不同冷却速度下双相不锈钢δ/γ相变过程的原位观察

利用共聚焦激光扫描显微镜原位观察不同冷却速度下双相不锈钢中高温铁素体（δ）向奥氏体（γ）转变的全过程。结果表明，冷却速度较高时，γ优先在δ晶界上析出并迅速向艿内部长大，其形状以针状为主；冷却速度较低时，γ优先在δ晶界上析出，呈片状，γ端面在向δ内部长大的同时，其侧面也不断长大，相变过程中伴随着δ晶界的迁移。利用固态相变形核理论和扩散控制长大理论分析讨论了不同冷却速度下δ→γ的相变行为。     

IN-SITU OBSERVATION OF δ→γ PHASE TRANSFORMATION OF AN AISI304 STAINLESS STEEL

利用共焦激光扫描显微镜原位观察了AISl304不锈钢冷却过程中高温铁素体(δ)→奥氏体(γ)相变的过程及其特征.结果表明,γ相优先在δ晶界处形成;冷却速率影响γ相的生长形态,典型形态分为块状、圆形、树枝状等;"游离"γ枝晶发生粗化,并和周围的γ枝晶聚合;相同冷却条件下,δ晶界处的γ枝晶聚合程度明显高于δ晶粒内部;二次枝晶在冷却过程中粗化,并竞争生长.利用ThermoCalc计算C元素在δ→γ相变过程中的偏析系数,以此求解δ→γ相变数学模型.     

不锈钢高温组织与高温力学性能研究进展

主要综述了奥氏体不锈钢中δ相、铁素体不锈钢中σ相、马氏体不锈钢中Ms、双相不锈钢中γ相与α相的相对含量和沉淀硬化不锈钢中ε-Cu对不锈钢高温组织的影响;还综述了变形温度、应变速率和应变量对不锈钢高温力学性能的影响.     

固溶温度对Mn-N型双相不锈钢拉伸变形行为的影响

在Gleeble-3800热模拟试验机上进行了一种新型Mn-N合金化双相不锈钢的拉伸变形实验,获得了不同固溶温度下(1000～1200℃)不锈钢的力学性能及加工硬化规律。利用OM、SEM和EBSD等手段研究了固溶温度对钢的形变亚结构及断裂特征的影响,探讨了固溶温度影响加工硬化的机理。结果表明,随着固溶温度的升高,Mn-N合金化双相不锈钢屈服强度与抗拉强度均逐渐降低,而延伸率(均匀延伸率和断裂延伸率)则先升高后降低。其中,1100℃固溶时不锈钢的塑性最佳,均匀延伸率可达46.7%,且综合力学性能优异,强塑积达44.6 GPa·%。不同固溶温度下,不锈钢的加工硬化率随应变的增加均表现为开始时迅速下降,经再次升高后再下降的"三阶段"特征,但随着固溶温度的升高,加工硬化率升高的趋势减弱。Mn-N合金化双相不锈钢中奥氏体相发生了形变诱导马氏体相变,主要表现为γ→ε→α′和γ→α′2种演化机制,从而形成TRIP效应,使得加工硬化率升高、塑性增加,但较高的固溶温度会使马氏体转变受到抑制。不同固溶温度下,铁素体与形变诱导马氏体均表现出解理断裂特征,而残余奥氏体则主要为韧性断裂。经计算,随着固溶温度增加(1000～1200℃),奥氏体相的M_(d30)值从81℃降到38℃,即奥氏体稳定性增加,减弱了TRIP效应,进而导致不锈钢加工硬化和增塑效果降低。     

双相不锈钢加热过程中γ→δ相变的原位观察

利用共聚焦激光扫描显微镜原位观察不同升温速率下双相不锈钢中奥氏体(γ)向高温铁素体(δ)转变的全过程.结果表明,γ→δ相变存在两种转变机制:即形核-长大机制和相界迁移机制.在升温速率较高的情况下相变以形核-长大为主,在升温速率较低的情况下以相界迁移为主,多数情况下两种转变机制共存.利用固态相变形核理论分析了不同相变机制产生的原因,并通过扩散控制长大理论对δ的长大速度及其影响因素做出探讨.     

00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢的低温超塑性研究

通过恒温热拉伸的方法研究了太钢生产的00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢的超塑性行为,其中重点研究了该材料的低温超塑性。在850℃的超塑性变形过程中,当初始应变速率为2.5×10~(-3)s~(-1)时,获得了500％的最大延伸率。在800℃～900℃的低温区,δ铁素体分解成γ和σ相,从而导致最终的δ/γ和γ/σ组织。微观组织分析表明:该双相不锈钢超塑性变形的机理是形变诱导相变、晶界的滑移和晶粒的转动。     

DP-GH4169合金在热变形中片层状δ相的球化行为及动力学模型

通过OM、TEM和热模拟压缩实验等分析测试方法，对DP-GH4169合金在热变形过程中片层状δ相的球化行为及动力学模型进行了研究。结果表明：片层状δ相的溶解行为主要为Nb原子由δ/γ相界到达基体γ的长程扩散控制；在热变形过程中，溶解对于片层状δ相的球化行为影响较小，片层状δ相的临界球化应变εc取决于变形温度和应变速率；在热模拟压缩实验范围内，片层状δ相的临界球化应变εc为0.04～0.10，且随着变形温度升高和应变速率降低而减小；热变形中片层状δ相的球化体积分数与热变形参数之间满足Avrami方程。     

2205双相不锈钢热变形过程中 形变诱导相变的探讨

对不同热变形工艺的热轧2005双相不锈钢试样进行了WBSD分析,结果表明,在2205双相不锈钢热轧变形过程中,发生了α-β逆相变。进一步的分析显示,工艺参数对这种逆相变的影响规律是;随着变形量的增加和变形温度的降低,该相变的转变量增大。     

2205双相不锈钢热轧复合板复层组织及性能研究

利用金相显微镜、透射电镜、电化学工作站和拉伸试验机等设备对2205双相不锈钢热轧复合板复层进行了组织分析及性能测试,并与热轧前双相不锈钢2205的组织和性能进行了对比。实验结果表明:2205双相不锈钢复合板复层热轧固溶后,细长的γ相与α相界面处出现波浪状褶皱,且两相界面向γ相迁移;沿奥氏体晶界处分布着大量细小的奥氏体亚晶粒,亚晶粒之间及亚晶粒与奥氏体晶粒界面连接处塞积大量位错,致使试样产生加工硬化现象,因此其强度和硬度均高于2205双相不锈钢;此外,2205双相不锈钢热轧复合板复层的腐蚀电位降低,耐点腐蚀和耐缝隙腐蚀性能降低。     

稀土镧和铈对双相不锈钢耐腐蚀性能的影响

为了研究双相不锈钢热加工过程中稀土对有害析出相的影响,采用电化学动电位极化扫描法、电化学交流阻抗谱法、扫描电镜、电子探针及X射线衍射等方法研究了镧、铈混合稀土对2205双相不锈钢耐腐蚀性能的影响。结果表明:稀土优先富集在双相不锈钢δ/γ相界及其附近地区,并且使得钢中δ/γ相界处合金元素Cr和Mo的富集程度减小,延缓了σ相的析出;在1.0 mol/L Na Cl+0.5 mol/L HCl溶液中,稀土增大了双相不锈钢的钝化区间,降低了其钝化电流密度,能够阻止腐蚀性阴离子向钝化膜内部扩散;稀土通过延缓σ相的析出,提高了双相不锈钢的耐腐蚀性能。     

20MnSiV钢热压缩三区组织变形特征北大核心CSCD

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了20Mn Si V热轧钢筋在高应变速率下,三区(铁素体单向区、铁素体加奥氏体双相区及奥氏体单相区)压缩时的组织变化及变形特征。结果表明:铁素体单向区变形时,组织分布不均且晶粒粗大,应避免在该相区进行变形;铁素体加奥氏体双相区变形时奥氏体相转化成细小均匀的铁素体和珠光体,以760℃时的组织最佳,细晶强化和相变强化作用共同保证了材料在双相区变形比在奥氏体单相区变形具有更高的强韧性;结合变形抗力特征发现,随着变形温度的升高,变形抗力总体呈降低趋势,但存在3个低应力温度点,且在760℃最为显著;变形过程中铁素体与奥氏体合理的体积分数及相分布是760℃应力降低的主要原因。     

21Cr节镍型双相不锈钢高温形变过程的静态软化分析

采用热模拟研究了21Cr双相不锈钢在高温变形道次间隔时间内的静态软化行为,讨论了变形温度、应变速率和变形程度对静态再结晶行为及微观组织的影响。结果表明,变形条件通过影响两相内部应变分配进一步影响双相不锈钢静态软化行为。随着变形温度和变形程度增加,铁素体相内承担的应变增加,铁素体内部再结晶程度增加,促进双相不锈钢的静态软化程度增加;而随着应变速率的增加,试验钢静态软化率的变化规律与奥氏体相承担的应变变化规律相同,都呈现出先降低后升高的变化趋势,奥氏体相在应变速率为1 s^-1时的内部再结晶程度最低。21Cr双相不锈钢静态再结晶激活能约为301 kJ/mol。     

20MnSiV钢热压缩三区组织变形特征

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了20Mn Si V热轧钢筋在高应变速率下,三区(铁素体单向区、铁素体加奥氏体双相区及奥氏体单相区)压缩时的组织变化及变形特征。结果表明:铁素体单向区变形时,组织分布不均且晶粒粗大,应避免在该相区进行变形;铁素体加奥氏体双相区变形时奥氏体相转化成细小均匀的铁素体和珠光体,以760℃时的组织最佳,细晶强化和相变强化作用共同保证了材料在双相区变形比在奥氏体单相区变形具有更高的强韧性;结合变形抗力特征发现,随着变形温度的升高,变形抗力总体呈降低趋势,但存在3个低应力温度点,且在760℃最为显著;变形过程中铁素体与奥氏体合理的体积分数及相分布是760℃应力降低的主要原因。     

0Cr17Mn14Mo2N不锈钢δ铁素体恒温分解

0Cr17Mn14Mo2N不锈钢在1050—1350℃固溶处理后,具有γ+δ复相组织。金相定量测定了固溶温度下δ铁素体的含量,并用电子探针及电解分离化学分析方法,分别测定了合金元素在γ及δ相间的分配,随固溶温度由1050℃升至1350℃,δ铁素体含量由23％增至42％,合金元素(铬、锰、钼)在γ及δ两相间的浓度渐趋均匀,对固溶处理后,在550—950℃温度范围等温加热时,δ铁素体的分解过程进行了金相研究和磁性测量,发现δ铁素体可以有下列几种转变:δ→γ′,δ→κ(χ)+γ′和δ→δ′+κ(χ)。其转变产物有γ′奥氏体,Cr_2(CN),(CrFe)_7C_3,Cr_(23)C_6,χ及σ相。转变的类型和转变产物随固溶及等温加热温度的不同而有所改变。钢中大量锰(～14％)的存在加速了χ相的生成并扩大了χ相的形成温度范围。χ相形成过程中伴随着硬度增高以及冲击韧性明显下降。测得χ相的平均化学式为Fe_(31)Cr_(14)Mn_(8.5)Mo_(4.5),点阵常数α_0~(552)=8.86埃。δ铁素体恒温转变动力学曲线具有“C”曲线形式,转变有孕育期。δ→κ(χ)+γ′共析转变在850℃最快。     

ISOTHERMAL DECOMPOSITION OF DELTA-FERRITE IN 0Cr17Mn14Mo2N STAINLESS STEEL

0Cr17Mn14Mo2N不锈钢在1050—1350℃固溶处理后,具有γ+δ复相组织。金相定量测定了固溶温度下δ铁素体的含量,并用电子探针及电解分离化学分析方法,分别测定了合金元素在γ及δ相间的分配,随固溶温度由1050℃升至1350℃,δ铁素体含量由23％增至42％,合金元素(铬、锰、钼)在γ及δ两相间的浓度渐趋均匀,对固溶处理后,在550—950℃温度范围等温加热时,δ铁素体的分解过程进行了金相研究和磁性测量,发现δ铁素体可以有下列几种转变:δ→γ′,δ→κ(χ)+γ′和δ→δ′+κ(χ)。其转变产物有γ′奥氏体,Cr_2(CN),(CrFe)_7C_3,Cr_(23)C_6,χ及σ相。转变的类型和转变产物随固溶及等温加热温度的不同而有所改变。钢中大量锰(～14％)的存在加速了χ相的生成并扩大了χ相的形成温度范围。χ相形成过程中伴随着硬度增高以及冲击韧性明显下降。测得χ相的平均化学式为Fe_(31)Cr_(14)Mn_(8.5)Mo_(4.5),点阵常数α_0~(552)=8.86埃。 δ铁素体恒温转变动力学曲线具有“C”曲线形式,转变有孕育期。δ→κ(χ)+γ′共析转变在850℃最快。     

IN-SITU OBSERVATION OF NUCLEATION AND GROWTH OF HIGH-TEMPERATURE δ PHASE DURING AUSTENITE → FERRITE+LIQUID PHASE TRANSFORMATION IN AN AISI304 STAINLESS STEEL

利用共焦激光扫描显微镜原位观察AISI304不锈钢加热过程中高温占相的形核与生长．结果表明，130m-1400℃之间δ相在，γ晶界处优先析出，而δ相在γ晶粒内“爆炸”形成需在1410℃以上；δ相形成主要受控于Ni原子的扩散；提高升温速率有利于δ晶粒细化，促使δ／γ平界面失稳并出现二次枝晶．δ相析出时以非小平面为主，另可见少量的小平面δ晶体；随着相变进行，小平面状δ相呈现出边缘钝化、向非小平面转变的趋势．利用平直界面稳定临界扰动理论探讨了δ相生长界面失稳的机制，并从结晶动力学对δ相生长方式转变的原因进行了分析．     

σ相的析出对双相不锈钢晶粒的影响

粗大的δ铁素体对双相不锈钢的性能产生极大的影响,因此研究了用σ化和反σ化的方法来细化δ铁索体.细化的原理为:σ化反应δ→γ+σ盯和反σ化反应γ+σ→δ.结果表明,经过850℃×38 h的σ化处理,粗大的δ铁索体转变为细小的γ相和σ相的混合组织,然后通过1200℃快速加热2 min的反σ化处理后,获得了细小的铁素体.     

铁素体—奥氏体双相不锈钢焊缝金属的氢致断裂

用恒变形速率拉伸试验方法研究了铁素体－奥氏体双相不锈钢焊缝金属的断裂行为。发现裂纹起源与焊缝中氧化物夹杂有关，氢的存在影响裂纹起源点的位置；裂纹的扩展是一个非连续过程，不同阶段的断口形貌不同；γ相阻碍裂纹的扩展，δ相晶粒内的γ片常形成撕裂棱，δ晶粒间的γ相中常形成韧窝；当氢含量、氮含量提高时，易于形成穿晶解理断口。     

TC4钛合金搅拌摩擦焊厚度方向的显微组织

采用搅拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)实现了2 mm厚TC4钛合金连接,结合数值模拟结果研究了温度分布对焊缝沿厚度方向显微组织特征和接头力学性能的影响规律.结果表明,当焊接速率为50 mm/min且转速为300 r/min时,靠近焊缝表面的材料温度峰值超过b相变温度.随着到焊缝表面距离的增加温度峰值逐渐变小,靠近焊缝底部的材料未超过b相变温度.在温度峰值超过b相变的焊缝区域,显微组织是由初生a相、板条状a相和剩余转变b相组成,且焊缝内部的板条状a相尺寸大于近表面区域.焊缝底部受到动态再结晶作用,呈现尺寸较小的a和b双相组织,且b相在a相基体上分布更均匀.当转速提高到350 r/min时,沿焊缝厚度方向上的超过b相变温度的区域变宽,板条状a相所占面积和尺寸增大,组织中出现板条状a相丛.取向不同的板条状a相散乱分布于组织中,阻碍裂纹扩展,利于接头的抗拉强度.     

温度波动对包晶钢连铸初始凝固过程的影响

建立了包晶钢连铸初始凝固包晶相变过程的数学模型,研究了温度波动对此凝固过程的影响,计算了不同冷却速率.含碳量和温度波动幅度下δ,γ和L3相界面位置以及体积分数的变化.结果表明,温度波动导致包晶相变过程中γ相枝晶间的重熔、δ/γ界面位置和三相体积分数的不稳定变化,造成坯壳的不均匀生长和应力集中.这些现象在碳含量为0.1%-0.17%的亚包晶钢中尤其严重.分析认为,温度波动可能是包晶钢连铸时容易出现裂纹,难连铸的一个重要原因.