流變應(yīng)カ曲線,得到的熱變形流變應(yīng)カ數(shù)學(xué)模型為：式中:%——峰值應(yīng)カ;即一峰值應(yīng)變;n——與鋼種有關(guān)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——?dú)怏w常數(shù);T—變形溫度；A、a——常量；n 應(yīng)カ指數(shù)。⑼Sellars-Tegart形式的流變應(yīng)カ方程:<r=-sinh-1（-r 式1.19aA式中:A——激活能、溫度、應(yīng)變的函數(shù),是隨著的溫度和應(yīng)變的變化而改變的常數(shù);a、m——與溫度無(wú)關(guān)但隨應(yīng)變變化而變化的常數(shù)。這種本構(gòu)方程的優(yōu)點(diǎn)是使用較簡(jiǎn)便,而且在較低的應(yīng)變狀態(tài)下,能夠較準(zhǔn)確地描述應(yīng)カー應(yīng)變關(guān)系。但其缺點(diǎn)是對(duì)于應(yīng)變較大和需要考慮組織變化（如動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶）對(duì)流變應(yīng)カ的影響時(shí),必須其進(jìn)行修正或處理才能描述真實(shí)的應(yīng)カー應(yīng)變關(guān)系。微觀機(jī)制（以組織結(jié)構(gòu)為基礎(chǔ)）影響材料強(qiáng)度的微觀組織因素有許多,如第二相粒子、位錯(cuò)密度、晶粒尺寸以及多相鋼中的相組成等。建立流變應(yīng)カ微觀機(jī)制數(shù)學(xué)模型時(shí),ーー考慮所有因素非常困難,而且有些因素對(duì)材料強(qiáng)度的影響機(jī)理并不是很清楚。目前的微觀機(jī)制數(shù)學(xué)模型中,大多數(shù)考慮的是晶粒尺寸或位錯(cuò)密度。⑴基于晶粒尺寸的模型大多數(shù)學(xué)者從晶粒尺寸的角度建立流變應(yīng)カ模型時(shí),都是基于Hall-Petch公式:（y=（y0+kd-'/2 式1.20式中:。〇——摩擦應(yīng)カ;k——Hall-Petch系數(shù);d 晶粒尺寸。一般認(rèn)為,Hall-Petch公式最初是為描述多晶體屈服強(qiáng)度與晶粒平均直徑關(guān)系而提出的ー個(gè)經(jīng)驗(yàn)關(guān)系式,但也可根據(jù)位錯(cuò)理論,利用位錯(cuò)在晶界附近引起的塞積模型導(dǎo)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(guò)程中的流變應(yīng)カ與晶粒尺寸之間的關(guān)系。所通常被解釋為單晶的強(qiáng)度。但KurzydLowski認(rèn)為在多晶體中,。〇并不等于單晶的強(qiáng)度,因?yàn)樵诓煌叽绲木w中,塑性應(yīng)變并不是均勻分布的。KurzydLowski認(rèn)為〇?〇是應(yīng)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(biāo)準(zhǔn)差有關(guān)的函數(shù)。HaH-Petch只適用于低溫變形的情況時(shí)用來(lái)描述流變應(yīng)カ與晶粒尺寸之間的關(guān)系。⑵基于位錯(cuò)理論的模型①Sandstrom模型基于位錯(cuò)理論的發(fā)展與完善,Stiiwe等人提出了以位錯(cuò)理論為基礎(chǔ)的模型。該模型假設(shè)熱變形金屬的位錯(cuò)密度達(dá)到ー個(gè)臨界值「”后就會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。這時(shí)再結(jié)晶晶粒以速度V生長(zhǎng)并消耗掉變形組織中的位錯(cuò)密度"け。由于不斷的變形，使再結(jié)晶晶粒內(nèi)的位錯(cuò)密度是否達(dá)到了"“并引起下一周期的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶決定了流變應(yīng)カ曲線的形狀。Sandstrom等人參照相變組織結(jié)構(gòu)的ー些細(xì)節(jié),又引入相應(yīng)的形核機(jī)制對(duì)這?模型做了較大的改進(jìn)。在Sandstrbm的位錯(cuò)模型中,流變應(yīng)カ表示為位錯(cuò)密度的函數(shù):a= 式1.21式中:p——位錯(cuò)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(gòu)方程：

』。はa=MaGb/p 式1.22（さ、ー%式中:爲(wèi)、爲(wèi)?、k］、a 常量:M-——平均Taylor因子（包含在應(yīng)變過(guò)程中）；G一切變模量;b一位錯(cuò)柏氏矢量；m、〃——溫度的函數(shù),反比于絕對(duì)溫度。本課題的研究背景及研究?jī)?nèi)容研究背景隨著軋制理論、物理冶金及計(jì)算機(jī)技術(shù)的發(fā)展,對(duì)軋制過(guò)程的研究更加深入?？刂栖堉频闹饕康氖强刂栖堉七^(guò)程中的顯微組織的演化,從而改進(jìn)其綜合性能。在熱變形過(guò)程中,奧氏體晶粒尺寸及流變應(yīng)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(guò)程中奧氏體晶粒尺寸及流變應(yīng)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(fèi)用太高,在現(xiàn)場(chǎng)軋機(jī)上進(jìn)行工業(yè)實(shí)驗(yàn)不大現(xiàn)實(shí)。而且,各種參數(shù)（如變形溫度、變形速率、變形量等）也很難達(dá)到精確控制。從而,熱軋過(guò)程的物理模擬就成了改進(jìn)產(chǎn)品質(zhì)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(shí)驗(yàn)室中實(shí)現(xiàn),每個(gè)重要參數(shù)對(duì)材料性能的影響便可以借助熱/力學(xué)模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)來(lái)進(jìn)行分析。物理模擬技術(shù)在提高鋼鐵產(chǎn)品性能、新品種、新工藝的開(kāi)發(fā)等諸多方面正發(fā)揮著越來(lái)越重要的作用。一方面物理模擬技術(shù)可以節(jié)省進(jìn)行現(xiàn)場(chǎng)エ業(yè)實(shí)驗(yàn)的大量費(fèi)用、時(shí)間和精力,另一方面可以對(duì)所要求所各種參數(shù)進(jìn)行精確的控制,使工業(yè)生產(chǎn)在實(shí)驗(yàn)室得到再現(xiàn),每個(gè)エ藝參數(shù)如溫度、道次壓下量、軋制速度、冷卻速度等對(duì)材料性能的影響可以借助模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行分析研究。本文通過(guò)對(duì)大部分已有C-Mn鋼再結(jié)晶及流變應(yīng)カ模型適用性的評(píng)價(jià),從中選用適用性較好的模型,采用物理模擬的方法對(duì)其進(jìn)行優(yōu)化,為實(shí)現(xiàn)模型的在線應(yīng)用,實(shí)現(xiàn)軋制變形過(guò)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?jī)?nèi)容⑴C-Mn鋼熱連軋?jiān)俳Y(jié)晶模型適用性的評(píng)價(jià)通過(guò)對(duì)已有C-Mn鋼的再結(jié)晶模型及流變應(yīng)カ模型的適用性的評(píng)價(jià),為本實(shí)驗(yàn)建立再結(jié)晶及流變應(yīng)カ的基礎(chǔ)模型提供依據(jù)。⑵變形奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶規(guī)律的研究研究奧氏體再結(jié)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(guān)系。建立奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶百分?jǐn)?shù)、再結(jié)晶后的晶粒尺寸模型。⑶變形過(guò)程中流變應(yīng)カ的研究研究變形過(guò)程中流變應(yīng)カ與溫度、變形量、應(yīng)變速率等變形參數(shù)及再結(jié)晶情況之間的關(guān)系,建立流變應(yīng)カ與變形參數(shù)之間的關(guān)系的模型。（4）平均流變應(yīng)カ及再結(jié)晶過(guò)程的數(shù)學(xué)模擬對(duì)エ業(yè)現(xiàn)場(chǎng)采集的數(shù)據(jù)進(jìn)行分析計(jì)算，應(yīng)用Sims公式計(jì)算軋制過(guò)程中各道次的平均流變應(yīng)カ,并將其與上述模型預(yù)測(cè)的平均流變應(yīng)カ比較,同時(shí)分析再結(jié)晶的軟化和晶粒長(zhǎng)大過(guò)程。⑸壓縮過(guò)程中非均勻應(yīng)變與再結(jié)晶之間關(guān)系的研究應(yīng)用ANSYS有限元軟件對(duì)熱模擬壓縮過(guò)程進(jìn)行模擬，結(jié)合顯微組織觀察分析非均勻應(yīng)變對(duì)奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和晶粒尺寸的影響。第2章實(shí)驗(yàn)材料與方法實(shí)驗(yàn)材料實(shí)驗(yàn)用鋼為珠江鋼廠生產(chǎn)的ZJ510L鋼,化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%）見(jiàn)表1。表2.1實(shí)驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table2.1Thechemicalcompositionsofexperimentalsteel(mass%)CSiMnPSAltAis0.1740.291.160.0090.00650.03260.0312CrCuMoTiNiVCa0.0250.10.03650.01850.0580.00650.0046實(shí)驗(yàn)方法熱模擬實(shí)驗(yàn)試樣沿軋制方向加工成①8mmxl2mm的圓柱狀試樣。熱模擬實(shí)驗(yàn)是在燕山大學(xué)的Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行的。試樣和壓頭之間用石墨片來(lái)潤(rùn)滑,同時(shí)試樣與石墨片之間放入但片來(lái)防止加熱溫度較高時(shí)試樣與壓頭之間粘結(jié),由于石墨片及留片的導(dǎo)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶及流變應(yīng)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(shí)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(jìn)行壓縮。加熱溫度在1100?1200C,每50C為一間隔;保溫時(shí)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(shí)以得到接近高溫狀態(tài)的奧氏體組織。實(shí)驗(yàn)エ藝過(guò)

程見(jiàn)圖2.1。時(shí)間/sT時(shí)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?qǐng)D2.1熱模擬實(shí)驗(yàn)エ藝Fig.2.1Schematicofthermalcompression2.2.1.2非均勻應(yīng)變與再結(jié)晶之間關(guān)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(yīng)變速率1s?進(jìn)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(shí)間/s圖2.2熱模擬實(shí)驗(yàn)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(kāi),研磨拋光制備成金相試樣,用過(guò)飽和苦味酸和十二烷基苯黃酸鈉溶液熱蝕,在LeicaMEF-4M型光學(xué)顯微鏡下觀察原奧氏體晶界。奧氏體晶粒尺寸評(píng)定為了研究變形后奧氏體晶粒尺寸狀況,對(duì)奧氏體晶粒尺寸進(jìn)行了評(píng)定。奧氏體晶粒的平均尺寸晶粒的測(cè)量采用截距法,對(duì)每個(gè)試樣至少選取10個(gè)視場(chǎng)進(jìn)行金相觀察,并根據(jù)下式進(jìn)行計(jì)算:式中:アー測(cè)量截線上的晶粒的平均長(zhǎng)度;Lー視場(chǎng)內(nèi)測(cè)量線上的長(zhǎng)度;Z—n次測(cè)量截取晶粒的個(gè)數(shù)的總和;K一光學(xué)顯微鏡的放大倍數(shù);nー測(cè)量次數(shù)。第3章熱連軋?jiān)俳Y(jié)晶模型的適用性評(píng)價(jià)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(chǔ)。顯微組織ー力學(xué)性能預(yù)報(bào)和控制的傳統(tǒng)方法主要是依靠現(xiàn)場(chǎng)工程師個(gè)人的知識(shí)和經(jīng)驗(yàn)來(lái)進(jìn)行的。由于鋼材生產(chǎn)的工藝過(guò)程十分復(fù)雜,顯微組織的演變也是動(dòng)態(tài)的,僅憑個(gè)人經(jīng)驗(yàn)進(jìn)行判斷要花費(fèi)大量時(shí)間,浪費(fèi)大量財(cái)カ和物力,預(yù)報(bào)和控制的效果也不理想。自從計(jì)算機(jī)技術(shù)得到迅速發(fā)展以來(lái),在物理冶金、軋制以及形變熱處理等技術(shù)的基礎(chǔ)上,要精確預(yù)測(cè)成品的顯微組織和力學(xué)性能,并在此基礎(chǔ)上對(duì)生產(chǎn)エ藝條件進(jìn)行最優(yōu)控制已成為可能。近年來(lái),隨著軋制理論、物理冶金及計(jì)算機(jī)技術(shù)的發(fā)展,對(duì)軋制過(guò)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(yù)測(cè)技術(shù)在研究鋼鐵熱軋過(guò)程中預(yù)測(cè)組織演變規(guī)律與性能方面起到了越來(lái)越重要的作用。目前用于模擬鋼在熱軋過(guò)程中的顯微組織和力學(xué)性能的模型け、B。］較多，特別是C-Mn鋼在熱軋過(guò)程中的顯微組織演變規(guī)律問(wèn)題,很多作者開(kāi)發(fā)了軋制過(guò)程的物理冶金模型［3い2］,其中包括流變應(yīng)カ模型、奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶模型，奧氏體靜態(tài)再結(jié)晶模型,晶粒長(zhǎng)大模型，以及軋后冷卻過(guò)程中的相變模型。比較不同的作者所給出的再結(jié)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(chǔ)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(rèn)為鋼材的化學(xué)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(duì)大部分現(xiàn)有的C-Mn鋼熱連軋過(guò)程中再結(jié)晶模型和流變應(yīng)カ模型進(jìn)行了評(píng)價(jià),同時(shí)采用兩組變形參數(shù)對(duì)模型的適用性進(jìn)行了討論。C-Mn鋼顯微組織演變模型要實(shí)現(xiàn)對(duì)鋼的組織與性能的精確預(yù)測(cè),確定生產(chǎn)過(guò)程中組織演變及組織與性能關(guān)系等冶金現(xiàn)象的數(shù)學(xué)模型是關(guān)鍵。近二十年,世界各國(guó)的冶金工作者針對(duì)C-Mn鋼在熱軋期間發(fā)生的顯微組織演變規(guī)律問(wèn)題,進(jìn)行了大量的研究,并建立了各種相關(guān)的數(shù)學(xué)模型。顯微組織演變模型中最重要的是預(yù)測(cè)熱軋過(guò)程中發(fā)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)再結(jié)晶及亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、再結(jié)晶完成后的晶粒長(zhǎng)大及變形時(shí)的流變應(yīng)カ。將應(yīng)用比較廣泛的C-Mn鋼奧氏體高溫變形時(shí)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(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大模型Table3.1Recrystallizationandgraingrowthmodels模型作者動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)靜態(tài)、亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)以及晶粒長(zhǎng)大模型J.J.Jonas&Hodgson1'21^=5.6xlO^^3Z017フ.(300000ゝZ=￡exp[rtj爲(wèi)"=1exp10.6931￡り)f05=1.144x1〇,.ザざ。，exp(攀)當(dāng)￡4a時(shí):ムめ=l-exp(-0.693(%J)z05=2.3x1015￡-254/o2exp(230000//Jf)ね=343ザ試”exp(常邛當(dāng)￡2q時(shí):' 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(dāng)ん＞1時(shí):靜態(tài)：にム.+1.5xlO"(f-4.32%)exp(a^S)亞動(dòng)態(tài)：4=北通+8.2x102(-2.65し，)exp]"4策0當(dāng)，J1S時(shí):靜態(tài):《=￡1tx+4.0X1〇7"-4.32%)exp(T13000)亞動(dòng)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(dāng)￡20.85,時(shí):>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

Tr05=2.2xlO-,2S；O5r2^2exp30000

TSv= (0.491exp(f)+0.155exp(-f)+0.1433exp(-3f))ア4ん=5x(S,ザ"d；=d；+Atexp/=1.44x10"Q父=321OOKRSaitoetal.|5M|￡c=3.68x10Tz0」然444”=2.28x104Z?24~. 312000Z=￡CXD RTX=l-exp-0.693(丄1)ム=2.5x10-"いのexp(*)Qrex=300kJ/mold1m=0.5淵6y4'"=4"+Mexp(熬)r>iioo°c：A=3.87xlO52；2K=400AJ/molr<1100°c：4=1.31x108； =9\4kJ/molHodgsonandR.K.Gibbs"""た“=1.6X102023靜態(tài)再結(jié)晶:Xsw=l-exp(-0.693(%J)t05=3.6x10セ￡々54exp(230000/7?r)A-Fexp(甯)亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶:Xmdrx=1-exp(-0.693^^/^)r05=0.53ZJ°8exp(230000//?7,)d&10Kx=2.6xl0*Z423晶粒長(zhǎng)大:d：=成+1.8x10旳exp甯Z=fexp0&/=72600—52200c”C=C+-A/w7 6ec=1.43x10-3Jo022expX心,=1-exp18800RT~い…ノノ0.026exp(4600/7)2.25-exp(-J0//C)}K=472ア23exp-2960

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(jié)晶:す=4+3.68x1〇X.Cゴ.exp(-20000/7).ど亞動(dòng)態(tài)再結(jié)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