基体组织对球墨铸铁超塑性现象的影响

将两种球墨铸铁在A+F温度区间进行基体组织微细化热处理,然后进行拉伸蠕变试验。由A+F组成的微细基体组织的铸铁,在低的应变速度(ε<2×10~(-4)分~(-1))下显示出流变应力的高的应变速度敏感性指数,这表明材料具有超塑性行为。在最大m值的相应ε下,发现σ正比于晶界的平均自由程L,为了说明σ与的这种特殊关系,提出了变形过程的晶界切变机制,它对超塑性变形的总变形量具有较大的贡献。 在共析转变温度区间发现,在所有应变速度下,由于铁素体的强度低于奥氏体。流变应力随铁素体相含量的增加而降低。共析转变量对低应变速度下的应变速度敏感性具有显著影响,即蠕变试验中伴随有相变时,可以获得高的应变速度敏感性指数(m=0.52～0.62)。     

粉末冶金法制得的白口铸铁的超塑性研究

通过快速结晶法制得了2.875％C+1.3％Cr的白口铸铁粉末。然后用热等静压方法在温度720℃,压力150MPa将粉末压3h得到了高密度的粉末压块。压块经63％的变形后,显微组织由晶粒尺寸为1～3μm的铁素体和直径小于3.5μm的渗碳体颗粒组成。在670～770℃的温度区间和3×10~(-4)～1~(s-1)的应变速率范围,对材料在热等静压后和热等静压+63％的墩粗变形后的超塑性行为进行了研究。研究结果表明:材料在720℃和3×10~(-3)～3×10~(-2s-1)的应变速率下显示出低的流动应力和高的应变速率敏感性(m=0.42)。     

模复形映射柱的一些性质

<正>本文对模复形映射柱的有关问题作了一些的探讨,得出了一些较好的结果.首先.我们叙述映射柱定理,然后,给出本文的结果及其证明.定理1:(映时柱定理)设f:(A,α)→(B,(?))是一个链映射,对每一个n,定义M_n=A_(n-1)(?)B△_n(f):M_n→M_(n-1)(α_(n-1),b_n)→(-α_(n-1)α_(n-1),(?)_nb_n+f_(n-1)α_(n-1))那么M=…→M_n(?)M_(n-1)(?)M_(n-2)→…是一个复形.     

Ti—12Co—5Al合金高速低温超塑变形

采用合适的冶炼及形变热处理工艺获得了具有x-Ti+Ti_2Co金属间化合物双相超细组织的Ti-12Co-5Al合金板材。该合金呈现出优异的高速低温超塑性,在700℃的较低温度和3×10~(-2)s~(-1)的高应变速率条件下获得了延伸率为1550％的超塑性。微观组织研究表明,超塑变形促进了Ti_2Co粒子的长大和形状变化,且在延伸率达500％时试样中仍无孔洞产生。     

黄铜的超塑性研究

本文研究Cu-Zn合金的超塑性条件。用工业用的Hpb59—1和H62铜棒,机加工成拉伸试样,经热处理,得到超塑性的微细组织。试样在高温拉伸机上以不同的温度和变形速度进行拉伸。试验表明,Hpb59—1黄铜在温度为620℃,拉伸速度为0.3毫米/分,出现了超塑性,延伸率达500％,未断;H62黄铜在温度为750℃,拉伸速度为0.2毫米/分时,出了超塑性,延伸率达624％,未断。本文还研究了Hpb 59—1和H 62黄铜的温度与拉伸速度之间的关系,并用金相显微镜和扫描电镜观察了试样变形前后显微组织的变化。     

Zn-5%Al共晶合金超塑性变形特性的研究

研究了热轧态的Zn-5％Al共晶合金超塑性变形的力学行为及其显微组织的变化。结果表明:温度和应变速率对合金超塑性的力学性能影响很大。由于Zn-5％Al共晶合金具有优良的稳定组织,其最佳超塑性出现在较高的温度(300℃)和中等应变速率(1.67×10~(-4)s~(-1))条件下。随着温度提高到340℃,热长大已成为晶粒长大的主要因素。提高变形温度(300℃),可以使Zn-5％Al合金以较小的应力(25 MPa)和较高的应变速率(1.67×10~(-2)s~(-1))超塑性变形。     

含Sc铝镁合金超塑变形行为与显微组织特征

研究了含微量Ｓｃ元素的ＡｌＭｇ合金在超塑变形过程中的力学行为和显微组织．结果表明：合金可在较宽温度和应变速率范围内获得良好的超塑性．在温度为５２０℃,初始应变速率为１６７×１０－３ｓ－１条件下拉伸变形时最大延伸率可以达到３９６％．显微组织分析发现,合金的超塑性效应是由变形初期的动态再结晶诱发产生,其超塑变形过程可分为亚晶超塑性阶段、过渡阶段和细晶超塑性阶段．     

球墨铸铁基体组织微细化热处理

本文研究了化学成分、原始组织、微细化温度及保温时间对球铁微细组织的影响。实验结果表明:1、将球铁(QT60—2、QT40—10)加热到共析转变上部温区的某一温度,保温一定时间然后空冷,就可以获得晶粒直径为3—6μm的F P双相基体组织;2、由于Si、Mn等元素偏析的影响,出现微细组织分布不均匀现象,于共晶团边界附近保留有粗大基体组织;3、微细化温度与化学成分有关,是一个很窄的温度范围(约20℃)。本文还讨论了球铁微细化组织的形成过程和改善微细组织分布不均匀现象的措施。     

GCr 15轴承钢的超塑性

本文对供应状态的GCr 15轴承钢实现超塑性的工艺作了比较全面的探索。其中就热处理的工艺对细化晶粒的作用;晶粒度、变形温度和速度对超塑性拉伸时延伸率的影响作了系统的试验。试验结果表明,重复二次油淬处理的实用价值最大,它的延伸率已大于500%。金属和合金的超塑性变形温度和速度,在一定范围内是相互影响的。因此GCr 15轴承铜在680～730℃之间和应变速率在1.2×10~(-2)～2×10~(-3)分~(-1)范围内都有较大延伸率的超塑性,其最小延伸率均大于400%,这就为它的采用超塑性成形创造了良好的条件。它在680℃ε=1.2×10~(-2)分~(-1)时最大的应变速率敏感性指数m=0.4。     

GCr_(15)钢Ac_1温度以上的组织超塑性

本文对低合金模具钢GCr_(15)Ac_1温度以上的组织超塑性进行了研究.结果表明,GCr_(15)钢经循环淬火超细化处理后,在Ac_1温度以上可实现超塑性,在780～800℃及0.4～2.8×10~(-2)min~(-1)条件下变形时可获得较好的超塑性能,其最大延伸率大于25%、流变应力小于40MPa,应变速率敏感性指数m为0.32,超塑变形后立即淬火,硬度≥HRC60.     

温轧态稀土铝锂合金高应变速率超塑性

根据动态再结晶诱发超塑性原理,对温轧态含铈(0.12wt%Ce)2090型Al-Li合金进行高温拉伸试验,研究结果表明试验合金在应变速率为8×10-2s-1、变形温度440-560℃范围内具有超塑性,最大延伸率达410%.同时,观察了高温拉伸前后的显微组织变化,讨论了动态再结晶诱发超塑性的机制.     

球墨铸铁的基体组织微细化热处理

研究了两种使球铁基体组织微细化的热处理方法。首先将试样于880℃正火一小时,使之具有片状珠光体组织。工艺一是在奥氏体区的下部反复奥氏体化及随后空冷。此工艺可使珠光体球化。工艺二是将试样快速加热至共析转变的上部温区、热后空冷。此工艺可获得晶粒直径为5～6μ的F+P的基体组织。 在共晶团附近区域富M_n贫Si,因而在其周围趋于保留粗大的珠光体。为使铸铁整个基体达到微细化,就必须保证基体各部分的转变温度大致相同,要达到这一点,除保证低的M_n量及几乎不含微量元素而外,铸铁必须进行高温长时间均匀化退火。     

Superplastic Behavior and Deformation Mechanisms of AI-12.7Si-0.7Mg Alloy

对Al-12.7Si-0.7Mg合金在Instron5500电子万能材料试验机上进行超塑性拉伸实验.通过对该合金超塑性过程中延伸率δ,应变速率敏感性指数m值的计算,获得了不同变形温度、不同应变速率下δ和m值的变化规律.该合金在温度为793 K,应变速率为1.67×10-4s-1时,合金的应变速率敏感性指数和延伸率均达到最大值,分别为0.44,379%.分别构建了该合金的功率耗散率图以及铝合金RWS变形机理图.运用功率耗散率图预报该合金的超塑性变形区域;应用铝合金变形机理图并结合该合金超塑性拉伸前后显微组织变化规律,根据不同温度下Al-12.7Si-0.7Mg合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸值、模量补偿的应力值预报该合金的超塑性拉伸变形机理.     

Al-12.7Si-0.7Mg合金超塑性变形行为及变形机理

对Al-12.7Si-0.7Mg合金在Instron5500电子万能材料试验机上进行超塑性拉伸实验.通过对该合金超塑性过程中延伸率δ,应变速率敏感性指数m值的计算,获得了不同变形温度、不同应变速率下δ和m值的变化规律.该合金在温度为793 K,应变速率为1.67×10-4s-1时,合金的应变速率敏感性指数和延伸率均达到最大值,分别为0.44,379%.分别构建了该合金的功率耗散率图以及铝合金RWS变形机理图.运用功率耗散率图预报该合金的超塑性变形区域;应用铝合金变形机理图并结合该合金超塑性拉伸前后显微组织变化规律,根据不同温度下Al-12.7Si-0.7Mg合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸值、模量补...     

Cr12MoV钢的压缩超塑性研究

研究了Cr12MoV钢超塑性压缩变形的力学特性和应变速率敏感性指数m值.在温度780～820℃、初始应变速率(1.5～15)×10-4 s-1条件下测得压缩应力-应变曲线,测量、计算了试样膨胀系数.分析结果表明,试样压缩后基本保持圆柱状,膨胀系数大于1;在780～820℃,(1.5～15)×10-4 s-1压缩条件下,稳态阶段流变应力低至80 MPa,应变速率敏感性指数m约0.23,与其拉伸超塑性m值相近,显示出良好的超塑性.     

Al含量对Zn-Al合金超塑性的影响

用恒载荷和恒夹头速度蠕变法研究了Zn 2 .5Al、Zn 5Al和Zn 10Al合金的超塑性。研究表明 ,Zn 5Al共晶合金的超塑性优于亚共晶合金Zn 10Al及过共晶合金Zn 2 .5Al,其优异的超塑性来源于细密的层片状共晶组织 (α +β)。Zn 5Al合金的组织全部为 (α+β)共晶体 ,变形抗力低 ,晶界滑移均匀 ;Zn 10Al合金的α/ β界面较Zn 5Al的少 ,超塑性也不如Zn 5Al的好 ;Zn 2 .5Al合金的组织为 (α +β) +β,(α +β)共晶体主要包含α/ β界面 ,超塑变形时易滑移 ,先共晶的 β相包含β/ β界面 ,超塑变形时不易发生滑移。随着拉伸速度的减小 ,合金的流变应力减小 ,延伸率增大。轧制变形量大的合金 ,其超塑性也好。     

Lorentz空间形式中类空超曲面的一个空隙定理

设M~n是(n+1)维Lorentz空间形式M_1~(n+1)(c)中无脐点类空超曲面.在M_1~(n+1)(c)的共形变换群下,M~n上的3个基本的共形不变量分别是:共形1-形式C,共形2-张量A,共形度量g.用κ表示共形法化数量曲率,?=A-1/ntr(A)g表示无迹共形2-张量,主要证明了一个空隙定理.     

铁对镍基铸造高温合金组织和性能的影响

本文着重研究了0～25％铁对Ni-Cr-Mo-Al-Ti型镍基铸造合金组织及性能的影响。研究表明,随含铁量增加合金中γ′数量减少,尺寸变小,形态由立方状变为球状;MC量增多,而M_(23)C_6及M_3C_2量减少;铁明显地改变合金元素在γ-γ′中的分配关系,并提高合金的平均电子空位数(?)_v,从而促进σ相析出。随含铁量增加,合金中有害微量元素增加,铁严重地降低持久强度,但对拉伸强度影响较小,铁高时合金塑性下降。     

钢在(γ+K)二相区超塑变形中沉淀碳化物的研究

钢在A_(c1)温度以上(γ+K)二相区的超塑性交形过程中,在奥氏体内有M_3C型碳化物颗粒沉淀,其尺寸为60～100A。碳化物的沉淀影响超塑变形过程及超塑变形后钢的力学性能。     

对一种Zn-Ni-Mg合金的超塑性研究

本文研究了名义成分为Zn—0.10%Ni—0.05%Mg的弥散强化锌基合金冷轧薄板的超塑性行为。当拉伸试样以适当的应变速率拉伸时,此合金在180℃以上显示了超塑性。在230℃和0.03分~(-1)的应变速率下,合金的应变速率敏感性指数达到0.48的最大值。在230℃获得的最大伸长率恒速拉伸时为335%,变速拉伸时为524%。此合金的超塑性变形激活能为21.1Kcal/mol,与纯锌的晶格扩散激活能很接近,说明锌的晶格扩散是此合金超塑性变形过程的速率控制因素。超塑性变形后的金相试验表明,此合金超塑性变形前经再结晶形成的原有等轴微细晶粒组织基本上未发生改变,同时还显示了晶界滑动的证据。此外,用透射电镜观察时,还见到了位错线与晶粒内沉淀相微粒间的交互作用。此合金的超塑性变形过程可用受晶粒内位错运动调节的晶界滑动来解释。合金中的沉淀相经电子衍射鉴定为Ni_3Zn_(22)和Mg_2Zn_(11)。本文还讨论了沉淀相微粒在高温超塑性变形过程中稳定基体微细晶粒的作用。