奥氏体不锈钢焊缝金属的氢致马氏体相变

用X射线衍射的方法 ,研究了充氢以及随后的时效过程中氢致奥氏体不锈钢焊缝金属 (30 8L和 347L)的马氏体相变和晶体结构的变化规律。结果表明 ,充氢能造成奥氏体点阵的膨胀和畸变。氢引起的奥氏体不锈钢焊缝金属的晶格畸变分别为 2 .7%(30 8L)和 2 .9% (347L) ,明显大于奥氏体不锈钢基体所产生的晶格畸变 1.2 % (30 4L)。充氢过程中 ,奥氏体不锈钢焊缝金属能发生ε马氏体相变。并且在随后的时效过程中 ,一部分ε马氏体转变为α′马氏体。即相变的顺序是γ→ε→α′。充氢后以及随后的时效过程中ε α′马氏体的总量大体保持不变 ,时效 2 4h后 ,ε和α′马氏体的相对含量达到稳定 ,并且长时间时效也不消失     

过冷奥氏体整合系统和转变贯序

综合分析了过冷奥氏体整合系统及其转变贯序。认为过冷奥氏体的转变复杂多变,当以系统整合的方法研究其转变体系。随着过冷度的增加,原子位移方式由扩散位移过渡到界面原子非协同跃迁,再过渡到原子集体协同共格位移。相应的转变贯序为:共析分解→贝氏体相变→马氏体相变。相结构、组织形貌、亚结构等也随之发生演化。     

马氏体相变切变机制的现代试验验证和切变能的计算——再评“马氏体相变的非切变机制”

遴选了马氏体相变切变机制的现代试验结果,证明马氏体相变切变机制的正确性.在诸多有色合金中马氏体相变产生的切变能相对相变驱动力而言较大,但母相弹性常数的测定表明,马氏体相变时母相的弹性常数在特定方向将产生软化(对应切变方向),由此可有效地降低马氏体相变的切变能,从而得以使马氏体相变以切变形核.透射电镜的观察表明,层错迹线被单变体马氏体切过后将变成折线,并且试验测定的切变角与理论切变角很好地符合.透射电镜高分辨像揭示了马氏体/奥氏体界面处存在过渡区.这些区域的原子约从fcc奥氏体(111)面上的位置切变位移了50％,这是不同于扩散型相变的贝氏体/奥氏体界面.随后介绍了徐祖耀计算Fe-C合金马氏体相变切变能的方法.最后,指出了“马氏体相变非切变机制”理论提出者刘宗昌等由于对前人工作缺乏深入了解,在错误的物理概念基础上来计算马氏体相变切变能,导致错误结论.     

纯铁γ-Fe到α-Fe和共析钢的珠光体转变与过渡相界铁原子个体有序位移机制

纯铁γ-Fe的α-Fe转变遵循过渡相界铁原子个体有序位移机制,这个机制本质上等同于切变而差异于扩散机制。凡是过冷含碳奥氏体的先共析铁素体析出,必然服从相界铁原子个体有序位移机制;这是固态相变第一法则;凡是无碳铁素体必然得自过冷无碳奥氏体,故过冷含碳奥氏体务必预先除碳,这是第二法则。珠光体分解实质上为过冷无碳奥氏体的珠光体铁素体层片的析出,等轴铁素体的析出亦然。在此不存在铁原子个体无序位移扩散机制。铁碳系统固态相变存在群体有序位移切变与过渡相界个体有序机制两类型机制,切变和扩散两类型的分类不具现实和理论意义,这是固态相变物理的科学发展。     

铸造马氏体不锈钢(OCr13-Ni4型)物理冶金研究的进展

本文论述了铸造马氏体不锈钢(OCr13Ni4型)物理冶金领域研究的某些进展。通过对相变规律、成份设计和热处理特征的研究,提出根据不同截面尺寸和工艺因素,控制该钢获得板条马氏体基体,并弥散分布10~15%逆变奥氏体组织,控制相变过程和采取独特的热处理工艺等。通过扫描电镜、透射电镜和X射线衍射等方法,对低碳板条马氏体和分布于板条问的逆变奥氏体进行了研究,从高温金相观察了M→A逆转变过程相变浮凸,并论证M→A逆变共格切变机理,测定了两相的K-S位向关系:(1I0)γ//(1I1)α′(111)γ//(110)α′Ni4钢具备优良的综合性能,已成功地应用于长江葛洲坝电站12．5万千瓦机组,叶片厚截面(φ450~500毫米)心部性能达到国际先进水平,其中塑性指标为国际报导中的最好水平。     

γ/ε双相Fe-19Mn合金在拉伸变形过程中的组织演变和加工硬化行为

采用OM、EBSD、TEM、XRD和拉伸实验等方法,研究了γ-奥氏体/ε-马氏体双相Fe-19Mn-0.0017C(质量分数,%)合金在拉伸变形过程中的组织演变和加工硬化行为。结果表明,Fe-19Mn发生了变形诱导马氏体相变,并且随着变形量的增加,相变过程由以γ→ε相变为主转变为以ε→α'相变为主。对比分析加工硬化率的变化与相含量的变化,表明ε→α'相变比γ→ε相变具有更高的加工硬化能力。同时,在变形过程中,ε-马氏体不仅发生了位错滑移,还形成了■孪晶,以满足ε-马氏体的变形协调。在γ→ε和ε→α'双重相变引起的相变诱导塑性(TRIP)效应、γ-奥氏体/ε-马氏体/α'-马氏体中的位错滑移,以及ε-马氏体的孪生变形等机制的共同作用下,Fe-19Mn的抗拉强度和总延伸率分别达到722 MPa和31%,显示出良好的强塑性匹配。     

生物医用316L奥氏体不锈钢的形变组织

借助扫描电镜、电子背散射衍射和透射电镜组织观察,对生物医用奥氏体不锈钢316L的形变组织进行了多尺度深入研究,其工程应变量范围为2%~40%。结果表明,当应变>20%时,316L奥氏体不锈钢中的<001>和<111>取向平行于拉伸方向,即出现了大量的变形孪晶和马氏体。从微米尺度和纳米尺度对孪晶和马氏体相变做详细分析发现,形变首先诱发形成变形孪晶,由于孪晶界减小了位错平均自由程而引起位错塞积,进一步诱发马氏体的转变。随着变形量的增加出现了更多的孪晶和α-马氏体,马氏体相变的过程只有γ→α转变,α马氏体主要分布在孪晶界附近,特别是孪晶交叉的位置。其中,奥氏体基体和α-马氏体之间的取向关系为:[011]_γ//[011]_α,(420)_γ//(123)_α。     

Fe-32%Ni合金超细晶粒奥氏体的马氏体相变微观结构研究

通过多轴锻造的方法实现了Fe-32%Ni合金奥氏体晶粒超细化,并进行深冷处理使之发生马氏体相变.采用透射电镜(TEM)观察了超细晶粒Fe-32%Ni合金奥氏体相变后马氏体的微观结构.结果表明,超细晶粒奥氏体相变后的马氏体片变得不再完整,部分马氏体片边缘变得弯曲,部分马氏体发生了中脊断裂现象;观察马氏体片的亚结构表明,有些马氏体片的亚结构是孪晶与高密度位错共存,有些马氏体片的亚结构转变为高密度位错.分析认为强变形马氏体特殊亚结构的生成是由于奥氏体组织细化大大提高了母相强度,加大了相变切变阻力和强变形奥氏体母相中大量位错的引入破坏了母相晶格原子排列的空间规律性等原因造成的.     

马氏体相变研究的最新进展(七)

<正>5.3依据位向关系设计切变模型的误区随着温度的降低,母相中原子的扩散越来越困难,直到不能扩散位移,因此,在各种相变过程中,原子的位移方式不同是导致各类相变机制不同的根本原因。在较高的温度区间,过冷奥氏体发生共析分解,是原子进行以界面扩散为主的扩散型相变。过冷奥氏体在中温区,其碳原子可以长程扩散,但是铁原子和替换原子逐渐难以扩散,直至不能扩散。此时,为了完成过冷奥氏体转变为自由焓更低     

马氏体相变的定义

对前人所下的马氏体相变定义作了总结，将马氏体相变定义为：替换原子经无扩散切变位移（均匀的和不均匀的形变）、由此产生形状改变和表面浮突、呈不变平面应变特征的一级、形核－长大型的相变。或简单地称马氏体相变为替换原子经无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）、使其形状改变的相变。     

马氏体转变(十七)

正6有色金属中的马氏体相变通常,有色金属和代位型有色合金中发生的马氏体相变同样是具有表面浮突的无扩散位移型转变,但具有比较小的应变和小的热滞。马氏体的形态有片状和板条两种。马氏体的亚结构有堆垛层错、孪晶和位错。在相变中沿切变面发生孪生或滑移进行调整,以符合晶体结构的相变和形状上的改变,马氏体中亚结构的出现和相应数量取决于合金     

ON THE DISLOCATION SLIP MECHANISM OF THE MARTENSITIC TRANSFORMATION OF STEELS

根据实验证据提出:在钢的马氏体转变过程中,fcc→bcc(或bct)晶格改组时所需的原子相对位置变化是通过畸变fcc奥氏体晶格内的偏位错运动实现的,其方式有两种:一种是偏位错沿(1/m)〈112〉_f/{111}_f中的一个滑移系运动导致的主剪切原子位移;另一种是不同共轭{111}_f滑移面内偏位错同时或先后开动联合造成的M=(1/n)[〈112〉_(f1)/{111}_1+〈112〉_(f2)/{111}_2]复合原子位移。由此出发提出了钢淬火时奥氏体向马氏体转变的偏位错滑移共轭复合原子位移机制,并按此机制对马氏体与奥氏体之间的位向关系,马氏体惯析面及淬火马氏体中的一些特有现象给出了晶体几何学的解释。     

钢中马氏体转变的位错滑移机制

根据实验证据提出:在钢的马氏体转变过程中,fcc→bcc(或bct)晶格改组时所需的原子相对位置变化是通过畸变fcc奥氏体晶格内的偏位错运动实现的,其方式有两种:一种是偏位错沿(1/m)〈112〉_f/{111}_f中的一个滑移系运动导致的主剪切原子位移;另一种是不同共轭{111}_f滑移面内偏位错同时或先后开动联合造成的M=(1/n)[〈112〉_(f1)/{111}_1 〈112〉_(f2)/{111}_2]复合原子位移。由此出发提出了钢淬火时奥氏体向马氏体转变的偏位错滑移共轭复合原子位移机制,并按此机制对马氏体与奥氏体之间的位向关系,马氏体惯析面及淬火马氏体中的一些特有现象给出了晶体几何学的解释。     

亚稳奥氏体型Fe—Cr—Mn（W,V）合金的组织稳定性研究

通过对形变奥氏体组织进行长期时效观察合金相演化过程，研究了低放射性亚稳奥氏体Ｆｅ－Ｃｒ－ｎ（Ｗ，Ｖ）合金的组织稳定性。实验表明：合金在高于４００℃时，相平衡处在γ＋α＋α三相区，低于４００℃可以保证亚稳奥氏体的稳定性。亚稳奥氏体可以发生γ→α→α转变也可以发生γ→γ（ｆ）→＇（ｆ）→α转变，ε马氏体不是γ→α转变的唯一中间过渡相。形变诱发ε马氏体形成过程中伴随奥氏体晶粒碎化，可产生细晶强化作用，这     

马氏体相变的定义

对前人所下的马氏体相变定义作了总结，将马氏体相定定义为：替换原子经无扩散切变位移（均匀和不均匀的形变），由此产生形状改变和表面浮突，呈不变平面应变特征的一级，形核－长大型的相变，或简单地称马氏相变为替换原子经无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）使其形状改变的相变。     

THERMODYNAMICS(KRC MODEL)OF THE BAINITIC TRANSFORMATION IN Fe-C ALLOYS

以改进的KRC模型决定AG~(γ→α)的方法,计算了Fe-C合金贝氏体相变可能机制:γ→α+γ_1,γ→α+Fe_3C以及γ→α(浓度相同)和α′→α_B~″(贝氏体铁素体碳浓度)+Fe_3C的相变驱动力和长大(形核)驱动力.相变驱动力以γ→α+Fe_3C为最大,γ→α+γ_1次之,γ→α最小.由奥氏体转变成同成分铁素体(γ→α)的长大驱动力远小于γ→α+γ_1的长大驱动力.在贝氏体形成温度范围内,γ→α的驱动力远小于切变机制所需的驱动力.0.1—0.55wt,%C合金在B_s温度时γ→α+γ_1的相变驱动力仅约—45Jmol~(-1).0.8wt %C合金在贝氏体形成上限温度(823K)时γ→α的相变驱动力为137Jmol~(-1),而α→α+Fe_3C的相变驱动力为-527Jmol~(-1);两者相加,即在贝氏体铁素体析出渗碳体的情况下,相变总驱动力也仅有约-390Jmol~(-1).上述结果表明,贝氏体铁素体很难以切变机制形成和长大.     

马氏体相变

对前人所下的马氏体相变定义和所作的分类进行了总结,将马氏体相定义为：替换原子经无扩散切变位移（均匀的和不均匀的形变）由此产生形状改变和表面浮突,呈不变平面应变特征的一级,形核一长大型的相变,马氏体要变按动力学分为变温相变和等温相变,按热力学和界面动态分为弹性相变,近似（半）热弹性相变和非热弹性相变,热弹性相变的判据为（１）临界项相变动动力小,热滞小;（２）相界面能往复（正,逆）运动;（３）形状应变     

亚稳奥氏体型Fe-Cr-Mn(W,V)合金的组织稳定性研究

通过对形变奥氏体组织进行长期时效观察合金相演化过程 ,研究了低放射性亚稳奥氏体Fe Cr Mn(W ,V)合金的组织稳定性。实验表明 :合金在高于 40 0℃时 ,相平衡处在γ α σ三相区 ,低于 40 0℃可以保证亚稳奥氏体的稳定性。亚稳奥氏体可以发生γ→ε→α′→α转变也可以发生γ→γ(f)→α′(f)→α转变 ,ε马氏体不是γ→α转变的唯一中间过渡相。形变诱发ε马氏体形成过程中伴随奥氏体晶粒碎化 ,可产生细晶强化作用 ,这是开发亚稳奥氏体Fe Cr Mn合金的重要途径。     

近等原子比TiNi合金薄膜的组织及相变动态观察

采用磁控溅射法制备TiNi非晶薄膜。通过X射线衍射（XRD）、透射电子显微镜（TEn）等方法研究了TiNi合．金薄膜的组织形貌、电子衍射花样，并对其相变过程进行了动态观察。结果表明：态薄膜为非晶态，对其在515℃进行1h的晶化处理后，薄膜中析出了TiNi3相；晶化处理后的TiNi合金薄膜加热到100℃时，薄膜中R相和马氏体相以切变方式完全转变为奥氏体；当冷却至室温时，是以R相、马氏体相以及少量的奥氏体相存在。其加热过程中的相劐顶序为：马氏体相→R相→奥氏体相。冷却过程中的相变顺序为：奥氏体相→R相→马氏体相。     

Fe-C合金贝氏体相变热力学(KRC模型)

以改进的KRC模型决定AG~(γ→α)的方法,计算了Fe-C合金贝氏体相变可能机制:γ→α γ_1,γ→α Fe_3C以及γ→α(浓度相同)和α′→α_B~″(贝氏体铁素体碳浓度) Fe_3C的相变驱动力和长大(形核)驱动力.相变驱动力以γ→α Fe_3C为最大,γ→α γ_1次之,γ→α最小.由奥氏体转变成同成分铁素体(γ→α)的长大驱动力远小于γ→α γ_1的长大驱动力.在贝氏体形成温度范围内,γ→α的驱动力远小于切变机制所需的驱动力.0.1—0.55wt,%C合金在B_s温度时γ→α γ_1的相变驱动力仅约—45Jmol~(-1).0.8wt %C合金在贝氏体形成上限温度(823K)时γ→α的相变驱动力为137Jmol~(-1),而α→α Fe_3C的相变驱动力为-527Jmol~(-1);两者相加,即在贝氏体铁素体析出渗碳体的情况下,相变总驱动力也仅有约-390Jmol~(-1).上述结果表明,贝氏体铁素体很难以切变机制形成和长大.