本文报道了α-Ti拉伸裂纹成核和扩展的高压电镜动态观察的实验结果,完整地观察到位错运动导致滑移带两端形成滑移台阶,由于应力集中,在滑移台阶处裂纹成核,并在应力作用下扩展。裂纹扩展有两种方式:(1)在应力作用下裂纹尖端塑性区减薄,裂纹以不连续的方式沿着减薄区扩展;(2)主裂纹与其前端的微裂纹或孔洞联结导致扩展。文章还指出,在α-Ti中晶界可能不是裂纹成核的择优地点和裂纹扩展的优先路径。

选用20％CoO和80％Al_2O_3配成的CoO孕育剂,对铸造镍基高温合金涡轮叶片,是一种有效的孕育剂。CoO和Al_2O_3粉末混匀,在1300℃下煅烧2h后,成为在α-Al_2O_3颗粒表面上沉积蓝色CoO·Al_2O_3尖晶石层。浇铸过程中,铸造镍基高温合金中如C,Cr,V,Ti,Al等活泼元素还原CoO,生成面心立方晶系的金属Co.因其结晶结构和晶格常数与基体高温合金相近,就能促进叶片表面晶粒细化。在生产实践中,应该避免生成SiO_2的“白霜”,并注意合理降低浇铸温度和提高模壳焙烧温度。

对几种合金钢中磷的偏析进行了金相及电子探针的测定,观察到局部的磷偏析导致局部的沿晶断裂,并对这种磷偏析引起的沿晶断口进行了Auger能谱分析。推导了磷的偏析系数与变形量的定量关系式并作了实验测定。此外,还测定了这种局部磷偏析对断裂韧性的影响。

用稀士熔盐电解法及熔盐直接反应法对Al-Si液态共晶合金分别定量添加了La,Ce,Pr,Nd,Sm,Eu,Gd,Tb,Ho,Er和Y共十一个单一稀土以及一个混合稀土的变质剂。通过显微结构分析系统地研究了在70—80℃/min冷却速度下合金的变质效果。发现Eu,(Yb)具有最强的变质能力,La次之,并发现其均为“长效”变质剂.Ce,Pr,Nb及混合稀土的变质能力稍低于La。稀土元素的变质能力随原子半径的减小而迅速降低.Sm以下已减弱至微不足道的程度。Eu和(Yb)的变质能力主要是与其原子半径的突跃增大有关。Er,Y不具变质能力。根据Eu和Ac原子半径的接近以及Y-La-Ac的同族规律,推测Ac将具有还要大的变质效果。据此总结了强变质剂Na,Sr,Ac在元素周期表中的斜线位置,认为变质剂元素的变质能力主要取决于其价电荷数,原子半径和原子序数的一定组合。

用薄膜透射电子显微镜研究了30CrMnSi钢的贝氏体相变,得到如下的结果,(1)在这个钢中看到了双轨式或侧析式下贝氏体和分叉式上贝氏体。观察到下贝氏体片的中筋和上贝氏体片端的阶梯。(2)在下贝氏体中,测定了渗碳体与贝茵铁素体基体之间的位向关系,贝茵铁素体与奥氏体之间的取向关系,它们是: (010)_θ∥(1(?))_B,(1(?))_B∥(011)_A; (103)_θ∥(101)_B,(101)_B∥((?)1)_A,认为碳化物是由奥氏体析出的.(3)下贝氏体的形成与回火第二阶段,即残留奥氏体的分解是相似的。这个阶段中的奥氏体、ε碳化物、渗碳体与贝茵铁素体四种相之间的关系可以统一地表示如下: (111)_A∥(000(?))_ε∥(103)_θ∥(101)_B, (011)_A∥((?)10)_ε∥(010)_θ∥(1(?))_B, ((?)1(?))_A∥((?)10)_ε∥(403)_θ∥(121)_B,所有结构的特定的密排面和密排方向是平行的。

本文通过光学显微镜、X射线衍射、电子显微镜(透射和扫描电镜)、紧凑拉伸等试验方法研究了55SiMnMo钢在正火状态下的上贝氏体形态,回火转变以及对其机械性能的影响。 该钢经900℃,0.5h奥氏体化后空冷所出现的上贝氏体形态由铁素体和30—35％富碳奥氏体片层相间组成。未发现有碳化物存在。 这种形态的上贝氏体会发生回火转变,析出碳化物的回火转变温度约为400℃,此时金相组织变为由铁素体、碳化物和3—5％奥氏体组成,作者暂称这种组织为回火贝氏体。在发生回火转变时,裂纹扩展速率(da/dN)随回火温度增加而增加,在400℃时达最大值;断口的扫描电子金相从准解理型过渡到解理型。

研究了Ni-Fe-Nb-Al合金在不同热处理条件下显微组织的变化。指出合金磁性和其它物理参量的变化与显微组织密切相关。

在ZG-10型真空感应炉内研究了S,Mn、Cu、Si、P的挥发特性。找到了在时间、温度、真空度、比表面积等各种影响因素下诸元素的挥发次序及其特征。实验发现,在1330℃时,S、Mn、Cu的挥发率出现极大值。

本文推导了n元系(n≥3)的一个热力学方程.当n元系在区间(ψ_0~o,ψ_0)内遵循型或Turkdogan型等(?)_0规则时,这个方程有特解。因而,这两类型非理想n元系的性质可仅由二元数据计算而得。 例如,当ψ是体积、热容或焓时,(?)_o相等的(n-1)种二元系之间混合成遵循型等(?)_0规则的n元系时,△ψ=0;(n-1)种二元系之间混合成遵循Turkdogan型等(?)_0规则的n元系时,△ψ=(?)K_(ψj)V_j (2≤j≤n-1)。 又如,当ψ是Gibbs自由能时,遵循型等μ_0规则的n元系中,各组分K的活度都可以表示为Raoult型方程: αk/αk(0)=X_k (1≤K≤n-1)遵循Turkdogan型等μ_0规则的n元系中,组分1和各组分j的活度可以分别表示为Raoult型方程: α_1/α_1(0)=X_1和Henry型方程: α_j=K_j~*X_j

本文从位错源开动条件和ν=c_0(τ/τ_0))~m的关系式出发,利用硅单晶中孤立位错运动的实验数据,计算模拟了在恒定应力作用下有源位错群的滑移运动,得出: 1.有源位错群中领先位错的运动速度(v_1)与孤立位错的运动速度(v_(iso))之比约等于1.36,这和实验结果比较接近。 2.在有源位错群中,位错的平均速度等于v_(iso)。 3.在有源位错群中,位错的平均密度与外加应力成正比,位错源产生位错的速率 dN/dt∝τ_α~(m+1)e~(-(Q/kT)

根据0点阵理论计算了fcc/bcc和fcc/bct在三种取向关系时的0点阵单胞体积V~(0).按V~(0)越大,该取向越稳定的判据,得知不同取向关系有各自合理存在的γ值范围。当γ值取某些特定值,就出现能量最低的二维0线点阵。业已提出,溶质原子可能局部偏析或贫化,使界面处γ值发生变化而降低界面的位错密度。α/β黄铜中Zn的偏析可以用这个模型加以解释。 业已表明,四方畸变的大小和方向对V~(0)影响显著。如果已知fcc/bct的取向关系,就可以预示合理的畸变方向。但是,要说明Fe-C合金中取向关系由K-S转变成N-W的事实,得假定碳原子偏析到界面内的<11(?)>_f方向。

将精确测定点阵参数的单波双线和双波双线法用于符合Vegard定理的连续固溶体和有限固溶体的组分测量。推导了立方晶系连续固溶体中一种组分x与双线衍射角差δ_x的关系 x≈(δ_x-δ_0)/(δ_1-δ_0)其中δ_1,δ_0,δ_x分别为x=1,C,x时双线Bragg角的差,并从典型例子和实验上验证了这个理论方程。对偏离上述线性关系的情形,引入修正项△x,其满足抛物线方程,故最后得 x≈(δ_x-δ_0)/(δ_1-δ_0)+Δx最大4((δ_x-δ_0)(δ_1-δ_x))/(δ_1-δ_0)~2这样就消除了线性近似引入的误差。最后,简要讨论了两种方法的误差。由于整个实验只要求测量衍射角差,消除了零位和试样偏心的影响,因此方法简便、迅速、具有一定的适用性。

目前常用的冷连轧张力微分方程dt=E/L(ν_b(i+1)-ν_(fi))dτ是假设机架间的带钢具有均匀的断面,引用等断面直杆虎克定律导出的,故为等断面张力微分方程。但在模拟连轧机受阶跃外扰和进行动态变规格、咬钢抛钢等连轧过程的计算时,机架间带钢的断面是不均匀的,从而建立了变断面张力微分方程: dt_(ji)=E/(hi(l_1/h_i)/(l_2/H_(i+1)) (ν_b(i+1)-νfi)dτ 并以此方程为主体,提出对带钢断面阶跃变化点进行跟踪计算的动态数字模拟数学模型。经数字计算机实例模拟计算表明:当机架间带钢断面有阶跃变化时,仍采用等断面张力微分方程计算张力有较大误差,而采用变断面张力微分方程能正确地反映上述动态过程。

本文根据几种倾斜焊接接头单轴拉伸试验结果,提出了在复杂应力状态下焊接接头承载能力的新计算法,并推导出计算焊接接头强度的经验公式: σ_(eq)=((σ_w~2)+(ewτ_w~2)~(1/2)· 经验公式是根据塑性失稳和现代断裂力学为理论基础提出的。同时指出,倾斜焊接接头总是比垂直焊接接头有较高承载能力的传统概念及计算方法是不完整的。

<正> 本试验用Invar型合金Ni32Co4Cu探讨了马氏体的逆转变过程,逆转变奥氏体的某些特性,及运用转变的可逆性发展奥氏体的稳定化与超稳定化效果,以寻求稳定组织,改善性能的热处理新途径。 所用合金化学成分(重量％)为:

<正> A-15相是一类特殊的A_3B型化合物,其中A元素必须是ⅣA,ⅤA,ⅥA族过渡元素。电子密度e/a和组元A,B的半径比r_A/r_B是决定A-15相性质的两个重要因素。Matthias首先注意到e/a对A-15相超导临界温度T_c的影响。当e/a=4.7和6.5时,T_c分布的包络线上出现两个峰。但也有不少A-15相虽然具有最适宜的e/a值,T_c仍很低,甚至根本没有超导性。Hartsough总结了影响A-15相形成的因素,认为r_A/r_B=

<正> 近年对于稀土金属和Fe形成的化合物(RE-Fe)的磁性和磁弹性研究已有Clark等的详细报导。在RE-Fe二元化合物中以TbFe_2和SmFe_2的性能最为突出,它们在室温具有大的磁致伸缩值(≈2000×10~(-6))。 二元Tb-Fe合金,当成分为TbFe_2,形成MgCu_2型Laves相结构。由于Laves相材料是一种脆性相的材料,因此这类RE-Fe中间化合物质地较脆;如上述作者在他们的报告中指出的那样,化合物须在1000℃均匀化退火两星期之久,然后获得单相结