块状相变

概述块状相变研究的进展，包括该相变的特征、发生条件及相界结构。块状相变可以定义为：成分不改变、通过相界扩散的形核——长大型相变；相变包括结构改变和有序化，其产物一般呈块状显微组织，但有时也呈平面边界，与其长大的母相晶粒不具完整的位向关系，与母相不具点阵对应。讨论块状相变热力学上的两种观点：上限温度为同成分两相的Gibbs自由能相等的温度T0及以α/α γ平衡相界为限制温度，本文作者倾向于前一观点。块状相变动力学及相变产物的形态决定于相界结构。阐述相界结构的研究进程。晚近研究结果已揭示相界的共格程度决定于特殊相界面的位向，从非共格到一维共格。提出对相界微观结构及其动态、定位考察以及相变产物一些性质研究的展望。总结了可能发生块状相变的相图。     

纯铁γ-Fe到α-Fe和共析钢的珠光体转变与过渡相界铁原子个体有序位移机制

纯铁γ-Fe的α-Fe转变遵循过渡相界铁原子个体有序位移机制,这个机制本质上等同于切变而差异于扩散机制。凡是过冷含碳奥氏体的先共析铁素体析出,必然服从相界铁原子个体有序位移机制;这是固态相变第一法则;凡是无碳铁素体必然得自过冷无碳奥氏体,故过冷含碳奥氏体务必预先除碳,这是第二法则。珠光体分解实质上为过冷无碳奥氏体的珠光体铁素体层片的析出,等轴铁素体的析出亦然。在此不存在铁原子个体无序位移扩散机制。铁碳系统固态相变存在群体有序位移切变与过渡相界个体有序机制两类型机制,切变和扩散两类型的分类不具现实和理论意义,这是固态相变物理的科学发展。     

界面过程控制生长≠扩散控制

应用经典扩散理论数学模型及前人和作者测定的数据，对纯铁块状及形成等轴α相的相变动力学进行分析，结果表明，这两种相变都不属于扩散型。将动力学分析取得的相关数据代入界面过程控制相变数学模型，求得γ→α（等轴晶）的激活能为193～198kJ／mol，小于7铁的自扩散激活能（270kJ／mol），而与其相界扩散激活能相近（152～172kJ／mol）。作者认为，Christian将多形性转变、块状转变、再结晶、晶粒长大、有序化等无成分变化的非切变型相变一并划入界面过程控制类是恰当的。由于短程输送涵义易于混淆，不宜用于相变分类。界面过程控制的细节应是“半无序微位移”机制。     

贝氏体相变简介

钢、有色合金和一些陶瓷材料中都存在贝氏体相变。贝氏体钢正成为有益的工程材料。总结评述切变学派和扩散学派作者们以形貌、动力学或晶体学对贝氏体相变机制所持的论点。钢中贝氏体相变以过饱和铁素体开始形成之说迄未得到支持。一些实验已发现替代（置换）型合金元素在相界面上的偏聚，并以此所呈现的拖曳效应说明相变的不完全现象，切变学者以切变机制来解释这个现象，但此现象不是钢中贝氏体相变的普遍情况。贝氏体形成时呈现帐篷形浮突，不具不变平面应变特征；有时马氏体相变晶体学表象理论能近似地应用于贝氏体相变晶体学，但不能以此来判定其相变机制为扩散或切变。溶质拖曳效应以及高分辨电镜对相界面结构实验、热力学研究、磁场和应力场对贝氏体相变影响以及一些预相变现象都确证贝氏体相变籍扩散机制进行。本文作者定义贝氏体为：在Ms温度以上，经扩散相变的产物，多呈片状，形成时会在自由表面上呈现帐篷形浮突。提出贝氏体相变机制进一步研究和应用的展望。     

相变-扩散钎焊新工艺接头性能及主组元扩散行为

提出了一种相变超塑性扩散焊与扩散钎焊结合起来的复合工艺-相变-扩散钎焊(T／DB)，以低碳钢为母材，镍基非晶箔带(BNi2)为中间层，在更高峰值温度(1200℃)下试焊。结果表明，尽管高温停留时间短，且循环次数仅3次，仍获得了合格的接头，能谱分析可知焊后残留中间层中心区Fe含量高达约60％—70％；扩散入母材的Ni主要存在于母材的层片状珠光体区域，表明Ni在母材内的扩散通道优先选择含有大量相界面的区域进行扩散，将相界扩散分为动态相界扩散与静态相界扩散；论证了T／DB工艺中的高效扩散与相界扩散密切相关。     

钢中贝氏体相变研究新进展

最近支持扩散或切变机制的学派都提供了很多实验观察的事实和理论计算的结果。目前对贝氏体相变机制争论的重点在于:碳原子和合金元素原子在贝氏体相变时的行为,贝氏体的形核理论和整体动力学,贝氏体相变造成的表面浮凸及贝氏体相变晶体学等。对最近这些方面的研究成果以及外界条件(应力、磁场)对贝氏体相变的影响总结分析后发现,钢中贝氏体相变机制可能与钢的成分和相变温度相关而非单一的相变机制。日后需对贝氏体相变与钢的成分和温度之间的关系进行深入研究而并不是仅限于论证贝氏体是由单纯的扩散还是切变机制形成。     

马氏体相变切变机制的现代试验验证和切变能的计算——再评“马氏体相变的非切变机制”

遴选了马氏体相变切变机制的现代试验结果,证明马氏体相变切变机制的正确性.在诸多有色合金中马氏体相变产生的切变能相对相变驱动力而言较大,但母相弹性常数的测定表明,马氏体相变时母相的弹性常数在特定方向将产生软化(对应切变方向),由此可有效地降低马氏体相变的切变能,从而得以使马氏体相变以切变形核.透射电镜的观察表明,层错迹线被单变体马氏体切过后将变成折线,并且试验测定的切变角与理论切变角很好地符合.透射电镜高分辨像揭示了马氏体/奥氏体界面处存在过渡区.这些区域的原子约从fcc奥氏体(111)面上的位置切变位移了50％,这是不同于扩散型相变的贝氏体/奥氏体界面.随后介绍了徐祖耀计算Fe-C合金马氏体相变切变能的方法.最后,指出了“马氏体相变非切变机制”理论提出者刘宗昌等由于对前人工作缺乏深入了解,在错误的物理概念基础上来计算马氏体相变切变能,导致错误结论.     

马氏体相变的定义

对前人所下的马氏体相变定义作了总结，将马氏体相定定义为：替换原子经无扩散切变位移（均匀和不均匀的形变），由此产生形状改变和表面浮突，呈不变平面应变特征的一级，形核－长大型的相变，或简单地称马氏相变为替换原子经无扩散切变（原子沿相界面作协作运动）使其形状改变的相变。     

马氏体相变研究的最新进展(七)

<正>5.3依据位向关系设计切变模型的误区随着温度的降低,母相中原子的扩散越来越困难,直到不能扩散位移,因此,在各种相变过程中,原子的位移方式不同是导致各类相变机制不同的根本原因。在较高的温度区间,过冷奥氏体发生共析分解,是原子进行以界面扩散为主的扩散型相变。过冷奥氏体在中温区,其碳原子可以长程扩散,但是铁原子和替换原子逐渐难以扩散,直至不能扩散。此时,为了完成过冷奥氏体转变为自由焓更低     

纯铁块状转变机制探索

根据纯铁相变和扩散理论建立原子的扩散模型,并根据经典的扩散理论模型对扩散相变机制进行验证.通过理论计算表明在温度为800℃,冷却速度在2000℃/s左右时,扩散所需要的时间比相变的时间长两个数量级,证明此温度时是由扩散所控制的.当温度在740℃时,冷却速度在5000～30000℃/s之间时,扩散所需要的时间小于相变的时间而且计算结果在同一个数量级,所以为界面控制的相变.而大于30000℃/s时,扩散所需要的时间大于相变所需的时间,因此发生马氏体相变.     

Cr5支承辊用钢马氏体相变的相变塑性研究

以Cr5支承辊用钢为研究材料，采用热模拟实验对单轴应力作用下马氏体相变的相变塑性进行了研究。介绍了从径向膨胀曲线分离出相变塑性应变的数据处理方法，并讨论了该方法带来的误差，分析了马氏体相变动力学对实验结果的影响。实验结果表明，在Cr5支承辊用钢马氏体相变结束时，相变塑性应变与应力成线性关系，Greenwood—Johnson模型中的相变塑性参数是与应力无关的常数。     

贝氏体相变的激发－台阶机制

简要总结了贝氏体相变切变及扩散控制台阶长大理论面临的主要问题．并首次基于台阶长大理论，提出贝氏体相变的激发－台阶机制及其相变模型．     

5CrNiMoV钢马氏体相变塑性和应力对其相变动力学的影响

利用DIL-805ADT动态相变膨胀仪测定了5CrNiMoV钢在低于奥氏体屈服强度的应力下的马氏体相变膨胀曲线,根据膨胀曲线分析并计算出了不同应力下Greenwood-Johnson相变塑性机制中的相变塑性系数k值和Koistinen-Marburger马氏体相变动力学模型中α和Ms的值,并且将Greenwood-Johnson模型和Leblond模型计算结果与实际试验值对比。结果显示:k值随应力的变化有所波动,但趋近于一个定值;通过对比,Leblond模型更符合试验结果;Ms点随着应力的增大呈现微小的上升趋势,说明小于或等于80 MPa 的应力对Ms点的影响不显著;拉应力下α值普遍大于无应力下的α值,压应力下α值普遍小于无应力下的α值,说明拉应力对相变有一定的促进作用,压应力对相变有一定的阻碍作用。     

相变中的界面

讨论了各类相变中的界面分类。重构型相变没有共格界面，相变产物形状也无系统性变化。位移型相变有完全共格或部分共格的界面，有可见的相变产物形状变化。完全共格界面出现在无成分变化的马氏体型相变以及有成分变化的扩散位移型相变中。这二种类型界面的迁移依靠台阶（马氏体相变中称之谓相变位错）的运动完成。部分共格界面也可能出现在马氏体型或较为少见的扩散型相变中。     

应力对珠光体相变动力学及相变塑性的影响

研究了应力对 45钢珠光体相变动力学及相变塑性的影响。发现外加应力对珠光体转变有显著影响。当外载增加时 ,相变孕育期减小 ,相变速度增加。同时 ,在弹性范围内 ,相变塑性系数也随外加应力增加而增加。并且得到了应力作用下珠光体相变动力学和相变塑性的计算模型 ,用该模型对珠光体转变过程的数值模拟计算结果与实验测试结果吻合。     

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)，贝氏体相变的嘭胀应变能很小，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索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。     

GCr15钢离异共析转变前沿生长速度的计算

通过中断淬火试验,采用扫描电子显微镜研究了GCr15钢的离异共析转变。采用相变动力学方法计算了片状珠光体转变和离异共析转变前沿的生长速度。结果表明：过冷奥氏体剩余碳化物颗粒间距越小,离异共析转变临界过冷度就越大。     

装甲钢马氏体相变塑性的实验研究

采用Gleeble热模拟实验机对装甲钢马氏体相变塑性进行了研究。通过对热变形中的热应变、组织应变和弹性应变进行分离,从总应变中分离了相变塑性,并得到了相变塑性的定量关系式,采用Greenwood-Johnson模型得到该种材料的相变塑性系数。分析结果表明,该种材料的相变塑性、组织应变和热应变是引起变形的主要原因,相变塑性与组织应变数值相当,在热处理变形分析中不容忽视;随着温度降低及马氏体体积分数增大,相变塑性迅速增大,马氏体体积分数达到0.8后,相变塑性基本保持不变;随着施加应力的增加,相变塑性逐渐增大,相变塑性与施加应力呈线性关系。文章研究结果不仅为该种材料热处理、焊接过程形状畸变和残余应力研究提供基础,还为该材料复杂热力学行为研究提供参考。     

铁基形状记忆合金及其相变特性

通过对铁基形状记忆合金从微米到亚纳米尺度的显微观察,讨论了铁基合金形状记忆效应的机制和特性。大多数有应用前景的铁基形状记忆合金与面心立方到体心四方（ｆｃｃ／ｂｃｔ）和面心立方到密排六方（ｆｃｃ／ｈｃｐ）相变有关。在这些相变体系中,对直接与形状记忆效应有关的应力诱发马氏体相变及其逆相变的模型进行了详细的研究。为取得良好的形状记忆效应,必须满足以下一些条件：（１）对ｆｃｃ／ｂｃｔ相变,ｂｃｔ马氏体的正