奥氏体钢层错能与ε马氏体相变

导出了在奥氏体钢中相变驱动力与层错能的关系以及层错能和应变能对马氏体形态的影响规律。估算了低碳、氮含量的低温奥氏体钢中层错扩展时的晶格摩擦阻力(约为相变驱动力的18％)。临界层错能约为150mJ／mz。     

低温奥氏体钢相变的结构参数

研究了低温奥氏体钢中层错能和强度对相变的作用，导出了相变临界分切应力和层错能与强度之间的关系式，发现奥氏体相变结构参数对马氏体相变特性有很大影响。     

低温奥氏体钢的层错能

根据层错及层错能的物理本质和测试层错的依据，明确了层错能和层错形核能的定义。借助计算机处理大量试验结果得到了计算机层错能的表达式。     

高强度钢：奥氏体-马氏体高强度耐腐蚀钢

介绍了新型的高强度耐腐蚀奥氏体——马氏体钢力学和耐腐蚀性能的研究结果，及其合金化、熔炼和热处理的原则。     

热轧船板钢时奥氏体相变的规律

通过对现场轧制工艺的模拟,借助热加工模拟试验机研究了变形量、变形温度及变形后的冷却速度,对一般强度船板钢变形奥氏体向铁素体和珠光体转变的影响。实验结果表明:增加变形量,降低变形温度,减缓冷却速度可在不同程度上促进奥氏体向铁素体和珠光体的转变。     

Cu对304奥氏体不锈钢应变诱发马氏体相变的影响

借助 X-射线衍射分析法研究了 0.45% ~1.44%Cu 对(%)：0.068 ~ 0.072C 18.72~19.06Cr 、9.40~ 9.46Ni的304不锈钢-196 ℃低温拉伸应变诱发马氏体相变的影响。结果表明,Cu对304不锈钢-196 ℃应变诱 发e马氏体相变有明显的抑制作用;当Cu含量增至1.44%时,在经低温变形的钢中未检测到ε马氏体相变。随钢中Cu含量增加,-196℃ 应变诱发α'马氏体相变倾向降低,致使应变累积到一定程度后,流变应力低于低Cu钢。     

1C—1.5Cr钢等温马氏体的TEM观察及其对残余奥氏体的影响

１Ｃ－１．５Ｃｒ钢奥氏体化后在稍低于Ｍｓ点的热浴中等温，可获得较常规工艺更多的残余奥氏体组织，随等温时间延长，因等温马氏体的生成，使室温组织中残余奥氏体量相应增加，当等温进下贝氏体转变区后，由于下贝氏体的形成降低了奥氏体的稳定性，使残余奥氏体量又趋下降，通过ＴＥＭ观察表明，等温马氏体形成时，将优先以原马氏体片共格长大的方式进行。     

18Ni（200）马氏体时交钢的循环相变晶粒细化新工艺

研究了一种18Ni(200)马氏体时效钢的晶粒细化热处理新工艺。将高温固溶后具有粗大原努奥休氏晶粒的试样在不同温度短时保温，通过金相观察确定再结晶温度点，将试样加热到此点以上不同温度后冷却至室温，进行α=γ循环相变以细化晶粒，结合相变精细微观组织分析，开发出变温循环相变晶粒细化新工艺，达到了较好的细化效果，并较大幅度地提高了18Ni(200)马氏体时效钢的强度和塑性。     

低温强变形奥氏体的马氏体相变

 研究了Fe 32%Ni合金在形变温度550 ℃、形变速率2×10-2 s-1的实验条件下,经过多道多向锻压变形后奥氏体的马氏体相变过程。采用电阻法、XRD分别研究了累积应变量对Ms点以及马氏体生成量的影响;采用TEM对形变位错密度以及马氏体组织进行了分析。结果表明：随着累积应变量的增大,奥氏体组织不断细化,深冷处理后马氏体生成量逐渐减少,Ms点逐渐降低,最终趋于恒定。原因是奥氏体的细晶强化以及形变位错的引入导致母相加工硬化抑制了马氏体形核,随着形变的累积,奥氏体的晶粒细化效果逐渐减弱,使得马氏体生成量减少的趋势也逐渐减弱,最终趋于恒定。     

18Ni(200)马氏体时效钢的循环相变晶粒细化新工艺

研究了一种18Ni(200)马氏体时效钢的晶粒细化热处理新工艺。将高温固溶后具有粗大原始奥氏体晶粒的试样在不同温度短时保温,通过金相观察确定再结晶温度点。将试样加热到此点以上不同温度后冷却至室温,进行α′γ循环相变以细化晶粒,结合相变精细微观组织分析,开发出变温循环相变晶粒细化新工艺,达到了较好的细化效果。并较大幅度地提高了18Ni(200)马氏体时效钢的强度和塑性。     

低合金高强钢形变奥氏体相变行为及其模型

 为了研究低合金高强钢的形变奥氏体连续冷却转变行为及组织变化规律,利用Gleeble-3800热力模拟试验机对试验钢进行了多道次轧制工艺模拟试验,并根据试验所得相变温度和各冷却速度下的室温组织相对量,回归出相变模型。结果表明,试验钢在变形后的连续冷却过程中发生铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体转变,基于对各转变的温度和组织相对量得到的相变模型分析,证实了模型的可靠性。     

热轧590MPa级车轮钢的奥氏体相变行为

 利用热力模拟试验技术,研究一种Nb-V-Ti复合微合金化C-Mn钢的奥氏体连续冷却相变行为,为低成本高性能热轧590MPa级车轮钢的控制轧制和控制冷却工艺制定提供必要的理论依据。研究表明：无形变条件下,铁素体转变存在的冷却速率范围为0. 5~5℃/s,珠光体转变存在的冷却速率范围为0. 5~2℃/s;形变条件下,铁素体转变存在的冷却速率范围为0. 5~25℃/s,珠光体转变存在的冷却速率范围为0. 5~10℃/s;不论是否存在形变,贝氏体转变存在于整个冷却速率范围(0. 5~30℃/s);奥氏体区形变增加了奥氏体内部的缺陷密度,促进了非均匀形核的发生,故形变促进了铁素体转变;由于试验钢的碳的质量分数较低(＜0. 10%),形变通过促进铁素体相变而间接促进珠光体相变;当贝氏体相变前无铁素体相变时,形变对贝氏体相变有促进作用;试验钢在实际热轧试验中冷却速率宜控制在20℃/s左右,卷取温度控制在550~650℃。     

1000 MPa级冷轧双相钢奥氏体的等时相变动力学

在DIL 805A膨胀仪上测定了1000 MPa级冷轧双相钢在连续加热过程中的热膨胀曲线.根据杠杆定律得到的奥氏体体积分数的计算值与定量金相测量值符合较好.奥氏体的等时相变动力学可以很好地由JMAK形式的方程描述.文中还分析了冷轧压下率和加热速度对奥氏体等时相变动力学的影响,探讨了连续加热奥氏体相变过程中相界面的平衡状态.     

Fe-20Mn-0.6C TWIP钢力学性能和微观组织的演变

 研究一种Fe-Mn-C系新型TWIP钢的力学性能和微观变形机制。采用静态拉伸方法测试Fe-20Mn-0.6C钢在热轧和冷轧及热处理后的力学性能,通过金相、X-射线衍射、透射电镜观察等方法研究该钢的微观组织演变。结果表明：试验钢经过热轧后,表现出优异的综合力学性能,伸长率高达100%,抗拉强度达到924MPa。将热轧钢板经过适量冷轧后其抗拉强度提高到1210MPa。 热轧态组织为等轴的奥氏体基体及退火孪晶,拉伸变形后其微观组织中孪晶密度显著增加,晶粒内由一套孪晶系逐渐演化为两套孪晶系,而且因变形诱导马氏体相变产生大量马氏体组织。     

变形参数对S65钢奥氏体相变动力学曲线的影响

利用Ｇｌｅｅｂｌｅ－１５００热／动模拟试验机,研究了变形道次、变形量、变形速率等对Ｓ６５钢变形后的过冷奥氏体连续却转变曲线（ＣＣＴ曲线）的影响。根据此研究结果,选择合理的变形参数,制定相应的轧制工艺,可获得Ｓ６５钢优良的组织性能。