冷变形对奥氏体不锈钢表面N离子注入的影响

研究了冷变形对1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢表面N离子注入的影响。结果表明:冷变形对1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢的表面N离子注入有显著的加速作用;表面N离子注入在保持冷变形强化效果的同时在钢的表面注入层中形成含N的奥氏体γN相,使钢的表面硬度和疲劳性能进一步提高。冷变形和表面N离子注入复合强化可使1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢获得更高的整体性能和表面性能的配合。     

1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢冷变形与再结晶组织及性能

研究了1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢加工硬化时组织的演变过程及其对性能的影响。结果表明，冷变形可提高钢的各种强度性能指标，尤其大大改善疲劳性能。经60％变形后，钢的疲劳强度提高了65％左右。随着加热保温时再结晶过程的进行，钢的强度下降而塑性逐步恢复。     

1Cr18Ni9Ti冷拉钢丝的再结晶退火

探索了再结晶退火加热温度和保温时间对?0.4 mm的1Cr18Ni9Ti冷拉钢丝力学性能的影响。将再结晶退火保温时间设置为6 min不变,再结晶退火加热温度在800～940℃范围内变化时,钢丝的抗拉强度随着加热温度升高逐渐下降,伸长率随着加热温度升高呈现先升高后下降趋势;将再结晶退火加热温度设置为860℃不变,再结晶退火保温时间在1～14 min范围内变化时,钢丝的抗拉强度随着保温时间延长逐渐下降,伸长率随着保温时间延长呈现下降趋势。1Cr18Ni9Ti冷拉钢丝采用不完全再结晶退火工艺时,通过"进炉计时"替代常规的"到温计时"方式,能够获得相对稳定的力学性能。     

1Cr17与1Cr18Ni9Ti异种钢搭接焊接接头的显微组织分析

本文进行1Cr17和l Cr18Ni9Ti异种不锈钢搭接氩弧焊接,采用钨极焊炬偏向lCr18Ni9Ti奥氏体不锈钢侧的焊接工艺,以减少铁素体不锈钢1Cr17的熔化量和降低其热影响区铁素体晶粒粗化,采用光学显微镜、扫描电镜和室温拉伸对其焊接接头的显微組织和性能进行了研究。结果表明,搭接焊缝金属主要为细小的条块状奥氏体组织及少量的块状铁素体。1Cr17钢侧热影响区铁素体晶粒粗化得到抑制,试样拉伸断口位于搭接区的奥氏体焊缝金属而不是铁素体不锈钢的热影响区。     

热变形对含铌奥氏体不锈钢07Cr18Ni11Nb再结晶行为的影响

采用热模拟压缩及中试热轧的试验方法,研究了热变形对含铌奥氏体不锈钢07Cr18Ni11Nb再结晶行为的影响。结果表明:热压缩变形时,试验钢再结晶程度随变形温度、变形量的升高以及变形后保温时间的延长逐渐增大;变形温度越高、变形量越大,发生再结晶所需的保温时间越短;保温时间越长,再结晶晶粒长大越明显;轧制变形时,热轧板1/4厚度处更容易发生再结晶,随着轧制温度和变形量的升高,1050 ℃轧制变形25%时可在全厚度获得完全再结晶组织。     

00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺

为了研究00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺,使用Gleeble-3800热模拟试验机模拟00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢在变形温度为800、850、900、950 ℃,变形量为40%、50%、60%,应变速率为50 s^-1条件下的热压缩变形行为,并对其进行1080、1120、1160 ℃的固溶热处理,观察固溶热处理前后的组织形貌。结果表明:在800~950 ℃热压缩温度下,随变形量增大,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越细小;经固溶处理1 h后,静态再结晶就越充分。在40%~60%变形量下,随热压缩温度升高,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越大。热压缩变形试验钢随固溶处理温度升高,再结晶平均晶粒尺寸越大。00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧最佳轧制温度为800 ℃,压缩变形量为60%,固溶温度为1080 ℃。     

基于氩弧焊的0Cr18Ni9Ti不锈钢焊缝成形行为分析

以0Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢作为实验研究对象,采用直流钨极氩弧焊的焊接方式对0Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢进行焊缝熔透性实验,分析超高频脉冲电流、占空比和弧长等因素对0Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢焊缝熔透率的影响。结果表明,0Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢焊缝的熔透率是随着脉冲频率的升高而不断的增大,占空比较小时熔透性对脉冲频率会更敏感,而弧长的变化对其没有显著影响。     

1Cr18Ni9Ti薄壁不锈钢管断裂失效分析

对1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢焊接接头进行SEM、显微组织观察分析和晶间腐蚀倾向分析,研究焊接工艺对奥氏体不锈钢的影响及其发生腐蚀的原因.试验结果表明:断口为脆性断口,主要由"氢脆"和 "疲劳"引起;焊接过程中1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢由于经受高温,在晶界组织中形成了贫铬区,使得焊接接头的耐蚀性大大下降,产生晶间腐蚀.     

18Ni(2450MPa级)马氏体时效钢细化晶粒工艺

研究了 1 8Ni( 2 45 0 MPa级 )马氏体时效钢逆转变奥氏体再结晶规律及细化晶粒工艺。将原始组织为板条状马氏体和线状马氏体的逆转变奥氏体在一定温度下保温 ,观察其再结晶规律。将原始组织为“线状”马氏体的 1 8Ni马氏体时效钢进行α′ γ循环相变以细化晶粒 ,通过金相观察确定最佳细化晶粒工艺     

退火对深冷轧制AISI310S奥氏体不锈钢组织和耐蚀性能的影响

借助光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)及电化学实验等方法研究了退火工艺对深冷轧制AISI310S奥氏体不锈钢显微组织和耐蚀性能的影响。结果表明:退火温度小于700℃,深冷变形组织处于回复阶段,退火温度大于700℃,深冷变形组织处于再结晶阶段,再结晶晶粒尺寸处于亚微米量级;随着退火温度增大至1000℃后,再结晶晶粒明显长大至2μm左右。极化曲线测试结果表明,与深冷变形奥氏体不锈钢相比,经退火处理后奥氏体不锈钢具有更高的自腐蚀电位,更低的腐蚀电流密度和更好的抗腐蚀性能。     

Cr5支承辊用钢马氏体相变的相变塑性研究

以Cr5支承辊用钢为研究材料，采用热模拟实验对单轴应力作用下马氏体相变的相变塑性进行了研究。介绍了从径向膨胀曲线分离出相变塑性应变的数据处理方法，并讨论了该方法带来的误差，分析了马氏体相变动力学对实验结果的影响。实验结果表明，在Cr5支承辊用钢马氏体相变结束时，相变塑性应变与应力成线性关系，Greenwood—Johnson模型中的相变塑性参数是与应力无关的常数。     

贝氏体相变的激发－台阶机制

简要总结了贝氏体相变切变及扩散控制台阶长大理论面临的主要问题．并首次基于台阶长大理论，提出贝氏体相变的激发－台阶机制及其相变模型．     

5CrNiMoV钢马氏体相变塑性和应力对其相变动力学的影响

利用DIL-805ADT动态相变膨胀仪测定了5CrNiMoV钢在低于奥氏体屈服强度的应力下的马氏体相变膨胀曲线,根据膨胀曲线分析并计算出了不同应力下Greenwood-Johnson相变塑性机制中的相变塑性系数k值和Koistinen-Marburger马氏体相变动力学模型中α和Ms的值,并且将Greenwood-Johnson模型和Leblond模型计算结果与实际试验值对比。结果显示:k值随应力的变化有所波动,但趋近于一个定值;通过对比,Leblond模型更符合试验结果;Ms点随着应力的增大呈现微小的上升趋势,说明小于或等于80 MPa 的应力对Ms点的影响不显著;拉应力下α值普遍大于无应力下的α值,压应力下α值普遍小于无应力下的α值,说明拉应力对相变有一定的促进作用,压应力对相变有一定的阻碍作用。     

相变中的界面

讨论了各类相变中的界面分类。重构型相变没有共格界面，相变产物形状也无系统性变化。位移型相变有完全共格或部分共格的界面，有可见的相变产物形状变化。完全共格界面出现在无成分变化的马氏体型相变以及有成分变化的扩散位移型相变中。这二种类型界面的迁移依靠台阶（马氏体相变中称之谓相变位错）的运动完成。部分共格界面也可能出现在马氏体型或较为少见的扩散型相变中。     

应力对珠光体相变动力学及相变塑性的影响

研究了应力对 45钢珠光体相变动力学及相变塑性的影响。发现外加应力对珠光体转变有显著影响。当外载增加时 ,相变孕育期减小 ,相变速度增加。同时 ,在弹性范围内 ,相变塑性系数也随外加应力增加而增加。并且得到了应力作用下珠光体相变动力学和相变塑性的计算模型 ,用该模型对珠光体转变过程的数值模拟计算结果与实验测试结果吻合。     

应力对钢中贝氏体相变的影响

外加应力使贝氏体相变形核率增大，等温孕育期缩短，即使所加应力远低于母相的屈服强度．由于钢中γ→α γ′的形核驱动力较大(约为kJ／mol数量级)，贝氏体相变的嘭胀应变能很小，过小的外加应力对形核率的影响甚微．考虑在外加应力的影响下，会使界面能量有所下降，也可能发生碳原子的再分布，偏聚在晶界或其它缺陷，甚至碳化物析出都会显著地增大形核率和缩短孕育期，有待进一步实验给予证明．无应力下，贝氏体相变动力学可以用Avrami的等温相变方程来表述；应力下则符合应力下铁索体及珠光体相变的动力学模型(经修改的Avrami方程)．形变奥氏体促发贝氏体相变，但随后会发生奥氏体的力学稳定化，其机制可能和马氏体相变时的奥氏体力学稳定化不完全相同，仅形变形成的位错阻碍贝氏体以一定位向长大，使相变动力学迟缓．贝氏体相变时奥氏体力学稳定化的模型有待建立。     

纯铁γ—α转变机制求索

依据前人的实验数据，运用传统计算方法，对纯铁γ-α转变扩散机制进行了检验，结果表明：完成转变需用时间的理论计算值与实验值有3－4个数量级的差异。根据非切变相变大多存在非共格相界的特点，由相界原子参与相变的设想提出了存在非共格相界的非切变相变“相界与母相原子联动位移”机制。运用热力学基本原理对“联动”和新相连续长大的条件进行了简要分析。对固态相变的分类提出了质颖并建议把“扩散型相变”限定为新相与母相化学成分不同的相变。     

GCr15钢离异共析转变前沿生长速度的计算

通过中断淬火试验,采用扫描电子显微镜研究了GCr15钢的离异共析转变。采用相变动力学方法计算了片状珠光体转变和离异共析转变前沿的生长速度。结果表明：过冷奥氏体剩余碳化物颗粒间距越小,离异共析转变临界过冷度就越大。     

贝氏体相变简介

钢、有色合金和一些陶瓷材料中都存在贝氏体相变。贝氏体钢正成为有益的工程材料。总结评述切变学派和扩散学派作者们以形貌、动力学或晶体学对贝氏体相变机制所持的论点。钢中贝氏体相变以过饱和铁素体开始形成之说迄未得到支持。一些实验已发现替代（置换）型合金元素在相界面上的偏聚，并以此所呈现的拖曳效应说明相变的不完全现象，切变学者以切变机制来解释这个现象，但此现象不是钢中贝氏体相变的普遍情况。贝氏体形成时呈现帐篷形浮突，不具不变平面应变特征；有时马氏体相变晶体学表象理论能近似地应用于贝氏体相变晶体学，但不能以此来判定其相变机制为扩散或切变。溶质拖曳效应以及高分辨电镜对相界面结构实验、热力学研究、磁场和应力场对贝氏体相变影响以及一些预相变现象都确证贝氏体相变籍扩散机制进行。本文作者定义贝氏体为：在Ms温度以上，经扩散相变的产物，多呈片状，形成时会在自由表面上呈现帐篷形浮突。提出贝氏体相变机制进一步研究和应用的展望。     

装甲钢马氏体相变塑性的实验研究

采用Gleeble热模拟实验机对装甲钢马氏体相变塑性进行了研究。通过对热变形中的热应变、组织应变和弹性应变进行分离,从总应变中分离了相变塑性,并得到了相变塑性的定量关系式,采用Greenwood-Johnson模型得到该种材料的相变塑性系数。分析结果表明,该种材料的相变塑性、组织应变和热应变是引起变形的主要原因,相变塑性与组织应变数值相当,在热处理变形分析中不容忽视;随着温度降低及马氏体体积分数增大,相变塑性迅速增大,马氏体体积分数达到0.8后,相变塑性基本保持不变;随着施加应力的增加,相变塑性逐渐增大,相变塑性与施加应力呈线性关系。文章研究结果不仅为该种材料热处理、焊接过程形状畸变和残余应力研究提供基础,还为该材料复杂热力学行为研究提供参考。