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.     

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.     

Fe—C—Si—Mn系合金贝氏体相变动力学计算

采用规则溶液模型与超组元模型计算了7种Fe—C—Si—Mn系合金的等温相变驱动力在此基础上估算了合金等温转变的相对形核率与相对孕育期。计算结果表明,不含碳的二元与三元合金,孕育期主要由相变驱动力决定;而含碳合金,相变驱动力不是相变动力学的主要控制因素,从一个侧面支持了溶质类拖曳(SDLE)理论。     

马氏体相变的分类

马氏体相变按动力学分为变温相变和等温相变。按热力学和界面动态分为热弹性相变、近似热弹性相变和非热弹性相变，其判据为（１）临界相变驱动力小，热滞小；（２）相界面能往复（正、逆）运动；（３）形状应变由弹性协作，马氏体内的弹性储存能对逆相变驱动力作出贡献。按形核机制分为近似局域软模形核和层错形核，前者母相强化阻碍相变开动；后者母相强化不影响Ｍｓ，相变内耗峰出现的温度范围未见模量的明显下降。一级相变特性很     

Fe-C-Mn-Si-Cr的马氏体开始转变点的热力学计算

在马氏体相变热力学与亚点阵模型基础上建立了Fe-C-Mn-Si-Cr系合金的马氏体相变自由能表达式,并采用Compaq Visual Fortran 6.5软件编写五元系计算程序;应用Thermo-Calc软件及TQ接口模块并结合大量实验数据,优化并计算Fe-C-Mn-Si-Cr系马氏体相变临界驱动力与合金成分的关系式,从而准确预测Fe-C-Mn-Si-Cr系合金的马氏体开始转变温度。     

Fe-X-C系马氏体相变热力学

Fe-X-C系马氏体相变时的△G_(Fe-X-C)~(γ→α)为:△G_(Fe-X-C)~(γ→α)=_(xFe)△G_Fe~(γ→α)+_(XC)RT×ln_(γ_C~α/γ_C~γ)+x_i△G_i~(γ→α)+△Ω~(γ→α)其中γ_C~α和γ_C~γ分别表示碳在Fe-X-C系铁素体和奥氏体内的活度系数.对Fe-Ni-C和Fe-Cr-C系所求得的M_S值和实验值很好符合.碳在Fe-X-C系的活度值及对奥氏体的强化作用主要决定Fe-X-C系的M_s值.碳是决定Fe-X-C系相变驱动力的主要元素.     

THERMODYNAMICS OF THE MARTENSITIC TRANSFORMATION IN Fe-X-C SYSTEMS

Fe-X-C系马氏体相变时的△G_(Fe-X-C)~(γ→α)为:△G_(Fe-X-C)~(γ→α)=_(xFe)△G_Fe~(γ→α)+_(XC)RT×ln_(γ_C~α/γ_C~γ)+x_i△G_i~(γ→α)+△Ω~(γ→α)其中γ_C~α和γ_C~γ分别表示碳在Fe-X-C系铁素体和奥氏体内的活度系数.对Fe-Ni-C和Fe-Cr-C系所求得的M_S值和实验值很好符合.碳在Fe-X-C系的活度值及对奥氏体的强化作用主要决定Fe-X-C系的M_s值.碳是决定Fe-X-C系相变驱动力的主要元素.     

微合金钢焊缝组织中针状铁素体形核与长大驱动力

利用KRC模型对焊缝金属中针状铁素体转变的热力学驱动力进行了理论计算。计算结果表明，焊缝金属中AF(针状铁素体)相变开始温度的理论值为1100K(827℃)。试验所测得的焊缝金属中针状铁索体转变开始温度实际值为670℃，针状铁素体的相变热力学驱动力数值为△G^→AF γ1≤-570J／mol。随着转变温度的降低和焊缝金属中碳含量的降低，针状铁素体的形核和长大驱动力增加针状铁索体的总相变驱动力小于其形棱和长大的驱动力．这种差距随转变温度的降低而增大。     

Fe-Mn-Al-Cr系亚稳奥氏体区γ→ε转变温度M_(εs)与成分的关系

在Fe-Mn-Al-Cr系亚稳奥氏体区内,用膨胀法测定了40种合金的γ→ε-马氏体转变温度M_(es)。以多元线性回归方法处理实验结果,建立了M_(es)与合金成分关系的经验公式。经验公式中,1Wt-％的Al,C,Cr分别使Fe-Mn合金的M_(es)降低约51,339,8℃;这个结果与以前研究它们对Fe-Mn合金γ→ε-马氏体转变的影响和Ishida计算它们对Fe-Mn合金γ→ε相变驱动力的影响一致。根据γ→ε-马氏体转变的层错机制,简要讨论了Al,C和Cr对Fe-Mn合金M_(es)的影响。     

RELATIONSHIP BETWEEN γ→εTRANSFORMATION TEMPERATURE M_(εs) AND COMPOSITION OF METASTABLE AUSTENITE REGION IN Fe-Mn-Al-Cr SYSTEM

在Fe-Mn-Al-Cr系亚稳奥氏体区内,用膨胀法测定了40种合金的γ→ε-马氏体转变温度M_(es)。以多元线性回归方法处理实验结果,建立了M_(es)与合金成分关系的经验公式。经验公式中,1Wt-％的Al,C,Cr分别使Fe-Mn合金的M_(es)降低约51,339,8℃;这个结果与以前研究它们对Fe-Mn合金γ→ε-马氏体转变的影响和Ishida计算它们对Fe-Mn合金γ→ε相变驱动力的影响一致。根据γ→ε-马氏体转变的层错机制,简要讨论了Al,C和Cr对Fe-Mn合金M_(es)的影响。     

马氏体相变和形变孪晶对Fe-Mn-Si-Al钢机械性能的影响

研究了加有Al和Si的奥氏体Fe-(15～30wt%)Mn合金的形变孪晶、马氏体相变和机械性能,做了不同形变速率和不同温度的拉伸试验。用光镜、X射线衍射和扫描电镜观察了塑性形变过程中在γ(面心立方)基体中形成的孪晶,a′(体心立方)和ε(密集六方)马氏体。由于合金元素不同产生不同的相变γ→ε,γ→α′(TRIP效应),或形成形变孪晶(TWIP效应)。添加Al增加堆集层错能(γ_fee),抑制γ→ε的相变,而Si减少γ_(fee),促进γ→ε相变。这些钢密度降低,约为7.3 mg/m~3,,具有高的拉伸延性,达到95％,真实拉伸强度约1100MPa孪晶或相变诱发的优良塑性达到极高的应变速率,约ε=10~3/s,产生异常的抗冲击性,可以深拉,复杂形状零件可以反向挤压。     

近几年马氏体相变研究的进展

综合整理了近年来马氏体相变试验研究的新成果.认为马氏体相变切变过程缺乏热力学可能性.指出马氏体在晶界、相界面、位错等缺陷处形核,并非共格切变过程.发现板条状马氏体、片状马氏体中均存在堆垛层错亚结构；高密度位错、孪晶、堆垛层错亚结构的形成并非切变所致；马氏体形貌的演化系应变能起主导作用,与切变无关；马氏体表面浮凸是相变比...     

Fe-C-Mn-Si系合金马氏体转变开始温度的热力学计算

基于马氏体相变热力学和亚点阵模型,建立了Fe-C-Mn-Si系合金马氏体相变自由能表达式,并利用Compaq VisualFortran 6软件对其进行编程;应用Thermo-Calc软件及TQ6接口模块并结合大量实验数据,对计算参数进行优化,获得马氏体相变临界驱动力与Fe-C-Mn-Si系合金成分的关系式。采用该方法可较为准确地预测Fe-C-Mn-Si系合金的马氏体转变开始（Ms）温度,并有望推广到更多元合金体系。     

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。     

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。     

TC21钛合金α′′马氏体中的反相畴界状结构(英文)

采用X射线衍射(XRD)和透射电子显微镜(TEM),研究TC21钛合金马氏体中亚结构的形貌和形成机理。结果显示,在960～1000°C温度范围内,TC21合金进行固溶淬火处理后会发生β→α′′马氏体相变。在板条状α′′马氏体内部发现有反相畴界状结构,并且该结构平行于α′′马氏体的(001)和(020)面。该结构被确定为马氏体相变过程中诱导产生的一种堆垛层错,它具有反相畴界的形貌特征,但并不是有序/无序相变过程中产生的反相畴界。在马氏体相变过程中,马氏体畴形核并且长大,畴与畴之间相互碰撞,最终导致反相畴界状结构的产生。     

ON THE CALCULATION OF DRIVING FORCE FOR MARTENSITE TRANSFORMATION AND M_s IN Fe-Ni-C ALLOYS

选取了三种不同的热力学模型,(1)LFG模型;(2)徐祖耀三元系规则溶液模型;(3)本文处理方法(Fisher-徐模型加Zener参数),计算了Fe-Ni-C合金马氏体相变驱动力,求得马氏体相变驱动力与奥氏体在Ms温度的固溶强化呈线性关系:△G~(a→)M=Aσ_(0.2)(Ms)+908J/mol,对不同模型选取系数A’略有差异.利用所导出的奥氏体在Ms温度时的屈服强度,计算了Fe-Ni-C合金的MS温度,计算结果与以往的实验值符合得很好。     

Fe-Ni-C合金马氏体相变驱动力及M_s的计算

选取了三种不同的热力学模型,(1)LFG模型;(2)徐祖耀三元系规则溶液模型;(3)本文处理方法(Fisher-徐模型加Zener参数),计算了Fe-Ni-C合金马氏体相变驱动力,求得马氏体相变驱动力与奥氏体在Ms温度的固溶强化呈线性关系:△G~(a→)M=Aσ_(0.2)(Ms)+908J/mol,对不同模型选取系数A’略有差异.利用所导出的奥氏体在Ms温度时的屈服强度,计算了Fe-Ni-C合金的MS温度,计算结果与以往的实验值符合得很好。