形变诱导铁素体的形成机制

Ｇｌｅｅｂｌｅ ２０００热模拟实验机上采用变形开始的同时喷水淬火和减少变形量的方法，对形变诱导铁素体的形成机制进行了一系列实验研究实验研究表明，形变导致了铁素体的块型相变和针状铁素体的相变析出，同时在奥氏体温区形变诱导铁素体在变形后具有不稳定。

低碳钢形变诱导铁素体相变过程中碳的扩散行为

在Gleeble 1500热模拟机上对低碳钢Q235进行了热压缩实验,用电子探针分析了热变形试样微观组织中的碳浓度分布.结果表明,形变诱导铁索体晶粒中的碳含量明显过饱和.这表明在形变诱导铁素体相变过程中,碳没有发生明显的从铁素体向奥氏体扩散.从热力学的角度分析,在高于奥氏体-铁素体平衡转变温度Ae3变形,变形存储能的作用最终降低了体系相变后的自由能,使得在形变诱导铁素体相变过程中,碳无需发生从铁素体向奥氏体的扩散.

普通低碳钢形变诱导铁素体晶内和晶界的析出行为

利用TEM ,萃取和X ray衍射方法分析了利用形变诱导铁素体和铁素体再结晶机制获得超细晶铁素体的晶内和晶界析出碳化物的成分和析出行为。证明晶内以M3C形成弥散析出 。

低碳钢在A_(e3)温度之上的形变诱导铁素体(一种马氏体)的相变研究

通过对低碳钢Q235的单向压缩实验,研究了应变、应变速率和变形温度(高于奥氏体铁素体平衡转变温度Ae3)对形变诱导铁素体相变的影响,通过光学显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射仪研究了热变形试样的微观组织结构,利用纳米压痕仪测定了形变诱导铁素体和先共析铁素体的纳米压痕硬度和弹性模量.结果表明,形变诱导铁素体相变可以在Ae3 温度之上发生且应变速率和应变越大,相变越容易.在名义应变ε=80%,应变速率ε=20s-1的条件下形变诱导铁素体相变上限温度为945℃(Ae3+98℃).同时发现一个有趣的现象是,在870-920℃区间内变形时,随变形温度下降,应力上升;而在830-870℃区间变形时,随变形温度的下降,整体应力反而下降.与先共析铁素体X射线衍射峰比较,形变诱导铁素体X射线衍射峰明显向小角度方向漂移,形变诱导铁素体的纳米压痕硬度和弹性模量亦明显大于先共析铁素体. 实验表明,这种形变诱导铁素体本质上是一种马氏体.

低碳钢先共析铁素体和形变诱导铁素体的相变机制、组织和性能

通过Gleeble 1500热模拟机对Q235钢加热至950℃5 min;1℃/s冷至855℃30 s,以应变速率15 s^(-1),进行80%压缩,淬火,获得形变诱导铁素体组织,并用950℃5 min,炉冷获得先共析铁素体组织。试验结果表明,形变诱导铁素体晶粒尺寸≤5μm,平均HV229.55,抗拉强度809 MPa;先共析铁素体晶粒尺寸10～20μm,晶粒不均匀,平均HV210.28,抗拉强度736 MPa。文中分析了形变诱导铁素体和先共析铁素体相变热力学和动力学机制。

变形速率对普碳钢中形变诱导铁素体相变的影响

针对普通碳素钢(Q235类型),研究在Ae3～Ar3温度区间内采用形变诱导铁素体机制获得超细晶铁素体的数量与变形速率的相互关系.实验在Gleeble 1500热模拟实验机上进行.实验方案为:1 000℃保温2 rmin,以10℃/s的速度冷却到变形温度[Ae3(840℃)至Ar3(780℃)],变形量为30%～50%,变形后立即水淬.结果表明,在840℃变形时,随着变形速率的增大,形变诱导铁素体量增多;在780℃变形时,随着变形速率的增大,形变诱导铁素体量减少;而在840～780℃之间变形时,变形速率存在最佳值,在该值下诱导生成的铁素体量最大.

ZrC/奥氏体相界面形变诱导铁素体相变超细化机理

利用Gleeble-1500热模拟试验机进行单轴热压缩实验,研究了含ZrC粒子的低碳钢在形变诱导相变过程中ZrC粒子对铁素体晶粒细化的影响及铁素体形核的基本特性。结果表明:一定粒径和体积分数的ZrC粒子弥散分布于基体相中时,能够阻碍位错的运动,形成集中形变区,加速形变诱导相变的进程,因而提高铁素体形核率,导致铁素体晶粒细化;ZrC/奥氏体相界面上形变诱导铁素体相变具有形核位置不饱和性、新生α相超细晶的特点;在应变条件下,铁素体晶粒在〈111〉方向择优取向,晶粒内部存在一定量的小角度晶界,由于铁素体动态再结晶的发生,组织进一步细化。ZrC/奥氏体相界面铁素体晶粒的超细化机理是形变诱导相变、铁素体动态再结晶及ZrC粒子弥散强化三者同时作用的结果。

应变对形变诱导铁素体相变影响的研究

采用Gleeble3500热模拟实验机分析了应变对低碳钢Q235形变诱导铁素体相变的影响。研究结果表明:当名义应变超过50%时,低碳钢Q235中才能发生形变诱导铁素体相变。名义应变ε从50%逐渐增加到80%的过程中,试样中的铁素体体积分数明显增加,晶粒尺寸稍有减小。

低碳钢形变诱导铁素体相变技术

叙述了获得超细晶粒铁素体的形变诱导相变技术的定义和基本特征,从形变诱导铁素体相变实验证实、相变原理、产物性能、影响因素和相变机制等方面系统地评述了变形诱导铁素体相变以及该技术在低碳钢板材轧制工艺中的应用前景.

X70HD管线钢形变诱导铁素体相变关键参数

采用热膨胀法对X70HD(抗大变形)管线钢在特定条件下铁素体的静态相变点以及动态相变点进行测定。以测得的相变点为依据,制定两阶段累积变形量高达80%的热模拟实验。通过固定第一阶段变形参数,变化第二阶段变形过程中的变形温度以及应变速率,随后马上淬火,分析第二阶段变形温度与应变速率这2个因素对形变诱导铁素体生成量以及铁素体晶粒粒径的影响。研究结果表明:所获得的形变诱导铁素体为等轴铁素体,并且该等轴铁素体晶粒细小;第二阶段变形在奥氏体低温区时,应变速率越低越有利于形变诱导铁素体的生成;在奥氏体非再结晶区的较高温度范围内,应变速率越高越有利于形变诱导铁素体的生成。

ZrC/奥氏体相界面形变诱导铁素体相变的研究进展

介绍了国内外超细晶粒钢的研究现状,阐述了含ZrC颗粒的此类钢在过冷奥氏体形变过程中,ZrC颗粒对形变诱导铁素体相变的热力学条件、动力学关系和铁素体晶粒细化的影响;指出了外加第二相颗粒等增加聚集形变能缺陷的新方法是我国在现有装备轧制能力不足的条件下获得超细晶粒低碳钢中厚板的关键技术,以及今后低碳钢形变诱导铁素体相变晶粒细化的研究方向。

变形量和变形后保温时间对Q235钢形变诱导铁素体逆相变的影响

通过对Q235钢在Gleeble1500热模拟试验机上压缩变形后保温不同时间的显微组织进行观察,研究了变形量和变形后保温时间对形变诱导铁素体向奥氏体逆相变的影响。结果表明:在相同温度和相同变形速率下,随着变形量的增加,发生形变诱导铁素体逆相变的时间逐渐变短;同时随着保温时间的延长,铁素体的含量出现由多到少、再到多的变化趋势,而且铁素体出现了两种不同原因导致的晶粒长大。

铌、钛微合金化仿晶界型铁素体／粒状贝氏体复相钢的形变诱导铁素体相变的研究

以仿晶界型铁素体型／粒状贝氏体复相钢为对象,研究了铌、钛微合金化对其形变诱导铁素体相变的影响以及以仿晶界铁素体／粒状贝氏体为基本组织的复相钢形变诱导铁素体相变规律。研究表明,仿晶界铁素体／粒状贝氏体复相钢进行微合金化,会使其形变诱导铁素体相变受到抑制而推迟;同时因为微合金元素的加入,细化了相变中诱导析出的铁素体晶粒,有利于复相钢中粒状贝氏体的形成。形变参数对相变过程有着显著的影响,奥氏体化温度决定了奥氏体原始晶粒尺寸同样影响着形变诱导铁素体相变过程。采用合适的形变参数和奥氏体温度都可以促进形变诱导铁素体相变的进行从而细化铁素体晶粒。

低碳钢形变诱导铁素体相中碳原子的扩散与稳定性研究

利用热模拟机Gleeble-3500在温度A_(e3)-A_(r3)之间对低碳钢进行了形变诱导铁素体相变的实验研究,其应力-时间曲线表明,形变诱导铁素体相变在很短时间内转变完全,碳(C)得不到充分扩散．电子探针分析表明,诱导铁素体相中C含量远高于常规铁素体中的C含量．扫描电子显微镜分析表明,由于C含量的过饱和导致诱导铁素体是一种非稳定状态的过渡相．在回火过程中,诱导铁素体相中过饱和C将扩散逸出而最终向稳态铁素体相转变,其硬度随之降低．

形变量和冷却速度对SCM435冷镦钢形变诱导铁素体相变的影响

通过热模拟试验研究了两相区轧制,研究了形变量(15%-40%)和冷却速度0.8℃/s和1.2℃/s对SCM435冷镦钢的形变诱导铁素体相变的影响。结果表明:SCM435钢在奥氏体和铁素体两相区(750~850℃)轧制,在0.8℃/s的冷速下,随形变量增加,形变诱导铁素体体积分数呈升高趋势,并存在粒状珠光体组织,硬度呈先降低再升高的趋势;在1.2℃/s的冷速下,随形变量增加,形变诱导铁素体体积分数呈降低趋势,并出现了粒状贝氏体组织,硬度呈升高趋势。

低碳钢中形变诱导铁素体相变过程中的应力—应变曲线研究

利用热模拟机Gleeble-3500在温度Ae3～Ar3之间对低碳钢进行了形变诱导铁素体相变的试验研究,发现常见的形变诱导铁素体相变过程中的应力—应变曲线可归纳为三种情况:"双峰"、"单峰"以及"过渡类型"。曲线上所表现出来的峰值是由形变诱导相变在晶界或者晶内发生而导致的软化效应所引起的,是加工硬化和相变软化的平衡点。对应变—时间曲线和应力—时间曲线的分析表明,形变对诱导相变过程中在晶内开始大量发生相变的时刻具有明显的推迟作用,形变诱导相变在形变接近结束之时才开始大量发生,导致大部分的相变过程发生在应变结束之后。研究发现,形变诱导铁素体相变具有亚动态相变的特征,是一个动态形核的亚动态相变过程。

应变速率对Q235钢形变诱导铁素体相变的影响

使用Gleeble 3500型热模拟试验机在850℃下对Q235钢进行压缩变形,研究了应变速率对Q235钢形变诱导铁素体相变的影响。结果表明:在较低的应变速率(0.01 s-1)下,无法得到大量的形变诱导铁素体;而在较高的应变速率(>5 s-1)下,可以得到大量的形变诱导铁素体;随着应变速率的增大,变形后显微组织也逐渐变得更加均匀细小;应变速率越高,越容易发生形变诱导铁素体相变。

形变和冷却工艺对X70HD管线钢形变诱导铁素体相变的影响

为使X70HD管线钢中的铁素体晶粒得到细化,在轧制过程中产生一定比例的形变诱导铁素体,并尽量避免先共析铁素体生成,本文制定了2种仅第二阶段变形温度、应变速率不同的两阶段大变形的热压缩工艺,研究了热形变参数对形变诱导铁素体含量及晶粒尺寸的影响,对热压缩后的试样采取不同的冷却工艺,分析得出压缩变形后以25℃/s的速度冷却至终冷温度350℃时晶粒大小及微观组织构比较合理可实现晶粒细化。随冷却速度的增大,形变诱导铁素体晶粒平均直径逐渐变小,贝氏体形态也更加理想,对改善组织构成具有重要意义。

低碳钢在Ae_3以上形变诱导铁素体的形成和性能

对低碳钢在Ae_3以上进行了单道次快速大形变量变形,测定了材料在高温变形前后的室温拉伸曲线并观察其断口形貌。对结果的分析表明,低碳钢在Ae_3以上的温度发生形变诱导铁素体相变,是形成超细晶粒(3μm左右)的主要原因。应变速率大于0.1 s^(-1)时,可诱导形成铁素体晶粒,且随着应变速率的提高铁素体分数增加而晶粒尺寸减小;当应变速率大于10 s^(-1)时铁素体分数达到饱和,晶粒尺寸的变化不大。与先共析铁素体相比,形变诱导铁素体的强度和硬度大大提高,低碳钢Q235的屈服强度由250 MPa左右提高到510 MPa,抗拉强度则达到615 MPa,而形变诱导铁素体的塑性有所降低,但仍保持较高的水平。

形变诱导铁素体相变机制模拟

通过对室温组织为顺磁性奥氏体的Fe-Ni-Cr合金,变形后不同温度下的磁化强度和交流磁化率研究表明,一定条件的变形可以改变顺磁性奥氏体的磁自由能,进而对合金体系自由能产生影响;而且变形对合金体系磁自由能的作用规律是在完全顺磁性区会降低磁自由能,过渡区会提高磁自由能,铁磁性区又会降低磁自由能,从而从热力学角度确认了诱导铁素体相变最佳温度区间的存在。