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【摘 要】低碳钢是当今应用十分广泛的一种材料，同时在形变强化的过程主要是形核的过程，在相变彻底结束之前，形核一直处在变化的过程中，因为在这一过程中会受到几何空间和自身成分变化的一些影响，各个相的异性都不是非常强，随着相关研究工作的不断深入，研究人员也对其予以更加深入的研究。本文主要分析了低碳钢形变强化相变的特征，以供参考和借鉴。
【关键词】低碳钢；形变强化相变；动力学
低碳钢在温度条件为700到1100℃的条件下经过反复的轧制过程中，细化的铁素体经营体颗粒的机制在这一过程中非常容易发生形变的情况，在形变强化变相之后还会出现再结晶的情况，如果是普通的低碳钢，晶体细化的极限值通窗要控制在10微米左右，同时，因为低碳钢在高温的奥氏体区域变形的过程中不容易再次获得比较好的结晶奥氏体，所以这种方式也是不能实现的，所以就需要研究出一种新的方法，只有这样，才能更好的对其制作予以有效的控制。
1.形变强化相变工艺
低碳钢经过奥氏体化以后相似某一个温度当中，低碳钢中奥氏体会出现温度过低的状态，这个时候奥氏体会自动的向铁素体转动，相变在这一过程中就得到了一定的铁素体，但是从整体上来看，其始终处在低能量运转状态，如果将这种状况用热力学去解释，其热力学的稳定性是非常强的，出现温度过低的情况也充分的说明，如果在低温的条件下进行相变处理，就会呈现出小临街泾河尺寸的特点，如果在这一过程中加速了变形的情况，就说明应变在引入缺陷位置的过程中，缺陷的动态变化存在着缺陷密度上升的情况，此外，形变的过程中，应变能也会有所变化，这都给原子的扩散提供了非常好的条件，使得相变的效率和速度更快，这样也就使得过冷奥氏体的储存能量大大的提升，也就是说提供了相变无核的高密度晶体学缺陷的部位数量，这样一来就使得相变的动力大大的提升，这种情况通常被我们叫做形变强化相变。
通过上文的阐述我们知道形变强化相变的方式不能使用在微合金钢的轧制工艺当中，同时它和应变诱导相变又存在着非常大的差别，因为相变在温度过低，同时在这一过程中也会出现一定的变形情况，从热力学的角度上来说，其性质具有较强的稳定性，所以在这样的情况下就给工艺的控制和优化提供了非常好的条件。
形变强化相变和一定温度区间之内的两相区轧制也存在着非常大的不同，两相区轧制在实行的过程中比较额容易形成粗大的各项异常生长情况的枝状铁素体，这样一来也就使得形变组织的控制工作变得异常的艰难，最终可能使得整个组织出现非常显著的不均匀性，这种不均匀的忑点也可以使得铁素体晶粒分布的密度和大小都不具有非常好的均匀性，还有可能会出现铁素体晶体和第二组织之间出现层状分布的状态。
2.实验结果与讨论
图a，b分别是通过形变强化工艺获得的低碳钢铁素体细晶与珠光体（或者离异珠光体、弥散颗粒状渗碳体等第二组织）弥散分布的组织形貌与晶粒尺寸分布铁素体晶粒为2-3微米，分布基本均匀。
2.1低碳钢形变强化相变中的形核位置不饱和机制
在前文当中我们说过，低碳钢在经过奥氏体化之后会在很短的时间内冷却，当其处于过度冷却状态的时候，奥氏体会自动的向铁素体方向转变，这个时候相变的铁素体也处在相对较为低能的状态，而这个时候其热力学性能是比较稳定的，我们将这个过程就叫做形变强化相变。
系统研究表明，与一般意义上的低碳钢奥氏体向铁素体相变中的形核长大过程不同的是，形变强化相变”是一个以形核为主导的过程，反复形核是导致这一过程晶粒细化及组织均匀分布的主要原因.这一形核为主导的过程。
由于晶界上点阵畸变即原子的不规则排列，铁素体优先在原奥氏体晶界上形核，新相具有较小的界面积，在降低界面能的同时，所需形核功较低.无论是过冷奥氏体形变强化相变，还是没有应变作用的过冷奥氏体等温转变，或者是经控轧控冷以后在无应变条件下的相变行为，相变形核位置首选都是原奥氏体晶界.但是，在形变强化相变过程中，变形在明显改变奥氏体晶界的状态，增加界面上原子排列混乱程度的同时，又提高了界面邻近区域的畸变能.使得过冷奥氏体相变形核由无应变时的“位置饱和”变为形变过程中的“位置不饱和”机制。
这些类似大角度晶界的面缺陷被铁素体晶核占满以后，碳原子将局部富集在新形成的铁素体与原奥氏体界面前沿，不断继续的变形将起到下述两方面的作用：（1）应力将提高原子的扩散系数，从而加速了碳原子的扩散；（2）由于形变的不均匀，在界面前沿的“高碳”奥氏体区导致较高的“应变梯度”，形成所谓的“高畸变区”.这些畸变区内的高密度位错又可能成为扩散的有利通道，促进碳原子向奥氏体晶内的扩散.因而，当这些局部的高畸变区内的能量与成分都能达到铁素体相变形核的驱动力时，新相在已相变铁素体与原奥氏体界面前沿形核，如此往复，将铁素体界面不断向奥氏体晶内推进.由于随变形的继续，为形核功与新相成分提供了合适的能量及成分条件，相变形核将不断发生在铁素体与未转变奥氏体界面前沿，具有较高的形核率，直到相变基本完成.这就是形变强化相变”铁素体形核第II阶段的模式，显然，它与“位置饱和”模型截然不同，是构成“形变强化相变”、“形核位置不饱和性”模型的主要阶段。
2.2转变动力学
对于形核一长大型相变，形核是相变的必要过程.形核过程可以是扩散的或无扩散的.低碳钢过冷奥氏体“形变强化相变”中的相变形核过程受扩散控制，通过这一过程，晶体结构和成分的改变同时完成.由于“形变”和“过冷”的共同作用，相变驱动力得到大幅度的提高.在统计起伏形成结构的不均匀性时，“过冷”与“形变”有利于奥氏体向铁素体结构条件的改变；继续“形变”在不断提高晶体缺陷密度的同时，促进了原子的扩散过程并增加了扩散通道，因而，对满足扩散形核所需要的结构、浓度和能量起伏条件非常有利.与低碳钢奥氏体向铁素体的等温相变，或者是无变形的过冷奥氏体等温相变相比，形核“孕育期”明显缩短，形核位置不饱和，形核率提高，相变动力学显著加速，得到的是第二组织弥散分布与细小铁素体晶粒的复相组织。
3.结论
（1）低碳钢形变强化相变强调的是奥氏体向铁素体的转变在温度过冷与变形双重条件下进行一方面，过冷与形变共同作用使相变驱动力大幅度提高，导致高的形核率；另外，较低的变形温度下发生相变，意味着将具有较小的临界晶核尺寸，导致组织细化。
（2）形变加速了相变过程的进行.由于变形不断引入晶体缺陷，该区形成高畸变区，为相变不断提供了许多新的形核位置，晶粒的长大受到牵制，是一个以形核为主导的过程。
【参考文献】
[1]郭守真，杨王玥，陈国安，孙祖庆.铌对低碳钢形变强化相变的影响[J].北京科技大学学报，2007（06）.
[2]许正功，陈宗帖，黄龙发.表面形变强化技术的研究现状[J].装备制造技术，2007（04）.
[3]黄青松，李龙飞，杨王玥，孙祖庆.共析钢的过冷奥氏体动态相变和组织超细化[J].金属学报，2007（07）.
【关键词】低碳钢；形变强化相变；动力学
低碳钢在温度条件为700到1100℃的条件下经过反复的轧制过程中，细化的铁素体经营体颗粒的机制在这一过程中非常容易发生形变的情况，在形变强化变相之后还会出现再结晶的情况，如果是普通的低碳钢，晶体细化的极限值通窗要控制在10微米左右，同时，因为低碳钢在高温的奥氏体区域变形的过程中不容易再次获得比较好的结晶奥氏体，所以这种方式也是不能实现的，所以就需要研究出一种新的方法，只有这样，才能更好的对其制作予以有效的控制。
1.形变强化相变工艺
低碳钢经过奥氏体化以后相似某一个温度当中，低碳钢中奥氏体会出现温度过低的状态，这个时候奥氏体会自动的向铁素体转动，相变在这一过程中就得到了一定的铁素体，但是从整体上来看，其始终处在低能量运转状态，如果将这种状况用热力学去解释，其热力学的稳定性是非常强的，出现温度过低的情况也充分的说明，如果在低温的条件下进行相变处理，就会呈现出小临街泾河尺寸的特点，如果在这一过程中加速了变形的情况，就说明应变在引入缺陷位置的过程中，缺陷的动态变化存在着缺陷密度上升的情况，此外，形变的过程中，应变能也会有所变化，这都给原子的扩散提供了非常好的条件，使得相变的效率和速度更快，这样也就使得过冷奥氏体的储存能量大大的提升，也就是说提供了相变无核的高密度晶体学缺陷的部位数量，这样一来就使得相变的动力大大的提升，这种情况通常被我们叫做形变强化相变。
通过上文的阐述我们知道形变强化相变的方式不能使用在微合金钢的轧制工艺当中，同时它和应变诱导相变又存在着非常大的差别，因为相变在温度过低，同时在这一过程中也会出现一定的变形情况，从热力学的角度上来说，其性质具有较强的稳定性，所以在这样的情况下就给工艺的控制和优化提供了非常好的条件。
形变强化相变和一定温度区间之内的两相区轧制也存在着非常大的不同，两相区轧制在实行的过程中比较额容易形成粗大的各项异常生长情况的枝状铁素体，这样一来也就使得形变组织的控制工作变得异常的艰难，最终可能使得整个组织出现非常显著的不均匀性，这种不均匀的忑点也可以使得铁素体晶粒分布的密度和大小都不具有非常好的均匀性，还有可能会出现铁素体晶体和第二组织之间出现层状分布的状态。
2.实验结果与讨论
图a，b分别是通过形变强化工艺获得的低碳钢铁素体细晶与珠光体（或者离异珠光体、弥散颗粒状渗碳体等第二组织）弥散分布的组织形貌与晶粒尺寸分布铁素体晶粒为2-3微米，分布基本均匀。
2.1低碳钢形变强化相变中的形核位置不饱和机制
在前文当中我们说过，低碳钢在经过奥氏体化之后会在很短的时间内冷却，当其处于过度冷却状态的时候，奥氏体会自动的向铁素体方向转变，这个时候相变的铁素体也处在相对较为低能的状态，而这个时候其热力学性能是比较稳定的，我们将这个过程就叫做形变强化相变。
系统研究表明，与一般意义上的低碳钢奥氏体向铁素体相变中的形核长大过程不同的是，形变强化相变”是一个以形核为主导的过程，反复形核是导致这一过程晶粒细化及组织均匀分布的主要原因.这一形核为主导的过程。
由于晶界上点阵畸变即原子的不规则排列，铁素体优先在原奥氏体晶界上形核，新相具有较小的界面积，在降低界面能的同时，所需形核功较低.无论是过冷奥氏体形变强化相变，还是没有应变作用的过冷奥氏体等温转变，或者是经控轧控冷以后在无应变条件下的相变行为，相变形核位置首选都是原奥氏体晶界.但是，在形变强化相变过程中，变形在明显改变奥氏体晶界的状态，增加界面上原子排列混乱程度的同时，又提高了界面邻近区域的畸变能.使得过冷奥氏体相变形核由无应变时的“位置饱和”变为形变过程中的“位置不饱和”机制。
这些类似大角度晶界的面缺陷被铁素体晶核占满以后，碳原子将局部富集在新形成的铁素体与原奥氏体界面前沿，不断继续的变形将起到下述两方面的作用：（1）应力将提高原子的扩散系数，从而加速了碳原子的扩散；（2）由于形变的不均匀，在界面前沿的“高碳”奥氏体区导致较高的“应变梯度”，形成所谓的“高畸变区”.这些畸变区内的高密度位错又可能成为扩散的有利通道，促进碳原子向奥氏体晶内的扩散.因而，当这些局部的高畸变区内的能量与成分都能达到铁素体相变形核的驱动力时，新相在已相变铁素体与原奥氏体界面前沿形核，如此往复，将铁素体界面不断向奥氏体晶内推进.由于随变形的继续，为形核功与新相成分提供了合适的能量及成分条件，相变形核将不断发生在铁素体与未转变奥氏体界面前沿，具有较高的形核率，直到相变基本完成.这就是形变强化相变”铁素体形核第II阶段的模式，显然，它与“位置饱和”模型截然不同，是构成“形变强化相变”、“形核位置不饱和性”模型的主要阶段。
2.2转变动力学
对于形核一长大型相变，形核是相变的必要过程.形核过程可以是扩散的或无扩散的.低碳钢过冷奥氏体“形变强化相变”中的相变形核过程受扩散控制，通过这一过程，晶体结构和成分的改变同时完成.由于“形变”和“过冷”的共同作用，相变驱动力得到大幅度的提高.在统计起伏形成结构的不均匀性时，“过冷”与“形变”有利于奥氏体向铁素体结构条件的改变；继续“形变”在不断提高晶体缺陷密度的同时，促进了原子的扩散过程并增加了扩散通道，因而，对满足扩散形核所需要的结构、浓度和能量起伏条件非常有利.与低碳钢奥氏体向铁素体的等温相变，或者是无变形的过冷奥氏体等温相变相比，形核“孕育期”明显缩短，形核位置不饱和，形核率提高，相变动力学显著加速，得到的是第二组织弥散分布与细小铁素体晶粒的复相组织。
3.结论
（1）低碳钢形变强化相变强调的是奥氏体向铁素体的转变在温度过冷与变形双重条件下进行一方面，过冷与形变共同作用使相变驱动力大幅度提高，导致高的形核率；另外，较低的变形温度下发生相变，意味着将具有较小的临界晶核尺寸，导致组织细化。
（2）形变加速了相变过程的进行.由于变形不断引入晶体缺陷，该区形成高畸变区，为相变不断提供了许多新的形核位置，晶粒的长大受到牵制，是一个以形核为主导的过程。
【参考文献】
[1]郭守真，杨王玥，陈国安，孙祖庆.铌对低碳钢形变强化相变的影响[J].北京科技大学学报，2007（06）.
[2]许正功，陈宗帖，黄龙发.表面形变强化技术的研究现状[J].装备制造技术，2007（04）.
[3]黄青松，李龙飞，杨王玥，孙祖庆.共析钢的过冷奥氏体动态相变和组织超细化[J].金属学报，2007（07）.