形变奥氏体→铁素体转变的动力学研究

基于相变动力学和热力学原理，并根据Schieil叠加原理和热膨胀实验结果，建立了形变奥氏体(γ)→铁素体(α)连续冷却相变动力学行为的预测模型，将其应用于形变奥氏体后的控制冷却过程，可以计算出铁素体相变开始温度以及室温组织中的体积分数等参数．该方法的计算模拟结果与实测结果吻合很好，表明这种理论的计算方法是可行的．     

高碳钢奥氏体动态再结晶动力学分析

为了寻求高碳钢耐磨钢球的最佳生产工艺参数，优化耐磨钢球的生产工艺，设计了高碳钢在不同条件下的热处理工艺，并应用Gleeble-1500D热模拟机模拟高碳钢在不同条件下的高温形变热处理过程。测定各种工艺下的真应力-应变曲线，观察了奥氏体的动态再结晶情况，研究了变形温度与变形速率对奥氏体动态再结晶过程的影响，并结合再结晶动力学理论进行分析，发现高碳钢在l050℃下高变形速率锻造时，所得到的钢球产品具有良好的耐磨性能和抗冲击韧性，从而制定出合理的高碳钢耐磨钢球生产工艺．     

（α＋γ）相区奥氏体→铁素体相变动力学的研究

本文通过试验，研究了４５钢（α＋γ）相区（Ａｃ１～Ａｃ３之间）奥氏体→铁素体等温转变铁素体体积分数ｆｖ随等温时间ｔ变化的规律，结果表明ｌｏｇｌｏｇ（１－ｆｖ）（－１）—ｌｏｇｔ关系并不严格遵循Ａｖｒａｍｉ方程，而是呈两段直线状。     

一种铁素体-奥氏体相变动力学模型

基于混合模型及吉布斯能量平衡模型思想，建立了一种简单的吉布斯能量平衡模型，应用于Fe-C-Mn低碳钢在780℃两相区等温过程中的铁素体向奥氏体相变模拟，并分析了三种吉布斯自由能、有效晶粒尺寸、元素分布等对相变的影响.结果表明，有效晶粒尺寸及界面迁移率影响相变速率，但对最终奥氏体体积分数无影响；相变过程中相界面处锰元素的富集导致的能量耗散同时降低了相变速率及最终奥氏体体积分数.对模拟结果进行实验验证，表明模拟结果与实验结果吻合良好.     

Nb对奥氏体→铁素体相变动力学影响的模型

在热模拟实验中,通过奥氏体区不同时间的等温得到具有不同固溶Nb%、相同晶粒尺寸的奥氏体,然后以1~5 K/s冷速冷却至室温获得连续冷却膨胀曲线.在Rios理论推导基础上,开发了一种基于Johnson-M ehl-Avrami-Kolmogorov(JM AK)方程和可加性法则的建模方法.建立了不同固溶Nb%条件下的奥氏体→铁素体相变动力学模型,结果表明,固溶Nb%对指数n没有影响,而动力学参数k随着固溶Nb%的增加而减小,即固溶拖拽效应增强.     

热变形奥氏体先共析铁素体的热力学计算

用超组元模型为热力学基础,计算了35CrMo结构钢合金形奥氏体→铁素体转变的亚稳碳摩尔分数x_C~(α/γ)和x_C~(γ/α)以及先共析铁素体析出驱动力△G~(γ→α γ′),并讨论了不同的形变温度和形变速率对亚稳碳浓度和先共析铁素体析出驱动力的影响.未变形钢的先共析铁素体热力学平衡温度A_(e3)的计算值与实测值基本符合.分析了γ相热变形对A_(e3)的影响。     

热变形奥氏体先共析铁素体的热力学计算

用超组元模型为热力学基础，计算了35CrMo结构钢合金形奥氏体→铁素体转变的亚稳碳摩尔分数xC^α/γ和xC^γ/α以及先共析铁素体析出驱动力△Gγ→α γ′，并讨论了不同的形变温度和形变速率对亚稳碳浓度和先共析铁素体析出驱动力的影响．未变形钢的先共析铁素体热力学平衡温度Ae3的计算值与实测值基本符合．分析了γ相热变形对Ae3的影响．     

含钛钢的奥氏体晶粒粗化与再结晶参数

研究了3种不同含Ti量（0．04－0．16Ti)钢奥氏体晶粒粗化温度及热轧后奥体再结晶的行为，在950－1200度加热，含0．04％Ti钢奥氏体昌粒最小，其晶粒开始粗化温度在1150度以上，得出了含Ti钢开始再结晶的临界形变率与原始奥氏体昌粒直径Do，轧制温度T间定量关系。     

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.     

奥氏体—铁素体区循环形变对Q235钢力学性能的影响

研究开发出了一种钢材料组织细化的新方法,即奥氏体——铁素体区循环形变,并采用自行设计的热模拟试样,研究了奥氏体——铁素体区循环形变对Q235钢力学性能的影响规律。结果表明：在大部分变形条件下,采用该方法所得到的Q235钢的抗拉强度大于500MPa,屈服强度大于400MPa,伸长率大于20%。     

82B钢奥氏体等温相变动力学方程的测定

在热模拟机上采用激光膨胀仪测定82B钢等温相变下的膨胀曲线，采用带晶粒尺寸修正的Avrami方程描述不同奥氏体化温度和不同等温温度下的转变体积分数．时间曲线。对动力学方程中的时间指数n和晶粒尺寸指数m与文献报道的数据作了对比。结果表明，用得到的动力学方程计算的相变值和实测值吻合较好。     

高扩孔钢变形奥氏体的连续冷却转变

研究了三种硅—锰系低碳钢变形奥氏体的连续冷却转变,分析了w(Si),w(Mn)对相变温度Ar3、转变组织及力学性能的影响.实验结果表明:w(Si)由0.50%增加到1.35%时,Ar3升高15~25℃,而w(Mn)由0.97%增加到1.43%时,Ar3降低30~50℃,锰对Ar3的影响效果强于硅;硅促进了高温等轴铁素体析出,抑制了贝氏体相变,而锰不仅细化了相变组织,还促进了贝氏体形成;w(Si),w(Mn)分别为0.56%和1.43%的钢在850℃变形后以30℃/s冷却,获得均匀、微细化的铁素体/贝氏体双相组织,抗拉强度可达到654 MPa.     

应力状态对TRIP钢残余奥氏体稳定性的影响

通过单向拉伸、平面应变和双向等拉实验研究了宏观应力状态对相变诱发塑性(TRIP)钢中残余奥氏体稳定性的影响.实验中残余奥氏体在不同应变量的体积分数通过X-射线衍射法测量,并引入应力三维度水平来表征不同应力状态.结果表明,不管何种变形模式,TRIP钢中残余奥氏体的体积含量都随塑性应变的增大而减少,而且应力三维度水平越高,TRIP钢的相变速率越快,残余奥氏体的力学稳定性越差.基于此,给出了能够表征不同应力状态的应变诱发马氏体相变动力学方程.     

微合金钢初始凝固中奥氏体开始长大的温度

通过共聚焦激光显微镜对P510L钢的初始凝固过程进行了原位动态观察以考察δ相生成、包晶反应以及γ相的形成过程,并探索奥氏体开始长大温度.研究结果表明:1)冷却速度为25℃/s时P510L钢的冷却模式为首先从液相中析出δ铁素体,然后在液相与δ铁素体相之间发生包晶反应(L+δ→γ),进入三相共存区,液相消失后剩余的δ相通过固态扩散转变为γ相;2)在初始凝固过程中,奥氏体先进行一部分吞并、长大,然后才实现过剩δ铁素体向奥氏体的同素异构转变,最后实现完全奥氏体化;3)通过原位动态观察,探索了一种较为准确的确定原始奥氏体开始长大温度的实验方法,提高了奥氏体晶粒预测模型的准确性.     

AISI 4340钢马氏体相变的研究

采用膨胀法对AISI 4340钢在900~1 150℃几种不同温度下进行奥氏体化,以得到不同的奥氏体晶粒度(AGS),然后快速冷却到室温,得到马氏体组织.实验结果表明:奥氏体晶粒度和晶界析出相对马氏体相变动力学,尤其是马氏体转变温度(tms)产生很大影响.总的趋势是AGS越大,tms越高.在不同的奥氏体化温度段,会有不同的C,N化合物析出,对马氏体形核产生影响.在奥氏体化温度低于1 000℃时,AGS增大,tms快速增加.其原因主要是由于AlN等晶界析出相对马氏体形核的促进作用.在奥氏体化温度高于1 050℃时,tms随AGS增大而升高,这是因为TiC等溶解温度较高的化合物在晶界析出对马氏体形...     

等温处理过程热轧TRlP钢残余奥氏体的分解行为

以低Si含Al热轧TRIP钢为研究对象,采用扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪和拉伸实验等实验方法,研究了贝氏体区等温处理过程中残余奥氏体的分解行为.结果表明:在不同的等温温度下,随着等温时间的增加,残余奥氏体逐渐分解为铁素体和碳化物,随着等温温度的升高,残余奥氏体发生分解所需要的时间减少;实验钢的抗拉强度、断后延伸率和强塑积在不同的等温温度下,随着等温时间的增加呈现不断降低的变化趋势;在不同的等温处理工艺下,残余奥氏体的体积分数呈现降低的趋势,而碳含量没有明显的变化.     

铸态40Cr2MoNiV钢的过冷奥氏体等温转变及其特点

本文介绍了采用金相法研究铸态40Cr2MoNiV钢的过冷奥氏体等温转变产物的显微形貌,测定了TTT曲线,并对铸态钢TTT曲线的特点进行了讨论。