Y-PSZ陶瓷高温扩散相变后显微组织的HREM研究

Ｙ２Ｏ３部分稳定ＺｒＯ２陶瓷（Ｙ－ＰＳＺ）中高温相变是指从立方相（ｃ相）到四方相（ｔ相）的转变。关于这一相变的机理，周玉等［１］及Ｋ．Ｊ．ＭｃＣｌｅｌａｎ等［２］基于电子衍射谱中出现面心立方结构的消光斑点的结果，认为是位于面心立方晶胞中八个间隙位置的...

Fe-C合金扩散型相变的计算机模拟

以扩散规律和成核 -长大机制为基础 ,论述了 Fe- C合金的扩散型相变数学模型的建立 ,采用计算机模拟技术来研究 TTT曲线及合金元素对它的影响。结果表明 ,模拟曲线与实际曲线吻合良好 ,且能动态描述合金元素对 TTT曲线的影响。钢的 TTT曲线在钢的热处理中极为重要 。

强磁场作用下材料扩散型固态相变的微观机理

为探讨强磁场对物质原子尺度行为(电子运动、离子扩散)的影响,采用光学显微镜研究强磁场作用下Fe-0.12%C合金的扩散型固态相变;采用数字多用表测量强磁场作用下的纯铝板电阻研究其电子分布.结果表明:随磁感应强度增强,Fe-0.12%C合金室温显微组织中,铁素体晶粒平行于磁场方向伸长并呈链状排列的趋势增强,珠光体团的长轴方向平行于磁场方向伸长的程度也增强;纯铝板的电阻在平行于磁场方向放置时减小,垂直于磁场方向放置时电阻有增加趋势.这是由于组成金属晶体的自由电子和排列成晶格状的金属离子在磁场作用下受到洛伦兹力的作用,随磁感应强度增强,沿磁场方向的电子浓度、金属离子扩散有增强趋势,导致磁场作用下材料扩散型相变的室温组织出现形状各向异性.

LiNi_(0.5)Mn_(1.5)O_4电极的变固相扩散系数模拟

通过实验和参数辨识,确定了针对LiNi_(0.5)Mn_(1.5)O_4体系电池所需要的模型参数,建立了适用于该体系的变固相扩散系数模型。该模型能很好地对LiNi_(0.5)Mn_(1.5)O_4的放电过程进行模拟。通过对电池内部的过电位进行分析,对电池性能的限制因素进行了说明。

超高强度钢板非扩散型相变的动力学研究

通过在Gleeble-3500热模拟实验机上开展BR1500HS试样的等温相转变测试实验,获得了非扩散型相变温度区间中各温度下的热膨胀曲线,运用热膨胀法同时结合微观组织,得出BR1500HS试样在非扩散型相变区间的相转变规律;引入Marburger-Koistinen公式拟合获得非扩散型相变的动力学模型,将所建立的模型导入有限元分析软件中,开展模拟还原相变测试过程。将模拟结果与实验结果对照。结果证明,所建模型具有较高的准确性。

相变扩散对PTCR效应的影响

从Kanzig微区的概念出发，求得具有扩散相变的铁电体中序参量的温度分布，推导出铁电半导体陶瓷中晶界电阻率温度变化的的函数关系，讨论了扩散相变对PTCR效应的影响。结果表明，扩散相变对PTCR效应的某些特征参量有重要影响，特别是明显地降低了电阻突变的起跳温度和变化陡变。对这种影响的程度作了数值估计。

外应力对热弹性马氏体相变的影响

应用朗道理论 ,通过引进两个序参量 ,即马氏体转变百分数Φ和平均应变ε,将自由能密度函数按Φ和ε展开 ,讨论了外应力对初始相变温度TC、马氏体转变百分数和马氏体转变性质的影响。研究了Φ和温度T之间的关系 。

等静压诱导的PbLa(Zr,Sn,Ti)O_3陶瓷铁电反铁电相变性能研究

研究了等静压诱导掺镧La的Pb(Zr,Sn ,Ti)O3(PLZST)陶瓷材料的铁电 反铁电相变和介电压谱 ,结果发现介电压谱具有明显的扩散相变和频率弥散的特点 ,这一现象有利于拓宽人们对压力诱导的多组元弛豫型铁电体的扩散相变行为的认识和理解。

贝氏体相变简介

钢、有色合金和一些陶瓷材料中都存在贝氏体相变。贝氏体钢正成为有益的工程材料。总结评述切变学派和扩散学派作者们以形貌、动力学或晶体学对贝氏体相变机制所持的论点。钢中贝氏体相变以过饱和铁素体开始形成之说迄未得到支持。一些实验已发现替代(置换)型合金元素在相界面上的偏聚,并以此所呈现的拖曳效应说明相变的不完全现象,切变学者以切变机制来解释这个现象,但此现象不是钢中贝氏体相变的普遍情况。贝氏体形成时呈现帐篷形浮突,不具不变平面应变特征;有时马氏体相变晶体学表象理论能近似地应用于贝氏体相变晶体学,但不能以此来判定其相变机制为扩散或切变。溶质拖曳效应以及高分辨电镜对相界面结构实验、热力学研究、磁场和应力场对贝氏体相变影响以及一些预相变现象都确证贝氏体相变籍扩散机制进行。本文作者定义贝氏体为:在Ms温度以上,经扩散相变的产物,多呈片状,形成时会在自由表面上呈现帐篷形浮突。提出贝氏体相变机制进一步研究和应用的展望。

铌铁酸铅PFN的结构无序及介电相变特性

运用高分辨透的电镜显微技术观察到ＰＦＮ中Ｂ位离子呈无序排列，不易形成有序结构。在性能上，ＰＦＮ的介电常数ε和介电损耗ｔｇδ均很大，相变扩散度小；相变时的介电行为、热容和热膨胀的变化比较特殊。

关于马氏体相变特点的讨论

本文对钢的马氏相交特点和影响因素进行分析讨论，并提出一些问题，以期能更为深入地认识马氏体相变。

马氏体相变研究的最新进展(七)

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。

PMN基电致伸缩陶瓷电致应变温度特性

研究了扩散相变中心温度分别为４０℃和６５℃的两种Ｌａ－掺杂ＰＭＮ基陶瓷在其扩散相变温度范围的电致应变、电致应变随电场（Ｓ～Ｅ）的滞后特性和剩余应变效应．结果发现，对于扩散相变中心温度为４０℃的材料在０～１ｋＶ／ｍｍ单向电场驱动下；从－１０～６０℃电致应变和滞后都随温度的升高而减小；对另一种材料无论由±１ｋＶ／ｍｍ交变电场或由０～１ｋＶ／ｍｍ单向电场驱动，温度从１３～４１℃变化均出现电致应变峰值，而滞后和剩余应变随温度的升高而减小．对以上实验结果本文作了详细讨论．

纯铁γ—α转变机制求索

依据前人的实验数据 ,运用传统计算方法 ,对纯铁γ -α转变扩散机制进行了检验 ,结果表明 :完成转变需用时间的理论计算值与实验值有 3～ 4个数量级的差异。根据非切变相变大多存在非共格相界的特点 ,由相界原子参与相变的设想提出了存在非共格相界的非切变相变“相界与母相原子联动位移”机制。运用热力学基本原理对“联动”和新相连续长大的条件进行了简要分析。对固态相变的分类提出了质疑并建议把“扩散型相变”限定为新相与母相化学成分不同的相变。

Fe-Fe3C 相图与 C 曲线

金属材料及热处理课中有两张重要的图,即 Fe-Fe3C 相图和 C 曲线。Fe-Fe3C 相图是研究铁碳合金的基础,是分析钢铁材料和制定热加工工艺的工具。因此,它是研究钢铁材料的最基本也是最重要的一张图。这张图的两个坐标是温度和成分,反映了铁碳合金在平衡状态下成分——温度——平衡组织之间的关系,它没有涉及时间因素,即它是在无限缓慢冷却条件下得到的。C

Pb(Zr,Sn,Ti)O_3反铁电陶瓷的低温相变扩散与极化弛豫

用弱场介电温谱、热释电流谱、强场电滞回线和变温X射线衍射谱研究了微量La掺杂Pb(Zr ,Sn ,Ti)O3(PZST)反铁电 (AFEt)陶瓷在 - 10 0— 180℃温区内的结构与电学特性 .弱场介电温谱显示 ,AFEt陶瓷在低温段(- 10 0— 5 0℃ )呈现介电频率弥散 (0 1— 10 0kHz)和扩散型相变的特征 ,而变温X射线衍射谱却表明材料在这一温区内保持四方相结构 ;低温下经强场作用后 ,AFEt被诱导为亚稳三方铁电态 ,介电频率弥散消失 .基于多元复杂化合物的组分起伏理论 ,讨论了PZSTAFEt陶瓷的相变扩散与极化弛豫新现象 .

超高强度钢扩散型相变测试及其动力学模型

基于Gleeble 3500热模拟试验机开展了一系列BR1500HS钢圆棒试样的等温相变测试,得到了其扩散型相变的热膨胀曲线,结合试样微观组织观察结果综合确立扩散型相的种类,进而绘制出BR1500HS钢扩散型相变的等温转变曲线（TTT曲线）,曲线呈＂双C型＂,＂鼻温＂分别为480和640℃,这两个温度下对应孕育期最短。最后,引入Johnson-Avrami动力学方程建立了该材料扩散型相变动力学模型,所建立的模型可以预测超高强度钢扩散型相变温度区间内任一转变条件下扩散型相转变体积分数与时间的关系：针对转变温度而言,在较低温度下转变速率快;针对转变阶段而言,在转变中间阶段转变速率快,具体定量关系由模型表达式给出。

氮化势对低碳钢气体渗氮化合物层组织结构和性能的影响

从热力学和扩散理论上探究了低碳钢气体渗氮氮化势对渗氮化合物层的影响。采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪、电子探针、显微硬度计和电化学分析仪对渗氮层进行表征。结果表明：气体渗氮气氛中的氮化势对化合物层的影响规律随渗氮温度的改变有所不同。当渗氮温度不高于550℃时,高氮化势显著增加化合物层厚度;当渗氮温度不低于580℃时,尽管低氮化势延迟化合物层的形成,但化合物层一旦形成就快速增厚,且其厚度达到甚至超过高氮化势下化合物层的厚度。高氮化势渗氮化合物层中N浓度随深度降低,其最外层N浓度高达10 mass%;低氮化势渗氮化合物层中N浓度分布均匀,大约为5 mass%-6 mass%。高氮化势渗氮化合物层的耐蚀性较好,韧性和致密性较差。低氮化势渗氮化合物层缺陷较少,韧性较高。