| کد مقاله | کد نشریه | سال انتشار | مقاله انگلیسی | نسخه تمام متن |
|---|---|---|---|---|
| 1445123 | 1509557 | 2016 | 12 صفحه PDF | دانلود رایگان |
کلید واژه ها
1.مقدمه
2. روش تجربی
2.1. تولید نمونه ها و ذوب آزمایشگاهی
2.2. محاسبات ترمودینامیکی
2.3. متالوگرافی و خصوصیات ریزساختاری
جدول 1. اندازه گیری OES از ترکیب آلیاژ در توده ی٪.
2.4. تجزیه و تحلیل فاز
3. نتایج و بحث
3.1. تشکیل فاز و تحولات در حالت جامد
شکل1)الف)مقطعIsoplethal از سیستم آهن،0.6C-B با ThermoCalc محاسبه شده است ب)نمادها به فازهای خاص تشخیص داده شده در آزمایشگاه ذوب مطابقت دارد.
شکل2)تصاویر UA ¼ 20 kV, BSE contrast )SEM) از ریزساختار نمونه های 0.2B-0.6C, 0.6B-0.6C و 1.4B-0.6Cدر دماهای 700، 800، 900، و 1000 درجه سانتیگراد به مدت 366 ساعت تمپر شده و در آب فرو داده شدند، دندریت آهن اولیه توسط carboborides یوتکتیک / بور احاطه شده، که با توجه به دمای تمپرینگ تغییر ساختار را نشان می دهد.
3.1.1تشکیل فاز Fe3(B,C) به عنوان ریز ساختار اولیه Fe23(C,B)6
شکل 3)پراش اشعه (XRD (Cu a-radiation, 35e85_2q, step size 0.1_ از آلیاژهای 0.2B-0.6C, 0.6B-0.6C،و 1.4B-0.6Cتمپر
شکل4)محتوی C و B فاز( Fe3(B,Cدردمای 1000 =T درجه سانتیگراد با استفاده از اندازه گیری WDS و محاسبه شده با TC برای شرایط تعادل را نشان می دهد.
شکل5)ایزوترمال برش عرضی از سیستم سه تایی آهن-کربن-بور با محاسبه ThermoCalc در دماهای(a 1000 درجه سانتیگراد 900(b درجه سانتیگراد 800 (c درجه سانتیگراد 700 (d درجه سانتیگراد)
3.1.2 تجزیه فاز(Fe3(B,C و تشکیل فاز Fe23(C,B)6 و Fe2B
شکل. 6. نمودار مقدارفاز برای نمونه a) 0.2B-0.6C, b) 0.6B-0.6C, و c) 1.4B-0.6Cبامحاسبه ThermoCalc نشان داده شده است.
شکل. 7. تصویر فاز EBSD در نمونه 0.2B-0.6C، 0.6B-0.6C و 1.4B-0.6C، که در700 درجه سانتیگراد آنیل شده بودند را نشان می دهد، اندازه گام 0.15 میلی متر، UA = 20 کیلو ولت است.
شکل. 8. تصویر شماتیک از مکانیزم موثر بر تحول Fe3(B,C)/Fe23(C,B)6از ( a ساختار اولیه متشکل از آهن و (Fe3(B,C موجود در دمای بالا به b) یک ساختار پوسته مانند آهن، (Fe23(C,B)6، Fe3(B,Cو آهن در هسته از ساختار فاز سخت حال حاضر موجود دماهای پایین تر است.
3.1.3سینتیک تحول (Fe23(C,B)6‹——› Fe3(B,C
شکل. 9. تصویر شماتیک از مسیر نفوذ احتمالی در طی تحول Fe3(B,C)/Fe23(C,B)6برای ترکیب شیمیایی یوتکتیک فاز (Fe3(B,C/ در آلیاژ 0.2B، 0.6B و 1.4B در ایزوترم دمایی سطح عمود بر نمودارسه تایی فاز آهن-کربن-بوردر700 درجه سانتیگراد محاسبه شده با ThermoCalc نشان داده شده است.
شکل. 10 مقطع عمود برسیستم سه تایی از سیستم آهن1.95-کربن-بور با توجه به محتوای C متوسط یوتکتیک فاز آهن محاسبه شده با ThermoCalc را نشان می دهد.
شکل. 11. منحنی درجه حرارت در آزمایش XRD برای آنالیز شکل گیری فاز Fe23(C,B)6 در طول خنک کننده را نشان می دهد.
شکل. 12. منحنی درجه حرارت در آزمایش XRD برای تجزیه و تحلیل شکل گیری فاز آهن Fe23(C,B)6 در طول گرمادهی را نشان می دهد.
شکل. 13. درجه حرارت بالا پراش نگاشت پرتو XRD از آلیاژ 0.2B-0.6C ثبت شده در گام های زمانی 240 ثانیه مربوط به دمای سطح خاصی از نمونه( دما در شکل11 )را نشان می دهد.
شکل. 14. درجه حرارت بالا پراش پرتو اشعه XRD از آلیاژ 0.2B-0.6C ثبت شده در گام های زمانی 240 ثانیه مربوط به دمای سطح خاصی از نمونه را نشان می دهد. (مشخصات دمایی در شکل 12. )
3.1.4 ارتباط برای طراحی آلیاژ
شکل. 15. انحراف از ترک ی فاز سخت ناشی از چند فازبودن یک ساختار nanoindent در آلیاژ 0.6C-0.6B-10Cr در دمای 1000 وپدرجه سانتیگراد را نشان می دهد.
3.1.4خلاصه و نتیجه گیری
This study investigates the microstructural mechanisms involved in the solid-state transformation of the Fe3(B,C) → Fe23(C,B)6 phases in the hypoeutectic region of the iron-carbon-boron (Fe-C-B) system. We analyzed the influence of different initial microstructural characteristics on the Fe3(B,C) → Fe23(C,B)6 transformation with regards to the matrix phase, matrix C content, B/(C + B) ratio, and agglomeration of the parental Fe3(B,C) phase. We performed thermodynamic calculations using the CALPHAD method, validated by laboratory melts with varying B/(B + C) ratios. These laboratory melts were then microstructurally characterized by means of X-ray diffraction (XRD), scanning electron microscopy (SEM), electron backscatter diffraction (EBSD), and wavelength-dispersive X-ray spectroscopy (WDS). We particularly focused on solid-state transformation of borides and carboborides of type M3(C,B) and M23(C,B)6 in the hypoeutectic region of the ternary system Fe-C-B, investigated via both in situ and ex situ XRD measurements. It was found that the solid-state transformations are influenced by enriched B inside the eutectic structure, a result of solidification. This increased B content is not reduced in solid state due to the kinetic limitations of B and C inside the hard-phase structure. Thus phase stability is subject to local equilibria depending on the local C and B concentration of the hard-phase structure. In this process the Fe23(C,B)6 phase also forms a shell-like structure surrounding the Fe3(B,C) and Fe2B phases.
Figure optionsDownload high-quality image (506 K)Download as PowerPoint slide
Journal: Acta Materialia - Volume 119, 15 October 2016, Pages 80–91