【摘 要】低碳鋼是當(dāng)今應(yīng)用十分廣泛的一種材料，同時(shí)在形變強(qiáng)化的過程主要是形核的過程，在相變徹底結(jié)束之前，形核一直處在變化的過程中，因?yàn)樵谶@一過程中會(huì)受到幾何空間和自身成分變化的一些影響，各個(gè)相的異性都不是非常強(qiáng)，隨著相關(guān)研究工作的不斷深入，研究人員也對(duì)其予以更加深入的研究。本文主要分析了低碳鋼形變強(qiáng)化相變的特征，以供參考和借鑒。

【關(guān)鍵詞】低碳鋼；形變強(qiáng)化相變；動(dòng)力學(xué)

低碳鋼在溫度條件為700到1100℃的條件下經(jīng)過反復(fù)的軋制過程中，細(xì)化的鐵素體經(jīng)營體顆粒的機(jī)制在這一過程中非常容易發(fā)生形變的情況，在形變強(qiáng)化變相之后還會(huì)出現(xiàn)再結(jié)晶的情況，如果是普通的低碳鋼，晶體細(xì)化的極限值通窗要控制在10微米左右，同時(shí)，因?yàn)榈吞间撛诟邷氐膴W氏體區(qū)域變形的過程中不容易再次獲得比較好的結(jié)晶奧氏體，所以這種方式也是不能實(shí)現(xiàn)的，所以就需要研究出一種新的方法，只有這樣，才能更好的對(duì)其制作予以有效的控制。

1.形變強(qiáng)化相變工藝

低碳鋼經(jīng)過奧氏體化以后相似某一個(gè)溫度當(dāng)中，低碳鋼中奧氏體會(huì)出現(xiàn)溫度過低的狀態(tài)，這個(gè)時(shí)候奧氏體會(huì)自動(dòng)的向鐵素體轉(zhuǎn)動(dòng)，相變在這一過程中就得到了一定的鐵素體，但是從整體上來看，其始終處在低能量運(yùn)轉(zhuǎn)狀態(tài)，如果將這種狀況用熱力學(xué)去解釋，其熱力學(xué)的穩(wěn)定性是非常強(qiáng)的，出現(xiàn)溫度過低的情況也充分的說明，如果在低溫的條件下進(jìn)行相變處理，就會(huì)呈現(xiàn)出小臨街涇河尺寸的特點(diǎn)，如果在這一過程中加速了變形的情況，就說明應(yīng)變在引入缺陷位置的過程中，缺陷的動(dòng)態(tài)變化存在著缺陷密度上升的情況，此外，形變的過程中，應(yīng)變能也會(huì)有所變化，這都給原子的擴(kuò)散提供了非常好的條件，使得相變的效率和速度更快，這樣也就使得過冷奧氏體的儲(chǔ)存能量大大的提升，也就是說提供了相變無核的高密度晶體學(xué)缺陷的部位數(shù)量，這樣一來就使得相變的動(dòng)力大大的提升，這種情況通常被我們叫做形變強(qiáng)化相變。

通過上文的闡述我們知道形變強(qiáng)化相變的方式不能使用在微合金鋼的軋制工藝當(dāng)中，同時(shí)它和應(yīng)變誘導(dǎo)相變又存在著非常大的差別，因?yàn)橄嘧冊跍囟冗^低，同時(shí)在這一過程中也會(huì)出現(xiàn)一定的變形情況，從熱力學(xué)的角度上來說，其性質(zhì)具有較強(qiáng)的穩(wěn)定性，所以在這樣的情況下就給工藝的控制和優(yōu)化提供了非常好的條件。

形變強(qiáng)化相變和一定溫度區(qū)間之內(nèi)的兩相區(qū)軋制也存在著非常大的不同，兩相區(qū)軋制在實(shí)行的過程中比較額容易形成粗大的各項(xiàng)異常生長情況的枝狀鐵素體，這樣一來也就使得形變組織的控制工作變得異常的艱難，最終可能使得整個(gè)組織出現(xiàn)非常顯著的不均勻性，這種不均勻的忑點(diǎn)也可以使得鐵素體晶粒分布的密度和大小都不具有非常好的均勻性，還有可能會(huì)出現(xiàn)鐵素體晶體和第二組織之間出現(xiàn)層狀分布的狀態(tài)。

2.實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

圖a，b分別是通過形變強(qiáng)化工藝獲得的低碳鋼鐵素體細(xì)晶與珠光體（或者離異珠光體、彌散顆粒狀滲碳體等第二組織）彌散分布的組織形貌與晶粒尺寸分布鐵素體晶粒為2-3微米，分布基本均勻。

2.1低碳鋼形變強(qiáng)化相變中的形核位置不飽和機(jī)制

在前文當(dāng)中我們說過，低碳鋼在經(jīng)過奧氏體化之后會(huì)在很短的時(shí)間內(nèi)冷卻，當(dāng)其處于過度冷卻狀態(tài)的時(shí)候，奧氏體會(huì)自動(dòng)的向鐵素體方向轉(zhuǎn)變，這個(gè)時(shí)候相變的鐵素體也處在相對(duì)較為低能的狀態(tài)，而這個(gè)時(shí)候其熱力學(xué)性能是比較穩(wěn)定的，我們將這個(gè)過程就叫做形變強(qiáng)化相變。

系統(tǒng)研究表明，與一般意義上的低碳鋼奧氏體向鐵素體相變中的形核長大過程不同的是，形變強(qiáng)化相變”是一個(gè)以形核為主導(dǎo)的過程，反復(fù)形核是導(dǎo)致這一過程晶粒細(xì)化及組織均勻分布的主要原因.這一形核為主導(dǎo)的過程。

由于晶界上點(diǎn)陣畸變即原子的不規(guī)則排列，鐵素體優(yōu)先在原奧氏體晶界上形核，新相具有較小的界面積，在降低界面能的同時(shí)，所需形核功較低.無論是過冷奧氏體形變強(qiáng)化相變，還是沒有應(yīng)變作用的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變，或者是經(jīng)控軋控冷以后在無應(yīng)變條件下的相變行為，相變形核位置首選都是原奧氏體晶界.但是，在形變強(qiáng)化相變過程中，變形在明顯改變奧氏體晶界的狀態(tài)，增加界面上原子排列混亂程度的同時(shí)，又提高了界面鄰近區(qū)域的畸變能.使得過冷奧氏體相變形核由無應(yīng)變時(shí)的“位置飽和”變?yōu)樾巫冞^程中的“位置不飽和”機(jī)制。

這些類似大角度晶界的面缺陷被鐵素體晶核占滿以后，碳原子將局部富集在新形成的鐵素體與原奧氏體界面前沿，不斷繼續(xù)的變形將起到下述兩方面的作用：（1）應(yīng)力將提高原子的擴(kuò)散系數(shù)，從而加速了碳原子的擴(kuò)散；（2）由于形變的不均勻，在界面前沿的“高碳”奧氏體區(qū)導(dǎo)致較高的“應(yīng)變梯度”，形成所謂的“高畸變區(qū)”.這些畸變區(qū)內(nèi)的高密度位錯(cuò)又可能成為擴(kuò)散的有利通道，促進(jìn)碳原子向奧氏體晶內(nèi)的擴(kuò)散.因而，當(dāng)這些局部的高畸變區(qū)內(nèi)的能量與成分都能達(dá)到鐵素體相變形核的驅(qū)動(dòng)力時(shí)，新相在已相變鐵素體與原奧氏體界面前沿形核，如此往復(fù)，將鐵素體界面不斷向奧氏體晶內(nèi)推進(jìn).由于隨變形的繼續(xù)，為形核功與新相成分提供了合適的能量及成分條件，相變形核將不斷發(fā)生在鐵素體與未轉(zhuǎn)變奧氏體界面前沿，具有較高的形核率，直到相變基本完成.這就是形變強(qiáng)化相變”鐵素體形核第II階段的模式，顯然，它與“位置飽和”模型截然不同，是構(gòu)成“形變強(qiáng)化相變”、“形核位置不飽和性”模型的主要階段。

2.2轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)

對(duì)于形核一長大型相變，形核是相變的必要過程.形核過程可以是擴(kuò)散的或無擴(kuò)散的.低碳鋼過冷奧氏體“形變強(qiáng)化相變”中的相變形核過程受擴(kuò)散控制，通過這一過程，晶體結(jié)構(gòu)和成分的改變同時(shí)完成.由于“形變”和“過冷”的共同作用，相變驅(qū)動(dòng)力得到大幅度的提高.在統(tǒng)計(jì)起伏形成結(jié)構(gòu)的不均勻性時(shí)，“過冷”與“形變”有利于奧氏體向鐵素體結(jié)構(gòu)條件的改變；繼續(xù)“形變”在不斷提高晶體缺陷密度的同時(shí)，促進(jìn)了原子的擴(kuò)散過程并增加了擴(kuò)散通道，因而，對(duì)滿足擴(kuò)散形核所需要的結(jié)構(gòu)、濃度和能量起伏條件非常有利.與低碳鋼奧氏體向鐵素體的等溫相變，或者是無變形的過冷奧氏體等溫相變相比，形核“孕育期”明顯縮短，形核位置不飽和，形核率提高，相變動(dòng)力學(xué)顯著加速，得到的是第二組織彌散分布與細(xì)小鐵素體晶粒的復(fù)相組織。

3.結(jié)論

（1）低碳鋼形變強(qiáng)化相變強(qiáng)調(diào)的是奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變在溫度過冷與變形雙重條件下進(jìn)行一方面，過冷與形變共同作用使相變驅(qū)動(dòng)力大幅度提高，導(dǎo)致高的形核率；另外，較低的變形溫度下發(fā)生相變，意味著將具有較小的臨界晶核尺寸，導(dǎo)致組織細(xì)化。

（2）形變加速了相變過程的進(jìn)行.由于變形不斷引入晶體缺陷，該區(qū)形成高畸變區(qū)，為相變不斷提供了許多新的形核位置，晶粒的長大受到牽制，是一個(gè)以形核為主導(dǎo)的過程。

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