Fe—17Mn—10Cr—5Si—4Ni合金中热诱发ε—马氏体形核研究

用光学及电子显微镜（ＴＥＭ）、Ｘ射线衍射分析研究了Ｆｅ－１７Ｍｎ－１０Ｃｒ－５Ｓｉ－４Ｎｉ合金中热诱发γ→ε马氏体相变形核特点。通过观察母相中堆垛层错结构及ε马氏体形核区特征讨论了ε马氏体形核机制。实验证明，ε马氏体借助层错层重迭带中的ＳＨＯＣＫＬＥＹ不全位错组的特定组合结构而形核，由于这种结构的要求而导致当在Ｍｓ以下等温时ε马氏体的形核与堆垛层借带数量之间不存在确定的对应关系，即层错带数量的增多     

Fe-17Mn-10Cr-5Si-4Ni合金中热诱发ε-马氏体形核研究

用光学及电子显微镜（ＴＥＭ） 、Ｘ 射线衍射分析研究了Ｆｅ － １７ Ｍｎ － １０Ｃｒ － ５Ｓｉ－ ４Ｎｉ 合金中热诱发γε马氏体相变形核特点． 通过观察母相中堆垛层错结构及ε马氏体形核区特征讨论了ε马氏体形核机制． 实验证明, ε马氏体借助层错层重迭带中的ＳＨＯＣＫＬＥＹ 不全位错组的特定组合结构而形核． 由于这种结构的要求而导致当在Ｍｓ 以下等温时ε马氏体的形核与堆垛层借带数量之间不存在确定的对应关系, 即层错带数量的增多不意味着ε马氏体能更多地形核．     

Fe—27Mn—6Si—5Cr形状记忆合金丝材退火对显微组织与相变点的影响

对Ｆｅ－２７Ｍｎ－６Ｓｉ－５Ｃｒ（％,质量分数）形状记忆合金热拉丝经不同温度退火,观察其显微组织．发现７００°Ｃ时再结晶刚结束,此时晶粒最细小;低于７００°Ｃ退火,试样内存在变形晶粒;８００°Ｃ退火再结晶,呈现晶粒粗大．采用膨胀法和四端电阻法研究退火温度对试样热诱发ε－马氏体Ｍｓ的影响．Ｍｓ随退火温度的升高而升高,到７００°Ｃ达到最高,８００°Ｃ以上Ｍｓ复又降低,这可能与７００°Ｃ退火后变形结构的消除、再结晶晶粒十分细小和层错单一取向形成有关．     

先进高强度汽车钢板的研制

阐述传统相变塑性（transformation induced plasticity,TRIP）钢在成分设计上存在的不足,利用偏聚热力学和动力学设计新型TRIP钢的成分.依据扩散动力学估算TRIP钢经亚临界区等温退火后的最慢冷速,取平衡计算和偏平衡所得T₀温度的平均值作为过时效温度,依据Hillert模型估算贝氏体增碳所需时间,以上述估算所得的参数通过与大量实验室数据对比后均获证实.以热力学探讨TRIP钢热镀锌的条件,进行系列的焊接性能试验,并在上述基础上进行TRIP钢的大生产.以Dumay所提供参数,估算孪晶诱发塑性（twin induced plasticity,TWIP）钢中组元对奥氏体层错能（stacking fault energy,SFE）的影响,以及不同成分TWIP钢的层错能.根据形成六方马氏体所需层错能,设计TWIP钢的成分,经不同处理后获得应变诱发六方马氏体与淬火马氏体,探讨不同方法获得的马氏体对力学性能的影响.所设计钢经处理后,性能最佳者的抗拉强度达1GPa,延伸率为60%,完全满足第三代汽车用钢的要求.     

表面喷丸工艺对Super304H奥氏体耐热钢组织与性能的影响

采用表面喷丸处理在Super304H钢表面制备出大塑性变形层,利用扫描电子显微镜(SEM)、金相显微镜、X线衍射仪(XRD)和显微硬度计对喷丸表面及塑性变形层不同深度的组织和硬度进行表征,并对试样在喷丸过程中的组织结构变化进行研究。研究结果表明:Super304H钢经喷丸处理后,表层通过塑性变形产生高密度的位错、层错并细化晶粒,同时获得形变诱发马氏体,从而形成了一定厚度的剧烈塑性变形层。随着喷丸时间增加,晶粒越细小,马氏体相越多;喷丸处理后表层硬度显著提高,是原始试样硬度的2倍以上。     

Ni47Ti44Nb9合金热诱发马氏体相变研究

采用电阻法，Ｘ射线衍射及ＴＥＭ技术研究了Ｎｉ４７Ｔｉ４４Ｎｂ９形状记忆合金的相组成及热诱发马氏体相变．结果表明，Ｎｉ４７Ｔｉ４４Ｎｂ９合金室温下由ＴｉＮｉ基体相和β－Ｎｂ相组成；当试样温度降低到Ｍｓ点以下时，具有Ｂ１９＇单斜结构的热诱发马氏体呈群团式生长，形成由二至三个取向的孪晶微区组成的群团状马氏体．     

哈斯勒合金Ni-Mn-Ga中马氏体相变热力学研究

通过交流磁化测量手段分析了Ni_51.5Mn₂₄Ga_24.5单晶样品与Ni_47.5Mn_27.5Ga₂₅多晶样品的马氏体相变温度和热滞后温度,并基于相界摩擦理论计算了样品在无外加负载情况下马氏体相变过程中相界摩擦所产生的能耗F_r. 结果表明,两样品克服相界摩擦所产生的能耗分别为19.96 J/mol和34.93 J/mol,仅占马氏体相变潜热的很少一部分.此外,通过比较样品的热力学参数,相变的热滞后正是起源于马氏体相变过程中的相界摩擦,从而进一步说明了相界摩擦理论较好地解释了Ni-Mn-Ga合金在马氏体相变过程中的热滞后问题.     

高锰无磁钢ZG25Mn18Cr4中的层错组织

通过光学金相、X射线衍射及透射电镜观察,发现ZG25Mn18Cr4钢形变强化后的组织由奥氏体基体和叠加层错组成.形变量对这些层错的数量及形态有很大影响,其中一些层错形变后会由于相互叠加而使表现层错的条纹特征不明显,其形貌很类似于ε马氏体组织.讨论了这种常被误认为ε马氏体的层错组织的形貌特征及形成机理.     

碳氮共渗层残留奥氏体对疲劳裂纹扩展抗力的影响

采用表面裂纹法研究了残留奥氏体在碳氮共渗层中疲劳裂纹的扩展行为，证实残留奥氏体在疲劳裂纹扩展过程中会形成应变诱发马氏体，从而导致疲劳裂纹扩展速率明显降低．通过裂纹前端塑性区的能量估算，指出上述现象是由于应变诱发马氏体时吸收大量能量的结果．     

Fe-Mn-Si基合金中ε马氏体逆相变的内耗

利用音频内耗仪测试了Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ基形状记忆合金热诱发马氏体、一般应力诱发马氏体和热－机械训练后的应力诱发马氏体的逆相变过程．结果表明，热诱发马氏体的逆相变在４００～５００Ｋ完成；经训练后的应力诱发马氏体逆相变开始温度与热诱发马氏体逆相变开始温度相近，但高于一般应力诱发马氏体的逆相变开始温度；一般应力诱发马氏体的逆相变温度低于热马氏体的逆相变温度，随应变量的增加，Ａｓ降低     

Fe—Mn—Si合金中层错几率和淬火空位对ε马氏体相变温度的影响

用Ｘ衍射线形分析法测定了Ｆｅ－３０．３％Ｍｎ－６．１％Ｓｉ（质量分数）形状记忆合金经不同温度淬火和经退火后的层错几率Ｐｓｆ．研究了淬火空位、层错几率与马氏体相变点Ｍｓ的关系．结果表明,增加淬火空位将促进层错的形成,使Ｍｓ提高;且Ｍｓ与１／Ｐｓｆ呈线性关系．对可能的机理进行了讨论．     

Fe,Mn—Si—Cr合金中γ→ε马氏体相变及其逆相变的内耗特征

用静电音频内耗仪测试了Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｃｒ形状记忆合金在－１００￣３００℃温度范围内耗及模量变化,研究了γ→ε马氏体相变及其逆相变的内耗特征。结果表明,γ→ε马氏体相变及其逆相变具有不同的机制,在相变过程中未出现软模现象,可见该合金的层错形核可能无需点阵软化。相变过程中的模量变化归因子于ε相模量高于γ相的模量。     

Fe—Mn—Si—Cr—N形状记忆合金应力诱发马氏体量的测定

通过X射线衍射峰位置和强度的计算,可以测定Fe-Mn-Si-Cr-N形状记忆合金中应力诱发马氏体（ε相）体积分数。选择既不重叠又有足够强度的奥氏体的{111}r、{200}r和马氏体的{101}ε衍射峰用于定量测定γ相和ε相的含量,并以定量金相结果进行了验证。结果表明,该合金的应力诱发马氏体的体积分数fhcp和应变量之间符合Olsen和Cohen用于Fe-Cr-Ni合金的指数关系：fhcp=1-exp{-β[1-exp(1αη)]^n},拟合的参数α、β和n分别为12.5、2.2和0.5,其中n值与Fe-Cr-Ni合金的n值（4.5)不同,表明Fe-Mn-Si基合金在较小的应变量下就可获得比Fe-Cr-Ni合金大得多的应力诱发马氏体量,原因可归结于两种合金的相变机制不同。实验和拟合结果也证实了Olsen和Cohen认为的在Ms点以上不能通过应力诱发得到100%的马氏体。     

Fe-Mn-Si形状记忆合金fc(γ)→hcp(ε)马氏体相变温度的热力学预报

借助于Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ合金层错几率Ｐｓｆ的Ｘ射线测量,计算了Ｐｓｆ与合金成分的关系,得到Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ三元系的１／Ｐｓｆ表达式．结合层错形核的热力学模型,经回归得Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ合金ｆｃ（γ）→ｈｃｐ（ε）马氏体相变的临界相变驱动力和Ｐｓｆ的关系式,进而得到临界相变驱动力与合金成分的关系．借助Ｐｓｆ建立了成分与相变驱动力之间的关系,结合有关热力学分析计算得到的Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ合金γ和ε两相Ｇｉｂｂｓ自由能曲线,预报了Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ三元系合金的ｆｃｃ（γ）→ｈｃｐ（ε）马氏体相变的温度．     

Cu—Zn合金的形状记忆效应

通过扭转法和电阻测量法对Cu-Zn合金的形状记忆效应进行了实验研究。发现在Ms点以上,不存在热弹性马氏体的情况下,由应力诱发马氏体可以引起形状记忆效应。另外,在Ms点以下有热弹性马氏体的情况下,根据实验结果可以证明,应力诱发马氏体在形状记忆效应中仍然起主要作用。     

Fe-Mn-Si形状记忆合金fcc(γ)→hcp(ε)马氏体相变温度的热力学预报

借助于Fe-Mn-Si合金层错几率Psf的X射线测量,计算了Psf与合金成分的关系,得到Fe-Mn-Si三元系的1/Psf表达式.结合层错形核的热力学模型,经回归得Fe-Mn-Si合金fcc(γ)→hcp(ε)马氏体相变的临界相变驱动力和Psf的关系式,进而得到临界相变驱动力与合金成分的关系.借助Psf建立了成分与相变驱动力之间的关系,结合有关热力学分析计算得到的Fe-Mn-Si合金γ和ε两相Gibbs自由能曲线,预报了Fe-Mn-Si三元系合金的fcc(γ)→hcp(ε)马氏体相变的温度.     

Fe-Mn-Si基合金中ε马氏体逆相变的内耗

利用音频内耗仪测试了Fe-Mn-Si基形状记忆合金热诱发马氏体、一般应力诱发马氏体和热-机械训练后的应力诱发马氏体的逆相变过程.结果表明，热诱发马氏体的逆相变在400～500K完成；经训练后的应力诱发马氏体逆相变开始温度与热诱发马氏体逆相变开始温度相近，但高于一般应力诱发马氏体的逆相变开始温度；一般应力诱发马氏体的逆相变温度低于热马氏体的逆相变温度，随应变量的增加，A     

热力学训练对TiNi形状记忆合金相变特征的影响

作者通过约束热处理及热力学训练方法，得到了具有加热时伸长—冷却时收缩双向记忆效应(TWSME)的TiNi形状记忆合金弹簧．在训练过程中，作者用示差扫描量热法(Differential Scanning Calorimetry,DSC)研究了不同热力学训练的试样．结果表明，随着训练循环次数的增加，TiNi合金逆马氏体相变点升高，马氏体相变点下降，相变滞后增大，并在一定的热力学训练次数之后不再随训练次数的变化而变化．训练次数对逆马氏体相变点的影响和对双向记忆恢复率的影响趋势一致，作者认为那是由于在训练过程中引入的位错所致．     

50Mn18Cr4奥氏体钢形变强化的电镜、x线研究

本文用薄晶体透射电镜和单色化x线衍射方法研究了50Mn18Cr4奥氏体钢的形变强化机理。实验结果表明,这种钢的层错能很低,轻微变形之后就产生大量层错。随着变形量的增加,对于奥氏体稳定性较高的钢,层错倾向于发展成形变孪晶;对于奥氏体稳定性较低的钢,层错倾向于发展成ε马氏体。此外,通过电子衍衬象还观察了层错、形变享晶、ε马氏体和晶界对位错运动的阻碍作用。在此基础上,对高锰奥氏体钢形变强化机制及其与钢中化学成分的关系作了分析与讨论。     

铁磁形状记忆合金NiMnGa相界面运动的能量和热滞后

基于热力学理论，结合实验测量数据，计算了相变温度分别在室温以下、室温附近、室温以上3种情况下铁磁形状记忆合金NiMnGa单晶马氏体相变过程中的相关能量，并进行了分析．结果进一步表明：相变循环曲线分支的斜率取决于弹性应变能，而相变热滞后起源于相界面摩擦．