中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析

工程科学学报，第37卷，第10期：1319-1324,2015年10月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.10:1319-1324,October 2015 D0:10.13374/5.issn2095-9389.2015.10.010:htp:/journals.ustb.edu.cm 中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析 邝 霜)，齐秀美”，韩赞》，康永林》 1)首钢技术研究院薄板研究所，北京1000432)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:steelwarrior@l63.com 摘要根据中锰钢热轧组织结构确立两相区奥氏体化的几何模型和初始条件，利用DICTRA动力学分析软件对中锰钢马 氏体基体奥氏体化过程进行计算分析.在奥氏体化初期的形核过程中，马氏体中过饱和的碳锰元素从铁素体迅速转移到奥 氏体并在相界面奥氏体一侧聚集。后续的相变过程中，碳在奥氏体中快速均化，但锰在相界面奥氏体一侧的聚集加剧.相变 初期奥氏体界面推移速度比中后期高出若干个数量级，但随时间推移迅速衰减.相变初期相界面推移是碳扩散主导，相变后 期界面推移受到锰在奥氏体中扩散速度制约.温度升高可显著提高相界面推移速度.达到相同数量奥氏体的情况下，低温长 时退火有利于锰从铁素体向奥氏体转移并提高其在奥氏体中的富集度，从而提高奥氏体的稳定性 关键词锰钢：退火：马氏体：奥氏体化：扩散：数值分析 分类号TG156.1 Numerical analysis on the austenite reverse transformation of medium manganese steel in intercritical annealing KUANG Shuang,QI Xiu-mei),HAN Yun,KANG Yong-in2 1)Strip Technology Department,Shougang Research Institute of Technology,Beijing 100043,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Seience and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:steelwarrior@163.com ABSTRACT According to the hot-rolled microstructure of medium manganese steel,a geometry model and initial conditions of inter- critical austenitization were established,and the DICTRA dynamic analysis software was used to calculate the austenitization on the martensitic matrix.It is found that supersaturated carbon and manganese in martensite quickly transfer from ferrite to austenite and aggregate at the austenitic side of the phase interface in the initial austenite nucleation stage.In the subsequent transformation,carbon rapidly homogenizes in austenite,but the aggregation degree of manganese in the austenitic side of the phase interface increases.The migration velocity of the austenite phase interface in the initial stage is several orders of magnitude higher than that in the middle and late stages,but rapidly decreases.The phase interface movement in the early transformation stage is dominated by carbon diffusion, but is restricted by manganese diffusion rate in austenite in the middle and late stages.Increasing the temperature can significantly improve the phase interface velocity.Under the condition of achieving the same amount of austenite,the low-temperature and longtime annealing is benefit for manganese transferring from ferrite to austenite and enriching in austenite,which will improve the stability of austenite. KEY WORDS manganese steel:annealing:martensite:austenitization:diffusion;numerical analysis 降低油耗与提高安全性是汽车工业面临的两个重 :strength steel,,AHSS)的车身轻量化设计是解决上述问 要问题.采用薄规格先进高强度钢(advanced high 题的有效手段”.室温亚稳残余奥氏体在外加应力下 收稿日期：201406-14

工程科学学报，第 37 卷，第 10 期: 1319--1324，2015 年 10 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 10: 1319--1324，October 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 10． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn 中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析 邝 霜1) ，齐秀美1) ，韩 赟1) ，康永林2) 1) 首钢技术研究院薄板研究所，北京 100043 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083  通信作者，E － mail: steelwarrior@ 163． com 摘 要 根据中锰钢热轧组织结构确立两相区奥氏体化的几何模型和初始条件，利用 DICTＲA 动力学分析软件对中锰钢马 氏体基体奥氏体化过程进行计算分析． 在奥氏体化初期的形核过程中，马氏体中过饱和的碳锰元素从铁素体迅速转移到奥 氏体并在相界面奥氏体一侧聚集． 后续的相变过程中，碳在奥氏体中快速均化，但锰在相界面奥氏体一侧的聚集加剧． 相变 初期奥氏体界面推移速度比中后期高出若干个数量级，但随时间推移迅速衰减． 相变初期相界面推移是碳扩散主导，相变后 期界面推移受到锰在奥氏体中扩散速度制约． 温度升高可显著提高相界面推移速度． 达到相同数量奥氏体的情况下，低温长 时退火有利于锰从铁素体向奥氏体转移并提高其在奥氏体中的富集度，从而提高奥氏体的稳定性． 关键词 锰钢; 退火; 马氏体; 奥氏体化; 扩散; 数值分析 分类号 TG156. 1 Numerical analysis on the austenite reverse transformation of medium manganese steel in intercritical annealing KUANG Shuang1)  ，QI Xiu-mei 1) ，HAN Yun1) ，KANG Yong-lin2) 1) Strip Technology Department，Shougang Ｒesearch Institute of Technology，Beijing 100043，China 2) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: steelwarrior@ 163． com ABSTＲACT According to the hot-rolled microstructure of medium manganese steel，a geometry model and initial conditions of inter￾critical austenitization were established，and the DICTＲA dynamic analysis software was used to calculate the austenitization on the martensitic matrix． It is found that supersaturated carbon and manganese in martensite quickly transfer from ferrite to austenite and aggregate at the austenitic side of the phase interface in the initial austenite nucleation stage． In the subsequent transformation，carbon rapidly homogenizes in austenite，but the aggregation degree of manganese in the austenitic side of the phase interface increases． The migration velocity of the austenite phase interface in the initial stage is several orders of magnitude higher than that in the middle and late stages，but rapidly decreases． The phase interface movement in the early transformation stage is dominated by carbon diffusion， but is restricted by manganese diffusion rate in austenite in the middle and late stages． Increasing the temperature can significantly improve the phase interface velocity． Under the condition of achieving the same amount of austenite，the low-temperature and longtime annealing is benefit for manganese transferring from ferrite to austenite and enriching in austenite，which will improve the stability of austenite． KEY WOＲDS manganese steel; annealing; martensite; austenitization; diffusion; numerical analysis 收稿日期: 2014--06--14 降低油耗与提高安全性是汽车工业面临的两个重 要问题． 采 用 薄 规 格 先 进 高 强 度 钢 ( advanced high strength steel，AHSS) 的车身轻量化设计是解决上述问 题的有效手段［1］． 室温亚稳残余奥氏体在外加应力下

·1320· 工程科学学报，第37卷，第10期 发生马氏体转变带来的相变诱发塑性(TP)效应显 900℃，轧后水冷速率小于8℃·s,终冷温度为 著提高先进高强度钢的成形性，因而在汽车和钢铁工 700℃. 业界得到广泛重视-.近年来，在马氏体或贝氏体基 在热轧板上切取Φ3.0mm×15mm的圆柱试样在 体上引入残余奥氏体的第三代汽车钢，因具有高的强 热膨胀仪上进行连续冷却转变测定.切割15mm× 度塑性积而成为研发的热点4.添加质量分数4%~ 20mm(宽×长)的试样，在热模拟试验机上退火.制 7%锰的碳钢通过奥氏体逆转变热处理，可在马氏体基 备金相试样经苦味酸及硝酸乙醇溶液浸蚀，在光学显 体上获得室温稳定的奥氏体.该类钢被称为中锰钢， 微镜和扫描电镜中观察显微组织.用X射线测定残余 其强塑积可达30GP%以上啊.因为合金含量增加， 奥氏体量 中锰钢逆相变动力学与低锰钢存在较大差异.又因是 在马氏体基体上奥氏体化，其形核速度较快且元素扩 2初始几何状态和溶质分配的讨论 散距离较短，因而难以用良好的实验方法分析元素扩 为讨论奥氏体化前的初始状态，分别采用Thermo-- 散和分配问题.本研究结合实验分析，利用 Clc@和热膨胀方法对实验钢的平衡相变情况和连续 Thermo-Calc®和Dictra®热力学与动力学数据库对问题 冷却转变组织情况进行分析.图1列举了实验钢的平 建模，旨在揭示中锰钢退火过程的相变进程，对于热处 衡相变情况及合金元素在各相中的溶解度.可以看出 理工艺参数制定提供参考 实验钢热轧后如果在理想平衡条件下“缓慢”冷却，组 织将由奥氏体(>730℃)转变为铁素体+奥氏体 1实验材料与方法 (600~730℃)，当温度低于600℃则出现渗碳体.在 实验用钢的化学成分为（质量分数）：为0.1C, 600℃到室温的过程中，碳锰元素在铁素体、奥氏体和 5.0Mn,0.012P,0.008S,0.047As(酸溶铝)， 渗碳体中分配.其中碳在铁素体与奥氏体中的溶解度 0.006N,余量Fe.采用50kg真空感应炉治炼并浇铸 降低并聚集到渗碳体中，锰在奥氏体和渗碳体中发生 成厚度为125mm的铸坯，热轧厚度为4mm,终轧温度 偏聚 1.0r 10㎡ 1.0 0.9a 10 在渗碳体中 0.8 铁素体 F山在渗碳体中 09 104 0.8 刻07 在奥氏体中 10-6 0.7 女0.6 108 0.6 在奥氏体中 100 在铁素体中 0.5 102 0.4 奥氏体 104 0.3 02 10-a 0.2 0.1 渗碳体 10 0.1 在铁素体中 "0100200300400500600700800 10n 100200300400500600 温度℃ 温度℃ △ 100200300400500600 温度/℃ 图1实验钢在不同温度下的相关平衡参数.()相分数随温度变化：(b)碳在不同相中的溶解度：(c)锰在不同相中的溶解度 Fig.1 Relevant parameters of the tested steel at different temperatures in the equilibrium state:(a)phase fraction varying with temperature:(b) carbon solubility in different phases:(c)manganese solubility in different phases 实验钢的连续冷却转变曲线如图2所示.可以看 900 出，中锰钢连续冷却过程的相变与平衡相变差异巨大. 800 冷速范围从0.1℃·s到30℃·s·,其相变过程几乎 700 一致，奥氏体过冷到350℃以下直接转变为马氏体. 600 数据表明，热轧后无论经过何种冷却方式都与平衡态 50 相距甚远.分析热轧过程的组织形成如图3所示.原 400 始奥氏体经过高温变形及动态再结晶，终轧后的状态 300 接近等轴晶粒，可认为其化学成分分配均匀.经过轧 200 后冷却与卷取未发生铁素体、贝氏体及珠光体相变，因 100H M 冷却速度/℃)302005 此最终马氏体中过饱和的碳锰元素可视为分布均匀， 0 10 10 10 10 其含量为实验钢的名义碳锰含量 时间/s 取试样采用电阻加热迅速升温到550℃立即淬火 图2实验钢的连续冷却转变曲线 获得的组织如图4(a).可以看出，奥氏体核心在马氏 Fig.2 Continuous cooling transformation curves of the tested steel

工程科学学报，第 37 卷，第 10 期 发生马氏体转变带来的相变诱发塑性( TＲIP) 效应显 著提高先进高强度钢的成形性，因而在汽车和钢铁工 业界得到广泛重视［2--3］． 近年来，在马氏体或贝氏体基 体上引入残余奥氏体的第三代汽车钢，因具有高的强 度塑性积而成为研发的热点［4--6］． 添加质量分数4% ～ 7% 锰的碳钢通过奥氏体逆转变热处理，可在马氏体基 体上获得室温稳定的奥氏体． 该类钢被称为中锰钢， 其强塑积可达 30 GP·% 以上［7--8］． 因为合金含量增加， 中锰钢逆相变动力学与低锰钢存在较大差异． 又因是 在马氏体基体上奥氏体化，其形核速度较快且元素扩 散距离较短，因而难以用良好的实验方法分析元素扩 散和 分 配 问 题［9--11］． 本 研 究 结 合 实 验 分 析，利 用 Thermo-Calc 和 Dictra 热力学与动力学数据库对问题 建模，旨在揭示中锰钢退火过程的相变进程，对于热处 理工艺参数制定提供参考． 1 实验材料与方法 实验用钢的化学成分为( 质量分数) : 为 0. 1 C， 5. 0 Mn，0. 012 P，0. 008 S，0. 047 Als ( 酸 溶 铝 ) ， 0. 006 N，余量 Fe． 采用 50 kg 真空感应炉冶炼并浇铸 成厚度为 125 mm 的铸坯，热轧厚度为 4 mm，终轧温度 900 ℃，轧 后 水 冷 速 率 小 于 8 ℃·s － 1 ，终 冷 温 度 为 700 ℃ ． 在热轧板上切取 3. 0 mm × 15 mm 的圆柱试样在 热膨胀仪上进行连续冷却转变测定． 切割 15 mm × 20 mm ( 宽 × 长) 的试样，在热模拟试验机上退火． 制 备金相试样经苦味酸及硝酸乙醇溶液浸蚀，在光学显 微镜和扫描电镜中观察显微组织． 用 X 射线测定残余 奥氏体量． 2 初始几何状态和溶质分配的讨论 为讨论奥氏体化前的初始状态，分别采用 Thermo￾Calc 和热膨胀方法对实验钢的平衡相变情况和连续 冷却转变组织情况进行分析． 图 1 列举了实验钢的平 衡相变情况及合金元素在各相中的溶解度． 可以看出 实验钢热轧后如果在理想平衡条件下“缓慢”冷却，组 织将由 奥 氏 体 ( ＞ 730 ℃ ) 转 变 为 铁 素 体 + 奥 氏 体 ( 600 ～ 730 ℃ ) ，当温度低于 600 ℃ 则出现渗碳体． 在 600 ℃ 到室温的过程中，碳锰元素在铁素体、奥氏体和 渗碳体中分配． 其中碳在铁素体与奥氏体中的溶解度 降低并聚集到渗碳体中，锰在奥氏体和渗碳体中发生 偏聚． 图 1 实验钢在不同温度下的相关平衡参数． ( a) 相分数随温度变化; ( b) 碳在不同相中的溶解度; ( c) 锰在不同相中的溶解度 Fig． 1 Ｒelevant parameters of the tested steel at different temperatures in the equilibrium state: ( a) phase fraction varying with temperature; ( b) carbon solubility in different phases; ( c) manganese solubility in different phases 实验钢的连续冷却转变曲线如图 2 所示． 可以看 出，中锰钢连续冷却过程的相变与平衡相变差异巨大． 冷速范围从 0. 1 ℃·s － 1 到 30 ℃·s － 1 ，其相变过程几乎 一致，奥氏体过冷到 350 ℃ 以下直接转变为马氏体． 数据表明，热轧后无论经过何种冷却方式都与平衡态 相距甚远． 分析热轧过程的组织形成如图 3 所示． 原 始奥氏体经过高温变形及动态再结晶，终轧后的状态 接近等轴晶粒，可认为其化学成分分配均匀． 经过轧 后冷却与卷取未发生铁素体、贝氏体及珠光体相变，因 此最终马氏体中过饱和的碳锰元素可视为分布均匀， 其含量为实验钢的名义碳锰含量． 取试样采用电阻加热迅速升温到 550 ℃ 立即淬火 获得的组织如图 4( a) ． 可以看出，奥氏体核心在马氏 图 2 实验钢的连续冷却转变曲线 Fig． 2 Continuous cooling transformation curves of the tested steel ·1320·

邝霜等：中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析 ·1321· 30m 30 um 图3热轧终轧后及卷取后的组织.()动态再结品奥氏体：(b)马氏体 Fig.3 Original microstructure after hot rolling and the phase transformation microstructure after coiling:(a)dynamic recrystallized austenite:(b) martensite 体板条之间以及原始奥氏体晶界形核，马氏体板条间 长度设定为0.25μm;初始时奥氏体薄膜尺寸设定为 距约0.5μm.基于金相观察，本研究采用图4(b)的几 区域长度的1%，即2.5m.基于实际的对称条件，计 何设定.两相区热处理时，奥氏体核心在马氏体板条 算区域的边界设为封闭边界，元素扩散通量为零. 间以薄膜状形成并长大吞并马氏体基体.计算区域的 奥氏体核心 b 马氏体板条 板条宽度0.54m 0.25μm 图4奥氏体在马氏体基体上形核的初始设定.(a)奥氏体形核位置的实验观察：(b)计算的几何模型 Fig.4 Initial state setting of the austenite nuclear formed on the martensite matrix:(a)experimental observation of austenite nuclear location:(b) geometry modeling for calculation 下面方程决定： 3相变分析及讨论 Dictra®用于本研究的扩散及相变计算.Dictra⑧的 c-9=()广-()广a 计算由四个模块完成，即扩散方程求解、热力学平衡计 式中，*为相界面 算、扩散通量计算和相界面计算及网格调节.其中热 中锰钢奥氏体逆转变(ART)热处理可采用罩式退 力学平衡由Thermo-Cale®计算提供.本研究采用的热 火和连续退火模式.因罩式退火周期在小时级，为避 力学数据来源于TCE6数据库，动力学数据来源于 免奥氏体过度形成而影响到其稳定性，因此奥氏体逆 MOB2数据库.各相中的溶质元素扩散由如下扩散方 转变温度设定较低.连续退火周期在百秒级，因此需 程求解： 要采用高温退火.本研究选择600℃和650℃两个奥 车() (1) 氏体逆转变温度作对比分析 at ax 图5给出了两个温度下相变早期的C和Mn质量 式中，D为m元素在p相中的扩散系数，C。为m元素 分数分布.600℃情况下，奥氏体核心形成的瞬间（如 在p相中的质量分数；1为时间，x为距离. 图5(a)中105s),为满足热力学条件，马氏体中的过 处理移动边界的扩散型相变问题，界面移动将由 饱和碳将在化学势梯度的驱动下从铁素体一侧扩散到

邝 霜等: 中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析 图 3 热轧终轧后及卷取后的组织． ( a) 动态再结晶奥氏体; ( b) 马氏体 Fig． 3 Original microstructure after hot rolling and the phase transformation microstructure after coiling: ( a) dynamic recrystallized austenite; ( b) martensite 体板条之间以及原始奥氏体晶界形核，马氏体板条间 距约 0. 5 μm． 基于金相观察，本研究采用图 4( b) 的几 何设定． 两相区热处理时，奥氏体核心在马氏体板条 间以薄膜状形成并长大吞并马氏体基体． 计算区域的 长度设定为 0. 25 μm; 初始时奥氏体薄膜尺寸设定为 区域长度的 1% ，即 2. 5 nm． 基于实际的对称条件，计 算区域的边界设为封闭边界，元素扩散通量为零． 图 4 奥氏体在马氏体基体上形核的初始设定． ( a) 奥氏体形核位置的实验观察; ( b) 计算的几何模型 Fig． 4 Initial state setting of the austenite nuclear formed on the martensite matrix: ( a) experimental observation of austenite nuclear location; ( b) geometry modeling for calculation 3 相变分析及讨论 Dictra 用于本研究的扩散及相变计算． Dictra 的 计算由四个模块完成，即扩散方程求解、热力学平衡计 算、扩散通量计算和相界面计算及网格调节． 其中热 力学平衡由 Thermo-Calc 计算提供． 本研究采用的热 力学数据来源于 TCFE6 数据库，动力学数据来源于 MOB2 数据库． 各相中的溶质元素扩散由如下扩散方 程求解: Cm p t =   ( x Dm p Cm p  ) x ． ( 1) 式中，Dm p 为 m 元素在 p 相中的扩散系数，Cm p 为 m 元素 在 p 相中的质量分数; t 为时间，x 为距离． 处理移动边界的扩散型相变问题，界面移动将由 下面方程决定: v( * Cm α － * Cm γ ) = Dm γ ( Cm γ  ) x * － Dm α ( Cm α  ) x * ． ( 2) 式中，* 为相界面． 中锰钢奥氏体逆转变( AＲT) 热处理可采用罩式退 火和连续退火模式． 因罩式退火周期在小时级，为避 免奥氏体过度形成而影响到其稳定性，因此奥氏体逆 转变温度设定较低． 连续退火周期在百秒级，因此需 要采用高温退火． 本研究选择 600 ℃ 和 650 ℃ 两个奥 氏体逆转变温度作对比分析． 图 5 给出了两个温度下相变早期的 C 和 Mn 质量 分数分布． 600 ℃情况下，奥氏体核心形成的瞬间( 如 图 5( a) 中 10 － 5 s) ，为满足热力学条件，马氏体中的过 饱和碳将在化学势梯度的驱动下从铁素体一侧扩散到 ·1321·

·1322· 工程科学学报，第37卷，第10期 奥氏体一侧并富集在奥氏体中，碳的质量分数在相界 元素与碳元素的情况类似，但是由于锰的扩散速度比 面奥氏体与铁素体两侧的差异达到数百倍.因碳在奥 碳的扩散系数低6~7个数量级，在50~2000s的范围 氏体中的扩散速度较快，富集在相界面奥氏体一侧的 内都难以从相界面向奥氏体内部中均化.锰也存在因 碳很快在奥氏体中均化.又因相界面移动速度较快， 初始奥氏体核心形成的“富集峰”，50s时“富集峰”仍 奥氏体内部碳的均化来不及而在原奥氏体核心的界面 然比较明显，但在500s和2000s后逐步消失 位置留下碳的“富集峰”，并伴随碳的扩散而均化.锰 2.0 11 h 10 2》 50 10-2s 500* 3 10 10s > 1.0 0.8 10 0s (0t 0. 3 505 0 0 十七 L 0 10 107 10* 距离/m 距离/m 2.0 (d) 1.8 10 1.6 9 2000 1.4 1.2k 50 1.0 102s 0.8 10s 0s 0.6 10 10s 0.4 50 04 500s LLL 10￥ 10 10￥ 10- 距离/m 距离m 图5相变初期不同退火温度时C和Mn元素的质量分数分布.(a)碳的质量分数分布，600℃：(b)锰的质量分数分布，600℃：()碳的质 量分数分布，650℃：(d)锰的质量分数分布，650℃ Fig.5 Content profiles of C and Mn in the initial stage of transformation at different annealing temperatures:(a)C profiles,600C:(b)Mn pro- fles,600℃；(c)C profiles,,650℃；(d)Mn profiles,650℃ 对于650℃，碳锰原子扩散速率提高，相变初期碳 数差异可达到60%以上，而碳在奥氏体侧相界面及相 的均化较快，103s时奥氏体中的“富集峰”就不明显， 界面远端质量分数差异不超过15%.因锰在铁素体中 10s时碳在奥氏体中基本均化.锰元素也因温度升高 的扩散系数比其在奥氏体中的扩散系数高2~3个数 在奥氏体一侧的浓度梯度大幅降低。 量级.相界面铁素体一侧锰的浓度梯度远小于奥氏体 可以看出，在马氏体基体上的奥氏体化初期，低温 一侧，特别650℃超过5000s以后铁素体中锰的浓度 过饱和的亚稳定状态将在热激活下迅速回归热力学条 梯度基本消除。从图中的结果可以看出，相变中后期 件所决定的状态并向稳定平衡态发展.相变初期相界 的界面推移完全受到锰在奥氏体中的扩散速度制约， 面的推移是碳原子扩散主导的 碳仅仅在扩大的奥氏体区域内发生均化分配. 图6给出了相变中后期的碳和锰的质量分数分布 图7给出了奥氏体相变动力学曲线.奥氏体体积 情况.可以看出，无论是600℃还是650℃，相界面奥 分数在相变初期的1s内就分别达到600℃和650℃温 氏体一侧的锰富集都很严重，与相界面远端的质量分 度下的约5%和10%.在相变初期奥氏体界面推移速

工程科学学报，第 37 卷，第 10 期 奥氏体一侧并富集在奥氏体中，碳的质量分数在相界 面奥氏体与铁素体两侧的差异达到数百倍． 因碳在奥 氏体中的扩散速度较快，富集在相界面奥氏体一侧的 碳很快在奥氏体中均化． 又因相界面移动速度较快， 奥氏体内部碳的均化来不及而在原奥氏体核心的界面 位置留下碳的“富集峰”，并伴随碳的扩散而均化． 锰 元素与碳元素的情况类似，但是由于锰的扩散速度比 碳的扩散系数低 6 ～ 7 个数量级，在 50 ～ 2000 s 的范围 内都难以从相界面向奥氏体内部中均化． 锰也存在因 初始奥氏体核心形成的“富集峰”，50 s 时“富集峰”仍 然比较明显，但在 500 s 和 2000 s 后逐步消失． 图 5 相变初期不同退火温度时 C 和 Mn 元素的质量分数分布． ( a) 碳的质量分数分布，600 ℃ ; ( b) 锰的质量分数分布，600 ℃ ; ( c) 碳的质 量分数分布，650 ℃ ; ( d) 锰的质量分数分布，650 ℃ Fig． 5 Content profiles of C and Mn in the initial stage of transformation at different annealing temperatures: ( a) C profiles，600 ℃ ; ( b) Mn pro￾files，600 ℃ ; ( c) C profiles，650 ℃ ; ( d) Mn profiles，650 ℃ 对于 650 ℃，碳锰原子扩散速率提高，相变初期碳 的均化较快，10 － 3 s 时奥氏体中的“富集峰”就不明显， 10 s 时碳在奥氏体中基本均化． 锰元素也因温度升高 在奥氏体一侧的浓度梯度大幅降低． 可以看出，在马氏体基体上的奥氏体化初期，低温 过饱和的亚稳定状态将在热激活下迅速回归热力学条 件所决定的状态并向稳定平衡态发展． 相变初期相界 面的推移是碳原子扩散主导的． 图 6 给出了相变中后期的碳和锰的质量分数分布 情况． 可以看出，无论是 600 ℃ 还是 650 ℃，相界面奥 氏体一侧的锰富集都很严重，与相界面远端的质量分 数差异可达到 60% 以上，而碳在奥氏体侧相界面及相 界面远端质量分数差异不超过 15% ． 因锰在铁素体中 的扩散系数比其在奥氏体中的扩散系数高 2 ～ 3 个数 量级． 相界面铁素体一侧锰的浓度梯度远小于奥氏体 一侧，特别 650 ℃ 超过 5000 s 以后铁素体中锰的浓度 梯度基本消除． 从图中的结果可以看出，相变中后期 的界面推移完全受到锰在奥氏体中的扩散速度制约， 碳仅仅在扩大的奥氏体区域内发生均化分配． 图 7 给出了奥氏体相变动力学曲线． 奥氏体体积 分数在相变初期的 1 s 内就分别达到 600 ℃和 650 ℃温 度下的约 5% 和 10% ． 在相变初期奥氏体界面推移速 ·1322·

邝霜等：中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析 ·1323· 1.4 100 20000- 1.2 1.0 1000￥ 9 -10000. 0.8 > 5000、 05 10000s 20000÷ -500s 0.4 0s 4 0.2 0s 3 6 8 1012 14 10 15 20 25 距离/小0m 距离/10“m 14D 12 d 1.2 10000s 1.0 9 0.8 110 5000 20000 0.6 100s 6 500s 0.4 1000 20000. 0s 0.2 0s 1(00X00￥ 2 6 8 10 12 10 15 20 25 距离/小0*m 距离/10m 图6相变中后期不同退火温度时C和Mn元素的质量分数分布.(a)碳的质量分数分布，600℃：(b)锰的质量分数分布，600℃：()碳的 质量分数分布，650℃：(d)锰的质量分数分布，650℃ Fig.6 Content profiles of C and Mn in the semi-late stage of transformation at different annealing temperatures:(a)C profiles,600C:(b)Mn profiles,600℃：(c)C profiles,650℃；(d)Mn profiles,6s0℃ 50r a 2.0m 45 650℃ 18 40 600℃测定值 35 ·650℃测定值 30 25 0 0.8 600℃ 0.6 650℃ 0 0.4 02 600℃ 0 10 10 10 10 5000 10000 15000 20000 退火时间/s 退火时间s 图7奥氏体相变动力学曲线.()奥氏体体积分数：(b)奥氏体界面推移速度 Fig.7 Dynamics curves of austenitic phase transformation:(a)volume fraction of austenite:(b)velocity of austenite interface 度比中后期高出若干个数量级，但随时间推移迅速衰 在直到20000s时间内始终处于慢速推移状态去接近 减.因锰在600℃相对低温情况下扩散缓慢，经过早 平衡态.锰在650℃温度下的扩散速度显著提高，奥 期碳扩散控制相变后奥氏体生长速度衰减明显，5000s 氏体界面推移速度下降的梯度减弱，8700s以后相界 后相界面推移速度衰减到约2×102m·s以下，并 面速度才降低到2×10~ms以下.但是，相变后期

邝 霜等: 中锰钢两相区退火奥氏体逆转变的数值分析 图 6 相变中后期不同退火温度时 C 和 Mn 元素的质量分数分布． ( a) 碳的质量分数分布，600 ℃ ; ( b) 锰的质量分数分布，600 ℃ ; ( c) 碳的 质量分数分布，650 ℃ ; ( d) 锰的质量分数分布，650 ℃ Fig． 6 Content profiles of C and Mn in the semi － late stage of transformation at different annealing temperatures: ( a) C profiles，600 ℃ ; ( b) Mn profiles，600 ℃ ; ( c) C profiles，650 ℃ ; ( d) Mn profiles，650 ℃ 图 7 奥氏体相变动力学曲线． ( a) 奥氏体体积分数; ( b) 奥氏体界面推移速度 Fig． 7 Dynamics curves of austenitic phase transformation: ( a) volume fraction of austenite; ( b) velocity of austenite interface 度比中后期高出若干个数量级，但随时间推移迅速衰 减． 因锰在 600 ℃ 相对低温情况下扩散缓慢，经过早 期碳扩散控制相变后奥氏体生长速度衰减明显，5000 s 后相界面推移速度衰减到约 2 × 10 － 12 m·s － 1 以下，并 在直到 20000 s 时间内始终处于慢速推移状态去接近 平衡态． 锰在 650 ℃ 温度下的扩散速度显著提高，奥 氏体界面推移速度下降的梯度减弱，8700 s 以后相界 面速度才降低到 2 × 10 － 12 m·s － 1 以下． 但是，相变后期 ·1323·