石墨化钢石墨化过程的金相分析及其动力学方程

在650、680和710℃不同温度条件下对碳质量分数为0.66%的淬火高碳钢进行了石墨化处理,并利用场发射扫描电子显微镜、电子探针、X-射线衍射仪和透射电子显微镜对其石墨化过程的组织进行金相分析,以及利用组织转变动力学理论,绘制了其石墨化过程的动力学曲线,并建立了相应的动力学方程.研究结果显示:在石墨化过程中,淬火马氏体首先向析出碳化物的稳定状态转变,且在碳化物为渗碳体Fe3C时,石墨粒子析出速度开始明显增加;基体组织中针叶状α-Fe发生再结晶,由等轴状铁素体逐步代替针叶状的α-Fe;铁素体中的碳含量随着石墨化时间的延长而逐步降低,即由过饱和状态转变为稳定态,碳含量在石墨粒子中突变增为峰值,而铁含量则突变降为谷值,由此表明,渗碳体分解的碳向石墨核心扩散,铁自石墨核心处扩散出来,而形成石墨粒子;石墨粒子面积分数随时间变化的曲线呈S形状,即该动力学过程符合动力学模型JMAK(Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov)方程,且该方程中的n值为1.5~1.7.

TC21钛合金α片层静态球化动力学

对TC21钛合金进行了1~3个锻造周期(对应的应变分别为1.60、2.71和3.82)的锻造。对锻造试样进行了温度为860~920℃,时间为0.5~4 h的后续球化热处理实验,利用定量金相法、扫描电子显微镜和电子背向散射衍射技术研究了不同应变、热处理温度和热处理时间等工艺参数对TC21钛合金α片层静态球化的影响规律,揭示了其静态球化机理,并建立了TC21钛合金静态球化动力学方程。结果表明,静态球化体积分数随热处理时间的增加呈现抛物线式增长;应变越大,静态球化体积分数越大;应变较小时静态球化对热处理温度的变化更敏感。其静态球化机理主要为:β相楔入α/α界面、奥斯瓦尔德熟化和连续静态再结晶共同作用。

异步轧制等效应变速率的计算模型

为确定异步等效应变速率的计算模型,从理论上推导了压缩应变速率计算公式,结合压缩应变速率与剪切应变速率之间的关系,最终确定了等效应变速率的计算公式。利用轧制退火试验和JMAK方程,对该公式在轧制试验中应用的合理性进行了验证,并探讨了异速比和压下率对轧制等效应变速率的影响。结果表明,该公式对同步和异步轧制等效应变速率计算都是合理的;压下率相同,异速比为某一值时等效应变速率存在最小值;异速比相同,压下率与等效应变速率呈正相关。

K480铸造镍基高温合金900℃高温时效过程中晶界粗化行为研究

铸造K480镍基高温合金经固溶、时效处理后,在900℃长期时效3000 h.分别用OM和SEM对合金的晶界组织进行了观察,用EDS对合金中相的成分进行了测量.结果显示,K480合金的晶界为曲折的锯齿形晶界,该晶界由含碳化物晶界及含γ'晶界两部分构成.随着时效时间的延长,两部分晶界均发生粗化.其中含碳化物晶界中的MC碳化物分解形成M_6C相和η相,并随时间长大;而含γ'晶界中不连续γ'相逐渐相连并形成γ'相条带.含碳化物晶界的粗化比要高于含γ'晶界,且随时效时间延长,二者的差异变大.用Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov(JMAK)方程量化了时效过程中碳化物晶界和-γ'晶界随时效时间的粗化行为,实验数据与计算结果吻合,表明二者的粗化行为随时间的演变规律是遵循着JMAK方程的变化形式.

Fe_(76)Ga_(5)Ge_(5)B_(6)P_(7)Cu_(1)合金的非等温晶化动力学

采用单辊旋淬法制备了Fe_(76)Ga_(5)Ge_(5)B_(6)P_(7)Cu_(1)带材,并研究了其晶化行为和机理。结果表明Fe_(76)Ga_(5)Ge_(5)B_(6)-P_(7)Cu_(1)合金的晶化过程分为2个阶段,第1个阶段为α-Fe(Ga,Ge)相的析出,第2个阶段为Fe(B,P)硬磁相的析出。在非等温加热的情况下,初始表观激活能大于晶化表观激活能。根据Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov(JMAK)方程得出,对于非完全非晶结构的合金,其晶化过程为预先存在的晶核或团簇不断长大,同时伴随着新的晶核不断析出且形核率不断下降。此外,快速升温的退火工艺更适合形成均匀弥散的纳米晶组织。通过实验验证,退火时升温速率为100 K/min的合金软磁性能优于升温速率为10和50 K/min的合金,其最优起始磁导率为2.86×10^(-2) H/m,矫顽力为1.77 A/m。