马氏体相变时原子的位移

理论地综合分析了奥氏体转变为马氏体过程中原子的移动方式。奥氏体转变为马氏体时,在相变驱动力的作用下,原子主要是按照K-S位向关系从奥氏体晶格中直接转移到马氏体晶格上去的。当γ→α马氏体时,以晶体缺陷为起点出现涨落,原子无扩散,集体协同位移,进行了菱形参数的调整,完成了γfcc→αbcc-M的晶格重构。原子移动距离远远小于一个原子间距,比K-S切变位移小1个数量级,耗能少。γ→α转变产生应变能。为了调整应变能和适应晶格匹配,形成相变位错、层错或相变孪晶等缺陷,以完成马氏体转变。     

金属热处理原理研究的新进展(二)

4.3贝氏体铁素体(BF)临界晶核及形核功[4] 依据观察,贝氏体铁素体在奥氏体晶界上形核,贝氏体铁素体片由亚单元组成,二维形状为四边形,立体形态似一个长方体.据此设贝氏体铁素体晶核为长方体,如图10所示,表示该晶核由若干个体心立方晶胞堆垛而成.晶核尺寸为a×a×b.该晶核由若干个bcc晶胞堆垛而成,小于亚单元尺度,并与母相奥氏体保持K-S位向关系,晶核在相界面MNKL上形成,与γ1具有半共格关系,即长方体的5个面与γ1保持共格连接,但晶核与γ2不可能存在共格关系,即DEFG面上不共格.     

基于网络教学综合平台的材料科学基础课程教学改革

从材料科学基础课程的性质与特点以及提高课程教学质量出发。针对学时数相应减少与知识信息量迅速增加之间的矛盾，提出通过网络教学综合平台辅助课堂教学，改革教学模式，激发学生的学习兴趣，增强学生的学习自主性等提高教学质量的途径。     

高碳马氏体片中脊的研究

研究马氏体中脊形貌和形成机制具有理论意义.采用Fe-C合金、CrWMn、W6Mo5Cr4V2等材料,淬火得马氏体组织,应用QUENTA-400型扫描电镜和JEM-2100高分辩电镜观察马氏体中脊.发现在高碳孪晶型马氏体片中存在中脊,中脊宽窄不等,中脊周围可为孪晶,也可为高密度位错.中脊由精细孪晶片构成,李晶片与中脊线呈夹角分布.中脊的形成与应变能有关,温度越低,弹性模量越高,为调节应变能而形成了中脊.     

马氏体相变研究的最新进展(八)

6马氏体相变的形核20世纪,马氏体相变热力学、动力学、组织学和性能学等方面的研究均取得显著进展,但马氏体相变的形核-长大问题却一直没有搞清楚。一般认为马氏体相变与其他相变过程一样,是一个形核和晶核长大的过程。同样,涨落是相变的诱因,     

20MnCrNi2MoRE钢贝氏体回火过程

针对20MnCrNi2MoRE低合金耐磨铸钢,采用洛氏硬度计、扫描电镜和透射电镜观察分析其在200~650℃范围内的回火转变过程。结果表明,20MnCrNi2MoRE钢铸态组织为粒状贝氏体,200℃回火时,贝氏体铁素体条首先发生变化,500℃回火时,在贝氏体铁素体条内、晶界及位错处观察到有碳化物析出。300℃回火时观察到(M/A)岛发生分解,650℃回火时(M/A)岛已经完全分解。低于500℃回火时,硬度变化不大,500℃以上回火时,由于位错密度降低和碳化物聚集长大,使硬度显著降低。     

马氏体相变研究的最新进展(七)

<正>5.3依据位向关系设计切变模型的误区随着温度的降低,母相中原子的扩散越来越困难,直到不能扩散位移,因此,在各种相变过程中,原子的位移方式不同是导致各类相变机制不同的根本原因。在较高的温度区间,过冷奥氏体发生共析分解,是原子进行以界面扩散为主的扩散型相变。过冷奥氏体在中温区,其碳原子可以长程扩散,但是铁原子和替换原子逐渐难以扩散,直至不能扩散。此时,为了完成过冷奥氏体转变为自由焓更低     

节能、高效、优质的热处理工艺

开发研究热处理新工艺,提高我国热处理水平具有重要意义.本文综合阐述了近年来在钢材热处理技术中比较成熟的钢锭退火、锻件去氢退火、锻轧材软化退火等热处理新工艺,这些工艺具有节能、高效、产品优质的良好效益,具有重要应用价值.     

节能、高效、优质的热处理工艺(二)

(续上一期) 2 钢的扩散退火 为了改善或消除钢中在冶金生产过程中形成的宏观成分不均匀性而实行的退火,称为扩散退火或称均质化退火.扩散退火是根据各种合金元素在高温下的扩散行为,尽可能地减轻钢锭、钢坯内部显微偏析的工艺,如消除枝晶偏析.从而使钢锭、钢坯锻轧后获得比较均匀的组织和性能.     

钢中马氏体形貌的变化规律

采用QAUENTA- 400环扫电镜和JEM- 2100透射电镜观察了Fe-C合金和一些工业用钢的马氏体形貌.结果表明,马氏体的二维形态有板条状、片状、蝶状、薄片状、针状、凸透镜状等;而三维立体形态相应为宽片状、长片状、扁针状等.钢的碳含量、合金元素及其含量是马氏体形貌的重要影响因素.认为马氏体相变时的体积应变能是导致...