强磁场下贝氏体相变的热力学机制研究

借助微观组织观察,研究了外加强磁场对钢中贝氏体相变的影响,结果表明,12 T强磁场作用缩短了贝氏体相变时间,增加了贝氏体铁素体的体积分数,贝氏体铁素体板条更为致密。另一方面,本文考虑到磁场对材料磁矩、居里温度和结构参数的影响,扩展了经典磁自由能计算模型。结果发现,低于居里温度时,长程磁有序对贝氏体铁素体的磁性贡献占主导地位,高于居里温度时,短程磁有序对其磁性贡献最大。另外,磁致磁熵改变量在居里温度处达到最大值,表明此时磁场对贝氏体铁素体磁有序程度的影响最为显著。利用扩展模型计算得到的磁自由能变化规律与实验结果相吻合,扩展模型的有效性和准确性得到验证。

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。

钢中贝氏体相变机制的研究

简要地总结了国内近年来在贝氏体相变理论研究方面的主要成果,包括以下方面: (1)发现钢中的贝氏体超精细结构; (2)贝氏体表面浮突完全由贝氏体铁素体长大过程中形变产生,单一超亚单元对应的浮突呈帐篷型;(3)贝氏体铁素体宽面上存在三维巨型台阶,在近N-W关系下相变单元宽面接近(335)f,为扩散型界面; (4)发现钢中贝氏体碳化物在α/γ界面的γ侧形核并向奥氏体内生长; (5)建立了贝氏体激发形核-台阶长大模型,理论计算表明这种机制是合理的,它成功地解释了贝氏体的多层次复杂结构,以及上贝氏体、下贝氏体等不同形态的形成原因等.

贝氏体相变机制的研究进展

简要地总结了清华大学贝氏体相变研究组在贝氏体相变领域的主要研究成果。包括以下方面 :①利用TEM、AFM、STM发现了钢及有色合金中的贝氏体超精细结构 ;②利用STM发现贝氏体表面浮突大多是由与超亚单元相对应的“帐篷型”小浮突群组成的 ;③利用TEM和STM证实了三维巨型台阶存在的普遍性和可动性 ;④发现钢中贝氏体碳化物在α/γ界面的γ侧形核并向奥氏体内生长 ;⑤概述了贝氏体的激发形核 台阶长大机制及其理论计算 ;⑥用前述相变机制解释了贝氏体的多层次复杂结构 ,以及上贝氏体、下贝氏体等不同形态的形成原因。

钢中贝氏体相变研究新进展

最近支持扩散或切变机制的学派都提供了很多实验观察的事实和理论计算的结果。目前对贝氏体相变机制争论的重点在于:碳原子和合金元素原子在贝氏体相变时的行为,贝氏体的形核理论和整体动力学,贝氏体相变造成的表面浮凸及贝氏体相变晶体学等。对最近这些方面的研究成果以及外界条件(应力、磁场)对贝氏体相变的影响总结分析后发现,钢中贝氏体相变机制可能与钢的成分和相变温度相关而非单一的相变机制。日后需对贝氏体相变与钢的成分和温度之间的关系进行深入研究而并不是仅限于论证贝氏体是由单纯的扩散还是切变机制形成。

简论贝氏体相变的形核与长大——复康沫狂教授等

指出康沫狂教授文中的一些疑点,主要为:缺乏产生贫/富溶质区的所谓“类spinodal分解”所应具有的理论基础;没有缺陷浓度的计算,以论证偏聚量和缺陷偏聚的实验证据;以及预贝氏体相变尚属疑问。近来高分辨透射电镜实验已证明:贝氏体以相界面台阶扩散长大。作者强调贝氏体相变以扩散机制形核和长大。

8mol％CeO_2－ZrO_2中的贝氏体相变

测定８ｍｏｌ％ＣｅＯ２－ＺｒＯ２在连续冷却中变温ｔ→ｍ的Ｍｓ，在Ｍｓ以上及以下的等温相变动力学曲线和相变产物的点阵常数等．温相变产物（贝氏体）的点阵常数小于变温马氏体的点阵常数．参照金属材料中的贝氏体相变，建议８ｍｏｌ％ＣｅＯ２—ＺｒＯ２的等温相变为扩散过程控制的贝氏体相变．贝氏体可能在母相晶界形核．

不同稀土含量的GDL-1钢中贝氏体相变研究

在不同稀土含量的GDL-1钢中,采用不同温度下中断空冷淬火的方法研究稀土对低碳合金贝氏体钢中贝氏体相变的影响。稀土含量增加,Bs点由380℃降为350℃,残留奥氏体量的增多,贝氏体铁素体的体积分数减小,显微硬度值略微升高。稀土对贝氏体激发形核和台阶生长之间的竞争也产生了重要的影响,增加稀土的量,贝氏体亚结构的细化程度更加明显,细小的亚片条、亚单元之间被稳定的残留奥氏体薄膜所分割,最终形成贝氏体多层次精细结构。

100Cr6轴承钢贝氏体相变行为

从热力学角度计算了实验钢贝氏体相变温度,分析了不同温度贝氏体相变规律,揭示了相变过程残留奥氏体的稳定性,提出了一种两步短时贝氏体处理方法。实验结果表明：贝氏体相变的鼻尖温度在300～350℃之间,综合考虑相变时间和硬度,选取250℃进行等温处理为最佳工艺;在250℃保温20 min时,存在残留奥氏体含量的最大值,保温时间大于20 min后其稳定性提高,在后续的冷却过程中不发生马氏体相变;在250℃等温处理50 min后升温到270℃保温5 min,相变时间为传统工艺的27%左右,显著缩短贝氏体相变时间的同时并未明显降低硬度和磨损性能。

外加应力对贝氏体相变组织形貌的影响

为揭示贝氏体相变机制及外加应力对它的影响,采用透射电镜研究了140MPa的外加拉应力对中碳低合金钢35MV7的450°C等温贝氏体相变组织形貌的影响.研究发现,由于外加应力的存在,贝氏体相变基元及其组成的铁素体条的尺寸变得非常粗大并形成多样的变态.这种尺寸的变化是由于外加应力产生额外的相变驱动力,使相变基元块可以克服更大的弹性应变能而长成更大的体积.

贝氏体相变的过渡性

应用系统科学理论分析讨论了贝氏体相变的过渡性。认为 ,中温区的贝氏体相变带有珠光体分解和马氏体相变的双重特征 ,具有过渡性。上贝氏体转变与珠光体分解有着本质上的区别 ,但又有密切的联系 ;而下贝氏体转变与马氏体相变有密切的联系。从整体上看 ,上贝氏体具有某些珠光体分解的特征 ;而下贝氏体则具有马氏体相变的特征。贝氏体在转变机理上、动力学上。

应力对钢中贝氏体相变的影响

外加应力使贝氏体相变形核率增大,等温孕育期缩短,即使所加应力远低于母相的屈服强度,由于钢中γ→α+γ的形核驱动力较大(约为kJ/mol数量级),贝氏体相变的膨胀应变能很小,过小的外加应力对形核率的影响甚微,考虑在外加应力的影响下,会使界面能量有所下降,也可能发生碳原子的再分布,偏聚在晶界或其它缺陷,甚至碳化物析出都会显著地增大形核率和缩短孕育期,有待进一步实验给予证明,无应力下,贝氏体相变动力学可以用Avrami的等温相变方程来表述;应力下则符合应力下铁素体及珠光体相变的动力学模型(经修改的Avrami方程),形变奥氏体促发贝氏体相变,但随后会发生奥氏体的力学稳定化,其机制可能和马氏体相变时的奥氏体力学稳定化不完全相同,仅形变形成的位错阻碍贝氏体以一定位向长大,使相变动力学迟缓,贝氏体相变时奥氏体力学稳定化的模型有待建立。

稀土对低合金钢贝氏体相变动力学的影响

本文通过测量不同温度下贝氏体等温相变的动力学曲线和扫描电镜的成分分析，研究了添加稀土对０．２７Ｃ－１Ｃｒ钢相变动力学的影响。结果表明，稀土使奥氏体晶粒细化，提高了初期贝氏体相变速率，降低了淬透性，而稀土偏聚于铁素体／小岛相界面和稀土减慢碳的扩散所产生的拖曳作用是减慢后期贝氏体相变速率、延长相交完成时间的原因。

贝氏体相变理论研究新进展

贝氏体相变理论研究具有重要理论意义和应用价值.综合阐述了贝氏体相变学术论争的焦点问题.通过大量试验事实和深入的理论分析,批驳了两派的错误观点.指出了贝氏体的正确的定义;贝氏体相变的过渡性特征,贝氏体相变与共析分解和马氏体相变存在原则区别.贝氏体浮凸为帐篷形,非N型,不具备切变特征.从热力学、动力学、晶体学角度阐述了贝氏体相变非切变,也非扩散过程.提出了贝氏体铁素体(BF)、贝氏体碳化物(BC)形核长大新机制.贝氏体相变过程中原子移动的特点是界面控制,原子非协同热激活跃迁机制,并且与实际相符合.

热变形参数对铌微合金钢贝氏体相变的影响

利用Gleeble-1500热力模拟实验机研究了铌微合金低碳钢连续冷却过程及等温过程贝氏体相变,分析了热变形参数对贝氏体相变的影响规律。研究表明,在连续冷却条件下,随着冷却速度的增加,贝氏体转变开始温度降低。随着变形温度的升高,贝氏体转变开始温度升高。从贝氏体转变开始温度来看,950℃变形时,对贝氏体相变有较明显的促进作用,当变形温度升高,变形的作用减弱。在相同变形温度情况下,随着变形量的增加,先共析铁素体的量增多,贝氏体量随之减少。变形温度在900℃以下时,变形促进了高温等轴铁素体的形成,同时由于先共析铁素体的影响而间接影响了贝氏体的量,导致了随变形温度的升高贝氏体量有所减少。在等温条件下,形变不仅缩短贝氏体相变的孕育期,而且促进了贝氏体的相变,贝氏体转变的鼻尖温度为500℃,贝氏体转变的上限温度为600℃。

贝氏体相变理论──两个一级相变耦合的模型

建立了一种贝氏体相变的Ｇｉｎｚｂｕｒｇ－Ｌａｎｄａｕ理论模型．该模型设计了贝氏体相变的一种耦合机制，即转变过程包含两个一级相变，一个具有重构特征（由扩散性的先共析铁素体沉淀区应所代表），另一个为位移相变由数值计算结果，建议了一种扩散诱导形核机制及扩散伴随位移生长机制．该理论有助于克服在Ｍｓ点以上进行位移相变的热力学困难，也有助于理解Ｂｓ点的物理意义并自洽解释贝氏体相变Ｃ曲线、部分过饱和。

贝氏体相变时原子的位移

研究贝氏体相变过程中原子的位移具有重要理论意义。本文综合试验事实理论地分析了过冷奥氏体在中温区发生贝氏体相变时原子位移的方式,并指出在孕育期内,依靠浓度涨落,碳原子扩散位移形成了贫碳区和富碳区。在贫碳区中原子以新旧相化学势之差为驱动力,依靠热激活跃迁形成贝氏体铁素体晶核。从热力学上分析,贝氏体铁素体的形成不是切变过程,从相变动力学和扩散速度分析,也非扩散过程。贝氏体相变中,碳原子扩散,界面铁原子以非协同热激活跃迁方式形成贝氏体铁素体和贝氏体碳化物。

Cu-Zn-Al合金应力诱发贝氏体相变

测定了母相状态的Ｃｕ－Ｚｎ－Ａｌ记忆合金，在恒应力作用下连续加热过程与中温等温过程的变形量．通过对温度一应变特性、时间一应变特性、组织形貌以及ｘ光结构分析，揭示出了应力、温度及升温速度对应力诱发贝氏体相变的影响。

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。

贝氏体相变与等温淬火球铁

详细介绍了贝氏体相变的特征及其分类。指出不同化学成分和不同等温温度时贝氏体相变产物的组织形态不同,铁素体是贝氏体中不可缺少的组成部分,以及碳化物的存在与否不是判断贝氏体的必要依据。研究了等温淬火球铁的相变过程,指出了对等温淬火球铁组织命名的看法。