試析低碳鋼形變強化相變的特征

【摘 要】低碳鋼是當今應用十分廣泛的一種材料，同時在形變強化的過程主要是形核的過程，在相變徹底結束之前，形核一直處在變化的過程中，因為在這一過程中會受到幾何空間和自身成分變化的一些影響，各個相的異性都不是非常強，隨著相關研究工作的不斷深入，研究人員也對其予以更加深入的研究。本文主要分析了低碳鋼形變強化相變的特征，以供參考和借鑒。

【關鍵詞】低碳鋼；形變強化相變；動力學

低碳鋼在溫度條件為700到1100℃的條件下經過反復的軋制過程中，細化的鐵素體經營體顆粒的機制在這一過程中非常容易發生形變的情況，在形變強化變相之后還會出現再結晶的情況，如果是普通的低碳鋼，晶體細化的極限值通窗要控制在10微米左右，同時，因為低碳鋼在高溫的奧氏體區域變形的過程中不容易再次獲得比較好的結晶奧氏體，所以這種方式也是不能實現的，所以就需要研究出一種新的方法，只有這樣，才能更好的對其制作予以有效的控制。

1.形變強化相變工藝

低碳鋼經過奧氏體化以后相似某一個溫度當中，低碳鋼中奧氏體會出現溫度過低的狀態，這個時候奧氏體會自動的向鐵素體轉動，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轉狀態，如果將這種狀況用熱力學去解釋，其熱力學的穩定性是非常強的，出現溫度過低的情況也充分的說明，如果在低溫的條件下進行相變處理，就會呈現出小臨街涇河尺寸的特點，如果在這一過程中加速了變形的情況，就說明應變在引入缺陷位置的過程中，缺陷的動態變化存在著缺陷密度上升的情況，此外，形變的過程中，應變能也會有所變化，這都給原子的擴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缺陷的部位數量，這樣一來就使得相變的動力大大的提升，這種情況通常被我們叫做形變強化相變。

通過上文的闡述我們知道形變強化相變的方式不能使用在微合金鋼的軋制工藝當中，同時它和應變誘導相變又存在著非常大的差別，因為相變在溫度過低，同時在這一過程中也會出現一定的變形情況，從熱力學的角度上來說，其性質具有較強的穩定性，所以在這樣的情況下就給工藝的控制和優化提供了非常好的條件。

形變強化相變和一定溫度區間之內的兩相區軋制也存在著非常大的不同，兩相區軋制在實行的過程中比較額容易形成粗大的各項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，最終可能使得整個組織出現非常顯著的不均勻性，這種不均勻的忑點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，還有可能會出現鐵素體晶體和第二組織之間出現層狀分布的狀態。

2.實驗結果與討論

圖a，b分別是通過形變強化工藝獲得的低碳鋼鐵素體細晶與珠光體（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低碳鋼形變強化相變中的形核位置不飽和機制

在前文當中我們說過，低碳鋼在經過奧氏體化之后會在很短的時間內冷卻，當其處于過度冷卻狀態的時候，奧氏體會自動的向鐵素體方向轉變，這個時候相變的鐵素體也處在相對較為低能的狀態，而這個時候其熱力學性能是比較穩定的，我們將這個過程就叫做形變強化相變。

系統研究表明，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，形變強化相變”是一個以形核為主導的過程，反復形核是導致這一過程晶粒細化及組織均勻分布的主要原因.這一形核為主導的過程。

由于晶界上點陣畸變即原子的不規則排列，鐵素體優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，所需形核功較低.無論是過冷奧氏體形變強化相變，還是沒有應變作用的過冷奧氏體等溫轉變，或者是經控軋控冷以后在無應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，在形變強化相變過程中，變形在明顯改變奧氏體晶界的狀態，增加界面上原子排列混亂程度的同時，又提高了界面鄰近區域的畸變能.使得過冷奧氏體相變形核由無應變時的“位置飽和”變為形變過程中的“位置不飽和”機制。

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，不斷繼續的變形將起到下述兩方面的作用：（1）應力將提高原子的擴散系數，從而加速了碳原子的擴散；（2）由于形變的不均勻，在界面前沿的“高碳”奧氏體區導致較高的“應變梯度”，形成所謂的“高畸變區”.這些畸變區內的高密度位錯又可能成為擴散的有利通道，促進碳原子向奧氏體晶內的擴散.因而，當這些局部的高畸變區內的能量與成分都能達到鐵素體相變形核的驅動力時，新相在已相變鐵素體與原奧氏體界面前沿形核，如此往復，將鐵素體界面不斷向奧氏體晶內推進.由于隨變形的繼續，為形核功與新相成分提供了合適的能量及成分條件，相變形核將不斷發生在鐵素體與未轉變奧氏體界面前沿，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，是構成“形變強化相變”、“形核位置不飽和性”模型的主要階段。

2.2轉變動力學

對于形核一長大型相變，形核是相變的必要過程.形核過程可以是擴散的或無擴散的.低碳鋼過冷奧氏體“形變強化相變”中的相變形核過程受擴散控制，通過這一過程，晶體結構和成分的改變同時完成.由于“形變”和“過冷”的共同作用，相變驅動力得到大幅度的提高.在統計起伏形成結構的不均勻性時，“過冷”與“形變”有利于奧氏體向鐵素體結構條件的改變；繼續“形變”在不斷提高晶體缺陷密度的同時，促進了原子的擴散過程并增加了擴散通道，因而，對滿足擴散形核所需要的結構、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，相變動力學顯著加速，得到的是第二組織彌散分布與細小鐵素體晶粒的復相組織。

3.結論

（1）低碳鋼形變強化相變強調的是奧氏體向鐵素體的轉變在溫度過冷與變形雙重條件下進行一方面，過冷與形變共同作用使相變驅動力大幅度提高，導致高的形核率；另外，較低的變形溫度下發生相變，意味著將具有較小的臨界晶核尺寸，導致組織細化。

（2）形變加速了相變過程的進行.由于變形不斷引入晶體缺陷，該區形成高畸變區，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，是一個以形核為主導的過程。

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