ZrO_2陶瓷中t→m等温相变

本文综述了近十几年来国内外对ＺｒＯ２陶瓷中ｔ→ｍ等温相变的研究,着重介绍了ｔ→ｍ等温相变的表象规律和相变机制,并分析了目前存在的问题。     

2Y2O3—ZrO2陶瓷中t→m相变

用热膨胀分析仪和Ｘ射线衍射仪研究了２＾（ｍｏｌ百分数，下同）Ｙ２Ｏ３－ＺｒＯ２陶瓷中ｔ→ｍ等温和变温相变动力学及相结构。发现其中存在的低温和中温ｔ→ｍ相变。前者发生在液氮温度附近或更低温度，具有爆发性转变特征，不能被快速冷却抑制。后者发生在室温以上，具有等温相变特征。相变过程中仅与温度有关，而且受时间控制，ＴＴＴ曲线具有Ｃ形特征。相变温度范围取决于ｔ相晶粒尺寸和冷速，足够快的冷速可抑制中温相变。Ｘ     

8mol?O2—ZrO2中的贝氏体相变

测定８ｍｏｌ％ＣｅＯ２－ＺｒＯ２在连续冷却中变温ｔ→ｍ的Ｍｓ，在Ｍｓ经上及以下的等温相变动力学曲线张相变产物的点阵常数，等温相变产物（贝氏）的点阵常数小于变温马氏体的点阵常数，参照金属材料中的贝氏体相变，建议８ｍｏｌ％ＣｅＯ２－ＺｒＯ２的等温相变为扩散过程控制的贝氏体相变，工体可能在母相晶界形核。     

8mol％CeO_2－ZrO_2中的贝氏体相变

测定８ｍｏｌ％ＣｅＯ２－ＺｒＯ２在连续冷却中变温ｔ→ｍ的Ｍｓ，在Ｍｓ以上及以下的等温相变动力学曲线和相变产物的点阵常数等．温相变产物（贝氏体）的点阵常数小于变温马氏体的点阵常数．参照金属材料中的贝氏体相变，建议８ｍｏｌ％ＣｅＯ２—ＺｒＯ２的等温相变为扩散过程控制的贝氏体相变．贝氏体可能在母相晶界形核．     

加载速度对ZrO2增韧陶瓷的t→m相变的影响

采用ＸＲＤ对四种增韧陶瓷的表面及动态疲劳断口进行了定量相分析。结果表明，加载速度增大，ｔ→ｍ相变量将增加。这是由于在不同的加载速度下，裂纹尖端的应力集中程度不同所致。     

冷却速度对热压ZrO2（2mol%Y2O3）陶瓷中t→m转变的影响

利用热膨胀方法，研究了冷速度对热压烧结的ＺｒＯ２陶瓷（含２ｍｏｌ％Ｙ２Ｏ３稳定剂）正方相（ｔ）到单斜相（ｍ）转为的影响。结果表明；冷却速度可以改变ｔ－ＺｒＯ２相含量，这与ｔ→ｍ转变受热激活控制有关，随冷却速度增加相变开始点Ｍｓ下降，结束点Ｍｆ上升，ＴＥＭ观察表明ｍ相的长大速度较钢铁中马氏体慢得多。电子束照射下诱发ｍ相生长说明新相长大必须过一个能垒。     

Ce—TZP陶瓷的磨削应力诱发马氏体相变

用磨削方法促成８，１０，１２Ｃｅ－ＴＺＰ及Ｙ２Ｏ３含量不同的Ｙ－８Ｃｅ－ＴＺＰ中的ｔ→ｍ相变，用ＸＲＤ作定量分析，讨论了成分及摩擦力对ＴＺＰ陶瓷中马氏体相变的影响，证明磨削应力正比于应力诱发单斜相的增量ｍσ而ＣｅＯ２及Ｙ２Ｏ３含量对Ｍσ的影响则有一极大值的关系；对照材料相应的断裂韧性，表明ｍσ与ＫＩＣ变化的一致性，进一步证实了ＴＺＰ陶瓷应力诱发相变增韧的本质。     

Ti5Mo5V3Al-xCr系合金等温时效相变动力学

利用同步X射线衍射技术研究了Ti5Mo5V3Al-xCr(x=1.0,3.0,5.0,7.0和9.0)系列合金在550℃的α+β→β等温相变动力学。结果显示,Ti5Mo5V3Al-xCr系列合金等温相变为长程扩散控制型相变,相变过程可以用JMA方程进行宏观描述。等温时效过程中,1Cr合金的相变速率最快,且随Cr含量的增加,相变速率变慢。Cr含量随平衡态α相含量增加呈线性递减规律。Cr元素含量对合金相变点及平衡态相含量的影响是造成合金系等温相变动力学行为差异的主要原因。     

ZrO2的t→m相变对Al2O3—ZrO2陶瓷表面残余应力的影响

本文利用ＸＲＤ分析了Ａｌ２Ｏ３－ＺｒＯ２及Ａｌ２Ｏ３陶瓷的表面残余应力，并对其产生的原因和有关的影响因素进行了深入的讨论，结果表明机械研磨后陶瓷表面均存在残余压应力，而且ＺｒＯ２的ｔ→ｍ相变比机械研磨对残余应力的贡献大。     

ZrO2(Y2O3)增韧的Si3N4中介结合的聚晶立方氮化硼

在高温（１４００℃）和超高压（４．２ＧＰａ）条件下制备部分稳定ＺｒＯ２增韧的Ｓｉ３Ｎ４中介结合的聚晶立方氮化硼（ＰＣＢＮ）,研究了中介相中ＺｒＯ２的相变及增韧机理。在ＰＣＢＮ中加入少量Ａｌ粉。可阻止ｔ’－ＺｒＯ２形成,达到利用部分稳定的ＺｒＯ２的ｔ－ｍ相变增韧中介相Ｓｉ３Ｎ４的目的。ＺｒＯ２的ｔ－ｍ相变量在稳定剂Ｙ２Ｏ３含量为２．０％（摩尔分数）时达到最大值,ＰＣＢＮ具有较高的抗压强度和磨耗比。ＺｒＯ２对中介相的增韧机理为相变增韧与微裂纹增韧作用的叠加。     

水热条件下Y—TZP陶瓷材料性能下降机理及缓解措施初探

本文考察了２－３ｍｏｌ％Ｙ２Ｏ３稳定氧化锆材料在１００℃沸水及１２０－２００℃水热条件下性能下降规律。讨论了Ｙ－ＴＺＰ材料性能下降机理：ＯＨ＾－以扩散形式进入氧化锆晶格并占据其中的氧空位，Ｙ＾３＋与ＯＨ＾－作用，使四方相稳定存在的条件改变，从而导致四方相ＺｒＯ２（ｔ）→单斜相ＺｒＯ２（ｍ）相变，材料力学性能下降。     

高锰钢高速压缩时γ→ε-M和ε-M→α'-M的相变特征

利用XRD技术对静态压缩和高速压缩高锰相变诱发塑性(TRIP)钢中γ(奥氏体)、ε-M(六方马氏体)和α'-M(体心马氏体)的体积分数进行计算,以确定应变速率对γ→ε-M和ε-M→α'-M相变动力学特征的影响.利用EBSD技术和相变晶体学计算对高速压缩样品中的γ→ε-M和ε-M→α'-M相变取向依赖性进行分析.结果表明:应变速率对γ→ε-M和ε-M→α'-M相变具有不同的影响.与静态压缩相比,高速压缩使得γ→ε-M相变被抑制、ε-M→α'-M相变被促进,这是由于两阶段相变分别受层错能和应力的影响较大.高应变速率使得变形初期的马氏体相变速率显著提高.高速压缩变形样品仍具有马氏体相变取向依赖性,这取决于不同取向γ晶粒内相变机械功的大小.γ→ε-M相变难易与ε-M的相变机械功有关;ε-M→α'-M相变难易则同时取决于ε-M和α'-M的相变机械功.     

水热条件下Y－TZP陶瓷材料性能下降机理及缓解措施初探

本文考察了２～３ｍｏｌ％Ｙ２Ｏ３稳定氧化锆（Ｙ－ＴＺＰ）材料在１００℃沸水及１２０～２００℃水热条件下性能下降规律．讨论了Ｙ－ＴＺＰ材料性能下降机理：ＯＨ－以扩散形式进入氧化锆晶格并占据其中的氧空位，Ｙ３＋与ＯＨ－作用，使四方相稳定存在的条件改变，从而导致四方相ＺｒＯ２（ｔ）→单斜相ＺｒＯ２（ｍ）相变，材料力学性能下降．同时从热力学分析出发，并结合实验研究，提出减缓性能下降的有效措施．     

近β马氏体钛合金中的β→ω相变

近β马氏体钛合金的典型热处理制度为固溶时效,该类钛合金在水冷条件下会发生β→ω相变,该相变属于无扩散型相变,相变的形核源于母相(111)晶面的弹性位移重组,而后续时效过程是扩散型相变,其中强化相α相的析出与ω相的体积分数和形貌密切相关。综述了β→ω相变的相变机理和几种典型近β马氏体钛合金中的β→ω相变特点,总结了水冷态近β马氏体钛合金的电子衍射花样的规律。     

Ti50Ni40Cu10合金的相变潜热及相变热滞

本文采用示差扫描量热仪(DSC)系统分析了Ti50Ni40Cu10(at.%)合金的马氏体相变潜热(ΔHB2→B19)和逆马氏体相变潜热(ΔHB19→B2)、相变热滞(ΔT)与固溶温度、退火温度和相变热循环间的关系.结果表明:相变潜热随着固溶化温度的升高而明显降低、随着退火温度的升高则略微降低.相变热滞、逆马氏体相变温度在热循环初期迅速降低,当热循环次数超过2次时则均保持不变;逆马氏体相变潜热(ΔHB19→B2和ΔHB19→B19)随着热循环次数(n＜4)的增加有所升高,特别是ΔHB19→B19约增加58%,而热循环次数对马氏体相变温度和潜热ΔHB2→B19则无明显影响.     

热循环对NiTi合金焊接接头相变的影响

为了研究热循环对NiTi合金激光焊接接头相变行为的影响,用激光点焊了φ0.5 mmTi-50.6%Ni合金细丝,利用金相显微镜观察了母材和接头的显微组织,通过示差热分析仪研究了热循环对点焊接头相变行为的影响.结果表明,NiTi合金激光点焊接头,熔化区为树枝晶,热影响区由粗大等轴晶和细小等轴晶组成.热循环可改变接头的相变行为,使马氏体相变由B2→B19'转变为B2→R→B19'.随着热循环次数的增加,正相变过程中Rs点升高,R相变温度范围变宽,Ms点降低;逆相变的相变温度都降低.     

聚乙二醇/聚丙烯酰胺相变材料非等温固-固相变动力学

通过在丙烯酰胺聚合反应中加入聚乙二醇的方法制得的聚乙二醇(PEG)/聚丙烯酰胺(PAAm)相变材料具有固-固相转变的性质。对聚乙二醇及五种相变材料分别进行不同速率的非等温DSC测试,采用K iss inger和O zaw a两种动力学模型研究了非等温固-固相变动力学,计算了固-固相变过程的活化能和反应级数,两种方法求得的表观活化能Ea值相一致。     

Ni含量对激冷贫镍TiNi形状记忆合金薄带相变行为的影

用激冷甩带法制备了Til-xNix(x=45％～49.8％)(原子分数)形状记忆合金(SMA)薄带,用示差扫描量热仪研究了Ni含量对铸态及450℃、500℃退火态TiNi SMA薄带相变行为的影响.结果表明,冷却/加热时,铸态和退火态Ti1-xNix(x=45％～49％)SMA薄带发生A→M/M→A一阶马氏体相变;当Ni含量为49.8％时,铸态和退火态TiNi SMA薄带冷却时发生A→ R→M两阶段相变,加热时发生M→A一阶段相变.随Ni含量增加,TiNi SMA薄带马氏体正、逆相变温度范围先增大后减小,Ni含量为48％时相变温度范围最宽.退火态比铸态TiNi SMA薄带相变温度范围窄.随Ni含量增加,TiNi SMA薄带马氏体正、逆相变温度升高,相变热滞增大.当Ni含量为49％时,SMA薄带的马氏体相变温度达最大值,当Ni含量为49.8％时马氏体相变温度迅速下降.     

Ni含量对激冷贫镍TiNi形状记忆合金薄带相变行为的影响

用激冷甩带法制备了Ti_(1-x)Ni_x(x=45%~49.8%)(原子分数)形状记忆合金(SMA)薄带,用示差扫描量热仪研究了Ni含量对铸态及450℃、500℃退火态TiNi SMA薄带相变行为的影响。结果表明,冷却/加热时,铸态和退火态Ti_(1-x)Ni_x(x=45%~49%)SMA薄带发生A→M/M→A一阶马氏体相变;当Ni含量为49.8%时,铸态和退火态TiNi SMA薄带冷却时发生A→R→M两阶段相变,加热时发生M→A一阶段相变。随Ni含量增加,TiNi SMA薄带马氏体正、逆相变温度范围先增大后减小,Ni含量为48%时相变温度范围最宽。退火态比铸态TiNi SMA薄带相变温度范围窄。随Ni含量增加,TiNi SMA薄带马氏体正、逆相变温度升高,相变热滞增大。当Ni含量为49%时,SMA薄带的马氏体相变温度达最大值,当Ni含量为49.8%时马氏体相变温度迅速下降。     

氮化硅的α→β相变的影响因素

本文研究了氮化硅α→β相变的诸影响因素。发现 Y_2O_3添加剂具有最显著的相变促进作用,而 La_2O_3添加剂促进相变的作用最小,但后者对促进 Si_(?)N_4致密化的作用较前者显著。原始氮化硅粉末的比表面、杂质含量及颗粒形貌均会影响α→β相变的程度。