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。

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应变量及一定的应变速率，以使转变完毕并抑制铁素体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。

低碳钢多道次热变形中的应变强化相变与铁素体动态再结晶

利用热模拟压缩变形实验研究了每道次在工业界可接受的小变形量的多道次连续变形，合理控制工艺，通过应变强化相变与铁素体动态再结晶交互作用可获得细小铁素体晶粒组． Ｑ２３５级别 ２０钢的铁素体晶粒平均截径为 ３—５μｍ时，拉伸塑性略有下降。

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，低碳钢相交前奥氏体晶粒尺寸（平均直径为 ４４－７ μｍ）对应变强化相支铁素体转变量及铁素体晶粒大小的影响形变前奥氏体晶粒小的铁素体转变量增加，相交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．

Q235碳素钢应变强化相变过程中铁素体晶粒取向分析

利用Ｘ射线衍射和背散射电子衍射（ＢＳＥＤ）分析了单向热压缩条件下碳素钢Ｑ２３５应变强化相变产生的铁素体及 先共析铁素体在应力作用下的晶粒取向分布特点，结果表明，通过应变强化相变产生的铁素体晶粒取向并非完全随机分布，而有较 强的（１１１）／／ ＮＤ线织构 这明显不同于形变铁素体和部分动态再结晶的铁素体晶粒取向待征，先共析铁素体的相对量与（１００） ／／ＮＤ线织构的强度对应。ＢＳＥＤ局部取向（差）定量分析表明，（１１１）取向既可来自应变强化相变，也可来自形变的先共析 铁素体。虽然先井析铁素体形变后外形为形变长条状，但内部仍存在一定的大角晶界；表明先共析铁素体在大应变下进行了一定程

低碳钢SS400形变强化相变组织演变的动力学

采用Gleeble1500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.

Q235碳素钢应变强化相变过程中的动力学问题

利用热模拟单向压缩实验，分析了Ｑ２３５碳素钢应变强化相变过程中应变对铁素体晶粒数目及铁素体长大速度的影响，同时考察了铁素体转变动力学与应变速率、形变温度、奥氏体晶粒尺寸、纯净度的关系，并与无应变时进行比较．结果表明，应变使铁素体转变动力学发生一定的变化，应变作用下奥氏体晶界的形核率明显增加，但未观察到应变明显提高铁素体长大速度的现象应变作用下铁素体的长大速度被周围铁素体快速形成或铁素体的动态再结晶所抑制或掩盖应变速率的提高主要使铁素体转变时间提前；形变温度越高，应变对铁素体转变的促进作用越明显；原始奥氏体晶粒尺寸不同。转变动力学曲线的斜率稍有不同，这主要由转变初期的形核位置的多少引起．

低碳钢形变强化相变时铁素体织构类型的分析

利用背散射电子衍射取向成像技术分析了在热模拟单向压缩条件下Q235碳素钢形变强化相变时铁素体织构的类型。结果表明,在利用形变强化相变实现铁素体的超细化过程中会出现铁素体的相交织构和形变织构,在大应变条件下还会出现动态再结晶织构。在形变强化相变后细晶铁素体在整体上表现为以〈111〉方向为主的线织构。主要的相交织构在粗晶奥氏体内部形变带形核时产生并与〈111〉织构对应。形变织构是在形变时形成的铁素体受到继续变形所致,在形变强化相变过程中及完成后都会产生,对应〈111〉及〈100〉方向的线织构,随着形变的加大,〈100〉方向的织构增加得更快,形变温度的降低有利于形变织构的加强。在形变量很大且形变温度比较合适时(但不能过低)会发生铁素体的动态再结晶,它以连续的方式进行,导致形变织构的进一步加强,并使晶粒均匀细化。

Q235碳素钢应变强化相变中铁素体的取向特征

利用背散射电子衍射取向成像技术分析了在热模拟单向压缩条件下Q235碳素钢应变强化相变中铁素体晶粒的取向(差)变化特点.结果表明,奥氏体的状态影响应变诱导出的铁素体的取向.奥氏体的动态再结晶使应变诱导出的铁素体的取向随机分布,在铁素体的内部基本上没有小角晶界.随着形变温度的降低和应变量的增大,铁素体取向的择优性变强,铁素体内部的小角晶界增加,这是细小铁素体动态再结晶的表现.相变、形变以及铁素体的动态再结晶都影响<111>方向线织构的形成.

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,可以使铁素体晶粒细化到2～3μm。

铌对低碳钢形变强化相变的影响

利用热模拟压缩变形实验研究了含铌钢和相应成分的低碳钢过冷奥氏体形变强化相变的组织演变规律,探讨了铌在析出状态时对形变强化相变的影响,进行了转变动力学曲线的分析.结果表明:形变强化相变之前有Nb(CN)析出可以显著促进铁素体形核.含铌钢的过冷奥氏体在A3～Ar3之间变形,可以得到平均晶粒尺寸为1.9μm的形变强化相变铁素体.其转变动力学与低碳钢相类似,以形变强化相变为主;在铁素体转变基本完成时,含铌钢的铁素体晶粒较细小.

普通低碳钢奥氏体晶粒细化及其对变形强化相变铁素体晶粒尺寸的影响

研究了普通低碳钢奥氏体晶粒的细化及其对形变强化铁素体晶粒尺寸的影响。结果表明 :通过在奥氏体区进行低温 (85 0℃ )较大变形 ,奥氏体晶粒尺寸可细化至约 10 μm。奥氏体晶粒尺寸对形变相变后的铁素体晶粒尺寸产生影响。奥氏体晶粒细小 ,则铁素体晶粒细小且均匀。

变形温度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”机制研究了低碳钢过冷奥氏体在740℃和780℃,10s-1变形时的变形温度对相变完成时临界应变量εc的影响。结果表明,变形温度对εc和组织演变的影响很大。在740℃和780℃变形时,εc分别为0.96和1.39,变形温度降低明显促进了相变。变形温度对εc的影响在组织演变上主要表现为铁素体形核地点的不同。740℃变形时,铁素体由奥氏体晶界形核过渡到以形变带形核为主,形核速率极高;780℃变形时,铁素体由奥氏体晶界形核过渡到在铁素体/奥氏体相界面前沿高畸变区快速形核。

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。

碳含量对低碳锰钢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”机制研究了两种不同碳含量低碳锰钢(A钢,B钢)过冷奥氏体在780℃和750℃,以10 s-1的速率变形时,碳元素对相变完成时临界应变量cε的影响。结果表明:碳含量对cε的影响很大,主要表现为对组织演变和转变动力学的影响;碳含量增加延长了相变孕育期,cε明显增大;另外,碳含量增加,相变完成时铁素体晶粒尺寸明显减小。

纳米颗粒强化相变蓄冷特性的数值模拟（英文）

采用Fluen软件对纳米颗粒强化相变蓄冷特性进行了数值模拟,重点分析纳米粒子添加量和Gr数对蓄冷性能的影响,并解释其换热机理。研究结果表明:纳米颗粒的体积分数是影响纳米颗粒强化相变材料结冰时间的一个主要因素,但Gr数对其结冰时间影响不大。对于一给定的Gr数,随着纳米粒子体积分数的增加,结冰时间减少,纳米粒子体积分数为1.0%时,纳米颗粒强化相变材料的结冰时间降低了16.3%。这是由于纳米颗粒强化相变材料具有较高的导热系数。另一方面,由于纳米颗粒强化相变材料融解潜热降低,则纳米颗粒强化相变材料结冰时,每单位质量的纳米颗粒强化相变材料需要的能量较少,所以纳米颗粒强化相变材料具有较高的热释放率,在相变储能应用中具有巨大优势。

低碳钢形变强化相变的组织细化

利用热模拟压缩变形试验研究了应变速率、形变温度和应变量对Ｑ２３５级别低碳２０钢过冷奥氏体形变强化相变的组织演变规律，探讨了奥氏体晶粒控制对形变强化相变的影响，分析了组织细化的原因、结果表明，形变强烈促进过冷奥氏体相变，过冷奥氏体在８００～７４０℃温度范围名义变形量为７０％，应变速率为１ｓ－１时,可获得平均截径为２～３μｍ及小于２μｍ的铁素体细晶与珠光体混合组织；还观察到在局部细小铁素体晶粒的晶界上渗碳体以离异珠光体形式析出的现象．适当控制奥氏体晶粒尺寸有利于形变强化细晶组织的获得．

相变强化980MPa冷轧钢板的退火工艺和性能研究

通过连续退火中淬火过程的实验室模拟,探讨了连续退火工艺(保温温度、淬火温度和过时效温度)对980MPa冷轧钢板力学性能的影响。结果表明:在水淬条件下,钢中只需加少量的合金元素就可获得980MPa的马氏体钢和高屈服型的双相钢,大大降低超高强度钢板的冷轧轧制抗力;若要获得很低屈强比的低屈服型双相钢,采用高速喷气冷却的方式较好,此时钢中合金元素含量要高于水淬的情况。

W18Cr4V钢等离子相变强化层的组织与性能

采用压缩氩弧等离子体对高速钢W18Cr4V进行了表面强化,对等离子强化层的显微组织和显微硬度进行了研究。结果表明:等离子强化层基体由板条马氏体与针状马氏体混合组织、残余奥氏体、碳化物组成,且α Fe[111]//γ Fe[110],碳化物主要为M6C、M23C6、MC、M2C等,晶粒度级别从7～8级增加至11～12级;强化层的显微硬度随深度呈非线性关系,最高硬度达1000HV0.1。且随工作电流的增加,强化层深度增大,但表面硬度下降。