微合金钢中Mo对α-Fe/NbC界面影响的第一性原理研究

利用基于密度泛函理论的第一性原理方法,研究了钼元素掺杂前后α-Fe/NbC界面的黏附功、界面能、电子结构和成键特征等性质。考虑了2种不同原子的终端界面,并分析了6种Mo原子置换位置对α-Fe/NbC界面结构的影响。结果表明:C终端界面结构的稳定性比Nb终端界面的稳定性更强,而Mo原子进入界面NbC侧置换Nb原子形成的α-Fe/(Nb,Mo) C界面则表现出比未掺杂界面更好的稳定性。因此,Mo对NbC在铁素体中的形核有一定的促进作用。另外,6种界面的差分电荷密度、态密度和Milliken布居分析也解释了Mo能强化α-Fe/NbC界面的原因。     

金属热处理原理研究的新进展(一)

研究过冷奥氏体转变规律具有重要理论意义和应用价值。本文综述了过冷奥氏体转变产物的形成规律。应用QUANTA-400型扫描电镜、JEM-2100透射电镜等仪器观察各种相变的形核情况。发现:珠光体、贝氏体、马氏体相变均优先在奥氏体晶界处形核。珠光体晶核由共析铁素体+共析渗碳体两相组成,共析共生,不存在领先相。珠光体转变是扩散型的共享台阶长大机制;贝氏体相变是界面原子非协同热激活跃迁机制;马氏体相变是所有原子集体协同位移机制,非切变过程。在700～650℃,珠光体临界晶核尺寸r*=150～70 nm;临界形核功△G*=155～292 J/mol。贝氏体在贫碳区形核,晶核是单相(BF),其临界尺度a*=16.7～25 nm,形核功△G*=270 J/mol。马氏体的临界晶核尺寸为7～20 nm,形核功约为200～600 J/mol。过冷奥氏体转变产物的形核是一个逐渐演化的过程,符合相变形核的一般规律。     

合金元素对Cu/γ-Fe界面特性影响的第一性原理研究

采用基于密度泛函理论的第一性原理方法,计算合金原子在Cu/γ-Fe界面不同点阵位置的置换能,确定合金元素在Cu/γ-Fe界面模型的占位。通过对晶格错配度、界面结合能、界面能和电子结构的计算分析合金元素对Cu/γ-Fe界面特性的影响。计算结果表明:合金元素B、Si、P、Al、Zr使界面结合能增大,增强Cu/γ-Fe界面稳定性;B、Si、P等11种合金元素则会使界面能降低,有利于γ-Fe的时效析出形核。因此,B、Si、P、Al、Zr可以促进γ-Fe的析出,同时形成稳定的γ-Fe相。通过合金原子相对体积、晶格错配度和差分电荷密度的计算,分析合金元素的作用机制。     

马氏体的形核及临界晶核的研究

应用JEM-2100电镜、QUANTA-400环扫电镜对各钢铁材料马氏体相变的形核进行了观察,发现马氏体不仅可在奥氏体晶内形核,而且可在晶界、相界面、孪晶界等处形核.认为奥氏体转变为马氏体是在缺陷处依靠结构涨落、能量涨落形核,是晶格重构的过程,非切变过程.研究了形成马氏体晶核时的能量变化规律,计算了马氏体晶核的临界尺寸、形核功,得马氏体临界晶核尺寸为7～20 nm,形核功为200～600 J·mol-1.临界晶核尺寸和形核功理论上合理,与相变形核的一般规律相吻合.     

含铌取向硅钢第二相沉淀析出 相变动力学计算

采用第二相相关元素在基体中的过饱和度,即偏离平衡固溶度的程度计算相变自由能,根据计算出的驱动力进一步计算第二相析出的临界形核功和临界形核尺寸。分析了含铌取向硅钢中不同铌含量(0. 090%和0. 044%)对奥氏体中Nb(C,N)析出驱动力、临界形核功和临界形核尺寸的影响。计算结果表明:含铌取向硅钢中Nb(C,N)的析出驱动力随温度的降低而单调增大,且随铌含量增加而增大,临界形核功和临界形核尺寸均随温度的提高而变大,随铌含量增加而减小,但幅度不大。     

贝氏体铁素体的形核

采用60Si2CrV、20CrMo等工业用钢,在贝氏体转变开始线附近进行短时间的贝氏体等温淬火,获得少量贝氏体,然后水冷,得到少量贝氏体＋马氏体＋残留奥氏体组织。应用QUANTA-400环扫电镜对贝氏体相变的形核进行了观察,发现贝氏体铁素体在晶界、相界面、晶内等处形核。研究了形核机制和形核时的能量变化,计算了晶核的临界尺寸、形核功,获得贝氏体临界晶核尺寸a＊=16.7 nm（b=25 nm）,形核功△G＊=2.7×102 J.mol-1。     

TiC(100)/α-Fe(100)界面稳定性及电子特性的第一性原理研究

采用第一性原理方法,研究了 TiC(100)/Fe(100)界面稳定性和电子特性.建立了 4种不同原子堆垛方式的界面模型,采用界面粘附功、界面能和断裂功评价界面稳定性;采用差分电荷密度、Mulliken布居和态密度分析了电子特性.结果表明:Fe原子位于C原子上方的堆垛模型界面粘附功最大,界面能最小,界面结构最稳定.其界...     

LaS/CeS与γ-Fe异相界面性质的第一性原理计算

为了探讨LaS/CeS与γ?Fe两相之间的异相界面性质,本文采用边?边匹配(E2EM)模型计算了LaS/CeS与γ?Fe两相之间晶体学上的原子匹配情况,基于晶体学计算结果,采用基于密度泛函理论的第一性原理,从原子尺度计算了LaS/CeS与γ?Fe之间的界面结合性质与界面能。晶体学计算表明,LaS/CeS与γ?Fe之间沿匹配列的原子间距错配度最小值为10.63 %/10.52 %,密排面间距错配度最小值为2.04 %/3.32 %;LaS与γ?Fe之间粗略的位向关系为：LaS∥γ-Fe & LaS∥γ-Fe和LaS∥γ-Fe & LaS∥γ-Fe ;CeS与γ?Fe之间粗略的位向关系为：CeS∥γ-Fe & CeS∥γ-Fe和CeS∥γ-Fe & CeS∥γ-Fe。基于预测的晶体学位向关系,采用相干界面近似构建了6种不同终端界面模型,第一性原理计算表明,LaS/CeS与γ?Fe之间原子匹配错配度最低界面的粘附功为4.78J·m?2/3.65J·m?2,界面结合强度较高,界面键合以金属键为主。异相界面能计算表明,LaS/CeS与γ?Fe两相之间的原子匹配错配度越小,界面能越低,原子匹配错配度最小时,界面能分别为?0.58J·m?2/?3.43J·m?2,计算结果能够为LaS/CeS与γ?Fe之间的晶体学匹配提供能量学依据。     

珠光体转变新机制——珠光体转变研究之二

过冷奥氏体在孕育期内,在贫碳区建构铁素体核胚的同时,在富碳区也建构渗碳体(或碳化物)的核胚,共同组成珠光体的晶核(F+Fe_3C)。铁素体和渗碳体两相是同时同步、共析共生的,不存在领先相。珠光体的形核-长大是以界面扩散为主的扩散性一级相变。珠光体在奥氏体界面等处形核。计算表明,在700~650℃,临界晶核尺寸为150~70 nm,临界形核功为155~292 J/mol。共析铁素体和共析渗碳体两相与母相奥氏体的相界面是由连续的长大台阶所耦合,F/A、C/A相界面具有半共格结构。铁素体和渗碳体两相依靠共享台阶的侧向迁移而长大,共析共生、协同生长。     

含铌钢中NbC/α-Fe界面关系的第一性原理计算

利用基于密度泛函理论的平面波超软赝势方法,分别计算了NbC/α-Fe界面模型的几何结构和电子结构,在此基础上,探讨了含铌微合金钢中NbC与α-Fe界面关系及作用机理。结果表明,NbC析出物趋向于以α-Fe的体心Fe原子作为键桥结合;对上述结合方式模型的态密度、电荷密度和重叠布居数的分析表明,界面主要通过NbC顶端的C原子和Nb原子与相邻的体心Fe原子以共价键方式结合,使NbC/α-Fe界面体系在(110)面的结合能力增强,而NbC本身作为硬质点存在,能够阻止滑移进行,最终起到沉淀强化的作用。     

贝氏体碳化物形成机理

贝氏体碳化物有θ-Fe3C、ε-Fe2.4C两类,其形成机理至今没有搞清,且有学术论争.本文通过对P20钢、718钢、23MnNiCrMo钢等钢贝氏体碳化物的电镜观察和理论分析,表明:贝氏体铁素体中的碳原子是过饱和的,过饱和度约小于0.2%C.在铁素体内部不具备形成碳化物的条件.依靠碳原子的长程扩散和铁原子的热激活迁移,贝氏体碳化物在BF/γ相界面上形核,并沿着相界面长大,可以长入铁素体亚单元之间,或长入奥氏体中,碳化物停止长大后可被铁素体包围.贝氏体碳化物形成过程中,铁原子和替换原子的迁移是热激活的界面控制过程.     

贝氏体相变的形核与长大——贝氏体相变新机制(一)

研究贝氏体形核长大具有重要理论价值。实验观察了贝氏体的形核,从块状贝氏体形成机理研究起,延伸到各种碳含量钢的贝氏体相变机制,指出在超低碳钢中是γ→BF相变,在其他钢中是贫碳区(γ)→BF相变,本质上相同,仅仅组织形貌不同。奥氏体中存在贫碳区,依靠涨落形成贫碳区,贝氏体铁素体在贫碳区中形核。形核地点优先选择奥氏体晶界,仅下贝氏体可在晶内形核。计算了临界晶核尺寸和形核功。贝氏体形核-长大是界面上原子非协同热激活跃迁过程。超低碳贝氏体可呈块状、条片状,增加碳含量时,则以亚单元方式形成贝氏体铁素体(BF),形貌从块状向条片状演化。     

低碳低合金钢临界区奥氏体化动力学的研究

本文研究了具有铁素体加珠光体原始组织的低碳低合金钢在临界区(740℃到820℃)奥氏体化过程的动力学.奥氏体的形成可分成两个阶段:1.奥氏体的形核和快速长大;2.奥氏体缓慢地向铁素体中推移.在740℃,奥氏体主要在珠光体和铁素体界面上形核,而在780℃和820℃,部分奥氏体核在珠光体团内的渗碳体和铁素体界面上生成.阶段Ⅰ的测量结果符合Cahm的晶界形核转变理论;对阶段Ⅱ用再结晶晶粒长大理论进行了讨论.     

KINETICS OF AUSTENITIZATION DURING INTERCRITICAL ANNEALING OF LOW CARBON LOW ALLOY STEELS

本文研究了具有铁素体加珠光体原始组织的低碳低合金钢在临界区(740℃到820℃)奥氏体化过程的动力学.奥氏体的形成可分成两个阶段:1.奥氏体的形核和快速长大;2.奥氏体缓慢地向铁素体中推移.在740℃,奥氏体主要在珠光体和铁素体界面上形核,而在780℃和820℃,部分奥氏体核在珠光体团内的渗碳体和铁素体界面上生成.阶段Ⅰ的测量结果符合Cahm的晶界形核转变理论;对阶段Ⅱ用再结晶晶粒长大理论进行了讨论.     

贝氏体铁素体形核长大的热激活迁移机制

应用QUANTA-400型环扫电镜研究了20CrMo钢贝氏体铁素体的形核长大,提出了原子热激活迁移的形核机制.认为过冷奥氏体在孕育期中,依靠成分涨落,形成贫碳区,由于三种涨落的非线性正反馈作用使奥氏体晶格瓦解,建构α核坯,铁原子和替换原子以热激活迁移方式转入α核坯中,以界面过程控制方式形成贝氏体铁素体晶核,并且迅速长大.     

珠光体转变形核的研究

采用35CrMo、T8钢,奥氏体化后以等温淬火等方式在TTT图的孕育期附近令珠光体形核一长大.应用QUANTA-400型环境扫描电镜、JEM-2100透射电镜观察珠光体形核的情况.观察发现,片状珠光体在奥氏体晶界、界棱等处形核,晶核由共析铁素体+渗碳体两相组成,共析共生.理论计算表明,在700～650℃,临界晶核尺寸r*=150～70 nm;临界形核功ΔG*=155～292 J/mol.     

低碳低合金钢中纳米富Cu相的析出特征

低碳低合金钢样品经880℃加热0.5 h后水淬,再进行660℃保温10 h的调质处理,最后分别在370℃和400℃等温时效3000 h和2000 h后,利用高分辨透射电镜(HRTEM)、能谱仪(EDS)以及三维原子探针(3DAP)相结合的方法,分析低碳低合金钢中析出的纳米富Cu相的晶体结构和Cu、Mn、Ni原子分布特征。在HRTEM图像中观察到长轴约9.3 nm,短轴约6.1 nm的短棒状纳米富Cu相,其结构为正交9R结构且互为孪生关系,其中9R结构与α-Fe基体存在一定位向关系,即:(011)_(bcc)//(114)_(9R),[111]_(bcc)//[110]_(9R)。说明Cu早期析出时可能由bcc结构优先转变孪晶正交9R结构,而不是直接转变为fcc结构。利用3DAP技术可以看出,在富Cu原子团簇形核长大过程中,Mn、Ni原子会偏聚在Cu与α-Fe基体的界面处,造成这种现象,除了富Cu原子团簇在富Ni、富Mn区域形核且在长大过程不断向外排挤Mn、Ni原子外,Cu与α-Fe基体界面存在较高的共格畸变能也会造成Mn、Ni原子的偏聚,进而阻碍富Cu原子团簇的长大。     

稀土Ce在α-Fe中占位倾向与作用机理的密度泛函理论研究

采用基于密度泛函理论(DFT)的平面波超软赝势方法,结合广义梯度近似(GGA),计算了Ce原子在α-Fe晶内、晶界和自由表面的杂质形成能,在此基础上,研究了稀土元素Ce在α-Fe中的占位倾向,并根据Rice-Wang热力学模型讨论了Ce元素在晶界的韧脆化作用。结果表明:Ce倾向于偏聚在α-Fe晶界区,此外,Ce在晶界和自由表面的杂质形成能之差小于零。α-Fe晶界掺杂Ce前后的电子结构显示,Ce占位于晶界后,为掺杂区提供了更多的电子用于成键,与晶界上相邻Fe原子的作用加强,使掺杂区产生由金属键向离子键变化的趋势,也使晶界上Fe原子的成键态能量比重增加,从而增强了掺杂区原子之间的结合能力。同时,Ce加入后与晶界上Fe原子外层轨道发生较为强烈的相互作用,并使晶界上的原子成键区态密度左移,降低了体系总能量。     

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。     

利用APT对RPV模拟钢中界面上原子偏聚特征的研究

核反应堆压力容器(RPV)模拟钢样品经过660℃调质处理和370℃时效3000 h后,用原子探针层析法研究了晶界和相界面上原子偏聚的特征.结果表明,Ni,Mn,Si.C,P和Mo在晶界处均有不同程度的偏聚,偏聚倾向由强到弱依次为:C,P,Mo,Si,Mn和Ni.Cu在晶界处会出现贫化现象.Si在晶界上的偏聚程度与晶界的特性有关.在这几种元素中,C在晶界上偏聚的宽度最大,如以成分分布图中浓度峰的半高宽来比较,C的偏聚宽度是Mn,Ni和M0的1.5倍.在富Cu相与α-Fe的相界面处,Ni和Mn有明显的偏聚,而C,P.Mo和Si倾向偏聚在相界面的α-Fe一侧,且偏聚的程度比晶界处的低.