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.

TRIP钢中残余奥氏体相变与断裂机制研究

文章以CR600TRIP工业成品钢为研究对象,利用彩色金相和EBSD等技术手段,在详细考察TRIP钢的微观组织,特别是残余奥氏体分布规律的基础上,进一步利用定量变形和SEM原位拉伸试验,对钢中残余奥氏体的相变行为和钢的断裂机制进行了考察分析。研究发现,钢中残余奥氏体的相变顺序表现出显著的选择性,而其断裂机制主要为微孔聚集型断裂。

变形能对奥氏体相变临界核胚尺寸的影响

针对利用变形诱导铁素体相变来细化晶粒这一材料研究领域的新方向 ,基于热力学原理 ,考虑变形诱导相变因素时 ,对奥氏体—铁素体相变在不同条件下形核的临界核胚尺寸进行了模拟计算 ,从相变时形核这一角度对变形诱导的铁素体相变进行了分析 ,比较了变形存储能对临界核胚尺寸的影响。计算表明 ,变形能的加入可以使临界核胚减小 。

控轧控冷中奥氏体相变行为的预测模型

以规则溶液亚点阵模型和超组元模型为热力学基础、Ｃａｈｎ的相变动力学理论为动力学基础，并根据Ｓｃｈｅｉｌ叠加法则和热膨胀实验结果，建立了应用于连续冷却过程，低合金钢热变形奥氏体向铁素体、珠光体和贝氏体转变的相变行为预测模型。根据一种ＨＳＬＡ钢实验室模拟实验条件计算所得到的各相相变开始温度和相变率与实测值符合得较好。

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。

变形参数对S65钢奥氏体相变动力学曲线的影响

利用Gleeble 1 5 0 0热 /动模拟试验机 ,研究了变形道次、变形量、变形速率等对S6 5钢变形后的过冷奥氏体连续冷却转变曲线 (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S6 5钢优良的组织性能。

高应变率下不同初始相变温度NiTi合金的力学响应

为获得高应变率下不同初始相变温度NiTi合金的屈服应力等基本物理特性和力学响应规律,采用10^(−3)s^(−1)应变率下准静态压缩与拉伸、10^(5)s^(−1)应变率下准等熵压缩及10^(7)s^(−1)应变率下冲击加载实现跨量级的不同应变率加载,高应变率加载实验中通过控制样品初始温度实现不同初始相态NiTi合金的力学响应测量。结果显示,初始马氏体相和初始奥氏体相NiTi合金的准静态加载应力-应变曲线中均出现2次模量变化,初始马氏体相中的模量变化由晶体重定向和马氏体相塑性变形引起,初始奥氏体相中的模量变化由马氏体相变和相变后塑性变形引起。准等熵加载下,初始马氏体相NiTi合金的Lagrangian声速随粒子速度增大而增大,未观察到间断等非线性变化;而初始奥氏体相中声速曲线存在间断,声速由初始横波值间断减小至体波声速后再随粒子速度线性增大。冲击实验中,初始马氏体相NiTi合金后自由面速度约34 m/s处出现双波结构,而将样品初始温度升至402 K后再冲击加载,则在约100 m/s处出现双波结构,二者速度曲线拐点分别由马氏体相弹塑性屈服和奥氏体相塑性屈服引起;在初始奥氏体相NiTi合金冲击实验中,在样品后自由面速度达到220~260 m/s时才出现显著的奥氏体相弹塑性转变。随着应变率从约105 s^(−1)升高至10^(7) s^(−1),相同组分奥氏体相NiTi合金的弹性极限由约2 GPa增大至约4 GPa,10^(7) s^(−1)应变率下,随着初始样品温度升至402 K,弹性极限降至1.7 GPa,表明NiTi合金的弹性极限存在显著的温度和应变率效应。

奥氏体逆相变工艺对低碳中锰钢组织性能匹配性的影响

采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、电子背散射衍射和透射电子显微镜研究了低碳中锰钢在不同奥氏体逆相变(austenite reverted transformation,ART)处理过程中的组织演变以及影响性能的主要机制。结果表明:为避免奥氏体的不均匀长大和粗化,轧制前铸坯加热温度应控制在1200℃及以下。随着ART温度的升高,试验钢中逆转变奥氏体(reverted austenite,RA)含量逐渐增加,屈服强度逐渐下降,-60℃冲击韧性先升高后下降,但仍保持在150 J以上。低温ART处理后,RA含量较少,Mn主要以(Fe,Mn)_(3)C型短杆状碳化物的形式存在,具有较强的析出强化效果;高温ART处理后,Mn富集于RA中,少量RA长大明显,导致更强的相变诱导塑性效应和塑性提升,但对抑制低温下的裂纹扩展不利。

形变奥氏体在控冷过程中相变行为的研究

以超组元算法和LFG模型为热力学基础,以Cahn的相变动力学和Scheil叠加法为动力学基础,建立了连续冷却过程中奥氏体向铁素体、珠光体和贝氏体转变的相变行为的预测模型,研究了变形、冷却速率和终轧温度对相变的影响。

两相区加热对45钢的过冷奥氏体转变及淬透性的影响

研究了两相区加热对４５钢的过冷奥氏体转变及淬透性的影响。试验结果表明，与完全奥氏体化加热相比，两相区加热使过冷奥氏体向铁素体一珠光体、贝氏体的转变提前，而向马氏体的转变推迟；两相区加热使钢的淬透性降低。

Q&P钢奥氏体相变动力学模型研究

针对Q&P钢实际生产中需要建立适用于连退工艺的奥氏体相变动力学模型的问题,通过热膨胀试验测得了在不同加热速率条件下Q&P钢的奥氏体相变膨胀曲线,基于JMAK方程建立了适用于连退工艺的奥氏体相变动力学模型,计算得到了试验钢相变激活能Q=9.66×10^(5)J/mol,相变动力学参数n=0.185,lnk_(o)=104.64。利用DIL805A/D膨胀仪对试验钢在两相区进行了保温+淬火试验,确定了不同工艺下的奥氏体体积分数。结果表明:当保温温度一定时,在较短时间奥氏体体积分数达到峰值,延长保温时间奥氏体体积分数增加缓慢;在相同保温时间下,保温温度越高,奥氏体体积分数越大。模型计算的奥氏体体积分数与试验结果吻合良好,能够准确预测奥氏体相变的体积分数。

27SiMn钢奥氏体逆相变亚温淬火

采用正交组合回归设计实验方法，研究了二次淬火温度对27SiMn钢强度和硬度的影响．分析了该钢奥氏体逆相变亚温淬火后的组织与性能．实验表明，27SiMn钢经810—850℃奥氏体逆相变淬火，得到极细的板条状马氏体组织；淬火温度较低时，马氏体板条之间分布着条状的铁素体；在实验的温度范围内，随淬火温度升高，其强硬性升高，850℃淬火时，该钢的强硬性最高．

核压力容器用SA508Gr.4N钢加热过程中的奥氏体相变

采用Formastor-FⅡ型热膨胀装置测定了SA508Gr.4N钢在不同加热速率下连续奥氏体化过程的热膨胀曲线,研究了该钢的连续奥氏体化相变行为,发现当加热速率较低时,相变开始温度较低,且相变温度区间延长。建立了SA508Gr.4N钢奥氏体化相变的Johnson-Mehl-Avrami(J-M-A)方程,并根据试验数据拟合得出奥氏体化相变激活能Q约为1.151×10~6J/mol,J-M-A方程参数n=0.67,lnk_0=129.6。根据J-M-A动力学方程推导出不同温度下等温奥氏体相变动力学曲线,随着保温温度的升高,奥氏体化进程加快,奥氏体化相变速率增大。根据等温奥氏体相变动力学曲线获得了SA508Gr.4N钢的温度-时间-转变量曲线。

零保温奥氏体逆相变淬火温度对40Cr钢组织性能的影响

采用正交组合回归设计试验方法,研究了零保温奥氏体逆相变淬火温度对40Cr钢强度、硬度的影响,分析了其组织特征。实验表明,40Cr钢840～920℃零保温奥氏体逆相变淬火,可以细化奥氏体晶粒,得到细小的板条状马氏体组织。淬火温度较低时,马氏体板条间分布少量条状铁素体,随淬火温度提高铁素体逐步减少,880℃淬火得到全部板条状马氏体组织。在实验温度范围内,900℃+880℃两次淬火后40Cr钢的强度、硬度最高,其力学性能显著好于常规的880℃一次淬火。

25MnV钢零保温奥氏体逆相变淬火

采用正交组合回归设计试验方法，研究了二次零保温淬火温度对25MnV钢强度和硬度的影响，分析了该钢零保温奥氏体逆相变淬火后的组织与性能．试验表明：25MnV钢在830～930℃零保温奥氏体逆相变淬火，得到极细的板条状马氏体组织．在试验的温度范围内，830℃淬火，该钢的组织最细．随淬火温度的升高，组织粗化，强硬性降低．低温零保温奥氏体逆相变淬火，可显著提高该钢的力学性能．

20钢奥氏体逆相变淬火

采用正交回归设计实验方法,分析了20钢一次淬火温度和二次淬火温度对奥氏体逆相变淬火后硬度的影响,建立了硬度回归方程。结果表明,随二次淬火温度的升高,硬度逐渐降低:20钢奥氏体逆相变淬火后的硬度最大可达49 HRC。

30CrMnSi钢奥氏体逆相变亚温淬火

研究了二次淬火温度对30CrMnSi钢力学性能的影响,并对奥氏体逆相变亚温淬火后的硬度、强度和显微组织进行了分析。结果表明：经780~855℃奥氏体逆相变亚温淬火,30CrMnSi钢的显微组织为细小的板条马氏体＋条状铁素体,其硬度和强度随温度的升高而增加,在855℃淬火时达到最大值。

T8钢奥氏体逆相变淬火

采用正交回归设计实验方法,分析了T8钢二次淬火温度和二次淬火保温时间对奥氏体逆相变淬火后硬度的影响,建立了硬度回归方程。结果表明,随二次淬火温度的升高,硬度逐渐升高。在820℃和850℃时,随二次淬火保温时间的延长,其硬度增加;而在880℃时,随二次淬火保温时间延长,其硬度却逐渐降低。与常规淬火硬度相比,T8钢奥氏体逆相变淬火后硬度提高6HRC,硬度最大可达68HRC。

（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。

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),贝氏体相变的膨胀应变能很小,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素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。