RU2574950C1 - Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали - Google Patents
Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали Download PDFInfo
- Publication number
- RU2574950C1 RU2574950C1 RU2014127240/02A RU2014127240A RU2574950C1 RU 2574950 C1 RU2574950 C1 RU 2574950C1 RU 2014127240/02 A RU2014127240/02 A RU 2014127240/02A RU 2014127240 A RU2014127240 A RU 2014127240A RU 2574950 C1 RU2574950 C1 RU 2574950C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- activation energy
- martensite
- temperature
- activation
- straight line
- Prior art date
Links
- 230000004913 activation Effects 0.000 title claims abstract description 60
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 37
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 24
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 24
- 230000001131 transforming Effects 0.000 title claims abstract description 18
- 238000000844 transformation Methods 0.000 title claims abstract description 11
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 29
- 210000004940 Nucleus Anatomy 0.000 claims abstract description 17
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims abstract description 12
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910000529 magnetic ferrite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 claims description 9
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 claims description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 abstract description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000000171 quenching Effects 0.000 description 4
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 4
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 3
- 230000005012 migration Effects 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 2
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 2
- 238000010193 dilatometric analysis Methods 0.000 description 2
- 210000002257 embryonic structures Anatomy 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 231100000488 structural defect Toxicity 0.000 description 2
- 210000004544 DC2 Anatomy 0.000 description 1
- 230000001476 alcoholic Effects 0.000 description 1
- REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N aluminium(3+) Chemical class [Al+3] REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001174 ascending Effects 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atoms Chemical group C* 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 239000011229 interlayer Substances 0.000 description 1
- 230000002530 ischemic preconditioning Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005088 metallography Methods 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000010561 standard procedure Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- JZQOJFLIJNRDHK-CMDGGOBGSA-N α-irone Chemical compound CC1CC=C(C)C(\C=C\C(C)=O)C1(C)C JZQOJFLIJNRDHK-CMDGGOBGSA-N 0.000 description 1
Images
Abstract
Изобретение относится к области металлографии и может быть использовано в описании процессов диффузии, превращений, образования зародышей и роста новой фазы в металлах. Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали, в котором для определения энергии активации фазовых превращений определяют энергию активации образования зародышей новых ферритной и цементитной фаз и энергию активации роста упомянутых зародышей. Проводят закалку стальных образцов, отпуск упомянутых образцов при различных температурах, определяют количество микроструктурных объектов (N), образующихся при распаде мартенсита, и среднюю площадь зерна (Scp), с помощью которой определяют температурный коэффициент (αr) приращения среднего диаметра зерна по формуле:
Description
Изобретение относится к области металлографии и может быть использовано в описании процессов диффузии, превращений, образования зародышей и роста новой фазы в металлах.
Известен дилатометрический анализ, позволяющий оценить энергию активации, основанный на изменении объема, происходящем в металле или сплаве в момент превращения [1].
Общим недостатком способа, в случае изучения внутренних превращений, является неточность количественных расчетов получающихся кривых, поскольку не удается количественно отделить объемный эффект превращения от чисто термического расширения или сжатия.
Также известен более простой способ определения энергии активации, который заключается в том, что экспериментально определяют коэффициенты в уравнении Аррениуса, представленной в логарифмической форме: lnk=lnk0-E0/RT, где k - константа скорости реакции с размерностью обратного времени, k0 - постоянная, Е0 - энергия активации при распаде мартенсита. Строят график зависимости в координатах lnk и l/RT, эта зависимость линейная. Тангенс угла наклона прямой Аррениуса определяет энергию активации [2].
Наиболее близким аналогом является SU 410299 А, МПК G01N 25/02, 05.01.1974, формула.
Недостаток данных способов заключается в том, что данные способы не позволяют раздельно оценить доли энергии активации, приходящиеся на зародышеобразование и рост новой фазы.
Задачей заявляемого способа является повышение достоверности сведений о свойствах металлов и сплавов при термической обработке.
Технический результат данного изобретения заключается в повышении точности определения энергии активации при распаде мартенсита в стали и в возможности оценки доли энергии активации, отдельно приходящейся на энергию активации зародышеобразования и энергию активации роста ферритной и цементитной фаз.
Технический результат настоящего изобретения достигается следующим образом.
Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали, в котором для определения энергии активации фазовых превращений определяют энергию активации образования зародышей новых ферритной и цементитной фаз и энергию активации роста упомянутых зародышей, для чего проводят закалку стальных образцов, отпуск упомянутых образцов при различных температурах, определяют количество микроструктурных объектов (N), образующихся при распаде мартенсита, и среднюю площадь зерна (Scp), с помощью которой определяют температурный коэффициент (αr) приращения среднего диаметра зерна по формуле:
Затем строят график зависимости натурального логарифма количества микроструктурных объектов (N) как функцию обратной величины произведения постоянной Больцмана и температуры (RT) в виде прямой и по тангенсу угла наклона прямой определяют энергию активации образования зародышей ферритной и цементитной фаз, затем строят график зависимости натурального логарифма температурного коэффициента (αr) приращения среднего диаметра зерна как функцию обратного произведения постоянной Больцмана и температуры (RT) в виде прямой и по тангенсу угла наклона прямой определяют энергию активации роста упомянутых зародышей, а энергию активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали определяют как сумму энергий активации образования зародышей ферритной и цементитной фаз и энергии активации роста упомянутых зародышей.
Мартенсит - пересыщенный твердый раствор углерода в α-железе. Образуется при закалке сталей в воду. Имеет «игольчатое» строение. При дальнейшей термической обработке (отпуске) происходит распад мартенсита. Различают 4 основных превращения при нагреве закаленной стали. Все процессы идут внутри мартенситных пластин (игл), поэтому характер игольчатой структуры сохраняется до высоких температур.
Первое превращение при отпуске происходит в интервале 80-200°C и называется «двухфазным» или «гетерогенным» расплавом мартенсита. Выделяются тончайшие пластины карбида (ε - карбид или FexC), уменьшается степень тетрагональности с/а→1 (где с и а - параметры кристаллической решетки), образуется «отпущенный мартенсит». Это превращение сопровождается сокращением объема образца.
Второе превращение происходит в интервале от 200-300°C. Одновременно идут процессы:
- образуются ε - и FexC - карбиды, когерентно связанные с решеткой мартенсита;
- остаточный аустенит переходит в «отпущенный мартенсит»;
(бейнит нижний). Процесс сопровождается увеличением объема;
- продолжается выделение углерода из мартенсита (с/а→1);
- начинается карбидное обособление - образование карбида железа по схеме: FexC→Fe2C→Fe5C→Fe3C.
Третье превращение происходит в интервале от 350-450°C. Увеличивается скорость диффузии, карбид железа выделяется из решетки мартенсита. Степень тетрагональности с/а→1. Образуется дисперсная смесь феррита и цементита (троостит отпуска).
Четвертое превращение происходит выше 400-450°C. Растут частицы карбида (коагуляция) и сливаются, округляются (сфероидизация). Тонкая феррито-цементитная структура троостита отпуска превращается при температуре 500-550°C в сорбит отпуска, а при более высоких температурах (600-650°C) - в перлит.
Энергия активации при распаде мартенсита - это энергия, которой должна обладать система, чтобы перескочить энергетический барьер, чтобы пошла реакция распада мартенсита. Чем больше энергия активации, тем сильнее возрастает скорость распада при увеличении температуры.
Распад мартенсита при отпуске можно разделить на ряд параллельно протекающих процессов: образование условных зародышей новой ферритной и цементитной фаз и их рост. Рост кристаллитов связан с переносом атомов железа через фазовую границу, представляющую определенный энергетический барьер, который определяет энергию активации роста новой структуры. В результате такого массопереноса происходит смещение самой фазовой границы, которое проявляется как миграция границы между исходной и новой структурой. Скорость образования условных зародышей и их суммарное количество, а также рост кристаллитов новых структур носит термофлуктуационную природу, при этом процесс роста зерен или миграция границ главным образом управляется самодиффузией. Тогда процесс распада мартенсита характеризуется суммой энергий активации, учитывающей энергию образования ферритных и цементитных зародышей, рост зерен новых структур, в частности феррита и перлита (ферритных и цементитных прослоек). Следовательно, кинетику процесса распада мартенсита при отпуске и отжиге нельзя однозначно оценить только миграцией атомов углерода, которая рассматривается как основной механизм в экспериментально-теоретических моделях разложения мартенсита.
Количество зародышей новой структуры отличается от количества зерен. Это связано с тем, что зародыши образуются не одновременно и отличаются устойчивостью и степенью привязки к матрице. Первичные зародыши имеют большую вероятность вырасти до зерна, а последующие - могут быть захвачены границей и мигрировать вместе с ней или поглощены растущим зерном и сформировать в нем субмикроструктуру. Часть зародышей может терять идентификационный признак при слиянии зерен.
Для определения энергии активации роста новых структур при распаде мартенсита используем температурный коэффициент приращения среднего диаметра зерна, определяемого по формуле (1).
Способ осуществляли следующим образом.
Провели закалку 7 образцов стали 45. Далее провели отпуск 6 образцов стали 45 при различных температурах. Затем готовили шлифы по стандартной методике. Затем образцы протравливали. Для стали 45 используется пятипроцентный спиртовой раствор HNO3. Затем провели фотографирование микроструктуры на металлографическом микроскопе (среднее количество фотографий 5 штук на каждой микроструктуре).
Фотографии микроструктур представлены на фиг. 1 (а-е). Фиг. 1а - микроструктура закаленной стали 45, фиг. 1б - микроструктура стали 45 после отпуска 200°C; фиг. 1в - микроструктура стали 45 после отпуска 300°C; фиг. 1г - микроструктура стали 45 после отпуска 400°C; фиг. 1д - микроструктура стали 45 после отпуска 500°C; фиг. 1е - микроструктура стали 45 после отпуска 600°C.
Оцифрованные фотографии микроструктур загружаются в программу, с помощью которой можно рассчитать различные количественные показатели микроструктуры, например Image.Pro.Plus.5.1, которая считает количество микроструктурных объектов на каждом снимке. Определили среднее значение микроструктурных объектов для каждой температуры отпуска.
В таблице представлены режимы термической обработки (Т, °C), среднее количество (N) и площадь микроструктурных объектов (S), определенных по фотографиям микроструктур с помощью программы Image.Pro.Plus.5.1.
Кинетику структурных изменений анализируем по характеру изменения количества микроструктурных объектов. Общее число микроструктурных объектов N на одной фотографии является самостоятельной количественной характеристикой, не связанной прямым образом с количеством зерен. Для мартенсита и других закалочных структур, не имеющих зеренную организацию, этот параметр можно использовать для оценки степени дисперсности. Из таблицы видно, что микроструктура после закалки отличается низким значением N, которое резко возрастает после отпуска, а с повышением температуры отпуска монотонно снижается до минимального уровня.
Далее строим зависимость натурального логарифма количества микроструктурных объектов от обратной величины больцмановского произведения RT. На фиг. 2 показана графическая зависимость определения энергии активации образования зародышей новой структуры при распаде мартенсита стали 45, где 1 - значение натурального логарифма количества микроструктурных объектов после закалки стали 45, 2 - значение натурального логарифма количества микроструктурных объектов после отпуска 200°C, 3 - значение натурального логарифма количества микроструктурных объектов после отпуска 300°C, 4 - значение натурального логарифма количества микроструктурных объектов после отпуска 400°C, 5 - значение натурального логарифма количества микроструктурных объектов после отпуска 500°C, 6 - значение натурального логарифма количества микроструктурных объектов после отпуска 600°C, 7 - уравнение наклонной прямой, которое приводим к уравнению Аррениуса lnk=lnk0-E0/RT, где lnk0=5,2124, Е0=7804,8 Дж/моль. Значение 7804,8 является энергией активации зародышеобразования.
Для определения энергии активации роста новых структур при распаде мартенсита используем температурный коэффициент приращения среднего диаметра зерна, рассчитанный по формуле 1.
На фиг. 3 показана зависимость натурального логарифма температурного коэффициента приращения среднего диаметра зерна как функция обратного произведения постоянной Больцмана и температуры l/RT, где 8 - значение натурального логарифма температурного коэффициента приращения среднего диаметрального размера зерна после отпуска 200°C, 9 - значение натурального логарифма температурного коэффициента приращения среднего диаметрального размера зерна после отпуска 300°C, 10 - значение натурального логарифма температурного коэффициента приращения среднего диаметрального размера зерна после отпуска 400°C, 11 - значение натурального логарифма температурного коэффициента приращения среднего диаметрального размера зерна после отпуска 500°C, 12 - значение натурального логарифма температурного коэффициента приращения среднего диаметрального размера зерна после отпуска 600°C, 13 - уравнение наклонной прямой, которое приводим к уравнению Аррениуса lnk=lnk0-E0/RT, где lnk0=5,2124, Е0=7066,2 Дж/моль. Значение 7066,2 является энергией активации роста новой фазы.
Для подтверждения достоверности рассчитанной энергии активации по предлагаемому способу дополнительно определяем энергию активации по дилатометрическим кривым (Фиг. 4), где 14 - дилатометрическая кривая после отжига, 15 - дилатометрическая кривая после закалки. Для проведения дилатометрического анализа подготавливаем образец из исследуемой закаленной стали 45. Для этого делаем образец в форме прямоугольного параллелепипеда, замеряем штангенциркулем длину, она составляет 25 мм (стандарт). На дилатометре, например Netzsch DIL 402РС, производим калибровку режима на эталонном образце. Нагреваем до температуры 850°C со скоростью 10 К/мин в воздушной среде. После этого кладем исследуемый образец в дилатометр и нагрев осуществляется по откалиброванному режиму. На мониторе компьютера, в прикладной программе, рисуется дилатометрическая кривая. Далее образец остывает до комнатной температуры. Затем производится повторный нагрев по тому же режиму, но образец уже находится в отожженном состоянии. И также на мониторе вырисовывается дилатометрическая кривая.
Для определения энергии активации берем участок 16 дилатометрических кривых 14 и 15 в интервале температур от 200°C до 450°C, так как в этом интервале на кривой 15 наблюдается изгиб. До 80°C распад мартенсита и аустенита протекает с незначительной скоростью и в небольшой степени. Далее распад мартенсита идет достаточно интенсивно. Из α-раствора выделяется углерод, при этом образуются дисперсные частицы карбида железа. При температуре 150-350°C происходит дальнейшее выделение углерода из твердого раствора, образование карбидов и их коагуляция, превращение остаточного аустенита. При температуре 350-450°C происходит интенсивное уменьшение углерода и полное завершение процесса выделения углерода из α-раствора и соответственно уменьшение плотности дефектов строения в этой фазе. Выше 450°C резко уменьшается плотность дефектов строения в α-фазе, а также рост (коагуляция) и сфероидизация карбидов. Следующий изгиб наблюдается выше температуры фазовых превращений, где происходит перестроение кристаллической решетки металла. Вычитанием производных получаем температурную зависимость разницы коэффициентов термических расширений закаленной и отожженной сталей 45 (фиг. 5). Для построения наклонных прямых разделяем параболу на восходящую и нисходящую кривую.
Численное значение энергии активации определяют путем построения в полулогарифмических координатах зависимости коэффициентов термических расширений ln(α) от обратной величины произведения постоянной Больцмана и температуры l/(RT). На фиг. 6 приведена зависимость для стали 45 (нисходящая кривая). На фиг. 7 приведена зависимость для стали 45 (восходящая кривая). Наклон аппроксимирующей кривой определяет энергию активации, где 17 - уравнение наклонной прямой, которое приводим к уравнению Аррениуса lnk=lnk0-E0/RT, где lnk0=6,9913, Е0=13159 Дж/моль, 18 - уравнение наклонной прямой, которое приводим к уравнению Аррениуса lnk=lnk0-E0/RT, где lnk0=18,68, Е0=19831 Дж/моль. Среднее значение энергии активации распада мартенсита по дилатометрическим кривым составляет 16495 Дж/моль.
Используя дилатометрический метод можно вычислить энергию активации распада мартенсита в целом. Энергия активации составляет 16495 Дж/моль. Используя метод определения энергии активации по оцифрованным фотографиям микроструктуры можно вычислить энергию активации различных стадий: образование зародышей новой фазы (энергия активации равна 7804,8 Дж/моль) и энергию роста новой фазы (равна 7066,2 Дж/моль). В сумме получаем энергию активации распада мартенсита 14871 Дж/моль, что численно удовлетворительно совпадает с энергией активации, полученной по дилатометрическим кривым.
Литература
1. Аматуни А.Н., Методы и приборы для определения температурных коэффициентов линейного расширения материалов. - М., 1972.
2. Ермаков С.С. Физика металлов и дефекты кристаллического строения. Учеб. пособие. - Л.: Издательство Ленинградского университета. 280 с., стр. 165-166.
Claims (1)
- Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали, отличающийся тем, что для определения энергии активации фазовых превращений определяют энергию активации образования зародышей новых ферритной и цементитной фаз и энергию активации роста упомянутых зародышей, для чего проводят закалку стальных образцов, отпуск упомянутых образцов при различных температурах, определяют количество микроструктурных объектов (N), образующихся при распаде мартенсита, и среднюю площадь зерна (Scp), с помощью которой определяют температурный коэффициент (αr) приращения среднего диаметра зерна по формуле:
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2014127240/02A RU2574950C1 (ru) | 2014-07-03 | Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
RU2014127240/02A RU2574950C1 (ru) | 2014-07-03 | Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2574950C1 true RU2574950C1 (ru) | 2016-02-10 |
RU2014127240A RU2014127240A (ru) | 2016-02-10 |
Family
ID=
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SU410299A1 (ru) * | 1971-09-21 | 1974-01-05 | ||
SU620879A1 (ru) * | 1976-04-06 | 1978-08-25 | Предприятие П/Я Г-4219 | Способ определени энергии активации полимерных превращений в металлах |
SU1275050A1 (ru) * | 1985-03-05 | 1986-12-07 | Куйбышевский ордена Трудового Красного Знамени политехнический институт им.В.В.Куйбышева | Способ упрочнени стальных изделий |
US7645069B1 (en) * | 2005-07-27 | 2010-01-12 | L-3 Communications Cyterra Corporation | Energetic material detector |
JP2014029320A (ja) * | 2012-07-04 | 2014-02-13 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 昇温脱離分析方法、昇温脱離分析装置およびプログラム |
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SU410299A1 (ru) * | 1971-09-21 | 1974-01-05 | ||
SU620879A1 (ru) * | 1976-04-06 | 1978-08-25 | Предприятие П/Я Г-4219 | Способ определени энергии активации полимерных превращений в металлах |
SU1275050A1 (ru) * | 1985-03-05 | 1986-12-07 | Куйбышевский ордена Трудового Красного Знамени политехнический институт им.В.В.Куйбышева | Способ упрочнени стальных изделий |
US7645069B1 (en) * | 2005-07-27 | 2010-01-12 | L-3 Communications Cyterra Corporation | Energetic material detector |
JP2014029320A (ja) * | 2012-07-04 | 2014-02-13 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 昇温脱離分析方法、昇温脱離分析装置およびプログラム |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
Quidort et al. | A model of isothermal and non isothermal transformation kinetics of bainite in 0.5% C steels | |
Samanta et al. | Formation of bainite below the MS temperature: Kinetics and crystallography | |
Gvozdev et al. | Grain size effect of austenite on the kinetics of pearlite transformation in low-and medium-carbon low-alloy steels | |
Ji et al. | Microstructure evolution and constitutive equations for the high-temperature deformation of 5Cr21Mn9Ni4N heat-resistant steel | |
WO2014033928A1 (ja) | 材料組織予測装置、製品製造方法及び材料組織予測方法 | |
Kang et al. | Estimation of phase fraction in dual phase steel using microscopic characterizations and dilatometric analysis | |
Das et al. | Effect of bainitic transformation on bake hardening in TRIP assisted steel | |
CN110457834B (zh) | 一种表征渗碳钢渗层碳浓度的方法 | |
Bandyopadhyay et al. | Modeling and experiment on microstructure evolutions and mechanical properties in grade 600 MPa reinforcing steel rebar subjected to TempCore process | |
Ren et al. | Investigation on dynamic recrystallization behavior of martensitic stainless steel | |
Behera et al. | Prediction of carbon partitioning and austenite stability via non-equilibrium thermodynamics in Quench and Partition (Q&P) steel | |
Hosemann et al. | Micro-structural characterization of laboratory heats of the Ferric/Martensitic steels HT-9 and T91 | |
An et al. | Evolution of microstructure and carbon distribution during heat treatments of a dual-phase steel: modeling and atom-probe tomography experiments | |
Su et al. | Cellular automaton modeling of austenite nucleation and growth in hypoeutectoid steel during heating process | |
Pietrzyk et al. | Physical and numerical simulation of the continuous annealing of DP steel strips | |
Caballero et al. | Time-temperature-transformation diagram within the bainitic temperature range in a medium carbon steel | |
Pietrzyk et al. | Computer aided interpretation of results of the Jominy test | |
Cezário et al. | Proposition of an empirical functional equation to predict the kinetics of austenite to ferrite transformation in a continuous cooled IF-Ti-stabilized steel | |
Capdevila et al. | Modeling of kinetics of austenite-to-allotriomorphic ferrite transformation in 0.37 C-1.45 Mn-0.11 V microalloyed steel | |
Xiao et al. | Grain size-dependent tensile behaviour in a metastable beta titanium alloy | |
Damon et al. | A Comparative Study of kinetic models regarding bainitic transformation behavior in carburized case hardening steel 20MnCr5 | |
Marcuci et al. | Corrosion and microstructural characterization of martensitic stainless steels submitted to industrial thermal processes for use in surgical tools | |
RU2574950C1 (ru) | Способ определения энергии активации фазовых превращений при распаде мартенсита в стали | |
Choi et al. | An approach to predict the depth of the decarburized ferrite layer of spring steel based on measured temperature history of material during cooling | |
Khan et al. | Microstructure and aqueous corrosion in carbon steel: An emerging correlation |