论文部分内容阅读
本文采用熔融玻璃净化法使大体积Fe-B共晶合金熔体达到深过冷／超过冷状态，通过凝固过程控制，在该合金中获得亚稳相并保留到室温。针对晶态亚稳相的形成，系统研究了Fe-B共晶合金获得深过冷（超过冷）的方法和工艺控制条件，以及该合金在超过冷条件下亚稳相的形成和凝固组织演化规律。借助经典形核理论和瞬态形核理论，讨论了Fe-B共晶合金中亚稳相与平衡相之间竞争形核的热力学和动力学体条件，给出了过冷Fe-B共晶合金中形成亚稳相的临界条件。采用扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X—射线粉末衍射及DTA技术对制备的亚稳相材料做了必要的分析。本文的主要结论如下： （1） 采用玻璃熔融净化和氩气保护下循环过热的净化方法，使Fe83B17合金最大获得了460K的超过冷度。 （2） 当Fe83B17合金的超过冷度大于386K时，在竞争形核中亚稳相（Fe3B相）从熔体中直接析出，并保留到了室温。 （3） 在合金所达到的过冷度范围内，由于共晶共生区的偏移，当△T≤340K时为亚共晶组织，α—Fe为初生相，在α—Fe枝晶之间是Fe2B与α—Fe相组成的共晶体。随过冷度增大，Fe-B合金的初生相尺度具有先细后粗再细的变化规律。转变的两个临界过冷度分别为：△T1=123K，△T2=250K。当△T＞340K后凝固组织为共晶组织，随过冷度继续增大，共晶组织中α—Fe层片状持续粗化，最终形成完全的非规则共晶。 （4） 超过冷Fe83B17合金的凝固组织表现为典型的非规则共晶。当亚稳相形成时，组织中的α—Fe相尺寸发生粗化，这是由于超过冷状态形核比一般过冷形核放出的结晶潜热多的缘故。初步探讨了亚稳相合金形成摘要时，非规则共晶组织的形成机制:Q一Fe相首先形成枝晶骨架，然后Fe3B相在枝晶间的液相中形核，发生祸合生长。（5）经典形核理论和瞬态形核理论计算均表明，当Fe83Bt:合金熔体过冷度 大于某一临界过冷度时，亚稳相Fe3B具有比稳定相FeZB更低的形核功 和更大的形核率，以及更短的形核孕育时间，因而Fe3B相从与F免B相 的竟争形核中胜出，直接从合金熔体中形核并生长。两种理论计算的亚 稳相形成的临界过冷度分别为:53K和343K。这表明熔体过冷度是决 定深过冷Fe83B，:合金中亚稳相与稳定相形核的主要因素。（6）sEM、TEM和X一射线粉末衍射的分析结果表明，当超过冷度大于386K时，所制试样含有亚稳相。