金属合金等温相变的体激活能及相变机制——Ⅱ．β黄铜等温相变

与钢相似,β黄铜等温处理获得的片状α1（贝氏体）和棒状α都具有自已的C曲线;各转变初期均能获单一相,而转变中、后期通常可获相邻两相的复合体．必须用单一相和Arrhenius关系求相变产物的体激活能．用体激活能、相的形貌和体自由能变化相结合能可诠释下述论点：片状α1（贝氏体）是溶质原子扩散控制下母相β’中的贫溶质区,进行“军队型”原子无扩散马氏体样切变相变;棒状α是溶质原子扩散控制下母相β’中的最贫溶质区,发生“平民型”原子无扩散界面控制相变．     

OVERALL ACTIVATION ENERGY OF ISOTHERMAL TRANSFORMATION IN METAL ALLOY AND ITS MECHANISM II. Isothermal Transformation in β Brasses

与钢相似, β黄铜等温处理获得的片状α₁(贝氏体)和棒状α都具有自己的C曲线; 各转变初期均能获单一相, 而转变中、后期通常可获相邻两相的复合体. 必须用单一相和Arrhenius关系求相变产物的体激活能. 用体激活能、相的形貌和体自由能变化相结合能可诠释下述论点: 片状α₁(贝氏体) 是溶质原子扩散控制下母相β' 中的贫溶质区, 进行“军队型”原子无扩散马氏体样切变相变; 棒状α是溶质原子扩散控制下母相β' 中的最贫溶质区, 发生“平民型”原子无扩散界面控制相变.     

金属合金等温相变的体激活能及相变机制I.钢的中温(贝氏体)等温相变

钢的中温(贝氏体)等温处理获得的上、下贝氏体和粒状组织,都具有各自独立的C曲线;在转变初期均能获得单一的组织,而在转变的中、后期通常可获得相邻两组织的复合体.必须用单一组织和Arrhenius关系求相变产物的体激活能.将体激活能、组织形貌和体自由能曲线相结合可诠释下述论点:下或上贝氏体是碳原子扩散控制下在奥氏体中的贫碳或极贫碳区,进行"军队型"(队列式)原子无扩散马氏体样切变相变;而粒状组织是碳原子扩散控制下在奥氏体中的最贫碳区,发生"平民型"(非队列式)原子无扩散界面控制相变.     

金属合金等温相变的体激活能及相变机制——Ⅰ．钢的中温（贝氏体）等温相变

钢的中温（贝氏体）等温处理获得的上、下贝氏体和粒状组织,都具有各自独立的c曲线;在转变初期均能获得单一的组织,而在转变的中、后期通常可获得相邻两组织的复合体．必须用单一组织和Arrhenius关系求相变产物的体激活能．将体激活能、组织形貌和体自由能曲线相结合可诠释下述论点：下或上贝氏体是碳原子扩散控制下在奥氏体中的贫碳或极贫碳区,进行“军队型”（队列式）原子无扩散马氏体样切变相变;而粒状组织是碳原子扩散控制下在奥氏体中的最贫碳区,发生“平民型”（非队列式）原子无扩散界面控制相变．     

β’Cu-Zn合金中温片状相α_1位移相变的热力学分析

对β’Cu－Zn合金的中温片状相（α1）在母相溶质原子贫化区的同成分位移相变机制进行了热力学分析结果表明相变驱动力随贫化区溶质成分的减小而增加，贫化至确定成分时驱动力可在整个相变温区为负值，因此，α1在贫化区的位移相变具有热力学可能性     

贝氏体相变理论研究工作的主要回顾

贝氏体分上贝氏体和下贝氏体。粒状贝氏体和准贝氏体为贝氏体转变的初级阶段,粒状组织不属于贝氏体。各类组织均有自己的Ｃ曲线。由Ｃ曲线组成中温ＴＴＴ图,能形成几个海湾。贝氏体预相变期发生溶质原子偏聚,贫溶质区邓形核益。贝氏体在溶质原子扩散影响下相变基元沿缺陷面方向切变而增宽（厚）,板条端部区相变基元平均叠加而伸长。贝氏体在晶体学上有切变性质,在热力学上有切变可能。     

贝氏体相变理论研究工作的主要回顾

贝氏体分上贝氏体和下贝氏体。粒状贝氏体和准贝氏体为贝氏体转变的初级阶段 ;粒状组织不属于贝氏体。各类组织均有自己的C曲线。由C曲线组成中温TTT图 ,能形成几个海湾。贝氏体预相变期发生溶质原子偏聚 ,贫溶质区即形核位置。贝氏体在溶质原子扩散影响下相变基元沿缺陷面方向切变而增宽 (厚 ) ,板条端部区相变基元平行叠加而伸长。贝氏体在晶体学上有切变性质 ,在热力学上有切变可能。     

β′Cu—Zn合金中温片状相α1位移相变的热力学分析

对β′Ｃｕ－Ｚｎ合金的中温片状相（α１）在母相溶质原子贫化的区成分位移相变机制进行了热力学分析，结果表明，相变驱动力随贫化区溶质成分的减小而增加，贫化至确定成分时驱动力可在整个相变温区为负值，因此，α１在贫化区的位移相变有热力学可能性。     

贝氏体相变新机制的研究

21世纪以来,内蒙古科技大学在贝氏体相变理论研究方面取得了新成果。指出了过渡性是贝氏体相变的主要特征;提出了贝氏体的新定义和贝氏体相变的新机制;贝氏体相变在晶界形核,晶核是单相贝氏体铁素体（BF）,不是BF共析分解;在贫碳区形核,是贫碳的γ→α理的无扩散相变,不是切变过程,而是以界面替换原子非协同热激活跃迁方式形核长大;钢中贝氏体碳化物（Bc）在γ/α相界面上形核,向BF中长大,最终被铁素体包围,也是以界面原子热激活跃迁方式进行的。     

Cu-Zn-Al合金贝氏体相变的动力学特征

以膨胀及金相测定确立了Cu-Zn-Al合金由马氏体态加热和经高温母相冷却时,其贝氏体形成的TTT图和动力学曲线.证明贝氏体相变的动力学特征符合Austin-Rickett方程,由马氏体加热形成贝氏体时n值为2.25,经高温冷却时n为1.80;形成贝氏体的激活能约为110kJ·mol~(-1),与溶质原子的扩散激活能相当.     

贝氏体相变机制与块状转变

应用JEM-2010高分辨电镜和Quanta-400型环境扫描电镜,运用试验与综合分析的方法,研究了纯铁的块状转变和钢中的贝氏体相变.通过对相变的形核、长大,贝氏体亚单元和组织的形成的综合研究和分析,认为贝氏体相变与块状转变存在亲缘关系.依靠随机涨落,形成贫碳区,贝氏体铁素体在贫碳的奥氏体中形核.Fe原子和替换原子通过热激活跃迁、界面扩散或切变等方式,重复产生亚单元.在亚单元边界处的富碳奥氏体中析出碳化物,或成为残留奥氏体.贝氏体相变机制具有过渡性,即切变-扩散整合机制.     

贝氏体相变理论研究进展

总结了国内外贝氏体相变理论研究领域的主要研究成果、争论焦点和重大分歧，涉及贝氏体相变过程伴随的表面浮凸效应、相变产物晶体学、贝氏体铁素体的“中脊”和“边脊”、下贝氏体碳化物的析出形态等；研究了贝氏体碳化物的不同特殊析出形态和α／γ相界面的巨型台阶；提出贝氏体铁素体可能按置换型原子体扩散控制台阶机制长大。     

再论钢和β铜基合金中贝氏体相变形核机制

在试验用钢和β铜基合金固溶后等温或时效时,贝氏体孕育期是母相中溶质原子向晶体缺陷处和<001>晶向上扩散偏聚(形成贫、富溶质原子小区)的过程,即渐变(量变)阶段,为贝氏体形核做准备.当贫溶质小区贫化到以等温或时效温度作为Ms点的成分时,该小区即能进行马氏体样贝氏体切变形核,为突变(质变)阶段.孕育期也是一个受溶质原子扩散控制的过程.贝氏体形核是由过饱和的贝氏体和原始母相间溶质原子浓度差而产生的驱动力驱动.初期贝氏体有马氏体性质,是过饱和的.     

Ti6Al4V合金等温压缩时的扩散相变（英文）

利用Compu ThermPandat?软件及其自带的Ti数据库完成对双相Ti合金的热力学计算。对Ti6Al4V(5级)合金进行等温压缩,合金的初始组织为由层片状的(α+β)和β相组成的层片团结构。采用X射线衍射分析、扫描电镜和透射电镜表征材料的显微组织演化和相转变。用吉布斯自由能-温度和相含量-温度关系图预Ti_3Al或α_2 (hcp)相的存在、稳定性和相变温度。等温压缩后,(α+β)相区的特征为α/β片层的重新定向和局部扭曲以及在α/β界面区的开裂。而在α→β相变区,β相和α/β相界发生变形,大量的α相转变为β相,板条状α相发生马氏体相变和球化。在β相区,α相完全转变为β单相。结果表明,变形Ti6Al4V合金中形成Ti_3Al或α_2(hcp)、β(bcc)和α(hcp)相以及密排六方α'和斜方α'相。变形温度对屈服应力水平、动态回复和动态球化均存在影响。     

Cu—Zn—Al合金中温相变产物的组织和结构

测定了Cu-27.27 Zn-3.73 Al Wt-%合金直接从高温母相淬火至中温的等温转变曲线.用金相、X-射线和电镜对直接淬火和从DO_3有序母相上淬至中温的转变产物做了形貌与结构的观察和分析.实验表明,依照转变产物,可将两个分离相接的c曲线分为三个区间:棒状α相,α相与片状贝氏体的混合组织,片状贝氏体.上淬所形成的贝氏体与直接淬火的贝氏体形貌相同.随时效时间的延长,贝氏体逐渐变成α相,它与从母相平衡析出的α相的点阵常数没有差别,由B2和DO_3母相所形成的贝氏体为接近正交的长周期结构,而且DO_3母相所形成的马氏体为单斜结构,它们分别对应(1210)与(2010)衍射峰的重叠和分离,表示前者的有序度较低.     

贝氏体相变理论研究进展

总结了国内外贝氏体相变理论研究领域的主要研究成果，急论焦点和重大分歧，涉及贝氏体相变过程伴随的表面浮凸效应，相变产物晶体学，贝氏体铁素体的“中脊”和“边脊”，下贝氏体碳化物的析出形态等，研究了贝氏体碳化物的不同特殊析出形态和α／γ相界面的巨型台阶，提出贝氏体铁素体可能按置换型原子体扩散控制台阶机制长大。     

9SiCr钢短时等温上贝氏体显微组织研究

通过X射线衍射分析、金相组织观察,研究了9SiCr钢奥氏体化后的冷却速度、贝氏体转变等温时间等因素对上贝氏体相变产物的影响.实验结果表明,当奥氏体化后的冷却速度为20～50℃/s、等温时间为80～1200s时,获得非常规上贝氏体组织,并呈现由单一α相组成的短棒状,晶格常数与平衡态α相不同,晶格呈膨胀状态,相变具有非完全扩散的特征.     

Ti-B19钛合金的β→α＋β等温相变动力学

利用原位电阻法、同步X射线衍射等技术较为系统地研究了亚稳β钛合金Tj-B19的β→α＋β等温相变动力学。结果表明，在试验温度范围内，Ti-B19合金的等温相变为长程扩散控制的形核与长大过程，可以用JMA方程进行描述。在试验温度范围，500℃等温时效时相转变完成所需时间最短，相转变速度最快，当温度大于500℃时，随温度升高，相转变速度降低，这与相转变驱动力不足有关。当温度低于500℃时，由于受溶质扩散速度的影响，完成相转变所需时间更长。α相的数量是温度的函数，在500℃等温时，α相的数量最多，为57．7％，然后随温度的升高，α相的数量减少。根据试验结果，绘制了合金的时间-温度-转变量图（TTT图），其“鼻温”在500℃-550℃之间。     

Ti-1300合金的非等温ω相变研究

通过膨胀法研究了Ti-1300合金在连续加热过程中ω相变。结果表明:Ti-1300合金在连续加热过程中低温区域发生了βM→ω+β相变,高温区域发生了βM→α+β相变,随着加热速率增大,βM→ω+β相变温度范围推向高温区域;ω相的体积转变分数与温度之间关系曲线呈典型的‘S’型;非等温ω相变的激活能随着转变体积分数增大而增加,相变阻力增大,平均相变激活能约55 k J/mol。     

镁合金在等温热处理中微观组织的研究

本文对原始组织为等轴晶的AZ91D镁合金进行了在两相区的等温处理实验,分析了试样微观组织变化和演化机制,研究了在等温热处理过程中的溶质扩散、晶界熔化、晶粒合并以及相变等对枝晶球化过程的影响.结果表明:随着热处理时间的延长,晶粒逐渐球化,而且发生合并现象;同时在界面能降低的驱使下,通过溶质原子的扩散,晶粒内部包裹小液滴;半固态部分重熔过程中经历以下相变:β→α,α+β→L,α→L.