While the decomposition of θ was di

While the decomposition of θ was discussed from the viewpoint
of elastic interaction energy between dislocations and C atoms1, 5, 18),
a mechanism has been proposed by which wiredrawing causes the
refinement of θ and the formation of slip steps in θ, leading to an
increase in free surface energy, and as a result, θ decomposes by the
Gibbs-Thomson effect18, 19). With respect to the state of C in α, which
closely relates to the mechanism of θ decomposition, whereas the
viewpoint of elastic interaction energy assumes the segregation of C
at dislocations, the Gibbs-Thomson effect proposal assumes the supersaturation of solute C, and with respect to the strengthening mechanism by C, the former assumes dislocation locking strengthening,
and the latter solid solution strengthening. Besides the above two,
other proposals have been made that C segregates at α-θ interfaces20),
and C precipitates in α in the form of fine carbides21). For clarifying
the θ decomposition mechanism in a high-carbon steel wire, it is
necessary to discuss the relationship between the sate of C and the
mechanical properties of the material at the same time. In consideration of the report of Daitoh et al.20) to the effect that the lattice constants of α in a steel wire do not change through heavy drawing, the
super-saturation of solute C by several at% seems little probable.
In addition, as shown in Fig. 8, it seems difficult to explain the
fact that the amount of θ decomposition is different in dry and wet
drawing even with the same drawing strain on account only of the
Gibbs-Thomson effect. With regard to the proposal of C segregating at α-θ interfaces, while past results of C analysis by 3D-AP have
clarified4), as shown in Fig. 9, that C atoms exist inside α grains, the
C segregation only at α-θ interfaces has not been confirmed. On the
other hand, the authors could not confirm the precipitation of fine
carbides inside α grains by a high-resolution TEM observation of
as-drawn and aged wires. Therefore, it seems appropriate to think
that, as has been proposed, most of the C atoms released through the
θ decomposition segregate to dislocations.
The strength of a high-carbon steel wire is known to change significantly depending on wiredrawing conditions such as temperature, speed and area reduction ratio per pass. The strength change is
considered due to the static and dynamic strain aging caused by heat
generation during wiredrawing3). Since the dislocation locking
strengthening by the C from the θ decomposition is a main factor of
the strain age hardening, the dislocation locking strengthening by C
is thought to play an important role in the remarkable work hardening properties of a high-carbon steel wire.

Kết quả (Việt) 1:

Trong khi sự phân hủy của θ đã được thảo luận từ quan điểmđàn hồi tương tác năng lượng giữa dislocations và C atoms1, 5, 18),một cơ chế đã được đề xuất bởi wiredrawing mà gây ra cácsàng lọc của θ và sự hình thành của slip bước θ, dẫn đến mộttăng năng lượng bề mặt miễn phí, và kết quả là, θ phân hủy bởi cácGibbs-Thomson effect18, 19). Đối với nhà nước của C trong α, màchặt chẽ liên quan đến cơ chế θ phân hủy, trong khi cácquan điểm của đàn hồi tương tác năng lượng thừa nhận sự phân biệt của Ctại dislocations, đề nghị có hiệu lực Gibbs-Thomson giả định supersaturation của chất tan C, và đối với các cơ chế tăng cường bởi C, trước đây giả định phân chia khóa tăng cường,và tăng cường các giải pháp vững chắc sau này. Bên cạnh đó hai bên trên,đề xuất khác đã được thực hiện C segregates tại α-θ interfaces20),và C kết tủa ở α trong các hình thức phạt carbides21). Để làm rõcơ chế phân hủy θ thép cácbon cao dây, nó làcần thiết để thảo luận về mối quan hệ giữa sate C và cáctính chất cơ học của vật liệu cùng một lúc. Xem xét báo cáo của Daitoh et al.20) để có hiệu lực các hằng số lưới của α trong một thép không thay đổi thông qua bản vẽ nặng, cácsiêu bão hòa của chất tan C bởi một vài % dường như ít có thể xảy ra.Ngoài ra, như minh hoạ trong hình 8, có vẻ như rất khó để giải thích cácthực tế là số lượng phân hủy θ là khác nhau trong ẩm ướt và khôbản vẽ ngay cả với sự căng thẳng vẽ cùng một tài khoản duy nhất của cácGibbs-Thomson có hiệu lực. Đối với đề nghị của C ly tại giao diện α θ, trong khi trong quá khứ các kết quả phân tích C bởi 3D-AP cóclarified4), như minh hoạ trong hình 9, C nguyên tử tồn tại bên trong hạt α, cácC phân biệt chỉ có tại α-θ giao diện không được xác nhận. Trên cácmặt khác, các tác giả có thể không xác nhận mưa tiền phạtCác cabic bên trong hạt α bằng một độ phân giải cao TEM quan sátdây điện là rút ra và tuổi. Do đó, nó có vẻ thích hợp để suy nghĩđó, như đã được đề xuất, hầu hết các nguyên tử C phát hành thông qua cácΘ phân hủy phân biệt để lệch.Sức mạnh của một sợi dây thép cacbon thấp được biết là thay đổi đáng kể tùy thuộc vào wiredrawing điều kiện như nhiệt độ, tốc độ và khu vực tỉ lệ giảm cho một vượt qua. Sự thay đổi sức mạnh làđược coi là do sự lão hóa tĩnh và năng động căng thẳng gây ra bởi nhiệtthế hệ trong suốt wiredrawing3). Kể từ khi phân chia khóatăng cường bởi C từ sự phân hủy θ là một yếu tố chính củatuổi căng cứng, phân chia khóa tăng cường bởi Cđược cho là đóng một vai trò quan trọng trong các thuộc tính đáng chú ý việc làm cứng của dây thép cacbon thấp.

Kết quả (Việt) 2:

Trong khi phân hủy của θ đã được thảo luận từ quan điểm
của năng lượng tương tác đàn hồi giữa trật khớp và C atoms1, 5, 18),
một cơ chế đã được đề xuất bởi đó wiredrawing làm cho
tinh tế của θ và sự hình thành các bước trượt trong θ, dẫn đến một
tăng năng lượng bề mặt tự do, và kết quả là, θ phân hủy bởi các
effect18 Gibbs-Thomson, 19). Đối với nhà nước của C trong α, trong đó có
liên quan chặt chẽ với cơ chế phân hủy θ, trong khi
quan điểm của năng lượng tương tác đàn hồi giả định sự phân biệt của C
tại lệch mạng, đề nghị hiệu lực Gibbs-Thomson giả định supersaturation chất tan C, và với đối với các cơ chế tăng cường bởi C, cựu giả định trật khớp khóa tăng cường,
và sau này chắc chắn giải pháp tăng cường. Bên cạnh đó hai bên trên,
đề xuất khác đã được thực hiện mà C cách ly tại α-θ interfaces20),
và C kết tủa trong α trong các hình thức của carbides21 tốt). Để làm sáng tỏ
cơ chế θ phân hủy trong một dây thép carbon cao, nó là
cần thiết để thảo luận về mối quan hệ giữa các sate của C và các
đặc tính cơ học của vật liệu cùng một lúc. Trong việc xem xét các báo cáo của Daitoh et al.20) có nêu rằng các hằng số mạng của α trong một dây thép không thay đổi qua các bản vẽ nặng nề,
siêu bão hòa của chất tan C bằng nhiều tại% dường như ít có thể xảy ra.
Ngoài ra, như thể hiện trong hình. 8, có vẻ như rất khó để giải thích
thực tế rằng số lượng phân hủy θ là khác nhau trong khô và ướt
vẽ ngay cả với sự căng thẳng cùng một bản vẽ trên tài khoản duy nhất của
hiệu ứng Gibbs-Thomson. Đối với đề nghị của C cách ly tại các giao diện α-θ, trong khi kết quả qua phân tích C bằng 3D-AP có
clarified4), như thể hiện trong hình. 9, rằng các nguyên tử C tồn tại bên trong hạt α, các
phân biệt C chỉ tại các giao diện α-θ chưa được xác nhận. Trên
Mặt khác, các tác giả không thể xác nhận sự kết tủa của tinh
cacbua bên trong hạt α bằng một độ phân giải cao quan sát TEM của
dây như kéo và độ tuổi. Vì vậy, có vẻ như thích hợp để nghĩ
rằng, như đã được đề xuất, hầu hết các nguyên tử C phát hành thông qua các
phân hủy θ cách ly để lệch mạng.
Sức mạnh của một dây thép carbon cao được biết đến là thay đổi đáng kể tùy thuộc vào điều kiện wiredrawing như nhiệt độ, tỷ lệ tốc độ và giảm diện tích mỗi đường chuyền. Sự thay đổi sức mạnh được
coi là do các tĩnh và năng động căng thẳng lão hóa gây ra bởi nhiệt
tạo ra trong khi wiredrawing3). Kể từ khi chuyển chỗ khóa
tăng cường bởi các C từ sự phân hủy θ là một yếu tố chính của
sự cứng tuổi căng thẳng, chuyển chỗ khóa tăng cường bởi C
được cho là đóng một vai trò quan trọng trong công việc đáng kể tính chất của một dây thép carbon cao cứng.