This work was carried out in order to investigate the effect of grain size on martensitic transformation temperature and morphology of Fe-27%Ni-0.27%C alloy. The martensitic transformation temperature was raised with increasing the austenitizing temperature within the range from $750^{\circ}C$ to $1200^{\circ}C$, owing to the grain growth, vacancy concentration. It was observed that the larger was the austenite grain, the higher was the martensitic transformation temperature. The influence of the austenite grain size was similar to that of the austenitizing temperature. The morphology of martensite in Fe-27%Ni-0.27%C alloy changed from lath to lenticular with the variation of grain size. From the above results, it was concluded that the martensitic transformation temperature and morphology was mainly dependent upon the austenite grain size.
The effects of chemical composition and thermal cycling on the martensitic transformation characteristics in Cu-rich, equiatomic and Zr-rich CuZr binary alloys have been studied by calorimetry. Only martensite could be indentified in equiatomic $Cu_{49.9}Zr_{50.1}$ alloy, while $Cu_{10}Zr_7$ and $CuZr_2$ intermetallic compounds as well as martensite were formed by rapid cooling from the melts in Cu-rich $Cu_{52.2}Zr_{47.5}$ alloy and Zr-rich $Cu_{48.4}Zr_{51.6}$ alloy, respectively. The $M_s$ temperature of $Cu_{49.9}Zr_{50.1}$ was $156^{\circ}C$ but those of $Cu_{52.5}Zr_{47.5}$ and $Cu_{48.4}Zr_{51.6}$ alloys, being $109^{\circ}C$ and $138^{\circ}C$, were lower than that of equiatomic $Cu_{49.9}Zr_{50.1}$ alloy. In all the alloys, the $M_s$ temperature has fallen but the $A_s$ temperature has risen, resulting in widening of the transformation hysteresis with thermal cycling. The anomalous characteristics in the transformation temperature are due to the presence of the intermetallic compounds i.e. $Cu_{10}Zr_7$ and $CuZr_2$ formed by an eutectoid reaction during thermal cycling in the temperature range between $-100^{\circ}C$ < $T_c$ < $400^{\circ}C$.
This study is to investigate the phase changes and cold workability after isothermal transformation at $780^{\circ}C$ by using the high temperature gas nitrided (HTGN) STS 430 ferritic stainless steel specimens. The phase diagram of STS 430 steel obtained by calculation showed that the phase appeared at $1100^{\circ}C$ showed as ${\alpha}+{\gamma}{\rightarrow}{\gamma}{\rightarrow}{\gamma}+Cr_2N{\rightarrow}{\gamma}+Cr_2N+CrN$ with increasing nitrogen concentration. Also, the transformation of ${\gamma}{\rightarrow}Cr_2N$ during heat treatment isothermally at $780^{\circ}C$, nitrogen pearlite with lamellar type was fully formed at the nitrogen permated surface layer for 10 hrs. However, this transformation was not completed for 1 hr, resulting nitrogen pearlite plus martensite. The cold rolled specimen of isothermally transformed at $780^{\circ}C$ for 10 hrs after high temperature gas nitriding decreased the layer thickness of nitrogen pearlite inducing the deformation of hard $Cr_2N$ phase. the dissolution rate of $Cr_2N$ phase increased rapidly with increasing cold rolling ratio. Specimens with the microstructure of nitrogen pearlite (isothermally transformed at $780^{\circ}C$ for 10 hrs) were possible to cold rolling without crack formation. However, the mixed structures of nitrogen pearlite + martensite (isothermally transformed at $780^{\circ}C$ for 1 hr) were impossible to cold deformation without cracking.
Most of ferrous b.c.c weld materials may experience martensitic transformation during rapid cooling after welding. It is well known that volume expansion due to the phase transformation could influence on the relaxation of welding residual stress. To apply this effect practically, it is a prerequisite to establish a numerical model which is able to estimate the effect of phase transformation on residual stress relaxation quantitatively. For this purpose, the analysis is carried out in two regions. i.e., heating and cooling, because the variation of material properties following a phase transformation in cooling is different in comparison with the case in heating, even at the same temperature. The variation of material properties following phase transformation is considered by the adjustment of specific heat and thermal expansion coefficient, and the distribution of residual stress in analysis is compared with that of experiment by previous study. consequently, in this study, simplified numerical procedures considering phase transformation, which based on a commercial finite element package was established through comparing with the experimental data of residual stress distribution by other researcher. To consider the phase transformation effect on residual stress relaxation, the transition of mechanical and thermal property such as thermal expansion coefficient and specific heat capacity was found by try and error method in this analysis.
The effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of cast Ti-6%Al-4%V alloy was investigated. Heat treatment of cast Ti-6Al-4V alloy was conducted by solution treatment at $950^{\circ}C$ for 30 min; this was followed by water quenching and then aging at $550^{\circ}C$ for 1 to 1440 min. The highest hardness of the heat-treated specimens was obtained by solution treatment and subsequent aging for 5 min due to precipitates of fine ${\alpha}$ that formed from retained ${\beta}$ phase. The tensile strength of this alloy increased without dramatic decrease of the ductility due to microstructural refinement resulting from the decomposition of ${\alpha}^{\prime}$ martensite into fine ${\alpha}$ and ${\beta}$ phases, and also due to the fine ${\alpha}$ phase formed from the retained ${\beta}$ phase by aging treatment for 5 min. In addition, this strengthening might be caused by the transformation induced plasticity (TRIP) effect, which is a strain-induced martensite transformation from the retained ${\beta}$ phase during deformation, and which occurs even after aging treatment at $550^{\circ}C$ for 5 min.
NiAl alloy powders were prepared by mechanical alloying method and bulk specimens were produced using hot isostatic pressing techniques. This study focused on the transformation behavior and properties of Ni-Al mechanically alloyed powders and bulk alloys. Transformation behavior was investigated by differential scanning calorimeter (DSC), XRD and TEM. Particle size distribution and microstructures of mechanically alloyed powders were studied by particle size analyzer and scanning electron microscope (SEM). After 10 hours milling, XRB peak broadening appeared at the alloyed powders with compositions of Ni-36at%Al to 40at%Al. The NiAl and $Ni_3Al$ intermetallic compounds were formed after water quenching of solution treated powders and bulk samples at $1200^{\circ}C$, but the martensite phase was observed after liquid nitrogen quenching of solution treated powders. However, the formation of $Ni_3Al$ intermetallic compounds were not restricted by fast quenching into liquid nitrogen. It is considered to be caused by fast diffusion of atoms for the formation of stable $\beta$(NiAl) phase and $Ni_3Al$ due to nano sized grains during quenching. Amounts of martensite phase increased as the composition of aluminium component decreased in the Ni-Al alloy, which resulted in the increasing damping properties.
This study deals with the effect of austempering temperature and time on the microstructures and mechanical properties of high-carbon nano-bainite steels. Although all the austempered specimens are mainly composed of bainite, martensite, and retained austenite, the specimens which are austempered at lower temperatures contain finer packets of bainite. As the duration for austempering increases, bainite packets are clearly seen due to larger amount of carbon atoms being redistributes into bainite and retained austenite during bainite transformation. As the austempering time increases, the hardness of the specimens gradually decreases as a result of lower martensite volume fraction, and later increases again due to the formation of nano-bainite structure. The Charpy impact test results indicate that the impact toughness of the austempered specimens can be improved if the formation of nano-bainite structure and the transformation induced plasticity effect of retained austenite are optimized at higher austempering temperature.
In this article, experimental training of the commercial available shape memory alloy fibre (SMA) fibre under the combined thermomechanical loading is reported. SMA has the ability to sense a small change in temperature (${\geq}10^{\circ}C$) and activated under the external loading and results in shape change. The thermomechanical characteristics of SMA at different temperature and mechanical loading are obtained through an own lab-scale experimental setup. The analysis is conducted for two types of the medium using the liquid nitrogen (cold cycle) and the hot water (heat cycle). The experimental data indicate that SMA act as a normal wire for Martensite phase and activated behavior i.e., regain the original shape during the Austenite phase only. To improve the confidence of such kind of behavior has been verified by inspecting the composition of the wire. The study reveals interesting conclusion i.e., while SMA deviates from the equiatomic structure or consist of foreign materials (carbon and oxygen) except nickel and titanium may affect the phase transformation temperature which shifted the activation phase temperature. Also, the grain structure distortion of SMA wire has been examined via the scanning electron microscope after the thermomechanical cycle loading and discussed in details.
Recently developed Austenite stainless steel, 309L was used to overlay on 3Cr-1Mo-V-Ti-B steels, using Electroslag welding process, which wide electrodes were adopted. Transition region in welding interlayer relating to disbonding crack was investigated. Also, the effect of welding condition on the width of transition region and coarsening grains of the austenite were studied. 1) With increasing welding speed the width of martensite at transient region was increased, but the amount of delta ferrite in weld metal was reduced, being fine grained. 2) The form of martensite at the transition region was occurred by reversible transformation during cooling since the interdiffusion of Cr and Ni from weld metal and Fe and C from base metals at the transition region, causes to lowering the concentration of Cr and Ni at the transition region, leading to increasing Ms point. 3) With increasing welding speed, the grain of austenite formed at the welding interface was finer. With increasing welding current under the same welding speed, the grain size of the austenite was finer. At high current, original grain size of the austenite is coarse, but the austenite has fine grains because the austenite was transformed to martensite during cooling. 4) In the case of high welding speed, the width of martensite at the welding interface was increased, but the grain size of austenite at the welding interface was finer. This indicates that the inhibition of disbonding crack may be achieved through dispersening fine carbides in the gain boundary.
The mechanical properties of Ti-6Al-4V can be improved by microstructural control through the heat treatment in ${\alpha}+{\beta}$ region. The heat treatment was carried out with a variety of heat treatment temperatures and holding times to find the optimized heat treatment conditions and it was analyzed by linking the microstructural characteristics and mechanical properties. The part of ${\beta}$ phase with $10{\pm}2wt%$ vanadium was transformed into ${\alpha}^{{\prime}{\prime}}$ martensite phase after quenched, so the hardness and tensile properties were decreased below $900^{\circ}C$. The higher the heat treatment temperature is, the smaller is the vanadium-rich region, which leads to transformation into hcp ${\alpha}^{\prime}$ martensite above $900^{\circ}C$. The hardness and tensile properties were improved due to the hard ${\alpha}^{\prime}$ martensite. As the holding times were longer, the hardness and tensile properties decreased below $900^{\circ}C$ because of the softening effect by the grain growth. When varying the holding times above $900^{\circ}C$, the change of mechanical properties was slight because the softening effect of grain growth and the strengthening effect of ${\alpha}^{\prime}$ phase were counteractive. Therefore, the best conditions of heat treatment, which is in the range of $920{\sim}960^{\circ}C$, 40 min, WQ, can effectively improve the mechanical properties of Ti-6Al-4V.
본 웹사이트에 게시된 이메일 주소가 전자우편 수집 프로그램이나
그 밖의 기술적 장치를 이용하여 무단으로 수집되는 것을 거부하며,
이를 위반시 정보통신망법에 의해 형사 처벌됨을 유념하시기 바랍니다.
[게시일 2004년 10월 1일]
이용약관
제 1 장 총칙
제 1 조 (목적)
이 이용약관은 KoreaScience 홈페이지(이하 “당 사이트”)에서 제공하는 인터넷 서비스(이하 '서비스')의 가입조건 및 이용에 관한 제반 사항과 기타 필요한 사항을 구체적으로 규정함을 목적으로 합니다.
제 2 조 (용어의 정의)
① "이용자"라 함은 당 사이트에 접속하여 이 약관에 따라 당 사이트가 제공하는 서비스를 받는 회원 및 비회원을
말합니다.
② "회원"이라 함은 서비스를 이용하기 위하여 당 사이트에 개인정보를 제공하여 아이디(ID)와 비밀번호를 부여
받은 자를 말합니다.
③ "회원 아이디(ID)"라 함은 회원의 식별 및 서비스 이용을 위하여 자신이 선정한 문자 및 숫자의 조합을
말합니다.
④ "비밀번호(패스워드)"라 함은 회원이 자신의 비밀보호를 위하여 선정한 문자 및 숫자의 조합을 말합니다.
제 3 조 (이용약관의 효력 및 변경)
① 이 약관은 당 사이트에 게시하거나 기타의 방법으로 회원에게 공지함으로써 효력이 발생합니다.
② 당 사이트는 이 약관을 개정할 경우에 적용일자 및 개정사유를 명시하여 현행 약관과 함께 당 사이트의
초기화면에 그 적용일자 7일 이전부터 적용일자 전일까지 공지합니다. 다만, 회원에게 불리하게 약관내용을
변경하는 경우에는 최소한 30일 이상의 사전 유예기간을 두고 공지합니다. 이 경우 당 사이트는 개정 전
내용과 개정 후 내용을 명확하게 비교하여 이용자가 알기 쉽도록 표시합니다.
제 4 조(약관 외 준칙)
① 이 약관은 당 사이트가 제공하는 서비스에 관한 이용안내와 함께 적용됩니다.
② 이 약관에 명시되지 아니한 사항은 관계법령의 규정이 적용됩니다.
제 2 장 이용계약의 체결
제 5 조 (이용계약의 성립 등)
① 이용계약은 이용고객이 당 사이트가 정한 약관에 「동의합니다」를 선택하고, 당 사이트가 정한
온라인신청양식을 작성하여 서비스 이용을 신청한 후, 당 사이트가 이를 승낙함으로써 성립합니다.
② 제1항의 승낙은 당 사이트가 제공하는 과학기술정보검색, 맞춤정보, 서지정보 등 다른 서비스의 이용승낙을
포함합니다.
제 6 조 (회원가입)
서비스를 이용하고자 하는 고객은 당 사이트에서 정한 회원가입양식에 개인정보를 기재하여 가입을 하여야 합니다.
제 7 조 (개인정보의 보호 및 사용)
당 사이트는 관계법령이 정하는 바에 따라 회원 등록정보를 포함한 회원의 개인정보를 보호하기 위해 노력합니다. 회원 개인정보의 보호 및 사용에 대해서는 관련법령 및 당 사이트의 개인정보 보호정책이 적용됩니다.
제 8 조 (이용 신청의 승낙과 제한)
① 당 사이트는 제6조의 규정에 의한 이용신청고객에 대하여 서비스 이용을 승낙합니다.
② 당 사이트는 아래사항에 해당하는 경우에 대해서 승낙하지 아니 합니다.
- 이용계약 신청서의 내용을 허위로 기재한 경우
- 기타 규정한 제반사항을 위반하며 신청하는 경우
제 9 조 (회원 ID 부여 및 변경 등)
① 당 사이트는 이용고객에 대하여 약관에 정하는 바에 따라 자신이 선정한 회원 ID를 부여합니다.
② 회원 ID는 원칙적으로 변경이 불가하며 부득이한 사유로 인하여 변경 하고자 하는 경우에는 해당 ID를
해지하고 재가입해야 합니다.
③ 기타 회원 개인정보 관리 및 변경 등에 관한 사항은 서비스별 안내에 정하는 바에 의합니다.
제 3 장 계약 당사자의 의무
제 10 조 (KISTI의 의무)
① 당 사이트는 이용고객이 희망한 서비스 제공 개시일에 특별한 사정이 없는 한 서비스를 이용할 수 있도록
하여야 합니다.
② 당 사이트는 개인정보 보호를 위해 보안시스템을 구축하며 개인정보 보호정책을 공시하고 준수합니다.
③ 당 사이트는 회원으로부터 제기되는 의견이나 불만이 정당하다고 객관적으로 인정될 경우에는 적절한 절차를
거쳐 즉시 처리하여야 합니다. 다만, 즉시 처리가 곤란한 경우는 회원에게 그 사유와 처리일정을 통보하여야
합니다.
제 11 조 (회원의 의무)
① 이용자는 회원가입 신청 또는 회원정보 변경 시 실명으로 모든 사항을 사실에 근거하여 작성하여야 하며,
허위 또는 타인의 정보를 등록할 경우 일체의 권리를 주장할 수 없습니다.
② 당 사이트가 관계법령 및 개인정보 보호정책에 의거하여 그 책임을 지는 경우를 제외하고 회원에게 부여된
ID의 비밀번호 관리소홀, 부정사용에 의하여 발생하는 모든 결과에 대한 책임은 회원에게 있습니다.
③ 회원은 당 사이트 및 제 3자의 지적 재산권을 침해해서는 안 됩니다.
제 4 장 서비스의 이용
제 12 조 (서비스 이용 시간)
① 서비스 이용은 당 사이트의 업무상 또는 기술상 특별한 지장이 없는 한 연중무휴, 1일 24시간 운영을
원칙으로 합니다. 단, 당 사이트는 시스템 정기점검, 증설 및 교체를 위해 당 사이트가 정한 날이나 시간에
서비스를 일시 중단할 수 있으며, 예정되어 있는 작업으로 인한 서비스 일시중단은 당 사이트 홈페이지를
통해 사전에 공지합니다.
② 당 사이트는 서비스를 특정범위로 분할하여 각 범위별로 이용가능시간을 별도로 지정할 수 있습니다. 다만
이 경우 그 내용을 공지합니다.
제 13 조 (홈페이지 저작권)
① NDSL에서 제공하는 모든 저작물의 저작권은 원저작자에게 있으며, KISTI는 복제/배포/전송권을 확보하고
있습니다.
② NDSL에서 제공하는 콘텐츠를 상업적 및 기타 영리목적으로 복제/배포/전송할 경우 사전에 KISTI의 허락을
받아야 합니다.
③ NDSL에서 제공하는 콘텐츠를 보도, 비평, 교육, 연구 등을 위하여 정당한 범위 안에서 공정한 관행에
합치되게 인용할 수 있습니다.
④ NDSL에서 제공하는 콘텐츠를 무단 복제, 전송, 배포 기타 저작권법에 위반되는 방법으로 이용할 경우
저작권법 제136조에 따라 5년 이하의 징역 또는 5천만 원 이하의 벌금에 처해질 수 있습니다.
제 14 조 (유료서비스)
① 당 사이트 및 협력기관이 정한 유료서비스(원문복사 등)는 별도로 정해진 바에 따르며, 변경사항은 시행 전에
당 사이트 홈페이지를 통하여 회원에게 공지합니다.
② 유료서비스를 이용하려는 회원은 정해진 요금체계에 따라 요금을 납부해야 합니다.
제 5 장 계약 해지 및 이용 제한
제 15 조 (계약 해지)
회원이 이용계약을 해지하고자 하는 때에는 [가입해지] 메뉴를 이용해 직접 해지해야 합니다.
제 16 조 (서비스 이용제한)
① 당 사이트는 회원이 서비스 이용내용에 있어서 본 약관 제 11조 내용을 위반하거나, 다음 각 호에 해당하는
경우 서비스 이용을 제한할 수 있습니다.
- 2년 이상 서비스를 이용한 적이 없는 경우
- 기타 정상적인 서비스 운영에 방해가 될 경우
② 상기 이용제한 규정에 따라 서비스를 이용하는 회원에게 서비스 이용에 대하여 별도 공지 없이 서비스 이용의
일시정지, 이용계약 해지 할 수 있습니다.
제 17 조 (전자우편주소 수집 금지)
회원은 전자우편주소 추출기 등을 이용하여 전자우편주소를 수집 또는 제3자에게 제공할 수 없습니다.
제 6 장 손해배상 및 기타사항
제 18 조 (손해배상)
당 사이트는 무료로 제공되는 서비스와 관련하여 회원에게 어떠한 손해가 발생하더라도 당 사이트가 고의 또는 과실로 인한 손해발생을 제외하고는 이에 대하여 책임을 부담하지 아니합니다.
제 19 조 (관할 법원)
서비스 이용으로 발생한 분쟁에 대해 소송이 제기되는 경우 민사 소송법상의 관할 법원에 제기합니다.
[부 칙]
1. (시행일) 이 약관은 2016년 9월 5일부터 적용되며, 종전 약관은 본 약관으로 대체되며, 개정된 약관의 적용일 이전 가입자도 개정된 약관의 적용을 받습니다.