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1983年, 第19卷, 第2期 刊出日期:1983-02-18
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低碳马氏体形成时碳的扩散
徐祖耀;李学敏
金属学报. 1983, 19 (2): 7-144.
低碳马氏体形成时,碳由马氏体扩散到周围奥氏体。使奥氏体由0.27%富碳至1.04%所需的时间,经计算仅为10~(-7)s数量级,证明碳原子的扩散跟得上条状马氏体的形成。由热力学计算,可以合理地认为碳由马氏体脱溶使奥氏体富碳。经过透射电镜观察,0.12C-低Ni-Cr钢的淬火组织主要为条状马氏体及条间残余奥氏体,也存在挛晶马氏体。后者进一步证明,在低碳马氏体形成时碳的扩散使奥氏体富碳,在有些富碳不太高的母相区域就形成这类组织。奥氏体和马氏体之间的界面为较平直的界面。同一钢的贝氏体组织具有正常上贝氏体(B_Ⅱ)、B_Ⅲ型贝氏体和无碳化物贝氏体(B_Ⅰ)。奥氏体和贝氏体铁素体之间的界面上存在巨型台阶,与奥氏体和马氏体之间的界面具有很大的差别。又从动力学观点考虑,低碳马氏体的长大速率与上贝氏体的伸长速率相差达3—4个数量级,因此认为低碳马氏体的形成和贝氏体具有不同的机制。
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钢中白点形成的一种机制
刘民治;陈廉;刘盛炎
金属学报. 1983, 19 (2): 35-152.
到现在为止一直认为,白点的形成过程是先有一孕育期形核,然后再长大的过程。 我们运用扫描电镜、透射电镜、声发射和超声波等多种手段对钢中白点形成过程进行了综合研究。主要结果如下: 一、不论白点大小如何,其上总有表面平滑的显微空隙条带。对比试验表明,去氢的无白点断口上仍有同样类型的显微空隙条带。这证明它不是轧制后形成的,而是凝固过程留下的枝晶间隙,或微小氢气泡未被轧合的充氢空隙,这些空隙就是钢中事先存在的白点核。 二、热轧后空冷到一定温度,白点从空隙处开始长大。随时间增加,白点断续地缓慢长大,有的白点约二、三十天后长大才逐渐停止。声发射实验表明,不存在白点孕育-长大开裂的声信号峰,只有白点长大的峰。 三、白点断口显微形态主要有三种:(1)穿晶的准解理;(2)沿晶的波状条纹;(3)平滑的显微空隙条带。 综上所述,白点的形成过程是一个没有一定形核期只有长大的过程,核是钢中原来未经轧合的充氢空隙。这一机制还可以用来解释铝合金大型锻件中“亮片”(即氢白块)的形成过程。
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强度对34CrNi3Mo钢在NaOH水溶液中SCC敏感性的影响
郑文龙;蔡安定;朱国培
金属学报. 1983, 19 (2): 58-65.
通过不同强度等级的34CrNi3Mo钢在80℃,30%NaOH水溶液中开路电位(-1050mv)及-1400mv(SCE)恒电位阴极极化条件下K_(ISCC)的测定,探讨强度对低合金钢SCC敏感性的影响。试验结果表明:在开路电位的条件下,SCC为塑性变形控制的活性通道溶解(SGAPC)型,K_(ISCC)随着σ_s的升高而升高;而在-1400mv(SCE)恒电位阴极极化条件下,SCC为氢脆(HE)型,K_(ISCC)则随着σ_s的升高而急剧下降。说明强度对不同机理的SCC有着不同的影响.对HE型SCC,降低强度可有效地降低钢的SCC敏感性,而对于SGAPC型SCC,降低强度反而增加了钢对SCC的敏感性。因此,过去大量从高强度钢所得到的强度对SCC敏感性的影响规律并不适用于SGAPC型的SCC。
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分段崩落采矿法的稳定性分析
陈俊彦;孙孟澄
金属学报. 1983, 19 (2): 89-105.
本文归纳了用线弹性和非线性的弹-塑性有限元法对于在不同应力场条件下的分段回采巷道的应力分析的结果。从分析中发现,在废石已崩落的分段水平或崩矿的分段水平下面的分段回采巷道将出现临界应力集中。在爆破和放矿的循环中,如果中央回采巷道开采滞后时,将在该进路巷道出现拉伸和剪切破坏。在水平应力场条件下,回采巷道顶板的所有拉伸破坏都不再出现,只有在回采巷道底板上将出现轻微的屈服。与在重力应力场下的分析结果互相比较,当水平应力随着深度增加以后,在分段回采巷道附近的屈服破坏带将会大大变小。然而,预料将有另一种破坏出现,这就是在矿石柱体的测面的中部可能出现过分大的剪应力而导致的剪切破坏。 从分段崩落法稳定性的研究中,可以得出两个主要结论:(1)回采巷道的宽度必须仔细地控制在一定的范围内,并且要选择好恰当地回采顺序;(2)分段崩落法可以用于开采深部矿体,如果将矿柱宽度随开采深度而作相应的增加的话。
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镍基高温合金真空电弧重熔过程中Mg挥发的动力学
傅杰;王惠;王迪;陈恩普
金属学报. 1983, 19 (2): 126-133.
研究了镍基高温合金Ni-10Cr-15Co-6W-6Mo-4Al-2Ti真空电弧重熔过程中自耗电极熔化特征及电极端部不同区域内Mg的分布。发现在电极侧表面存在着一个重熔金属环,Mg在其中分布相当均匀,而在重熔金属液层及液固两相区内Mg分布则不均匀。金属液层厚度随其在电极端部所处位置而异,其平均值为1—1.5mm。分析结果指出,Mg含量从金属液层/气相界面经液固两相区至原始电极区即随距金属液层/气相界面距离δ_1增加而增加。重熔金属环中Mg含量[Mg]_r及熔化金属液外层(δ_1<0.40mm)中Mg含量均低于重熔锭中Mg含量[Mg]_i。在试验条件下,如自耗电极Mg含量以[Mg]_e代表,则[Mg]_(0.15)=0.18[Mg]_e=[Mg]_r;[Mg]_(0.40)=0.30[Mg]_e=[Mg]_i。真空电弧重熔过程中,Mg挥发主要发生于电极端部熔滴形成阶段,流经电极端面的金属液不能全部暴露于真空下,Mg挥发过程受控于Mg原子由原始电极区向金属液层/气相界面迁移的速度。传质系数K_(12)=0.107cm·s~(-1)。重熔锭中Mg含量[Mg]_i=[Mg]_e exp(-K_(12)·A·γ·W~(-1))。显然,可通过控制电极Mg含量[Mg]_e及熔化速率W来实现最佳Mg控制。
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