THERMODYNAMICS OF THE MARTENSITIC TRANSFORMATION IN Fe-X SYSTEMS

Fe-X系和Fe-C系一样,随M_s温度的下降,相变驱动力增加,其斜率因合金元素对T_0温度的影响及其对奥氏体的强化而有所不同.这两个因素也决定合金元素对M_s的影响.Fe-X系的相变驱动力也至少为282 cal/g-at;由Fe-X系外推至纯Fe的M_s和由Fe-C合金外推所得的一致,均为800K.     

马氏体转变(三)

2.4影响钢中马氏体形态和亚结构的因素马氏体的组织形态与合金系组成和马氏体形成温度有密切关系。可以这样讲,合金系中合金元素对马氏体相变的影响主要表现在对马氏体相变点MS的影响和对马氏体形态的影响两个方面。对Fe-C合金,图19表示含C量与MS、残留奥氏体Ar和马氏体形态的关系。由图可见,随着钢中     

马氏体相变热力学

简介对 Fe—C、Fe—X 和 Fe—X—C 系马氏体相变热力学的处理方法和直接计算 M_S 所得的结果,对面心立方→体心立方(正方)马氏体相变热力学处理获得统一的概念,纠正 Fe—C 中微量碳剧烈降低 M_S 的不正确论点,论证 Fe—X 系中一些偏高的相变温度为 M_s 或表面马氏体的 M_S 温度,澄清了二十余年来对铁基合金相变驱动力错误和矛盾的说法。在合金钢(Fe—X—C 系)中,由碳在奥氏体的活度值可预测碳对 M_S 值下降的倾向。以钴及钴合金为例,述明面心立方→ε马氏体相变中,相变驱动力和层错能较大的金属可由极轴机制形核,相变驱动力很小的合金只能以层错直接形核。     

马氏体转变（三）

2.4影响钢中马氏体形态和亚结构的因素马氏体的组织形态与合金系组成和马氏体形成温度有密切关系。可以这样讲,合金系中合金元素对马氏体相变的影响主要表现在对马氏体相变点MS的影响和对马氏体形态的影响两个方面。对Fe-C合金,图19表示含C量与MS、残留奥氏体Ar和马氏体形态的关系。     

过渡元素掺杂NiTi合金的第一性原理研究

采用基于密度泛函理论的第一性原理方法系统的计算了3d、4d和5d过渡元素掺杂的Ni Ti合金晶格参数、形成能、弹性常数和电荷密度,探讨了合金元素的占位倾向以及对马氏体相变温度的影响。计算结果表明,V、Cr、Mn、Fe、Co、Pd、Cu各族元素倾向于占据Ni位;Sc、Y、Zr、Hf倾向于占据Ti位。V、Cr、Mn、Fe、Co各族元素和Pd、Pt取代Ni,V、Cr、Mn、Fe各族取代Ti能够不同程度的降低NiTi合金的相变温度M_s;Hf、Zr、Au、Ag取代Ni以及Sc、Y、Hf、Zr取代Ti为能够升高NiTi合金的相变温度M_s;Cu取代Ni则基本不改变NiTi合金的相变温度M_s。这些结果与实验结果一致,进而从微观角度解释了合金元素对相变温度的影响规律。     

EFFECT OF SOLUTION STRENGTHENING OF AUSTENITE ON MARTENSITIC TRANSFORMATION IN Fe-Ni-C ALLOYS

测定了5种不同成分Fe-Ni-C合金的M_s温度和奥氏体在M_s时的屈服强度σ0.2(M_s)。求得奥氏体在M_s温度时的固溶强化方程为:σ0.2(M_s)=25.9+3410XC+567XNi,MPa。Ni,C浓度对M_s温度的影响可以方程M_s(K)=829-8650XC-1766XNi表示,以及σ0.2(M_s)与M_s的线性关系为:σ0.2(M_s)≈210-0.323M_s(℃),MPa.说明奥氏体在M_s时的固溶强化形成马氏体相变的阻力,它和相变驱动力及与M_s均呈线性关系.含25wt-％Ni,含碳在0.11Wt-％的合金基本形成位错马氏体,仅有极少量孪晶,当含碳为0.12wt-％时,则以23.97wt-％Ni为位错和孪晶亚结构的临界含Ni量.利用Magee和Davies图导出了奥氏体的σ0.2(M_s)对Fe-Ni-C合金马氏体形态的影响图,推断出奥氏体的临界分切应力随σ0.2(M_s)的变化关系,借以解释位错型和孪晶型马氏体的形成。     

Fe-Ni-C合金中奥氏体固溶强化对马氏体相变的影响

测定了5种不同成分Fe-Ni-C合金的M_s温度和奥氏体在M_s时的屈服强度σ0.2(M_s)。求得奥氏体在M_s温度时的固溶强化方程为:σ0.2(M_s)=25.9 3410XC 567XNi,MPa。Ni,C浓度对M_s温度的影响可以方程M_s(K)=829-8650XC-1766XNi表示,以及σ0.2(M_s)与M_s的线性关系为:σ0.2(M_s)≈210-0.323M_s(℃),MPa.说明奥氏体在M_s时的固溶强化形成马氏体相变的阻力,它和相变驱动力及与M_s均呈线性关系.含25wt-％Ni,含碳在0.11Wt-％的合金基本形成位错马氏体,仅有极少量孪晶,当含碳为0.12wt-％时,则以23.97wt-％Ni为位错和孪晶亚结构的临界含Ni量.利用Magee和Davies图导出了奥氏体的σ0.2(M_s)对Fe-Ni-C合金马氏体形态的影响图,推断出奥氏体的临界分切应力随σ0.2(M_s)的变化关系,借以解释位错型和孪晶型马氏体的形成。     

THERMODYNAMICS OF MARTENSITIC TRANSPORMATION IN β-Cu BASE ALLOYS

提出对β-Cu基合金热弹性马氏体相变的热力学处理。计算了Cu-Zn,Cu-Al及Cu-Zn-Al合金马氏体相变驱动力,T_0温度及M_s温度,M_s的计算值与实验值符合很好。母相有序降低Cu-Zn和Cu-Zn-Al的M_s,但升高Cu-Al的M_s(T_0)。并简介了两种估算非化学自由能的方法。     

β—Cu基合金马氏体相变热力学

提出对β-Cu基合金热弹性马氏体相变的热力学处理。计算了Cu-Zn,Cu-Al及Cu-Zn-Al合金马氏体相变驱动力,T_0温度及M_s温度,M_s的计算值与实验值符合很好。母相有序降低Cu-Zn和Cu-Zn-Al的M_s,但升高Cu-Al的M_s(T_0)。并简介了两种估算非化学自由能的方法。     

A THERMODYNAMICAL STUDY ON MARTENSITE TRANSFORMATION IN Fe-C ALLOYS

在评述以在工作的基础上,就目前对马氏体相变的认识提出进一步处理的概念。着重对下式的物理含义加以阐述, ΔG~(γ→M)=ΔG~(γ→a)+Δ~(α→M)提出对ΔG~(α→M)估计的概念及运算途径。改进了处理方法并以较新数据计算了ΔO~(γ→a)。由热力学处理直接求得的理论M_s值与典型实验值很好符合,指出纯铁的M_s应为800K,Fe-C合金的M_3与碳浓度及奥氏体在M_s时的屈服强度均呈线性关系;相变驱动力随碳浓度的增大及M_s的下降而增加。     

Fe-C合金马氏体相变热力学

在评述以在工作的基础上,就目前对马氏体相变的认识提出进一步处理的概念。着重对下式的物理含义加以阐述, ΔG~(γ→M)=ΔG~(γ→a)+Δ~(α→M)提出对ΔG~(α→M)估计的概念及运算途径。改进了处理方法并以较新数据计算了ΔO~(γ→a)。由热力学处理直接求得的理论M_s值与典型实验值很好符合,指出纯铁的M_s应为800K,Fe-C合金的M_3与碳浓度及奥氏体在M_s时的屈服强度均呈线性关系;相变驱动力随碳浓度的增大及M_s的下降而增加。     

Fe-C合金贝氏体相变热力学(KRC模型)

以改进的KRC模型决定AG~(γ→α)的方法,计算了Fe-C合金贝氏体相变可能机制:γ→α γ_1,γ→α Fe_3C以及γ→α(浓度相同)和α′→α_B~″(贝氏体铁素体碳浓度) Fe_3C的相变驱动力和长大(形核)驱动力.相变驱动力以γ→α Fe_3C为最大,γ→α γ_1次之,γ→α最小.由奥氏体转变成同成分铁素体(γ→α)的长大驱动力远小于γ→α γ_1的长大驱动力.在贝氏体形成温度范围内,γ→α的驱动力远小于切变机制所需的驱动力.0.1—0.55wt,%C合金在B_s温度时γ→α γ_1的相变驱动力仅约—45Jmol~(-1).0.8wt %C合金在贝氏体形成上限温度(823K)时γ→α的相变驱动力为137Jmol~(-1),而α→α Fe_3C的相变驱动力为-527Jmol~(-1);两者相加,即在贝氏体铁素体析出渗碳体的情况下,相变总驱动力也仅有约-390Jmol~(-1).上述结果表明,贝氏体铁素体很难以切变机制形成和长大.     

THERMODYNAMICS(KRC MODEL)OF THE BAINITIC TRANSFORMATION IN Fe-C ALLOYS

以改进的KRC模型决定AG~(γ→α)的方法,计算了Fe-C合金贝氏体相变可能机制:γ→α+γ_1,γ→α+Fe_3C以及γ→α(浓度相同)和α′→α_B~″(贝氏体铁素体碳浓度)+Fe_3C的相变驱动力和长大(形核)驱动力.相变驱动力以γ→α+Fe_3C为最大,γ→α+γ_1次之,γ→α最小.由奥氏体转变成同成分铁素体(γ→α)的长大驱动力远小于γ→α+γ_1的长大驱动力.在贝氏体形成温度范围内,γ→α的驱动力远小于切变机制所需的驱动力.0.1—0.55wt,%C合金在B_s温度时γ→α+γ_1的相变驱动力仅约—45Jmol~(-1).0.8wt %C合金在贝氏体形成上限温度(823K)时γ→α的相变驱动力为137Jmol~(-1),而α→α+Fe_3C的相变驱动力为-527Jmol~(-1);两者相加,即在贝氏体铁素体析出渗碳体的情况下,相变总驱动力也仅有约-390Jmol~(-1).上述结果表明,贝氏体铁素体很难以切变机制形成和长大.     

特殊钢热处理过程中合金元素的作用

特殊钢中的合金元素主要分为强烈碳化物形成元素和稳定奥氏体元素,它们的热力学性质和对碳扩散的影响不同。合金元素增加钢的淬透性可由影响相变速率和形核的理论来解释。合金元素对淬火——回火钢性能的影响可归结于合金元素对 M_s 温度、马氏体形态、残余奥氏体量及分布以及对回火组织的变化。合金元素在铁素体中的扩散率影响回火时的二次硬化效果。微量强烈碳化物合金元素通过细化铁素体和碳化物使正火钢的强度由200～300MN·m~(-2)提高到450～500MN·M~(-2),成为正火钢发展的方向。这些极为弥散的碳化物系相界沉淀和纤维析出。以 Ti 代 V 或以 N 代 C 可使碳化物延迟粗化。     

β(γ)→ε马氏体相变热力学

求出Co,Co-14Ni和Co-3.5Cu合金在M_s时的层错能,以它们的相变驱动力讨论ε马氏体的形核机制.在极轴机制中相变能垒应包括母相的层错能以及不全位错之间的弹性交互作用能;相变驱动力使位错以0.4V_c(V_c为声速)的速度移动,由位错动能克服能垒.这对层错能较高的Co尚能符合,但对层错能较小的Co-14Ni和Co-3.4Cu合金,它们的相变驱动力很小,极轴机制就不能适用,只可能以层错自发形核.     

THERMODYNAMICS OF THE MARTENSITIC TRANSFORMATION β(γ)→ε

求出Co,Co-14Ni和Co-3.5Cu合金在M_s时的层错能,以它们的相变驱动力讨论ε马氏体的形核机制.在极轴机制中相变能垒应包括母相的层错能以及不全位错之间的弹性交互作用能;相变驱动力使位错以0.4V_c(V_c为声速)的速度移动,由位错动能克服能垒.这对层错能较高的Co尚能符合,但对层错能较小的Co-14Ni和Co-3.4Cu合金,它们的相变驱动力很小,极轴机制就不能适用,只可能以层错自发形核.     

ON THERMODYNAMIC CALCULATION OF Ms AND ON DRIVING FORCE FOR MARTENSITIC TRANSFORMATION IN Fe-C

为适合电子计算机进行计算,本文将各学者的ΔG_(Fe)~(γ→α)值公式化。应用各种ΔG~(γ→α)的计算模型,如经修正的Fisher,KRC和LFG模型,引入不同的ΔG_(Fe)~(γ→α)值,计算得到Fe-C合金的M_s温度。经比较后发现:M_s的计算值不仅取决于ΔG~(γ→α)的计算模型,而且极大地依赖于ΔG_(Fe)~(γ→α);若按照LFG模型并取Mogutnov的ΔG_(Fe)~(γ→α)值,和按照徐祖耀模型并取Kaufman的ΔG_(Fe)~(γ→α)值,计算所得结果均与M_s的实验值吻合得很好,而徐祖耀模型要比普遍公认的LFG模型简单得多。本文较精确地测定了x_C=0.01—0.05 Fe-C合金的M_s值,它们与Kaufman等人(1962)给出的数据很好吻合。Greninger所得x_C=0.06的M_s实验值看来是偏高的。驱动力的计算值不仅依赖于ΔG~(γ→α)的计算模型,而且还极大地取决于ΔG_(Fe)~(γ→α)值以及所选用的M_s值。计算表明:随含碳量的增加,相变驱动力将单调地增大。     

奥氏体强化和其中碳含量对马氏体及贝氏体相变的影响

研究了三个Fe-Ni-C合金及三个工业用铜的奥氏体强化对M_s及B_s温度的影响,M_s温度随着奥氏体屈服强度的增加而线性下降,而B_s温度和奥氏体强度之间无任何直接关系。统计了70多个铜种的TTT和CCT曲线,发现在其他合金元素含量及其他条件基本不变的前提下,奥氏体中的碳含量和贝氏体相变开始点B_s之间无任何直接关系,和马氏体相变开始点M_s之间存在着单调的反比关系,发现三个Fe-Ni-C合金的B_s温度与D_c~γ和D_(Fe)~γ成正比线性关系,求出这三个合金TTT图上鼻部温度的△G_v及D_(Fe)~γ,则它们的孕育期正比于Feder等对扩散型相变孕育期公式,说明鼻部温度时贝氏体孕育期受化学自由能差及铁原子扩散的控制。     

Fe-C合金M_s的热力学计算及马氏体相变驱动力

为适合电子计算机进行计算,本文将各学者的ΔG_(Fe)~(γ→α)值公式化。应用各种ΔG~(γ→α)的计算模型,如经修正的Fisher,KRC和LFG模型,引入不同的ΔG_(Fe)~(γ→α)值,计算得到Fe-C合金的M_s温度。经比较后发现:M_s的计算值不仅取决于ΔG~(γ→α)的计算模型,而且极大地依赖于ΔG_(Fe)~(γ→α);若按照LFG模型并取Mogutnov的ΔG_(Fe)~(γ→α)值,和按照徐祖耀模型并取Kaufman的ΔG_(Fe)~(γ→α)值,计算所得结果均与M_s的实验值吻合得很好,而徐祖耀模型要比普遍公认的LFG模型简单得多。本文较精确地测定了x_C=0.01—0.05 Fe-C合金的M_s值,它们与Kaufman等人(1962)给出的数据很好吻合。Greninger所得x_C=0.06的M_s实验值看来是偏高的。驱动力的计算值不仅依赖于ΔG~(γ→α)的计算模型,而且还极大地取决于ΔG_(Fe)~(γ→α)值以及所选用的M_s值。计算表明:随含碳量的增加,相变驱动力将单调地增大。     

焊缝针状铁素体中温转变机制的热力学分析

基于预相变形成奥氏体贫碳区的特点,采用KRC活度模型和超组元算法,分别建立了Fe-C-X系微合金焊缝针状铁素体在奥氏体贫碳区扩散和切变转变的两种相变热力学模型,并针对某种微合金钢成分进行了数值计算.结果表明,贫碳区成分不同而表现出不同的相变机制倾向.当奥氏体贫碳区C元素含量较高时,焊缝针状铁素体扩散模型的相变驱动力较大;而贫碳区C元素含量较低时,切变模型的相变驱动力又稍微大些;在贫碳区C元素含量为零的极限条件下,两模型的相变驱动力相等.两种模型的相变驱动力均具有相同的变化规律,即随着奥氏体贫碳区C元素含量的降低而增加,随着相变温度的降低而增加.