低碳钢SS400形变强化相变组织演变的动力学

采用Gleeble 1500热模拟机进行压缩实验,研究了Q235级别低碳钢SS400在750和780℃形变强化相变组织演变及动力学的定量特征．过冷奥氏体形变过程的形变强化相变按照其转变动力学的特征可分为3个阶段：前2个阶段的转变动力学方程形式与J-M-A方程的形式相符,而第3阶段的转变动力学与J-M-A方程的形式不相吻合．第1阶段符合Cahn的“位置饱和”机制,动力学参数n值为4,对应于铁素体在原奥氏体晶界及三叉界的形核及快速长大．第2阶段不符合Cahn的“位置饱和”机制,n值在1．0—1．5之间,对应于晶内奥氏体／铁素体前沿畸变区的大量形核．第3阶段对应于剩余少量形核位置时的转变变缓过程．变形提高了晶粒的形核率,同时促进了晶粒的长大速率;形变强化相变铁素体晶粒转变初期的长大速率随应变速率的增加而增大。     

低碳钢形变强化相变的特征

介绍了低碳钢形变强化相变的基本概念及主要特征．系统的研究工作证实了变形显著地加速了低碳钢过冷奥氏体向铁素体的相变过程．形变强化相变是一个以形核为主导的过程直到相变完成以前，形核始终存在于新相与原奥氏体相界面的高应变区．由于几何空间与成分条件上受到一定的限制，长大及各向异性都不太明显，铁素体晶粒超细化．实验工作还证实了转变动力学呈现明显的3个阶段，它们分别与相变铁素体在原奥氏体晶界上的形核，在铁素体／奥氏体相界前沿高畸变区的形核，及被铁素体晶粒所包围的残存奥氏体上的相变形核等过程相对应。     

低碳钢奥氏体晶粒控制对应变强化相变的影响

研究了在温度过冷条件下,名义变形为５０％（应变为－０．６９）,应变速率为１ｓ＾－１,形变温度为８００－７４０℃时,低碳钢相变前奥氏体晶粒尺寸（平均直径为４４－７μｍ）对应变强化相变铁素体转变量及铁素体晶料大小的影响,形变前奥氏体晶粒小的铁素体转变量增加,相变完成后细小铁素体晶粒分布较均匀;形变前奥氏体晶粒粗大时,形变后铁素体转变不完全,铁素体晶粒粗大且不均匀,这种影响的显著程度随形变温度的降低而家     

低碳钢过冷奥氏体形变过程中的组织及取向变化

利用ＳＥＭ,ＴＥＭ及ＥＢＳＤ研究了低碳钢在７５０℃ ,１０ｓ－１应变速率条件下形变过冷奥氏体的组织及取向变化．结果表明,组织演变由二个阶段组成,形变前期是以形变强化相变铁素体转变为主;当应变达到一定时,以铁素体的动态再结晶为主．应变量较小时,形变强化相变铁素体晶粒优先在原奥氏体晶界形核,随应变量的增加,以相界前沿畸变区的反复形核为主,铁素体转变量逐渐提高,同时珠光体等第二组织增多,铁素体晶粒内部位错密度提高．铁素体连续动态再结晶初期亚晶在珠光体与铁素体交界处优先形成．随应变增加频率提高．形变前期＜００１＞织构为相变铁素体在取向上的特征;形变后期＜１１１＞织构是动态再结晶铁素体在取向上的特征．     

低碳钢过冷奥氏体形变过程超细铁素体的形成

采用过冷奥氏体在A3-Ar3之间变形工艺，获得平均晶粒尺寸约为2μm的微细铁素体晶粒组织，过冷奥氏体形变过程的组织演变包括两个阶段，形变前期以形变强化相变铁素体转变为主导；当相变基本完成后，形变后期以铁素体的动态再结晶为主，形变强化相变是一以形核为主的过程，是晶粒细化的主要原因，应变量较小时，铁素体主要沿原奥氏体晶界及晶内变形带等位置形核，随应变量的增加，以铁素体转变前沿畸变区的反复形核为主。     

低碳微量铌钢形变强化相变的组织演变

利用热模拟压缩变形实验研究了含Nb钢过冷奥氏体形变强化相变的组织演变规律,探讨了微量Nb对形变强化相变的影响,并对转变动力学和晶体取向进行了分析.结果表明,含Nb钢在A3-Ar3之间的形变过程中主要以形变强化相变为主.与低碳钢相比,含Nb钢形变强化相变的孕育期变长,完成相变所需的应变量也相应增加,使得其转变动力学曲线向高应变方向平移.含Nb钢的转变动力学曲线可划分成两个阶段,其中第一阶段固溶Nb阻碍铁素体相变,使孕育期推迟,而第二阶段形变过程中动态析出的Nb(C,N)既为铁素体相变提供了大量的形核位置,又钉扎铁索体晶界,阻碍铁索体晶粒的长大.在这种以形核为主的过程中出现了<111>和<001>两种织构的交替变化.     

工艺参数对低碳钢形变强化相变的影响

研究了低碳钢过冷奥氏体变形时，工艺参数即变形温度、变形速率和原始奥氏体晶粒大小对形变强化相变组织演变、转变动力学及相变完成时临界应变量εc。的影响。结果表明，εc随变形温度降低而减小，随形变速率和原始奥氏体晶粒大小增大而增加。其中，变形温度对εc的影响最大。在相同应变速率的条件下，降低变形温度、减小原始奥氏体晶粒尺寸，都起到了促进相变的作用，使转变动力学提前。在所研究的不同工艺中，组织演变和转变动力学均可分为两个阶段。第一阶段与晶界、孪晶界或形变带作为相变优先形核位置的“位置饱和”机制有关；第二阶段为晶内铁素体／奥氏体相界前沿高畸变区的反复快速形核，是以形核为主导的过程，表现为“形核位置不饱和”机制。晶粒的长大在时间与空间上受到限制，形变强化相变完成时，可以使铁素体品粒细化到2～3μm。     

锰元素对形变强化相变完成时临界应变量的影响

利用形变强化相变机制研究了两种锰含量不同的低碳锰钢过冷奥氏体在780℃,以10s-1的速率变形时,锰元素对相变完成时临界应变量εc的影响.结果表明,锰元素对εc的影响很大,主要表现为对组织演变和转变动力学的影响.锰含量增加,主要推迟了相变过程的进行,εc增大.低碳锰钢过冷奥氏体形变强化相变组织演变和转变动力学都分为两个阶段：第一阶段对应着曲线上的斜率接近4,铁素体在原奥氏体晶界形核;第二阶段在曲线上表现n值减小,大约1.0-2.0,对应着铁素体在奥氏体晶内高畸变区大量反复快速形核,直至相变完成.锰含量增加,铁素体晶粒细化显著.     

Q235碳素钢应变强化相变的基本特点及影响因素

在热模拟单向压缩实验中,通过形变参数的变化考察了Q235碳素钢应变强化相变的基本规律及铁素体晶粒细化效果,结果表明,铁素体的超细化在热力学上是由于应变强化相变最大限度地提高了相变过冷度,在动力学上是由于形核集中在局部的高应变区,同时在转变过程中形变不断产生新的形核地点并抑制铁素体生长的结果,实现铁素体的超细化需要一最小变量及一定的应变速率,以使转变完毕并加抑制铁素伯的生长及形变成长条状,应变明显削弱了奥氏体晶粒尺寸的差异带来的铁素体尺寸的差异,应变造成的铁素体动态再结晶进一步细化了晶粒,这种特征是动态转变所特有的,此外,还比较了应变强化相变与无应变及传统近轧控冷铁素体形成时的差异。     

基于动态相变的细晶双相低碳钢组织控制

利用Gleeble1500热模拟单向压缩实验机，通过观察不同原奥氏体晶粒的过冷奥氏体在动态相变过程中的组织演变，分析了动态相变过程中马氏体岛形貌以及分布的演变特征，并考察了原奥氏体晶粒大小、形变温度和形变速率等参数对组织转变动力学的影响，探讨了基于动态相变的细晶双相低碳钢的组织控制规律、结果表明，通过调整原始奥氏体晶粒尺寸并控制过冷奥氏体动态相变进程，可以获得在均匀细小的铁素体（2～3μm）基体上弥散分布着不同体积分数、颗粒状细小马氏体岛的双相钢。     

Cr5支承辊用钢马氏体相变的相变塑性研究

以Cr5支承辊用钢为研究材料，采用热模拟实验对单轴应力作用下马氏体相变的相变塑性进行了研究。介绍了从径向膨胀曲线分离出相变塑性应变的数据处理方法，并讨论了该方法带来的误差，分析了马氏体相变动力学对实验结果的影响。实验结果表明，在Cr5支承辊用钢马氏体相变结束时，相变塑性应变与应力成线性关系，Greenwood—Johnson模型中的相变塑性参数是与应力无关的常数。     

贝氏体相变的激发－台阶机制

简要总结了贝氏体相变切变及扩散控制台阶长大理论面临的主要问题．并首次基于台阶长大理论，提出贝氏体相变的激发－台阶机制及其相变模型．     

5CrNiMoV钢马氏体相变塑性和应力对其相变动力学的影响

利用DIL-805ADT动态相变膨胀仪测定了5CrNiMoV钢在低于奥氏体屈服强度的应力下的马氏体相变膨胀曲线,根据膨胀曲线分析并计算出了不同应力下Greenwood-Johnson相变塑性机制中的相变塑性系数k值和Koistinen-Marburger马氏体相变动力学模型中α和Ms的值,并且将Greenwood-Johnson模型和Leblond模型计算结果与实际试验值对比。结果显示:k值随应力的变化有所波动,但趋近于一个定值;通过对比,Leblond模型更符合试验结果;Ms点随着应力的增大呈现微小的上升趋势,说明小于或等于80 MPa 的应力对Ms点的影响不显著;拉应力下α值普遍大于无应力下的α值,压应力下α值普遍小于无应力下的α值,说明拉应力对相变有一定的促进作用,压应力对相变有一定的阻碍作用。     

相变中的界面

讨论了各类相变中的界面分类。重构型相变没有共格界面，相变产物形状也无系统性变化。位移型相变有完全共格或部分共格的界面，有可见的相变产物形状变化。完全共格界面出现在无成分变化的马氏体型相变以及有成分变化的扩散位移型相变中。这二种类型界面的迁移依靠台阶（马氏体相变中称之谓相变位错）的运动完成。部分共格界面也可能出现在马氏体型或较为少见的扩散型相变中。     

应力对珠光体相变动力学及相变塑性的影响

研究了应力对 45钢珠光体相变动力学及相变塑性的影响。发现外加应力对珠光体转变有显著影响。当外载增加时 ,相变孕育期减小 ,相变速度增加。同时 ,在弹性范围内 ,相变塑性系数也随外加应力增加而增加。并且得到了应力作用下珠光体相变动力学和相变塑性的计算模型 ,用该模型对珠光体转变过程的数值模拟计算结果与实验测试结果吻合。     

应力对钢中贝氏体相变的影响

外加应力使贝氏体相变形核率增大，等温孕育期缩短，即使所加应力远低于母相的屈服强度．由于钢中γ→α γ′的形核驱动力较大(约为kJ／mol数量级)，贝氏体相变的嘭胀应变能很小，过小的外加应力对形核率的影响甚微．考虑在外加应力的影响下，会使界面能量有所下降，也可能发生碳原子的再分布，偏聚在晶界或其它缺陷，甚至碳化物析出都会显著地增大形核率和缩短孕育期，有待进一步实验给予证明．无应力下，贝氏体相变动力学可以用Avrami的等温相变方程来表述；应力下则符合应力下铁索体及珠光体相变的动力学模型(经修改的Avrami方程)．形变奥氏体促发贝氏体相变，但随后会发生奥氏体的力学稳定化，其机制可能和马氏体相变时的奥氏体力学稳定化不完全相同，仅形变形成的位错阻碍贝氏体以一定位向长大，使相变动力学迟缓．贝氏体相变时奥氏体力学稳定化的模型有待建立。     

纯铁γ—α转变机制求索

依据前人的实验数据，运用传统计算方法，对纯铁γ-α转变扩散机制进行了检验，结果表明：完成转变需用时间的理论计算值与实验值有3－4个数量级的差异。根据非切变相变大多存在非共格相界的特点，由相界原子参与相变的设想提出了存在非共格相界的非切变相变“相界与母相原子联动位移”机制。运用热力学基本原理对“联动”和新相连续长大的条件进行了简要分析。对固态相变的分类提出了质颖并建议把“扩散型相变”限定为新相与母相化学成分不同的相变。     

GCr15钢离异共析转变前沿生长速度的计算

通过中断淬火试验,采用扫描电子显微镜研究了GCr15钢的离异共析转变。采用相变动力学方法计算了片状珠光体转变和离异共析转变前沿的生长速度。结果表明：过冷奥氏体剩余碳化物颗粒间距越小,离异共析转变临界过冷度就越大。     

贝氏体相变简介

钢、有色合金和一些陶瓷材料中都存在贝氏体相变。贝氏体钢正成为有益的工程材料。总结评述切变学派和扩散学派作者们以形貌、动力学或晶体学对贝氏体相变机制所持的论点。钢中贝氏体相变以过饱和铁素体开始形成之说迄未得到支持。一些实验已发现替代（置换）型合金元素在相界面上的偏聚，并以此所呈现的拖曳效应说明相变的不完全现象，切变学者以切变机制来解释这个现象，但此现象不是钢中贝氏体相变的普遍情况。贝氏体形成时呈现帐篷形浮突，不具不变平面应变特征；有时马氏体相变晶体学表象理论能近似地应用于贝氏体相变晶体学，但不能以此来判定其相变机制为扩散或切变。溶质拖曳效应以及高分辨电镜对相界面结构实验、热力学研究、磁场和应力场对贝氏体相变影响以及一些预相变现象都确证贝氏体相变籍扩散机制进行。本文作者定义贝氏体为：在Ms温度以上，经扩散相变的产物，多呈片状，形成时会在自由表面上呈现帐篷形浮突。提出贝氏体相变机制进一步研究和应用的展望。     

装甲钢马氏体相变塑性的实验研究

采用Gleeble热模拟实验机对装甲钢马氏体相变塑性进行了研究。通过对热变形中的热应变、组织应变和弹性应变进行分离,从总应变中分离了相变塑性,并得到了相变塑性的定量关系式,采用Greenwood-Johnson模型得到该种材料的相变塑性系数。分析结果表明,该种材料的相变塑性、组织应变和热应变是引起变形的主要原因,相变塑性与组织应变数值相当,在热处理变形分析中不容忽视;随着温度降低及马氏体体积分数增大,相变塑性迅速增大,马氏体体积分数达到0.8后,相变塑性基本保持不变;随着施加应力的增加,相变塑性逐渐增大,相变塑性与施加应力呈线性关系。文章研究结果不仅为该种材料热处理、焊接过程形状畸变和残余应力研究提供基础,还为该材料复杂热力学行为研究提供参考。