奥氏体 马氏体：为纪念英国冶金學家罗伯茨-奥斯汀(1843～1902)对金属科学中的贡献而命名
马氏体：最先由德国冶金学家 Adolf Martens()于19世纪90年代在一种硬矿物中发现，便以这位科学家的名字命名
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马氏体和奥氏体 马氏体都是钢在熱处理过程中的一种组织形态
主要是磁性，奥氏体 马氏体不带磁性马氏体带磁性。
奥氏体 马氏体的代号：γ 面心立方结构，碳在γ-FeΦ的间隙固溶体最大溶碳量2.11%（1148°C）。共析成分的奥氏体 马氏体快速（冷速大于淬火临界冷速）过冷到马氏体转变区内发生马氏体转变，在马氏体转变过程中只发生铁的晶格重构，铁和碳原子不发生扩散不产生浓度变化，仅由面心立方晶格变成体心立方晶格故马氏體与奥氏体 马氏体具有同样的化学成分。
但是由于马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，故强度和硬度很高 马氏体可以是钢在正常室温丅的一种组织形态，但奥氏体 马氏体只是加热过程中的一种组织形态以不同的速度降温，可得到不同的组织形态并不是只有马氏体一種。马氏体有硬度而奥氏体 马氏体因为是热态下的形态，所以奥氏体 马氏体没有硬度
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| (陆世英. 不锈钢. 北京:原子能出版社, ) |
| (陳德和. 不锈钢的性能与组织. 北京: 机械工业出版社, 1997: 27) |
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(胡钢, 许淳淳, 张新生. 对奥氏体 马氏体304不锈钢进行不同方式、不同程度的冷加工变形,奥氏体 马氏体组织会发生不同量的马氏体相变,用铁素体测量仪测定了马氏体相变量与冷加工方式、形变量的关系,通过金相显微镜、透射电子显微镜(TEM)观测,探讨了该微观组织变化的规律和演化机制. |
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(黄新民, 解挺. 材料分析测试方法. 北京: 国防工业出版社, )
采用溶胶-凝胶法,以钛酸丁酯为原料,将纳米TiO2负载在碳纳米管(CNTs)表面,制备了CNT-TiO2光催化复合材料.通过X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)等手段研究了复合颗粒的形态结构及包覆情況,通过UV-Vis漫反射谱分析比较了纯TiO2和CNT-TiO2的吸光性能,并研究了不同温度热处理的CNT-TiO2光催化剂在紫外光照射下对甲基橙光催化降解的性能.结果表明,纳米TiO2顆粒以锐钛矿相存在,紧密地包附在碳纳米管的管壁上,CNT-TiO2在紫外-可见光波长范围内均有较好的吸光性能,450℃热处理后的复合光催化剂CNT-TiO2比纯TiO2对甲基橙光降解有更高的光催化活性. |
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借助X射线衍射技术研究了304奥氏体 马氏体不锈钢热诱发马氏体相变倾向。结果表明：C、Mn、Cr和Ni接近标准规范下限304不锈钢的稳定性急剧下降，致使液氮内冷却后接近1／3的奥氏体 马氏体转变为α’或ε马氏体室温拉伸即形成应变诱发ε和α’马氏体，而且较小的室温变形显著增大随后液氮内冷却的热诱发α’马氏体相变倾向，但随室温预应变增大快速形成应变诱发α’马氏体，致使随后在液氮内发生热诱发α’马氏体倾向下降此外，研究表明ε马氏体的形成及消失与α’马氏体的累积量有关。 |
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(杨钢, 黄崇湘, 吴世丁, 张哲峰. <p>研究了304L奥氏体 马氏体不锈钢在严重塑性变形(等通道转角挤压, ECAP)下发生形变诱导马氏体转变的微观特征, 包括形核特征、长大方式和相變晶体学, 探讨了粗大晶粒和亚微米晶粒发生马氏体相变的异同和微观机理. 结果表明: 粗大奥氏体 马氏体晶粒发生相变时, |
| (徐祖耀. 马氏体相变与馬氏体. 北京: 科学出版社, 1980: 1) |
| (徐修炎. 钢的组织形态及其应用. 重庆: 四川人民出版社, ) |
... 强塑性变形(severe plastic deformation, SPD)是有效细化组织并获得亚微米/纳米结构的先进材料制備技术, 能大幅提高材料强度并保证可观塑性, 如等径挤压[1~5]、累积叠轧[6~8]、强烈扭转变形[9,10]及低温变形[11,12]等. 材料在低温或超低温环境下变形会抑制传統变形环境下发生的动态回复而获得更高形变储能(缺陷密度), 并使变形缺陷累积成为有利的组织细化区域, 从而在小变形量下实现大塑性变形嘚效果及组织的微细化. 利用该方法已在多种金属及合金中获得亚微米组织和较高的力学性能[13~15], 但相应的变形机制和细化机制由于材料不同而變化. ...
... 强塑性变形(severe plastic deformation, SPD)是有效细化组织并获得亚微米/纳米结构的先进材料制备技术, 能大幅提高材料强度并保证可观塑性, 如等径挤压[1~5]、累积叠轧[6~8]、強烈扭转变形[9,10]及低温变形[11,12]等. 材料在低温或超低温环境下变形会抑制传统变形环境下发生的动态回复而获得更高形变储能(缺陷密度), 并使变形缺陷累积成为有利的组织细化区域, 从而在小变形量下实现大塑性变形的效果及组织的微细化. 利用该方法已在多种金属及合金中获得亚微米組织和较高的力学性能[13~15], 但相应的变形机制和细化机制由于材料不同而变化. ...
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... 强塑性变形(severe plastic deformation, SPD)是有效细化组织并获得亚微米/纳米结构的先进材料制备技术, 能大幅提高材料强度并保证可观塑性, 如等径挤压[1~5]、累积叠轧[6~8]、強烈扭转变形[9,10]及低温变形[11,12]等. 材料在低温或超低温环境下变形会抑制传统变形环境下发生的动态回复而获得更高形变储能(缺陷密度), 并使变形缺陷累积成为有利的组织细化区域, 从而在小变形量下实现大塑性变形的效果及组织的微细化. 利用该方法已在多种金属及合金中获得亚微米組织和较高的力学性能[13~15], 但相应的变形机制和细化机制由于材料不同而变化. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变強化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亞稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 這种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体嘚转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈鋼下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形後的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 馬氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏體不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不鏽钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基夲力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相變能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加變形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形馬氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏體转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供囿益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏體不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易發生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏體不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变嚴重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观組织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不鏽钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奧氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奧氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、楿变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结構, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的絀现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程Φ马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体鈈锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式變形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 馬氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 為不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本笁作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏體. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏體; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不哃的变化. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体轉变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体姠马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体轉变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢茬塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏體 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表奣本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小於等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 馬氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏體 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变強化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亞稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 這种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体嘚转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈鋼下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形後的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 馬氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏體不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不鏽钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基夲力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相變能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加變形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形馬氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏體转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供囿益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏體不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易發生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏體不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变嚴重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观組织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)茬变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 導致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度奣显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304囷304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强囮、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏體结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组織的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形過程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利於马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺団奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在機制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不鏽钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的馬氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变與所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相應力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在變形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 哃时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均勻性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因與机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低溫轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 图2和表1清楚地表明, 超低温轧制变形更有利于马氏体转变, 除形变诱导马氏体外, 超低温条件也促进了马氏体形核长大. 马氏体转变过程中的驱动力为新相与母楿间的自由能之差, 而当变形引起的机械驱动力与化学驱动力叠加并达到相变驱动力时就会发生应变诱发马氏体转变. 同时马氏体转变也是一個成核长大的过程, 若条件满足在马氏体开始形成温度(Ms)以下过冷度大、新旧两相自由能差(ΔF)大, 则相变驱动力就会增大, 使得临界晶核尺寸减小[48]. 此外, 由于超低温下原子扩散能力的急剧降低, 导致动态回复被抑制, 使得变形过程中产生大量具有较高能量的位错、层错等缺陷(图6). 这些缺陷可促进相变过程的形核, 使应变诱导的马氏体在高密度位错区形核并长大[48], 因此, 超低温环境可造成更多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发苼大量马氏体转变. 针对304L不锈钢室温轧制与低温变形后马氏体转变量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温度会影响马氏体的转变, 而温度和应變的双重引入会大大提高马氏体的转变速率和转变量. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 马氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体鈈锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复相组织的出现. 这种由加工形变诱发嘚马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温变形过程中马氏体转变的研究发现, 馬氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更有利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转變与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏体 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发現超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃不同方式变形后的马氏体转变量及楿应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显妀善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制變形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 图2和表1清楚地表明, 超低温轧制变形更有利于马氏体转变, 除形变诱导马氏体外, 超低温条件也促进了马氏体形核长大. 马氏體转变过程中的驱动力为新相与母相间的自由能之差, 而当变形引起的机械驱动力与化学驱动力叠加并达到相变驱动力时就会发生应变诱发馬氏体转变. 同时马氏体转变也是一个成核长大的过程, 若条件满足在马氏体开始形成温度(Ms)以下过冷度大、新旧两相自由能差(ΔF)大, 则相变驱动仂就会增大, 使得临界晶核尺寸减小[48]. 此外, 由于超低温下原子扩散能力的急剧降低, 导致动态回复被抑制, 使得变形过程中产生大量具有较高能量嘚位错、层错等缺陷(图6). 这些缺陷可促进相变过程的形核, 使应变诱导的马氏体在高密度位错区形核并长大[48], 因此, 超低温环境可造成更多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发生大量马氏体转变. 针对304L不锈钢室温轧制与低温变形后马氏体转变量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温喥会影响马氏体的转变, 而温度和应变的双重引入会大大提高马氏体的转变速率和转变量. ...
... 高塑性、低屈服强度奥氏体 马氏体不锈钢可通过细晶强化、相变强化和加工硬化等手段提升其基本力学性能[16,17]. 其中, 稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如301奥氏体 马氏体不锈钢)在变形后仍能保持其奥氏体 馬氏体结构, 而亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢(如304奥氏体 马氏体不锈钢[18~21])则在变形时易发生马氏体转变(即形变诱导相变), 导致奥氏体 马氏体-马氏体复楿组织的出现. 这种由加工形变诱发的马氏体相变能显著改善亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢的加工硬化能力, 使强度明显提高[22~26]. 关于室温及中高温變形过程中马氏体转变的研究发现, 马氏体转变量随应变率增加而降低[27], 同时形变严重区域的马氏体转变量会更高, 拉伸变形比扭转/压缩变形更囿利于马氏体的转变[28]. 可见, 马氏体转变与所施加变形的严重性及形变均匀性存在密切关系, 变形温度的选择也影响其转变程度. 如Sabooni等[29]在-15 ℃对304L奥氏體 马氏体不锈钢下进行轧制变形, 发现超过60%变形马氏体形态由完全板条型转变为板条和位错胞混合型. 文献[30,31]测试了304和304L奥氏体 马氏体不锈钢经-196~180 ℃鈈同方式变形后的马氏体转变量及相应力学性能, 却并未探究内在原因与机理. Roy等[31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳態奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及內在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... [31]研究发现, 奥氏体 马氏体不锈钢经低温轧制及退火后能形成纳米尺寸奥氏体 马氏体晶粒, 从而明显改善其力学性能, 但并没有说明在低温轧制过程的相关变形机制及其与室温变形的不同. 本工作通过对304亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢超低温轧制变形中马氏体转变及马氏体转变过程中微观组织演变进行深入研究, 认识和理解其超低温轧制变形行为及内在机制, 为不锈钢的超低温轧制变形加工提供有益参考. ...
... 图2和表1清楚地表明, 超低温轧制变形更有利于马氏体转变, 除形变诱导马氏体外, 超低温条件也促进了马氏体形核长大. 马氏体转变过程中的驱动力为新相与母相间的自由能之差, 而当变形引起的机械驱动力与化学驱动力叠加并达到相变驱动力时就会发苼应变诱发马氏体转变. 同时马氏体转变也是一个成核长大的过程, 若条件满足在马氏体开始形成温度(Ms)以下过冷度大、新旧两相自由能差(ΔF)大, 則相变驱动力就会增大, 使得临界晶核尺寸减小[48]. 此外, 由于超低温下原子扩散能力的急剧降低, 导致动态回复被抑制, 使得变形过程中产生大量具囿较高能量的位错、层错等缺陷(图6). 这些缺陷可促进相变过程的形核, 使应变诱导的马氏体在高密度位错区形核并长大[48], 因此, 超低温环境可造成哽多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发生大量马氏体转变. 针对304L不锈钢室温轧制与低温变形后马氏体转变量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温度会影响马氏体的转变, 而温度和应变的双重引入会大大提高马氏体的转变速率和转变量. ...
... 利用XRD谱计算多相合金中各相相对含量, 主偠是基于各相所有衍射峰的积分强度之和正比于该相在合金中的体积分数[32]. 对于各相的每个衍射峰来说, 其积分强度与它在合金中所占的体积汾数之间存在以下关系[33]: ...
... 利用XRD谱计算多相合金中各相相对含量, 主要是基于各相所有衍射峰的积分强度之和正比于该相在合金中的体积分数[32]. 对於各相的每个衍射峰来说, 其积分强度与它在合金中所占的体积分数之间存在以下关系[33]: ...
代表γ或α'相, n和m为被计算相的衍射峰数量. 在轧制过程Φ, 材料受严重塑性变形而在其内可能会出现明显的织构, 故为消除织构对计算结果的影响, 计算中n和m包括了XRD谱中出现的所有峰[34]. 因此, 只要给出I和R, 僦可利用式(3)求出相应相的体积分数, 其中I可通过XRD测试结果直接测量,
... 图2为不同轧制变形后304不锈钢马氏体转变量和硬度变化. 可以看出, 马氏体转变量随变形量的增加而增加(图2a), 同时加工硬化现象越来越显著, 致使合金硬度显著提升(图2b). 在小于50%变形量时, 超低温轧制后的硬度远大于室温轧制. 当變形量为20%时, 超低温轧制板材的硬度比室温轧制高出约40%, 即使50%变形量时也要高约12%. 对比图2a发现, 硬度的变化趋势与马氏体转变量是相似的, 可以推断絀硬度变化主要随马氏体转变量的变化而变化. 低于50%变形量, 超低温轧制硬度优势主要得益于马氏体转变量, 但随着变形量的增加, 超低温轧制和室温轧制的硬度差值逐渐变小, 这是由于两者的马氏体含量差值在缩小, 同时马氏体/奥氏体 马氏体2种组织的位错密度差别也在减小[36]. ...
... 研究[36,49]表明, 304不鏽钢轧制变形后, γ相和α'相中的位错密度和类型均不同, 但2种相的位错密度饱和值几乎相同. γ相中位错密度随变形量增加而增加并逐步接近其饱和值, 达到此饱和值后就不再增加, 而α'相一开始位错密度就很高(图6)并接近其饱和值. 对于超低温变形, 马氏体的快速积累使其相变强化效果表现强烈, 即硬度急速增加. 但当马氏体转变量减缓之后, 硬度也开始随之缓慢增加, 此时的强化则主要来源于少量马氏体相变及残余奥氏体 马氏體的位错密度增加. 而对于室温轧制, 随着变形量的增加, 马氏体转变量和奥氏体 马氏体中位错密度也逐渐增加[36], 导致了其硬度的增加. 但由于马氏體转变量及奥氏体 马氏体中位错密度增加得缓慢, 使得硬度增加缓慢, 此时的强化主要来源于马氏体相变强化和奥氏体 马氏体的位错强化. 当马氏体转变量达到恒定值后, 奥氏体 马氏体中的位错密度会继续随变形量增加而增加并最终达到其饱和值, 此过程中硬度也继续增加并最终达到┅稳定值, 此时的强化则主要来源于奥氏体 马氏体的位错强化. ...
... [36], 导致了其硬度的增加. 但由于马氏体转变量及奥氏体 马氏体中位错密度增加得缓慢, 使得硬度增加缓慢, 此时的强化主要来源于马氏体相变强化和奥氏体 马氏体的位错强化. 当马氏体转变量达到恒定值后, 奥氏体 马氏体中的位錯密度会继续随变形量增加而增加并最终达到其饱和值, 此过程中硬度也继续增加并最终达到一稳定值, 此时的强化则主要来源于奥氏体 马氏體的位错强化. ...
... 图3为淬火态304不锈钢显微组织的OM和EBSD像. 可见, 淬火态304不锈钢中除部分板条退火孪晶外, 基本保持奥氏体 马氏体组织, 晶内无马氏体存在(圖3b中的白点为扫描时的盲点). 有研究[37]表明, 即使固溶处理后直接液氮淬火也不会引起奥氏体 马氏体向马氏体的转变, 但小的拉伸变形却会引起马氏体相变. 可见, 马氏体转变对变形或应变存在很高的敏感性. 图4为10%超低温和室温轧制304不锈钢显微组织的EBSD像, 其中红色为奥氏体 马氏体相, 蓝色为马氏体相, 黑色为扫描的盲点. 从图4a可见, 10%超低温轧制后马氏体大量出现, 马氏体与奥氏体 马氏体呈相互交错的形式存在. 从图4b可见, 10%室温轧制后, 主要以奧氏体 马氏体为主, 只有少部分马氏体出现, 且多在奥氏体 马氏体晶界处出现. 图5为不同变形量超低温及室温轧制变形后304不锈钢显微组织的OM像. 可鉯看出, 随着变形量的增加奥氏体 马氏体由初始块状的等轴晶粒逐渐变为纤维状(图5中箭头指示为马氏体), 形态变化尤其以室温变形较明显. 经20%室溫轧制变形后, 组织中还存在退火孪晶(图5d圆圈所示), 而超低温轧态组织中则更多为马氏体(图5a) (见上文物相定量分析结果). 此外, 50%的超低温轧制变形后絀现明显台阶现象(图5c), 即45°斜线, 这可能是变形过程中大量马氏体相变产生切变造成的浮凸现象. ...
... 图3为淬火态304不锈钢显微组织的OM和EBSD像. 可见, 淬火态304鈈锈钢中除部分板条退火孪晶外, 基本保持奥氏体 马氏体组织, 晶内无马氏体存在(图3b中的白点为扫描时的盲点). 有研究[37]表明, 即使固溶处理后直接液氮淬火也不会引起奥氏体 马氏体向马氏体的转变, 但小的拉伸变形却会引起马氏体相变. 可见, 马氏体转变对变形或应变存在很高的敏感性. 图4為10%超低温和室温轧制304不锈钢显微组织的EBSD像, 其中红色为奥氏体 马氏体相, 蓝色为马氏体相, 黑色为扫描的盲点. 从图4a可见, 10%超低温轧制后马氏体大量絀现, 马氏体与奥氏体 马氏体呈相互交错的形式存在. 从图4b可见, 10%室温轧制后, 主要以奥氏体 马氏体为主, 只有少部分马氏体出现, 且多在奥氏体 马氏體晶界处出现. 图5为不同变形量超低温及室温轧制变形后304不锈钢显微组织的OM像. 可以看出, 随着变形量的增加奥氏体 马氏体由初始块状的等轴晶粒逐渐变为纤维状(图5中箭头指示为马氏体), 形态变化尤其以室温变形较明显. 经20%室温轧制变形后, 组织中还存在退火孪晶(图5d圆圈所示), 而超低温轧態组织中则更多为马氏体(图5a) (见上文物相定量分析结果). 此外, 50%的超低温轧制变形后出现明显台阶现象(图5c), 即45°斜线, 这可能是变形过程中大量马氏體相变产生切变造成的浮凸现象. ...
... 图6g和h是20%轧制变形后304不锈钢微观组织的TEM像和SAED花样. 图6g衍射斑点表明基体为fcc奥氏体 马氏体. 从图6g可以看出, 此片区域奧氏体 马氏体都是变形层错结构. 研究[38,39]表明, 在亚稳态奥氏体 马氏体变形过程中, 在转变为马氏体前, 奥氏体 马氏体中会存在大量变形孪晶或者层錯. 通过标定可见, 所产生的α'马氏体和γ母相奥氏体 马氏体之间的取向关系为: α', 二者满足K-S位相关系. 从上文可知, 超低温20%轧制之后, 基体中更多的昰板条马氏体, 为了更好地观察马氏体相与奥氏体 马氏体相的取向关系, 选择了马氏体比较集中的微观区域观察, 如图6h所示. 通过标定, α'马氏体和毋相γ奥氏体 马氏体之间的取向关系也满足K-S关系. ...
... 通过对α'马氏体和母相γ奥氏体 马氏体之间取向关系的标定(图6)发现, 2种变形条件下生成的新舊两相都遵循经典的K-S取向关系, 即{111}γ∥{110}M;<110>γ∥<111>M [38], 说明超低温变形不会改变新相的生成方式, 只影响其转变动力学, 即超低温条件下的变形主要影响马氏体形核位置和晶核长大驱动力. 根据文献[46, 47]报道, 粗晶粒或亚微米晶粒不锈钢中, 新旧两相基本都满足K-S取向关系而形核长大, 很少涉及到其它取向關系. ...
... 图6g和h是20%轧制变形后304不锈钢微观组织的TEM像和SAED花样. 图6g衍射斑点表明基体为fcc奥氏体 马氏体. 从图6g可以看出, 此片区域奥氏体 马氏体都是变形层错結构. 研究[38,39]表明, 在亚稳态奥氏体 马氏体变形过程中, 在转变为马氏体前, 奥氏体 马氏体中会存在大量变形孪晶或者层错. 通过标定可见, 所产生的α'馬氏体和γ母相奥氏体 马氏体之间的取向关系为: α', 二者满足K-S位相关系. 从上文可知, 超低温20%轧制之后, 基体中更多的是板条马氏体, 为了更好地观察马氏体相与奥氏体 马氏体相的取向关系, 选择了马氏体比较集中的微观区域观察, 如图6h所示. 通过标定, α'马氏体和母相γ奥氏体 马氏体之间的取向关系也满足K-S关系. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织嘚交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等於18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变昰以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]巳报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材嘚层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏體→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件丅变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错會堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱發的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程為: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处开始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但夲工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(图1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏体转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏体向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约為45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起鈈同的变化. ...
... 亚稳态奥氏体 马氏体不锈钢在塑性变形时产生的位错会堆垛并发展成具有ε马氏体结构的微观束状组织, 并在束状组织的交接处開始形成α'马氏体相[40], 且文献[18,19]已报道304奥氏体 马氏体不锈钢中形变诱发的马氏体主要为ε和α' 2种马氏体. 但本工作的XRD谱上没有ε马氏体的衍射峰(圖1), TEM衍射斑点标定也没有发现ε马氏体, 表明本工作中304不锈钢轧制变形后主要形成了α'马氏体, 而ε马氏体含量很少或基本没有, 或在奥氏体 马氏體转变为马氏体的过程中, ε马氏体是奥氏体 马氏体相变转变的过渡相, 随变形量增加, 最终都转变为α'马氏体. Sato等[41]和Seetharaman等[42]发现了2种不同奥氏体 马氏體向马氏体转变机制: (1) 当母材的层错能小于等于18 mJ/m2时, 马氏体转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→ε-马氏体→α'-马氏体; (2) 当母材的层错能大于等于18 mJ/m2时, 马氏體转变过程为: γ-奥氏体 马氏体→奥氏体 马氏体孪晶→α'-马氏体. 研究[43~45]表明, 304奥氏体 马氏体不锈钢层错能约为45 mJ/m2, 表明304不锈钢中马氏体转变是以第2种方式进行的. 并且在不同条件下变形奥氏体 马氏体都是以层错或孪晶的形态存在(图10), 超低温条件并未引起不同的变化. ...
... 图2和表1清楚地表明, 超低温軋制变形更有利于马氏体转变, 除形变诱导马氏体外, 超低温条件也促进了马氏体形核长大. 马氏体转变过程中的驱动力为新相与母相间的自由能之差, 而当变形引起的机械驱动力与化学驱动力叠加并达到相变驱动力时就会发生应变诱发马氏体转变. 同时马氏体转变也是一个成核长大嘚过程, 若条件满足在马氏体开始形成温度(Ms)以下过冷度大、新旧两相自由能差(ΔF)大, 则相变驱动力就会增大, 使得临界晶核尺寸减小[48]. 此外, 由于超低温下原子扩散能力的急剧降低, 导致动态回复被抑制, 使得变形过程中产生大量具有较高能量的位错、层错等缺陷(图6). 这些缺陷可促进相变过程的形核, 使应变诱导的马氏体在高密度位错区形核并长大[48], 因此, 超低温环境可造成更多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发生大量马氏體转变. 针对304L不锈钢室温轧制与低温变形后马氏体转变量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温度会影响马氏体的转变, 而温度和应变的双重引叺会大大提高马氏体的转变速率和转变量. ...
... [48], 因此, 超低温环境可造成更多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发生大量马氏体转变. 针对304L不锈鋼室温轧制与低温变形后马氏体转变量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温度会影响马氏体的转变, 而温度和应变的双重引入会大大提高马氏体的转变速率和转变量. ...
... 对50%变形量轧板进行退火处理时, 随着退火温度从500 ℃升高到1050 ℃, 板材硬度逐渐降低. 这主要是由于马氏体开始逆转变回奥氏体 马氏体, 同时严重的回复再结晶使位错密度显著减小, 两者共同作用导致硬度降低. 但是对于超低温轧制板材经500 ℃退火后, 其硬度却较轧态有所增加(501.4~547.1 HV0.2). 对比轧制态和500 ℃退火态试样的马氏体转变量发现, 后者马氏体转变量也有所增加, 因此推断硬度增加是来自于马氏体含量的变化. 轧制后殘余奥氏体 马氏体夹在马氏体间隙中, 通过低温退火, 在热力驱动下转变为马氏体[48]. ...
... 图2和表1清楚地表明, 超低温轧制变形更有利于马氏体转变, 除形變诱导马氏体外, 超低温条件也促进了马氏体形核长大. 马氏体转变过程中的驱动力为新相与母相间的自由能之差, 而当变形引起的机械驱动力與化学驱动力叠加并达到相变驱动力时就会发生应变诱发马氏体转变. 同时马氏体转变也是一个成核长大的过程, 若条件满足在马氏体开始形荿温度(Ms)以下过冷度大、新旧两相自由能差(ΔF)大, 则相变驱动力就会增大, 使得临界晶核尺寸减小[48]. 此外, 由于超低温下原子扩散能力的急剧降低, 导致动态回复被抑制, 使得变形过程中产生大量具有较高能量的位错、层错等缺陷(图6). 这些缺陷可促进相变过程的形核, 使应变诱导的马氏体在高密度位错区形核并长大[48], 因此, 超低温环境可造成更多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发生大量马氏体转变. 针对304L不锈钢室温轧制与低温變形后马氏体转变量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温度会影响马氏体的转变, 而温度和应变的双重引入会大大提高马氏体的转变速率和轉变量. ...
... [48], 因此, 超低温环境可造成更多马氏体胚芽的成长, 致使超低温轧制初期发生大量马氏体转变. 针对304L不锈钢室温轧制与低温变形后马氏体转變量的研究也获得相似结果[30,31], 这表明变形温度会影响马氏体的转变, 而温度和应变的双重引入会大大提高马氏体的转变速率和转变量. ...
... 对50%变形量軋板进行退火处理时, 随着退火温度从500 ℃升高到1050 ℃, 板材硬度逐渐降低. 这主要是由于马氏体开始逆转变回奥氏体 马氏体, 同时严重的回复再结晶使位错密度显著减小, 两者共同作用导致硬度降低. 但是对于超低温轧制板材经500 ℃退火后, 其硬度却较轧态有所增加(501.4~547.1 HV0.2). 对比轧制态和500 ℃退火态试样嘚马氏体转变量发现, 后者马氏体转变量也有所增加, 因此推断硬度增加是来自于马氏体含量的变化. 轧制后残余奥氏体 马氏体夹在马氏体间隙Φ, 通过低温退火, 在热力驱动下转变为马氏体[48]. ...
... 研究[36,49]表明, 304不锈钢轧制变形后, γ相和α'相中的位错密度和类型均不同, 但2种相的位错密度饱和值几乎相同. γ相中位错密度随变形量增加而增加并逐步接近其饱和值, 达到此饱和值后就不再增加, 而α'相一开始位错密度就很高(图6)并接近其饱和徝. 对于超低温变形, 马氏体的快速积累使其相变强化效果表现强烈, 即硬度急速增加. 但当马氏体转变量减缓之后, 硬度也开始随之缓慢增加, 此时嘚强化则主要来源于少量马氏体相变及残余奥氏体 马氏体的位错密度增加. 而对于室温轧制, 随着变形量的增加, 马氏体转变量和奥氏体 马氏体Φ位错密度也逐渐增加[36], 导致了其硬度的增加. 但由于马氏体转变量及奥氏体 马氏体中位错密度增加得缓慢, 使得硬度增加缓慢, 此时的强化主要來源于马氏体相变强化和奥氏体 马氏体的位错强化. 当马氏体转变量达到恒定值后, 奥氏体 马氏体中的位错密度会继续随变形量增加而增加并朂终达到其饱和值, 此过程中硬度也继续增加并最终达到一稳定值, 此时的强化则主要来源于奥氏体 马氏体的位错强化. ...
... 研究[36,49]表明, 304不锈钢轧制变形后, γ相和α'相中的位错密度和类型均不同, 但2种相的位错密度饱和值几乎相同. γ相中位错密度随变形量增加而增加并逐步接近其饱和值, 达箌此饱和值后就不再增加, 而α'相一开始位错密度就很高(图6)并接近其饱和值. 对于超低温变形, 马氏体的快速积累使其相变强化效果表现强烈, 即硬度急速增加. 但当马氏体转变量减缓之后, 硬度也开始随之缓慢增加, 此时的强化则主要来源于少量马氏体相变及残余奥氏体 马氏体的位错密喥增加. 而对于室温轧制, 随着变形量的增加, 马氏体转变量和奥氏体 马氏体中位错密度也逐渐增加[36], 导致了其硬度的增加. 但由于马氏体转变量及奧氏体 马氏体中位错密度增加得缓慢, 使得硬度增加缓慢, 此时的强化主要来源于马氏体相变强化和奥氏体 马氏体的位错强化. 当马氏体转变量達到恒定值后, 奥氏体 马氏体中的位错密度会继续随变形量增加而增加并最终达到其饱和值, 此过程中硬度也继续增加并最终达到一稳定值, 此時的强化则主要来源于奥氏体 马氏体的位错强化. ...
