珠光体-奥氏体相变中扩散通道的相场法研究

图1 高温激光共聚焦显微镜观察下样品在720和740℃等温至完全奥氏体化的显微组织

Fig.1 High temperature confocal laser scanning microscopy images of the microstructure of the isothermal austenite at 720^oC (a) and 740^oC (b) (AGB—austenite grain boundary)

d = d^{*} c o s φ

(6)

式中，d为奥氏体晶粒尺寸实验测量值；d^*为真实奥氏体晶粒尺寸； $φ$ 为表面与奥氏体晶粒最大截面的锐二面角，假设其满足0°~90°的标准正态分布^[41]，即cos $φ$ 的数学期望为0.707，因此可估测720和740℃等温后的真实奥氏体晶粒尺寸分别为37.8和53.4 μm。

图2所示为根据热膨胀数据得到的不同等温温度下奥氏体相变动力学曲线。可见样品在720和740℃等温时，其动力学行为有较大差异。由JMA方程可知，当后期形核率( $\dot{N}$ )为0 (爆发形核)且晶粒长大速率(G)不随时间变化时，有^[42]：

图2

图2 初始珠光体在720和740℃等温时的奥氏体相变动力学曲线

Fig.2 Kinetics curves of the austenization at 720 and 740^oC from the initial pearlite (t—time)

x = 1 - e x p (- B t^{3})

(7)

式中，x为已相变的奥氏体体积分数。

B = \frac{π}{3} \dot{N} G^{3}

(8)

基于爆发形核假设， $\dot{N}$ 可由真实奥氏体晶粒尺寸推导出，即：

\dot{N} = \frac{6}{π d^{* 3}}

(9)

利用式(6)对图2中动力学曲线进行拟合，从而得到JMA方程系数B，并联立如上各式，可得样品在720和740℃等温时奥氏体/珠光体界面迁移速率分别为0.234和8.48 μm/s。

2.2 新生奥氏体中的Mn分布

图3展示了初始珠光体在720℃等温60 s后的组织形貌以及Mn在新生奥氏体中的分布。根据图2所示动力学曲线，此时奥氏体相变还未完成。选取图3a中珠光体/奥氏体相界面附近的组织在TEM下观察，并测定垂直界面与沿界面方向的Mn浓度的分布情况，如图3b中A、B线所示，Mn浓度分布如图3c和d中所示，其中图3c中出现的Mn浓度尖锋代表了未发生转变的渗碳体颗粒中的Mn含量，而在新生奥氏体中没有明显的Mn的不均匀分布。这一结果说明初始珠光体组织在该温度下保温时，Mn在相变过程中发生了配分与长程扩散，结合PNTT理论^[35]，可证明720℃等温时相变模式为PLE模式，相界面迁移由Mn扩散控制。

图3

图3 初始珠光体在720℃等温60 s后的显微组织及Mn浓度分布

Fig.3 SEM image of the sample held at 720^oC for 60 s (a), TEM image of the region in the box in Fig.3a (b), and Mn profiles along line A (c) and line B (d) in Fig.3b

图4a展示了初始珠光体在740℃等温20 s后的组织形貌。可以看到，马氏体基体中存在大量的膜状残余奥氏体，即“伪珠光体”组织(ghost pearlite)^[36,43]，这是由于相变过程中Mn没有发生配分，从而在原渗碳体和原铁素体位置分别形成富Mn区和贫Mn区，进而产生淬透性差异，最终形成该类膜状残余奥氏体组织^[35]。图4b和c所示为利用STEM-EDS测定该区域Mn的浓度，能够观察到明显的Mn的不均匀分布，证明该温度下相变模式为NPLE模式，相界面迁移由C扩散控制。

图4

图4 初始珠光体在740℃等温20 s后的显微组织及Mn浓度分布

Fig.4 SEM image of the sample held at 740^oC for 20 s (a), TEM image of the region in the box in Fig.4a (b), and Mn profile along the line A in Fig.4b (c) (RA—retained austenite)

综上所述，根据720和740℃等温后新生奥氏体中Mn的浓度分布，可以证明前文中不同温度下所设置的相变模式的合理性，也可解释2个温度下相变动力学存在较大差异的原因，即控制相变过程的扩散元素种类不同。

2.3 相场模拟的组织形貌演化

相场法可以模拟复杂的组织演化，图5所示为初始组织在740℃等温时(表1中A、D组)的形貌演化过程。可以看到，相变过程中奥氏体/珠光体相界面并不平直，且渗碳体在新生奥氏体中的溶解滞后于相界面的迁移，这与实验观察到的结果^[35]一致。对于小片层间距(75 nm)的初始珠光体组织，可以看到奥氏体/珠光体界面弯曲程度较小，且相界面迁移速率较快。

图5

图5 等温温度为740℃，扩散通道为γ + α + interface时，珠光体-奥氏体相变组织形貌演化

Fig.5 Microstructural evolutions of the pearlite-austenite transformation at 740^oC with the γ + α + interface diffusional path, the spacing layers of the initial pearlite are 150 nm (a-d) and 75 nm (e-h)

图6所示为初始组织在720℃等温情况下，考虑不同扩散通道时奥氏体相变的组织形貌演化。该温度下奥氏体/珠光体界面迁移由Mn扩散控制，在考虑不同扩散通道时，可以看到珠光体-奥氏体相变的形貌演化略有不同。对于只考虑Mn在奥氏体中扩散的情况(图6g~i)，可以看到其形貌演化与NPLE模式的组织演化相似，且界面前沿的未相变渗碳体没有出现溶解现象；然而，考虑Mn在铁素体中的扩散后，可以看到组织形貌演化过程与其他情况略有不同，奥氏体/珠光体界面前端的未相变渗碳体明显溶解于铁素体中，且铁素体/奥氏体相界面弯曲程度变小。这是由于Mn在铁素体和奥氏体中的扩散通量的影响，详见3.1节分析。

图6

图6 等温温度为720℃时，珠光体-奥氏体相变组织形貌演化

Fig.6 Microstructural evolutions of the pearlite-austenite transformation at 720^oC with the 150 nm-spacing layer of the initial pearlite, the diffusional paths are γ + α + interface (a-c), γ + α (d-f), and γ (g-i), respectively

2.4 相场模拟的浓度分布

相场模拟的优势体现在可以观察整个研究区域内合金元素的浓度分布，本节讨论扩散通道为γ + α + interface时不同模拟等温温度和初始珠光体片层间距的C、Mn成分分布。图7所示为在740℃等温时，不同片层间距的初始组织在相变0.004 s后的合金元素浓度分布。可以看到，对于NPLE模式的模拟过程，仅C出现再分配现象，不存在Mn的再分配，在新生奥氏体中存在富Mn区和贫Mn区。图8所示为720℃等温3.81 s后的合金元素浓度分布。可以看到新生奥氏体中C、Mn均出现再分配现象，即未观察到Mn的不均匀分布，该模拟结果反映了前文中界面状态设置的有效性，并与2.2节的实验结果相对应。

图7

图7 初始珠光体在740℃等温0.004 s时的浓度分布

Fig.7 C (a, c) and Mn (b, d) distributions in the austenite held at 740^oC for 0.004 s with the spacing layers of 150 nm (a, b) and 75 nm (c, d)

图8

图8 初始珠光体在720℃等温3.81 s时的浓度分布

Fig.8 C (a) and Mn (b) distributions in the austenite held at 720^oC for 3.81 s

2.5 奥氏体/珠光体界面迁移速率

由相场模拟计算珠光体/奥氏体界面(P/γ boundary)迁移速率，为简化物理过程，将模拟域上边界设置为“无限远扩散场”，即在模拟过程中不考虑软碰撞对奥氏体晶粒长大的影响，只考虑合金元素的扩散通道的作用，与前文中基本假设相对应。虽然在模拟过程中奥氏体/珠光体界面不平直，但稳定后仍保持相同速率迁移，因此奥氏体在不同模拟条件下的相变动力学将以这一稳定速率表示，具体数值如图9所示，横轴编号为表1中不同模拟条件；2.1节中由实验估测的奥氏体/珠光体界面迁移速率也示于图9。

图9

图9 不同模拟条件下奥氏体/珠光体界面迁移速率

Fig.9 Migration rates of the austenite/pearlite boundary under different simulated conditions (Inset is the enlargement of the green dash box region. ExpC and ExpMn represent the experimental value of NPLE and PLE mode, respectively. The meanings of A-I are shown in Table 1)

在740℃等温时，片层间距为75 nm的初始组织拥有较高的奥氏体/珠光体界面迁移速率，与2.3节模拟结果一致，这是由于珠光体-奥氏体相变是由C原子扩散控制，有效扩散距离大约为铁素体片层厚度的一半^[38]，珠光体片层间距减小时，有效扩散距离内合金元素的浓度梯度增大，进而相界面迁移速率提高；除此之外，引入不同扩散通道后，C原子自三相点至α/γ界面中部扩散通量发生了改变，从而影响奥氏体/珠光体界面迁移速率。然而，通过进一步比较同一初始珠光体片层间距的结果可以看到，考虑不同扩散通道后的相界面迁移速率虽有差别，但仍处于同一量级；除此之外，实验估测值(ExpC)更接近γ + α扩散通道的情况(表1中B组)，也证明了对于本工作所采用的相界面迁移速率估测手段而言，引入界面扩散对NPLE模式下奥氏体相变动力学并没有明显改变，其内在机理解释见3.2节。但仍需强调的是，本工作所采用的动力学估测手段仍存在较大误差，因此不能将其作为完全定量的依据，只能与模拟值进行半定量比较。

对于PLE模式(表1中G~I组)，引入不同扩散通道后，相界面迁移速率的变化规律与上述NPLE模式相似，需要注意的是，仅考虑Mn在奥氏体中扩散时(表1中I组)相界面迁移速率比引入铁素体扩散通道后(表1中H组)低2个数量级，这表明对于Mn扩散控制的奥氏体相变而言，相较于奥氏体扩散通道，铁素体和相界面扩散通道对相变动力学产生了更大贡献，因此在图6b和c中可以观察到界面前沿渗碳体明显溶解于铁素体中，由此可以提供在铁素体中扩散的Mn。但对比实验值可以发现，实验估测值(ExpMn)远高于模拟值，这可能是由于模拟过程中所设置的界面扩散激活能与真实值存在差异，详细讨论见3.2节。

3 分析讨论

3.1 铁素体扩散通道对珠光体-奥氏体相变的影响

对于珠光体-奥氏体相变，界面迁移速率主要取决于合金原子在界面前沿的扩散通量。Hillert等^[10]和Wu等^[18]考虑了球化珠光体-奥氏体相变中远端渗碳体对奥氏体生长的影响，即远端渗碳体溶解在铁素体中，合金元素原子由渗碳体通过铁素体扩散至γ/α界面，从而加速γ/α界面的迁移。若相变过程由合金元素M的扩散控制，根据物质守恒原则，对于奥氏体/珠光体界面上任意一点，有：

(J^{γ} + J^{α} + J^{i n t}) d t = (c^{γ / α} - c^{α / γ}) d r

(10)

式中，J^{^γ 、J^{^α 、J^int分别表示合金原子在奥氏体、铁素体和相界面中的扩散通量；c^γ^/^α 和c^α^/^γ 分别表示合金原子在α/γ界面两侧的浓度，此时忽略了渗碳体片层厚度，将奥氏体/珠光体界面近似为α/γ界面；r为有效扩散距离。整理式(10)，可得该点相界面迁移速率v：}}

v = \frac{J^{γ} + J^{α} + J^{i n t}}{c^{γ / α} - c^{α / γ}}

(11)

即相界面迁移速率取决于不同扩散通道内合金元素的扩散通量之和。

相比于传统动力学分析，相场模型的优势体现在可以准确测定界面两侧合金元素浓度分布，从而不需要简化流量计算，使结果更加精确^[44]。为阐明铁素体扩散通道在相变过程中的作用，选取3组γ + α扩散通道的结果(表1中B、E、H组)进行讨论，C、Mn在α/γ界面两侧的浓度分布如图10所示。对于合金元素在奥氏体和铁素体内的体扩散，其扩散通量可表示为：

图10

图10 考虑γ + α扩散通道时，奥氏体/珠光体界面前沿合金元素浓度分布

Fig.10 Distributions of the alloy element beside the austenite/pearlite boundary with the γ + α diffusional path (a-c) the simulated morphology (a) and C profiles in austenite (b) and ferrite (c) in group B (d-f) the simulated morphology (d) and C profiles in austenite (e) and ferrite (f) in group E (g-i) the simulated morphology (g) and Mn profiles in austenite (h) and ferrite (i) in group H

J^{γ} = - D^{γ} \cdot (\frac{\partial c^{γ}}{\partial r})

(12)

J^{α} = - D^{α} \cdot (\frac{\partial c^{α}}{\partial r})

(13)

式中，D^γ 和D^α 分别代表合金元素在奥氏体和铁素体中的扩散系数，c^γ 和c^α 分别代表合金元素在奥氏体和铁素体中的浓度。

据此，可以对图10中浓度分布曲线进行拟合并求导，从而计算得到相变过程中合金元素由渗碳体附近扩散至γ/α中点的扩散通量分布，如图11所示。由于在NPLE和PLE模式下相变过程分别由C、Mn扩散控制，因此只对740℃等温时的C扩散通量和720℃等温时的Mn扩散通量进行讨论。

图11

图11 合金元素在奥氏体和铁素体中的扩散通量分布

Fig.11 Distributions of the fluxes of C in austenite/ferrite held at 740^oC (a) and Mn in austenite/ferrite held at 720^oC (b) along the austenite/pearlite boundary

由图11a可以看出，对于740℃等温时的相变，C在铁素体和奥氏体中的扩散通量基本处于同一量级，这是由于相较于fcc结构，bcc结构致密度较低，因此合金原子在铁素体中具有更大的扩散系数，从而使原子运动速率大幅提高，即使C在铁素体中含量极低，宏观扩散通量也高于C在奥氏体中的扩散通量。对比不同初始珠光体片层间距的扩散通量，可以看到当珠光体片层间距减小时，C在奥氏体和铁素体中的扩散通量均扩大将近一倍，与前文所述相一致，从而导致片层间距较小的珠光体组织具有更快的奥氏体/珠光体界面迁移速率。

图11b展示了初始珠光体在720℃等温时，Mn在奥氏体和铁素体中的扩散通量。与740℃等温时C的扩散行为不同，Mn在两相中扩散通量相差了2个数量级，这是由于相较于C原子，Mn在铁素体中具有较高的溶解度，如初始珠光体组织中Mn在铁素体和渗碳体中的含量分别为1%和11%，其含量处于同一量级；不仅如此，由于铁素体具有较为松散的晶体结构，Mn在铁素体中的扩散系数远高于其在奥氏体中的扩散系数，因此造成了扩散通量的巨大差异，从而导致相比较于奥氏体扩散通道，Mn在铁素体中的扩散对相界面迁移速率的贡献更大。对比图9中720℃等温时考虑γ和γ + α扩散通道后相界面迁移速率的差异，发现对于PLE模式，Mn在奥氏体中的扩散对奥氏体/珠光体相界面迁移速率的贡献较小，主要依靠Mn在相界面和铁素体中的扩散，这与传统动力学分析中对PLE模式的认知^[6,7,21]略有不同。

3.2 界面扩散通道对珠光体-奥氏体相变的影响

由图9可以注意到，对于NPLE和PLE相变模式，界面扩散通道发挥了不同程度的作用，这主要取决于C和Mn的原子扩散类型。对于NPLE模式的奥氏体相变，本工作结合实验估测值与内在机理分析，认为在真实物理过程中，相界面扩散通道的引入对C扩散控制的相变过程影响作用有限。这是由于C作为原子尺寸较小的间隙型合金元素，其扩散机制为直接间隙扩散机制^[45]，该类机制不需要借助晶体缺陷形成能贡献扩散激活能，主要受基体材料晶体结构影响，C原子在晶体结构的间隙中运动，因此相界面的无序结构对C的扩散影响不大。但由于A组模拟中引入的界面扩散为额外附加的高通量扩散通道，即人为降低了C的扩散激活能，从而大幅提高了C的扩散系数，导致引入相界面扩散通道后相变动力学加快。然而，在实际相变过程中，虽然不能排除C在相界面中的扩散，但其对奥氏体相变的贡献则远不如PLE模式下相界面扩散通道的作用。

对于PLE模式，即本工作中Mn扩散控制的相变过程，作为原位半径与Fe相当的置换型合金元素，Mn的扩散主要借助于晶体结构中空位、界面等晶体缺陷，可以大幅度降低扩散激活能；而对于片层珠光体-奥氏体相变而言，相变过程中存在大量的珠光体/奥氏体界面区域，这些区域为Mn扩散提供了高通量扩散通道，从而成为了Mn扩散的主要途径。然而，与合金元素在奥氏体或铁素体中具有可靠的扩散激活能数据不同，目前人们对界面的研究仍不完善，无法精确地测定界面扩散系数的相关数据，而计算得到的相界面迁移速率对合金元素的界面扩散系数非常敏感，因此导致相场模拟值与实验估测值相差较大。关于界面扩散激活能对奥氏体/珠光体界面迁移速率的影响，根据Gaude-Fugarolas和Bhadeshia^[38]的推导，由Mn在界面中扩散控制的珠光体-奥氏体化过程，其界面迁移率 $v$ _γ_/P可表示为：

v_{γ / P} \approx \frac{D^{i n t}}{r} (\frac{c^{γ / θ} - c^{γ / α}}{c^{γ / α} - c^{α / γ}})

(14)

式中，c^γ^/^θ 表示γ/θ界面附近奥氏体侧的Mn浓度，D^int为合金元素在界面的扩散系数，有：

D^{i n t} = D_{0}^{i n t} e x p (- \frac{Q^{i n t}}{R T_{d}})

(15)

式中， $D_{0}^{i n t}$ 为界面扩散频率因子，Q^int为界面扩散激活能，T_d为扩散进行时的温度，R为理想气体常数。

图12所示为奥氏体/珠光体界面迁移速率随激活能的变化趋势，假设 $D_{0}^{i n t}$ 不发生变化，相场计算过程中所用到的界面扩散激活能如圆点所示(155 kJ/mol)，实验估测值所对应的界面扩散激活能如菱形点所示(118 kJ/mol)，可以看到对于相界面扩散激活能的选取可以很大程度上改变扩散系数的大小。而本工作选取的C、Mn扩散激活能为文献[36]中所报道的数值，其准确性和可靠性远低于热力学数据库，因此实验估测值与计算值的误差主要来源于实验方法本征的误差和计算过程中对界面扩散激活能的选取。不仅如此，此结果也忽略了界面迁移率对界面迁移速率的影响。但可以肯定的是，真实相变过程中的相界面迁移速率要远高于不引入相界面扩散通道的模拟组别(表1中H、I组)，因此可以证明对于片层珠光体-奥氏体相变的PLE模式而言，Mn在相界面中的扩散对相变动力学起到了主要作用。

图12

图12 奥氏体/珠光体界面迁移速率随界面扩散激活能(Q^int)的变化趋势

Fig.12 Variation of the migration rate of P/γ boundary with the activity energy of interfacial diffusion (Q^int), where the circle point is the calculated value and the diamond point is the experimental estimated value

3.3 珠光体-奥氏体相变物理过程

依据研究结果，对于NPLE相变模式，C扩散主要存在于奥氏体和铁素体中，相界面扩散通道的引入对相变动力学影响不大，这是由C原子的尺寸和扩散类型决定的。值得注意的是，C在铁素体中的扩散通量与其在奥氏体中扩散通量相当，若忽略铁素体扩散通道，可能会造成计算值与实验值在数值上的不同，但并不会造成相界面迁移速率量级上的差异。因此考虑铁素体扩散通道会使NPLE模式相变热动力学分析结果更加精确，从而可对早期研究中计算值与实验值产生的差异^[17,18,35]进行解释。

然而，对于PLE模式相变，置换型合金原子主要通过界面等高通量扩散通道进行扩散，合金原子在界面中的扩散系数对动力学计算值影响极大。由图9可知，片层珠光体-奥氏体相变过程中，PLE与NPLE模式下界面迁移速率的差异远不及球化珠光体的奥氏体化^[7,21~23]，这是由于在类似本工作所示的相变过程中，Mn原子只发生了珠光体片层间距尺度的配分行为，并未发生长程扩散行为，而且该配分行为还通过大量的奥氏体/珠光体界面区域等高通量扩散通道进行，因此提高了PLE模式下的动力学过程。然而，对于球化珠光体的奥氏体化过程，理论上能够参与原子扩散的相界面面积十分有限，因此可以推测，铁素体扩散通道在此类过程中将发挥重要于奥氏体扩散通道的作用，即奥氏体在生长过程中将很大程度地受到邻近未相变渗碳体的影响，在对珠光体-奥氏体相变的PLE模式热动力学分析中，亦不能将铁素体扩散通道忽略。

需要再次强调的是，出于实验手段局限性、研究体系复杂性等因素，本工作展示的奥氏体/珠光体界面迁移速率仍具有较大测量误差，但通过相场模拟与热力学分析，可以较好地对当前结果进行解释，并对一般情况做出合理推测，进而对当前相变研究领域起到补充作用。

4 结论

利用相场方法对珠光体-奥氏体相变进行模拟，选取不同温度研究了NPLE和PLE模式中C和Mn在不同扩散通道内的扩散行为，并采用实验估测方法对模拟值进行半定量验证。结果表明，奥氏体/珠光体相界面迁移速率由合金元素在不同扩散通道内的通量和决定，对于740℃等温时，引入不同扩散通道后相界面迁移速率没有量级上的变化，且与实验估测值量级相同；通过结合实验结果与C原子本征性质分析，可以合理猜测真实情况下C在奥氏体相变中的主要扩散通道为铁素体和奥氏体。对于珠光体片层间距较小的初始组织，C原子扩散有效距离减小，从而扩散通量变大，因此具有更快的奥氏体化动力学。对于PLE模式相变，由于Mn在相界面中具有较大的扩散系数，因此相界面扩散通道对相变动力学起到主要作用，其扩散系数受到界面扩散激活能的影响；相较于奥氏体扩散通道，Mn在铁素体内的扩散对界面迁移速率贡献更大，因此不能将其忽略，这与传统热动力学分析有所差异。综上所述，在对珠光体-奥氏体相变分析过程中，NPLE模式下考虑铁素体扩散通道会使结果更加精确，但将其忽略并不会造成量级上的差异；PLE模式下相界面是Mn的主要扩散通道，因此在热力学和动力学分析中不能将其忽略，而对于相界面区域较少的体系，如球化珠光体的奥氏体化过程，铁素体扩散通道对相界面迁移速率的贡献也远大于奥氏体，因此忽略铁素体扩散通道也会对分析结果造成较大误差。

参考文献

原文顺序

文献年度倒序

文中引用次数倒序

被引期刊影响因子

[1]

Z Y

, Jin

X J

, Zhang

J H

, et al. Phase Transformation in Materials [M]. Beijing: Higher Education Press, 2013: 110

徐祖耀, 金学军, 张骥华等. 材料相变 [M]. 北京: 高等教育出版社, 2013: 110

[2]

J J

, Andrew

, Liu

Effects of austenitization and cooling rates on the microstructure in a hypereutectoid steel

[J]. Acta Metall. Sin., 2013, 49: 583

李俊杰, Andrew

, 刘伟.

奥氏体化与冷却速率对过共析钢组织的影响

[J]. 金属学报, 2013, 49: 583

DOI [本文引用: 1]

通过使用热膨胀仪模拟奥氏体化与连续冷却过程, 研究了一种过共析钢在连续冷却条件下奥氏体化与冷却速率对于先共析渗碳体及珠光体片间距的影响规律. 结果表明: 提高连续冷却速率、延长奥氏体化时间或者提高奥氏体化温度均可以降低相变温度, 扩大相变温度区间, 细化珠光体片间距, 使先共析渗碳体厚度变薄或变得不连续. 然而, 过度地提高冷却速率或者奥氏体化温度会导致出现马氏体,破坏组织的均匀性; 通过控制合适的奥氏体化温度和冷却速率, 大幅度延长奥氏体化时间得到了细化的全珠光体组织, 并从C原子扩散和形核生长的角度对实验现象进行了理论解释.

[3]

Katsamas

A I

A computational study of austenite formation kinetics in rapidly heated steels

[J]. Surf. Coat. Technol., 2007, 201: 6414

[4]

Nehrenberg

A E

The growth of austenite as related to prior structure

[J]. JOM, 1950, 2(1): 162

[5]

Caballero

F G

, Capdevila

, De Andrés

C G

Influence of pearlite morphology and heating rate on the kinetics of continuously heated austenite formation in a eutectoid steel

[J]. Metall. Mater. Trans., 2001, 32A: 1283

[6]

Enomoto

, Li

, Yang

Z N

, et al.

Partition and non-partition transition of austenite growth from a ferrite and cementite mixture in hypo- and hypereutectoid Fe-C-Mn alloys

[J]. Calphad, 2018, 61: 116

DOI URL [本文引用: 5]

[7]

Xia

, Enomoto

, Yang

Z G

, et al.

Effects of alloying elements on the kinetics of austenitization from pearlite in Fe-C-M alloys

[J]. Philos. Mag., 2013, 93: 1095

DOI URL [本文引用: 6]

[8]

Azizi-Alizamini

, Militzer

, Poole

W J

Austenite formation in plain low-carbon steels

[J]. Metall. Mater. Trans., 2011, 42A: 1544

[9]

Zeldovich

V I

, Frolova

N Y

, Kheifets

A E

, et al.

Features of austenite formation in low-carbon steel during high speed heating induced by high-speed deformation

[J]. Met. Sci. Heat Treat., 2020, 62: 315

DOI [本文引用: 1]

[10]

Hillert

, Nilsson

, Torndahl

L E

Effect of alloying elements on the formation of austenite and dissolution of cementite

[J]. J. Iron Steel Inst., 1971, 209: 49

[本文引用: 2]

[11]

Mancini

, Budde

Reaustenitisation in Fe-C steels revisited

[J]. Acta Mater., 1999, 47: 2907

[12]

Chae

J Y

, Jang

J H

, Zhang

G H

, et al.

Dilatometric analysis of cementite dissolution in hypereutectoid steels containing Cr

[J]. Scr. Mater., 2011, 65: 245

DOI URL

[13]

Nishibata

, Hayashi

, Saito

, et al.

Influence of morphology of cementite on kinetics of austenitization in the binary Fe-C system

[J]. Mater. Trans., 2020, 61: 1740

[14]

Fridberg

, Torndahl

L E

, Hillert

Diffusion in iron

[J]. Jernkontorets Ann., 1969, 153: 263

[15]

Akbay

, Atkinson

The influence of diffusion of carbon in ferrite as well as in austenite on a model of reaustenitization from ferrite/cementite mixtures in Fe-C steels

[J]. J. Mater. Sci., 1996, 31: 2221

[16]

Kapturkiewicz

, Fraś

, Burbelko

A A

Computer simulation of the austenitizing process in cast iron with pearlitic matrix

[J]. Mater. Sci. Eng., 2005, A413-414: 352

[17]

Miyamoto

, Usuki

, Li

Z D

, et al.

Effects of Mn, Si and Cr addition on reverse transformation at 1073K from spheroidized cementite structure in Fe-0.6mass% C alloy

[J]. Acta Mater., 2010, 58: 4492

[18]

Y X

, Wang

L Y

, Sun

W W

, et al.

Austenite formation kinetics from multicomponent cementite-ferrite aggregates

[J]. Acta Mater., 2020, 196: 470

DOI URL [本文引用: 3]

[19]

Y Q

, He

, Liu

J H

, et al.

Phase transformation and microstructure evolution of pearlite heat-resistant steel during heating

[J]. Mater. Sci. Technol., 2020, 36: 771

[20]

Khan

A R

, Yu

S F

, Zubair

Direct observation of austenite and pearlite formation in thermally simulated coarse grain heat-affected zone of pearlite railway steel

[J]. J. Mater. Eng. Perform., 2021, 30: 497

DOI [本文引用: 2]

[21]

Z D

, Miyamoto

, Yang

Z G

, et al.

Kinetics of reverse transformation from pearlite to austenite in an Fe-0.6 mass pct C alloy and the effects of alloying elements

[J]. Metall. Mater. Trans., 2011, 42A: 1586

[本文引用: 4]

[22]

Yang

Z N

, Xia

, Enomoto

, et al.

Effect of alloying element partition in pearlite on the growth of austenite in high-carbon low alloy steel

[J]. Metall. Mater. Trans., 2016, 47A: 1019

[23]

Yang

Z N

, Enomoto

, Zhang

, et al.

Transition between alloy-element partitioned and non-partitioned growth of austenite from a ferrite and cementite mixture in a high-carbon low-alloy steel

[J]. Philos. Mag. Lett., 2016, 96: 256

[24]

Chen

L Q

Phase-field models for microstructure evolution

[J]. Ann. Rev. Mater. Res., 2002, 32: 113

[25]

Militzer

Phase field modeling of microstructure evolution in steels

[J]. Curr. Opin. Solid State Mater. Sci., 2011, 15: 106

[26]

Nakajima

, Apel

, Steinbach

The role of carbon diffusion in ferrite on the kinetics of cooperative growth of pearlite: A multi-phase field study

[J]. Acta Mater., 2006, 54: 3665

DOI URL [本文引用: 6]

[27]

Steinbach

, Apel

The influence of lattice strain on pearlite formation in Fe-C

[J]. Acta Mater., 2007, 55: 4817

[28]

Loginova

, Odqvist

, Amberg

, et al.

The phase-field approach and solute drag modeling of the transition to massive γ→α transformation in binary Fe-C alloys

[J]. Acta Mater., 2003, 51: 1327

[29]

Huang

C J

, Browne

D J

, McFadden

A phase-field simulation of austenite to ferrite transformation kinetics in low carbon steels

[J]. Acta Mater., 2006, 54: 11

[30]

Militzer

, Azizi-Alizamini

Phase field modelling of austenite formation in low carbon steels

[J]. Solid State Phenom., 2011, 172-174: 1050

[31]

[32]

Rudnizki

, Böttger

, Prahl

, et al.

Phase-field modeling of austenite formation from a ferrite plus pearlite microstructure during annealing of cold-rolled dual-phase steel

[J]. Metall. Mater. Trans., 2011, 42A: 2516

[33]

Zhang

, Shen

, Li

C W

, et al.

Phase-field simulation of austenite reversion in a Fe-9.6Ni-7.1Mn (at.%) martensitic steel governed by a coupled diffusional/displacive mechanism

[J]. Mater. Des., 2020, 188: 108426

[34]

Tiaden

, Nestler

, Diepers

H J

, et al.

The multiphase-field model with an integrated concept for modelling solute diffusion

[J]. Physica, 1998, 115D: 73

[35]

, Yang

Z N

, Enomoto

, et al.

Study of partition to non-partition transition of austenite growth along pearlite lamellae in near-eutectoid Fe-C-Mn alloy

[J]. Acta Mater., 2019, 177: 198

DOI URL [本文引用: 7]

[36]

Yang

Z N

Effects of alloying element partition and its interfacial segregation on the thermodynamics and kinetics of phase transformation in steels

[D]. Beijing: Tsinghua University, 2017

[本文引用: 6]

杨泽南

合金元素配分与偏聚对钢中相变热力学及动力学的影响

[D]. 北京: 清华大学, 2017

[本文引用: 6]

[37]

Karmazin

Experimental study of the austenitization process of hypereutectoid steel alloyed with small amounts of silicon, manganese and chromium, and with an initial structure of globular cementite in a ferrite matrix

[J]. Mater. Sci. Eng., 1991, A142: 71

[38]

Gaude-Fugarolas

, Bhadeshia

H K D H

A model for austenitisation of hypoeutectoid steels

[J]. J. Mater. Sci., 2003, 38: 1195

DOI URL [本文引用: 3]

[39]

Roósz

, Gácsi

, Fuchs

E G

Isothermal formation of austenite in eutectoid plain carbon steel

[J]. Acta Metall., 1983, 31: 509

[40]

Chen

R C

, Zheng

Z Z

, Li

, et al.

In-situ investigation of phase transformation behaviors of 300M steel in continuous cooling process

[J]. Mater. Charact., 2018, 144: 400

[41]

Haroun

N A

Grain size statistics

[J]. J. Mater. Sci., 1981, 16: 2257

[42]

Y N

. Fundamentals of Material [M]. 2nd Ed., Beijing: Higher Education Press, 2012: 650

余永宁

. 材料科学基础 [M]. 第2版. 北京: 高等教育出版社, 2012: 650

[43]

Sun

W W

, Wu

Y X

, Yang

S C

, et al.

Advanced high strength steel (AHSS) development through chemical patterning of austenite

[J]. Scr. Mater., 2018, 146: 60

[44]

Speich

G R

, Demarest

V A

, Miller

R L

Formation of austenite during intercritical annealing of dual-phase steels

[J]. Metall. Mater. Trans., 1981, 12A: 1419

[45]

Y N

. Principles of the Metallography [M]. 3rd Ed., Beijing: Metallurgical Industry Press, 2020: 530

余永宁

. 金属学原理 [M]. 第3版. 北京: 冶金工业出版社, 2020: 530