4Cr13模具钢的等温相变规律与预处理工艺优化

测试了4Cr13塑料模具钢的过冷奥氏体等温转变曲线,研究了该钢的等温相变规律,分析了经过不同工艺固溶(1 010~1 090℃保温2,3 h)和球化退火(905℃×2 h奥氏体化和700~770℃保温5,8 h等温球化)预处理后的显微组织和硬度,并获得最优工艺。结果表明:在725℃下试验钢的珠光体形核孕育期最短;经1 010℃固溶处理后,组织中存在大量球状碳化物,当固溶温度为1 070~1 090℃时,碳化物基本溶解,马氏体板条束明显粗化,最优固溶工艺为1 050℃×3 h,此时碳化物占比较低且弥散分布;随着等温球化温度升高,链状碳化物数量先减少后增多,并且保温8 h后球状碳化物的分布更均匀;1 050℃固溶3 h+905℃×2 h+750℃×8 h球化退火后试验钢的球化效果最好,直径小于0.5μm的碳化物占比约为78.92%,硬度最低,约为192 HBW。

稀土对16Mn钢等温相变及显微组织的影响

采用金相观察与硬度测量相结合的方法测定了不同稀土含量 16 Mn钢的 TTT曲线 ,并研究了稀土含量对其等温相变及显微组织的影响。研究表明 ,随稀土含量的增加 ,先共析铁素体的晶粒大小及其析出的孕育期减小 ,完成珠光体相变所需时间和组织中铁素体含量增大 ;贝氏体形态逐渐由羽毛状向粒状转变。含稀土钢组织中的碳化物具有明显的偏聚现象。本文对这些结果产生的原因进行了讨论。

热变形对含Nb-Mo低碳钢铁素体等温相变的影响

利用热模拟试验机研究了变形对Nb-Mo低碳钢奥氏体-铁素体等温相变动力学的影响。结果表明,形变缩短了相变孕育期,加速了奥氏体→铁素体的等温相变,细化了铁素体组织;在650℃出现了针状铁素体。按照Avram i方程,由试验数据回归得到875℃变形后在700℃和650℃奥氏体向铁素体等温相变的动力学方程。

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Ti-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。

稀土在低碳钢等温相变组织中的偏聚

扫描电镜能谱分析稀土在２０Ｍｎ和０．２７Ｃ－１Ｃｒ钢中先共析铁素体、珠光体及粒状贝氏体组织内的分布表明，在珠光体中的Ｆｅ＿３Ｃ／ａ相界及粒状贝氏体中小岛的界面有稀土偏聚，显著影响帼变动力学。

基于Rietveld无标样定量研究HMX的β→δ等温相变动力学

以Rietveld无标样定量方法为基础,利用原位X射线粉末衍射技术(XRD)研究了奥克托今(HMX)的β→δ等温相变动力学。描述了不同温度下HMX的转变进度-时间曲线,求得Avrami指数n约为0.6,建立了相关的等温相变动力学方程。采用Arrhenius方程定量表示了速率常数k与温度T的关系,计算的活化能Ea约为151kJ/mol,指前因子lnA为36.2。结果表明:实验温度是影响相变的主导因素,HMX发生β→δ相变时,δ相近似于1维随机成核长大。

15SiMn钢奥氏体等温相变的元胞自动机模拟

建立了15SiMn钢奥氏体-铁素体相变的二维元胞自动机介观模型。模拟结果显示,对于某一给定温度,铁素体的长大速度在相变过程中逐渐降低。当生长速度接近0时,奥氏体相中相界面处平衡碳的质量分数为0.52395%。此外,模拟结果还显示,由于奥氏体晶界上的碳原子扩散和奥氏体-铁素体相界面移动都较奥氏体晶内更快,所以奥氏体晶界上铁素体晶粒形貌为椭圆形。

25SiMn钢奥氏体等温相变过程的数值模拟

建立了25SiMn钢奥氏体-铁素体相变的二维元胞自动机介观模型。模拟结果显示,对于某一给定温度,铁素体的长大速度在相变过程中逐渐降低,当生长速度接近于0时,奥氏体相中相界面处平衡碳浓度为0.527 74%。此外,模拟结果也显示,由于奥氏体晶界上的碳原子扩散和奥氏体-铁素体相界面移动都较奥氏体晶内更快,奥氏体晶界上铁素体晶粒形貌为椭圆形。铁素体相的长大速度与奥氏体-铁素体相界面处的奥氏体相一侧碳原子浓度有关。

碳含量对奥氏体等温相变影响的数值模拟

利用二维元胞自动机介观模型对不同碳含量影响下钢的奥氏体-铁素体等温相变过程进行了数值模拟。模拟结果显示,等温相变最终铁素体体积分数取决于相变初期铁素体生长速度。由于碳含量不同,15SiMn钢铁素体初始生长速度较25SiMn钢的快,因而,最终铁素体体积分数较大。此外,模拟结果也显示,铁素体相的长大速度取决于奥氏体-铁素体相界处奥氏体相一侧碳原子浓度。15SiMn钢奥氏体相的平衡碳浓度较25SiMn钢的低。

ZrO_2陶瓷中t→m等温相变

本文综述了近十几年来国内外对ＺｒＯ２陶瓷中ｔ→ｍ等温相变的研究，着重介绍了ｔ→ｍ等温相变的表象规律和相变机制，并分析了目前存在的问题。

非等温相变问题的双倒易边界元法求解

对铅-锡合金的相变问题,本文采用含扩展项的轴对称双倒易边界元方法计算了圆柱中界面沿轴向运动的非等温相变过程。与特定条件下解析解的比较,验证了该方法的正确性,为类似的晶体生长非等温相变问题提供了一种有效的求解方法。

82B钢奥氏体等温相变动力学方程的测定

在热模拟机上采用激光膨胀仪测定82B钢等温相变下的膨胀曲线,采用带晶粒尺寸修正的Avram i方程描述不同奥氏体化温度和不同等温温度下的转变体积分数-时间曲线。对动力学方程中的时间指数n和晶粒尺寸指数m与文献报道的数据作了对比。结果表明,用得到的动力学方程计算的相变值和实测值吻合较好。

求解等温相变问题的解耦法

基于焓法模型导出了一种求解等温相变问题的简单计算模型.计算模型将温度场与液相分数场进行解耦,即可分别求解出相变控制体和非相变控制体的温度;以长方体容器为例,用计算模型进行计算并将计算结果与实验数据及焓法计算结果进行对比验证,结果吻合的很好;利用计算模型,对长方体容器和圆柱体容器内相变材料熔化时间进行数值计算比较.结果表明,在容器体积和特征尺寸相同的条件下,长方体容器内相变材料的熔化时间几乎只有圆柱体容器的一半.

激光加热过程中稳态等温相变的数值模拟

本文对激光加热过程中稳态等温相变进行了数值模拟，结果表明，激光加热所产生的熔池内的液体在表面张力与浮力的联合作用下，形成顺时针的涡旋运动；在激光加热功率密度比较小时，可以忽略对流对传热的影响；随着功率密度的加大，对流的作用增强，其影响不可忽视。

Fe-Co-(Sm,Ho)系合金等温相变研究

采用X射线衍射分析技术,研究并测定了稀土Fe Co (Sm0.5Ho0.5)系合金800℃等温截面(Sm0 5Ho0 5≤33 3%)图.该截面图由9个单相区,14个两相区和6个三相区组成,不存在5∶19相.

强磁场下高温等温相变过程显微硬度的变化

研究了19.8 T强磁场下中碳硅锰钢的高温珠光体等温相变。测定了不同工艺条件下马氏体(M)和珠光体(P)的显微硬度变化。采用EDS分析了各组织中合金元素的分布,表面Fe、Si、Mn在不同组织中存在一定成分起伏,但变化不大,M硬度主要受P转变量及C原子分布的影响。对组织转变量、P片间距、粒状P量进行统计分析,解释了P的显微硬度随等温温度升高先升后降,在995 K达到最大值,随等温时间延长,显微硬度下降的现象。

稀土对20 Mn钢等温相变及组织形态的影响

研究了不同稀土含量对20Mn钢等温相变及组织形态的影响。随钢中稀土含量的增加,先共析铁素体析出的孕育期缩短,完成珠光体相变所需时间延长;针状铁素体量减少直至消失;珠光体片间距变密且相对转变量减少;粒状贝氏体中碳化物易于偏聚。稀土减小原奥氏体晶界能和相界面能,稀土原子偏聚在相界面上阻碍碳原子的扩散,以及可能形成高熔点稀土碳化物而减少奥氏体中碳的固溶量,是产生上述结果的主要原因。

硅锰铸钢磁场等温珠光体相变的热动力学分析

通过对居里点以下在等温珠光体(P)相变过程中施加弱磁场的热力学及动力学研究,对珠光体相变中出现的再辉点、最高回升温度、相变不同阶段特征、最终转变量和相关的热动力学等进行了分析。结果表明:即使是弱磁场也可缩短相变孕育期,使相变时间相对延长,从而增加了珠光体转变量;珠光体在相变初期转变量较大,之后在较宽的等温时间内转变量逐渐增加;磁场对相变初期的"联发式生长"特征有促进作用;铸钢组织中的缩松缺陷会产生感应漏磁场,增加了形核位置及数量,起到了"相变反应焊合缺陷"的作用。

高级别管线钢等温相变动力学研究

以X80、X100、X120管线钢为例,对高级别管线钢的等温相变规律进行了研究。利用热膨胀仪对X80、X100、X120级管线钢的等温相变规律进行研究,绘制了相应的TTT曲线,并结合贝氏体动力学进行分析。结果表明:3种级别管线钢等温相变后的组织差别不大,均以粒状贝氏体为主,有少量的板条贝氏体,板条均匀平直。X120管线钢的相变激活能为115.971kJ/mol,X100管线钢的相变激活能为104.388kJ/mol,X80管线钢的相变激活能为84.596kJ/mol。