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硼钢热冲压过程中热条件对奥氏体形成影响的实验表征

摘要：选择性的热处理过程中锰硼钢奥氏体的形成在创新热冲压过程的应用具有十分重要的意义。热处理试验，根据工业加热和热冲压过程进行热循环，在Gleeble 3800热模拟试验机测试系统。标本进行非等温（加热速率：1 K／S–25 K／S）和等温（浸泡温度：1023 K–1173K）的温度分布。高分辨率的膨胀计法检测试样的尺寸变化与奥氏体化。热膨胀测量是奥氏体体积分数的定量关系。通过对体量的演化曲线，升温速率和温度对非等温与非等温条件下进行，为奥氏体形成过程的影响，提高在锰硼钢奥氏体控制形成的机制的正确了解。

1介绍：为提高安全性和减少重车体激发了板料成形技术创新需求上升。据karbasian和tekkaya（2010），为热硼钢冲压获得轻、强结构现在发达的过程。在这个过程中毛坯奥斯丁形成淬火冷死，在马氏体相的超高强度零件了。目前，高度重视正在改进工艺生产零件量身定制的分布的力学性能，使部分将进行更充分的功能需求，符合。例如，在安全关键梁的汽车，而不是使用一个完全的马氏体相，塑性阶段区域，如铁素体和珠光体，可以被纳入到enhanceenergy吸收或调整碰撞减速脉冲；这一点在托马斯Detwiler专利描述（2009）对优化结构性能的结构设计，可通过在形成控制热条件实现。作为一个结果，全面的研究已经进行了在冷却过程中的硼钢的相变行为，如冷却速度影响的实验研究（Gaacute;rlipp et al.，2001），与奥氏体的分解模型（Aring;kerstrouml;M和奥尔登堡，2006）。这方面的知识可以应用于烫金局部淬火。然而，由于长时间冷却需要时间来实现球的阶段，有一个本质的冲突与短周期工业上的要求。因此，一种新的硼钢的选择性加热策略被提出（Li et al.，2012，2014）：在热条件量身定制的空白被加热，这使部分钢要与剩余经历无相变完全或部分奥氏体化。随后，空白的形成和快淬冷死在传统的热冲压操作。对马氏体在形成部分分数和分布是由奥氏体化程度决定的。因此，在加热过程中的奥氏体的形成是在确定一所设部分最终性能的最重要。因此，对热处理条件，创新的热冲压过程的优化设计是奥氏体形成动力学。

对奥氏体形成的研究已经被许多研究者进行了。罗伯茨和梅尔（1943）不同的微观结构建立了钢中的转化的成核和生长特性。然而，相比与数量的调查，在冷却过程中奥氏体分解，对奥氏体形成的研究很少。如罗迪克和施密特等。（2007）所说，这主要是因为它是很难保持在室温检测和表征奥氏体，这使得对奥氏体形成困难的观察。汽车应用的刺激，先进高强度钢在热周期最近重新升温阶段兴趣的培养。最初，注意力都集中在部分奥氏体的形成在两相区退火的做法，因为这提供了一种手段，优化的双相钢力学性能。在奥氏体已经形成了在过去的十年中进行了广泛而系统的研究，以实现组织转型的定量理解和控制它在不同条件下的机制。例如，阿萨迪阿萨达巴德等人对双相区球化退火温度及时间，双复相钢奥氏体转变分数的关系；奥利维拉等人（2007）研究了在低碳钢奥氏体形成加热但临界温度的影响。然而，对硼钢烫印应用奥氏体形成的信息仍然是有限的；（2011）以蔡唯一全奥氏体形成连续加热条件下。很少有研究对硼钢进行双相区膨胀。此外，温度和升温速率对转变过程的影响奥氏体等温和非等温条件下总是分开研究，分别。在现实情况中，工件热压预热的条件首先是温度升高后的稳态温度。这应该视若奥氏体演化的准确评价获得了。

据蒂博所说: 奥氏体的组织是一个扩散控制过程并且又材料的初试结构确定，在这个研究中，对奥氏体化假定是主要碳扩散控制过程。这是因为碳钢的扩散率是近105–大于106倍的替代物，如Khaira（1993）报道的那样。因此，热在工业应用中硼的钢冲压，在现实的浸泡时间、平衡的建立是在碳无以替代的溶质的考虑。当碳含量在0.02–0.76重量%的范围内，研究了硼钢亚共析钢。图1（a）示意性地示出了亚共析钢在相组成（A-1），在（A-2），并在完成奥氏体化（A-3）。在亚共析钢的奥氏体形成两阶段收益。首先，从绅士等人的研究结果。（2000）、奥氏体形核需要在殖民地内铁的渗碳体片层的界面处，以及在珠光体团的交叉口或接口。奥氏体珠光体晶粒生长成新更换的先共析铁素体；同时，渗碳体溶解在奥氏体。其次，从Jacot和Rappaz研究结果（1999），反应亲个人到剩余的先共析铁素体。由先共析铁素体向奥氏体的转变是启用了碳的扩散原子从强化谷物里/˛界面，使界面/˛逐渐走向相区。这个过程一直持续到平均碳含量等于奥氏体钢中的碳含量。此相变是一个热力学过程和明显取决于热处理的温度条件下，铁–C平衡图（实线）的游离部分（0.02重量%＜C %＜0.76重量%）在图1（b）。AE1和AE3是起始和结束在平衡态为先共析钢奥氏体形成温度。如果钢浸泡之间ae1and AE3 ATA温度，这被称为接口规范的区域，只有部分奥氏体化是可以实现的，这已由益等人的研究证明。（1985）和asadabadet Al阿萨迪。（2008）。平衡状态是奥氏体和铁素相混合（˛ ）。对于大多数实际的热成型应用，钢的预热是连续的。奥氏体形成硼钢通常涉及通过两相区加热的材料（˛ ）为单一奥氏体相区（）。在这种情况下，启动和完成温度转换不遵循平衡图了。根据加西亚de Andreacute;S等人的研究。（2002），他们被转移到更高的温度，称为Ac1和Ac3，是加热速率敏感。因此，如图1（b）所示，相图被修改为在不断增加的温度条件下发生的转换。材料微观结构的演变（参见图1（a））是相位图相应的说明。在这项工作中，连续加热和等温条件下锰硼钢奥氏体的形成，这是根据热循环加热热冲压工艺设计，是利用膨胀法和理论分析。本文的主要目的是更好的理解在硼钢奥斯丁磁铁矿形成的动力学，并探讨升温速率的影响和浸泡温度的过程。

2试验程序

在这项研究中使用的实验程序的材料是锰硼钢22MnB5从蒂森克虏伯钢铁。供应商提供的产品信息：钢的化学成分在表1；初始显微组织含有大约78% / 22%的先共析铁素体和珠光体的混合物。

膨胀计是用来测量宽度的变化（W）对试样的热循环过程中，从该相位变换的特点可以。进行了实验，采用Gleeble 3800热模拟试验机测试系统能够精确的过程控制和相位变换是利用高分辨率的热膨胀仪监测能力。矩形试样，用K型热电偶固定在中间，用于测试。他们是从同一块1.6毫米厚的冷轧板。初始标距长度为20 mm的试样宽度（W0）10毫米。

热处理条件下，在Gleeble试验机进行的，旨在配合使用中，热冲压硼钢的热循环，包括连续加热、等温淬火，如图2所示。从一个给定的初始结构，加热速率、浸泡温度是影响对奥氏体化这两个关键因素。为了研究非等温与非等温条件下这些参数的影响，测试项目组设计。在第一组中，试样加热到1173 K在不同的升温速率从673 K 1173 K；浸泡温度采用这种硼钢热冲压实践中充分奥氏体化，如通过Li et al.。（2014）。长时间浸泡期间以便确保奥氏体的相变。浸泡时间为10分钟为1 K / s的加热速率和15分钟为5 K / s和25 K /覆盖率。第二组标本在5 K / s的速率不同浸泡温度为1023 K，1073 K，1123 K和1173K加热，并举行了15分钟，使奥氏体形成。在加热和保温阶段，所有标本骤冷ATA 50 K / s的冷却速度，保证完整的从奥氏体向马氏体相，每Li等人的结果。（2012）。根据材料供应商的材料，奥氏体马氏体相变的临界冷却速度为27。

3.测定结果与分析

当材料发生相变，结构的变化，这是伴随着特定的体积变化原理。奥氏体的形成涉及到从体心立方铁晶格的变化（BCC）结构为面心立方（FCC）结构，从而导致密度的改变，因此体积。沃斯田铁化的演化可以用膨胀实验结果，并介绍了由加西亚和DeArdo在以前的研究中的应用（1981）、芦苇等。（1998）。

3.1热膨胀曲线

图3（a）和（b）显示实验测得的宽度变化（宽）与温度和时间，分别。本试验进行了在5 K / s的浸泡温度1173 K 15分钟实验曲线可以分为四个阶段，升温速率。在图3中可以看到（一），在第一阶段，热膨胀曲线表现出的线性膨胀随着温度的升高。这是一个纯粹的热膨胀的硼钢的初相的混合物。第二阶段的膨胀曲线偏离线性在1007 K（AC1）。这是因为奥氏体的形式发生，这有助于试样宽度的变化。对于连续加热阶段，曲线是竞争结果之间的体积变化引起的相变和热膨胀。对于等温保温阶段，曲线只显示引起的相变收缩（垂直部分2期示图。3（一））。为更清楚地显示在图3（b），奥氏体转化率在等温浸泡时间随保温时间。浸泡时间15分钟后（图3（b）），宽度的变化率趋于零，即D（W）/ dtasymp;0。它可以被认为是达到热力学平衡。（注：如前所述，本研究中的“平衡”是指约束平衡与碳，适合烫印条件。）组织最终被完全的奥氏体组织，在这种情况下，由于浸泡温度超过温度。最终的结构可能是晶界铁素体的混合物（ ˛）如果浸泡温度在ae1and AE3。在第三阶段，曲线是线性的，它反映了在快速冷却淬火或钢的纯热收缩。在第四阶段，体积膨胀曲线上，对应于从奥氏体到马氏体的相变˛。由于本研究主要集中在形成奥氏体，重点分析实验数据在图3的2个阶段。实验结果表明，从873 K到最后浸泡对应的时期，在不同的检测条件，总结在图4。为每个条件的数据超过3重复的平均值。图4（a）显示试样的宽度（W）的变化与温度和时间，分别对不同升温速率和恒定的浸泡温度1173 K的连续加热过程中（左图）较低的初始温度（AC1）和收缩由于奥氏体化宽度时低升温速率。在等温浸泡期间（右图），所有的加热速率的宽度变化（W）逐渐减少，并成为一个共同的值不变。这表明，给予足够的浸泡时间，奥氏体的形成可以在1173 K的温度记录完成，这种高于温度。因此，奥氏体的形成已经完成了所有三个测试。图4（b）显示W的过程中温度和时间。然而，这些试验是在一个5 K /加热速率和4种不同的浸泡温度为1023 K，1073 K，1123 K和1173 K 15分钟连续采暖期（左图），对于所有的测试几乎是在同一曲线的升温速率是所有这些常见的。等温浸泡期间（右图），曲线趋于水平最终，这表明热力学平衡实际上已经达到每等温条件。不同的还原W可以看出每个浸泡温度；然而，价值变化的宽度（W），是一个功能不仅相成份也瞬时温度，因此不是相变孤独程度指标。

3.2奥氏体体积分数的计算

奥氏体的体积分数阶变换方法计算了下面的解释，基于实验测量W引用真应变的定义对奥氏体的体积分数的计算，相对体积变化V的热膨胀/收缩和相变过程中可以表示为：

V0是样本的初始体积，V是在热循环的任意阶段的体积。

设试样膨胀各向同性，即V＝W³相对体积变化可以与W如下：

图3（1）所示的宽度变化曲线，可转换为相对体积变化曲线，如图5所示，对于纯热膨胀和收缩阶段，提出以下关系：

其中V和V（t）是母相的相对体积变化（以本研究铁素体和珠光体的混合组织，）在873 K和温度T，分别。V0与V（t）是奥氏体相的相对体积变化（gamma;在873 K和温度T，分别。T从873 K C温度增量和保健的热膨胀系数的材料与初始相混合物和奥氏体，分别。对应的线性区域的斜率图。5，他们已经测量：C = 4.41056times;10^minus;5K^minus;1和c = 6.82215times;10^minus;5K^minus;1。

对于相变阶段，相对的变化，这是一个双方的温度和时间的函数，可以给出为：

f是奥氏体的体积分数。因此，转变的程度可以计算为：

其中V（T）和V（t）是根据式计算（3）、V（T，T）是从相对体积变化的温度曲线，在图5中得到的。基于式（2），式（3）和式（5），如图4所示的热膨胀曲线可以用体积分数奥斯丁网站而言，如图6所示（体积分数乘以100%）。这允许一个更合理的洞察奥氏体的形成过程。图6（a）显示第一组测试结果。不同升温速率下连续加热过程中奥氏体的形成过程。当连续加热端在1173 K，量转变奥氏体取决于加热速率：1 K／S，F = 77%；5 K／S，F = 61%；对于25 K／S，F = 54%。随后，奥氏体的体积分数（F）继续增加到大约100%在不同恒温条件下利率尽管浸泡温度是相同的。图6（乙）显示第二组测试。随着浸泡时间的增加，奥氏体的体积分数（F）增加，便可在小于100%的值几乎不变，这取决于浸泡温度。每个浸泡温度的最大值，得到的最大值为：1023，32%，1073，83%，1123，92%，和1173钾，99%。

4.讨论与分析

在一般的相变是由两类因素控制：（1）初始结构，包括相组成、化学成分、晶粒度、非金属夹杂物的存在；即，合金的固有特性。（2）外部条件，包括加热速度和温度。假设测试硼钢的内在性质进行供应商的规范和所有标本相同，本研究量化的过程条件的影响；加热速率和浸泡温度对奥氏体的形成过程。

4.1全奥氏体的形成

全奥氏体形成第一组试验，如图6（a），广泛用于研究加热速度对奥氏体形成的影响。在这些试验中，试样经历不同的加热速率为1173 K（恒温温度以上），举行了10–15分钟，使材料充分转变为奥氏体，奥氏体形成的特点是材料在加热和等温条件下分别研究，如下：

4.1.1升温速率对非等温奥

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