本文设计了可模拟薄带连铸钢液·铸辊传热的试验装置，尝试研究钢液·铜辊之间的界面热流规律；利用共焦激光扫描显微镜(confocal scanninglaser microscope，CSLM)原位研究AISI304不锈钢加热与冷却过程中相变行为、高温铁素体(d)、奥氏体(γ)的生长及其相互转变、d对夹杂运动行为的影响、硅钢固态相变d←→γ←→铁素体(a)、奥氏体高锰TWIP钢应变诱导孪晶等过程。 设计了两种测量界面热流规律的装置：铜块系统、铜片系统。结果表明，试验中需精确控制插入深度和接触时间，铜块系统可定性研究钢液．铸辊界面的瞬态热流，不同钢种之间界面热流差异较大，而过热度对界面热流影响很小；铜片系统可用集总参数法处理温度数据，以此计算钢液-铜基底界面热流密度，结果对宝钢薄带连铸中试平台具有可移植性，从而建立了薄带连铸界面热流分布模型。热流沿界面可分为三个阶段：(1)液态接触，界面热流密度非常大，并保持相对恒定值；(2)凝固阶段，热流密度随着时间快速下降；(3)凝固壳生长阶段，随着时间延长，热流密度呈轻微下降趋势。定量给出了各阶段的界面热流密度。 在此基础上，仿真研究了双辊薄带连铸过程的流场和温度场，结合对三角熔池组织的分析表明，熔池下部存在两个涡流区，这是双辊薄带连铸过程的典型特征；决定了薄带组织具有以下特点：(1)沿界面凝固壳生长存在一临界点。(2)“三明治”结构。(3)反偏析区；两侧液位轻微的浮动对Kiss点有较大影响，导致凝固壳生长不对称。 CSLM原位观察发现，AISI304不锈钢升温过程中，1300～1400℃之间 d相在γ晶界处优先形核，而d相在γ晶粒内瞬态大量形成一般需在1410℃以上；提高升温速率有利于d晶粒细化，促使d相生长平界面失稳并出现二次枝晶；d相析出时以非小平面为主，另可见少量的小平面d晶体；随着相变进行，小平面状d相呈现出边缘钝化、向非小平面转变的趋势；d相对其附近的央杂表现出较强的吸附作用；夹杂多在d-L界面处聚集、自球化，d相吸附提供了夹杂去除的潜在手段。 AISI304不锈钢凝固过程中，在一定的过冷度下，试验钢自由表面总可以观察到胞状d相。固液界面呈现指状而非小平面，γ相形成是由于Ni元素在凝固过程中的富集所致。在7.5℃/min的冷速下d晶粒可能合并，当冷速达到150℃/min时可观察到d枝晶在自由表面处形成。当凝固速率从7.5℃/min增加到150℃/min时，d晶粒尺寸从120μm减小至20～80μm，同时γ相体积分数增加。 d→γ相变过程中，γ相优先在d晶界处形成；冷却速率影响γ相的生长形态，典型形态分为块状、圆形、树枝状等三类；“游离”γ枝晶发生粗化，并可能和周围的γ枝晶聚合；相同冷却条件下，d晶界处的γ枝晶聚合程度明显高于d晶粒内部；二次枝晶在冷却过程中粗化，并竞争生长。 对低硅钢固态相变过程观察发现，随着升温速率提高，a→γ、γ→d相变开始温度逐渐提高；降温时d→γ、γ→a相变开始温度与降温速率的关系也呈类似规律；随着升温最大值提高，γ→a相变温度区间下降。 应变诱导孪晶是TWIP钢的本征效应。CSLM观察表明，孪晶诱导应变阀值对应变速率不敏感，均为4.0％左右；孪晶萌发于晶界，沿晶粒扩展至晶界(或孪晶界)终止；孪晶可分为三类：层片状、透镜状、以及“耳”状，形态差异源于变形过程中TWIP钢多晶体取向以及沿孪生特定位向的调整幅度；孪晶可以交互穿越，低应变速率下，先形成初生孪晶，而后出现次生孪晶与前者交错，高应变速率下两个体系的孪晶同时形成；断裂时裂纹可以沿TWIP钢孪晶界扩展。