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1.
2.
Fe-0.04Nb-0.02C合金经1175—900℃轧制并随即在600℃等温处理后,获得直径为7—22微米等轴细晶粒的α-Fe。在α-Fe中保留相当数量的三维和二维位错网络,并沉淀析出细小的NbC粒子。通过细化晶粒,NbC第二相粒子和位错亚结构的综合强化,合金下屈服强度可提高到35—38公斤/毫米~2。下屈服强度σ_(1y)与晶粒的平均直径d之间的关系符合Hall-Petch公式: σ_(1y)=σ_i+k_yd~(-(1/2)) 其中k_y=2.2公斤/毫米~(3/2);对于600℃等温30秒,40分及3小时者,σ_i分别为21.5,13.5及13.5公斤/毫米~2。理论计算结果表明,σ_i值是NbC第二相粒子弥散强化,位错亚结构强化和点阵阻力对屈服强度贡献σ_p,σ_d和σ_1的叠加,即 σ_i=σ_p+σ_d+σ_1 合金的位错密度随拉伸变形程度的增高而增加。平均位错密度ρ与对应的流变应力值σ_f的关系可表达成下式 σ_f=σ_0+αGbρ~(1/2) 其中α=0.37;σ_0是除位错交互作用外其他因素对流变应力的贡献,对于600℃等温30秒,40分和3小时者,σ_0分别为34,30及30公斤/毫米~2。 在α-Fe中沉淀析出的NbC粒子周围观察到“沉淀生长”位错圈,对其形成机理进行了分析,它们的强化作用尚需进一步探明。 相似文献
3.
Zr对Ni3Al晶界及力学性能的影响 总被引:4,自引:0,他引:4
对不同Zr含量Ni3Al的力学性能及晶界的研究结果表明:随Zr含量的增加,合金的屈服强度和抗张强度不断提高;当Zr≤0.7at.-%时,塑性随Zr含量的增加而提高;但Zr含量达1.2at.-%时,Zr的增塑效果下降.Auger能谱分析表明:Zr在晶界有偏聚,偏聚因子约为3.断口观察显示:不含Zr或Zr含量为1.2at.-%的Ni-24.0Al合金均为沿晶断裂,其余含Zr合金的断裂方式为穿晶、沿晶混合断裂.这表明:含Zr的Ni3Al塑性和Zr在晶界的偏聚有密切关系. 相似文献
4.
5.
6.
研究了单滑移位向和多滑移位向Nb单晶在拉伸,压缩及循环变形时的滑移系,根据试样表面滑移线的方向,在极图上确定滑移面,单滑移位向([321])的单晶,在拉伸时的滑移系为(101)[111],在压缩时是(101)[111]和(213)[111].根据bcc晶体变形特点,分析了拉伸,压缩和循环变形的滑移系之间的关系,用光学显微镜和透射电镜复型观察了试样的表面形貌,确定了多滑移位向([110]位向)单晶滑 相似文献
7.
用抛光的恒载荷试样对40CrNiMoA和AISI4330M两种高强度钢在水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展进行了金相跟踪观察,研究了裂纹亚临界扩展的形貌。结果表明:表面裂纹前端产生阴影区(塑性变形区),它的形貌随钢种不同而不同。对于40CrNiMoA,阴影区是扩展、闭合,再扩展、再闭合。而对于4330M,阴影区不闭合,近乎平行扩展。只有在刚开始加载、阴影区呈耳朵状时,它才反映了裂纹尖端的塑性区。在以后绝大部分的扩展过程中,阴影区并不代表裂纹尖端的塑性,而只反映产生剪切唇所引起的变形,且与裂纹的“突进”(Pop-in)密切有关,必须和小范围屈服断裂力学中裂纹尖端的塑性区相区别。 相似文献
8.
9.
10.
探讨了单相合金高温形变再结晶后连续冷却条件下正常晶粒长大问题。结合传热学及晶界迁移理论证明,在连续冷却条件下晶粒的长大满足关系。进一步的理论分析表明,在连续冷却条件下,晶粒的长大存在因温度连续变化而形成的极限尺寸d_m,以及相应的临界时间τ_c。试验结果与上述理论吻合较好。 相似文献