研究了不同保温温度及保温时间对34CrNi3MoV钢奥氏体晶粒长大的影响。通过金相法统计分析了保温温度、保温时间对晶粒平均尺寸、长轴、短轴的影响。结果表明,正态分布方程中标准差与期望大致随保温温度的升高而增加,随保温时间的延长而增加。晶粒长轴、短轴尺寸与平均尺寸关系密切,其比值呈简单的线性关系。晶粒长大的过程中,长轴与短轴的比例基本保持不变,并回归得到晶粒平均尺寸、长轴、短轴尺寸的分布概率表达式。同时在数学规律上对材料学中的遗传性提供一种新的思维方法及可能的解释思路。

利用光学显微镜、X射线衍射仪和EBSD研究了初次再结晶退火温度对低温Hi-B钢组织、织构和晶界特征的影响。结果表明,初次再结晶退火温度直接影响低温Hi-B钢的初次再结晶的组织均匀性和晶粒平均尺寸,随着退火温度的提高,初次再结晶组织的晶粒平均尺寸从15.2 μm增加到26.7 μm,820 ℃退火的初次再结晶组织均匀性最好。初次再结晶主要织构类型为γ织构、α织构、{001}<120>织构和{114}<481>织构,退火温度880 ℃时,{001}<120>织构强度明显增加。随着退火温度的提高,Goss晶粒数量减少,{114}<481>组分的面积分数先减少后增加,而{111}<112>组分的面积分数在退火温度升高到840 ℃后开始减少。退火温度为800 ℃时,{110}<001>取向晶粒与相邻晶粒的取向差为20°~45°的比例最高,为89.2%。不同退火温度下,{110}<001>取向晶粒周围的CSL晶界分布情况变化很大。

采用热膨胀法研究了一种低碳低合金B/M复相高强20Si2Mn2CrNi钢在Ms点(386 ℃)附近等温淬火的相变动力学,运用K-M 模型定性地计算了Ms点以下等温淬火时的马氏体体积分数,研究了试验钢在不同等温淬火工艺下的组织转变对其力学性能的影响规律。结果表明,试验钢在高于386 ℃等温时过冷奥氏体转变为上贝氏体,而在386 ℃以下等温时除形成马氏体外,还形成了与386 ℃以上奥氏体等温转变为贝氏体动力学一致的低温贝氏体。试验钢在300 ℃等温淬火时,马氏体体积分数为91.74%,硬度为41.7 HRC,冲击吸收能量为91.7 J,具有较好的强塑性综合力学性能,这与贝氏体组织与马氏体组织良好的协调变形有关。

利用Gleeble-1500D热模拟试验机将冷却速度控制在50 ℃/s,探究该冷速下WB36CN1钢的连续冷却转变产物。结果表明,WB36CN1钢由900 ℃连续冷却至室温后的基体组织包括少量针状铁素体、贝氏体铁素体、马氏体、块状铁素体及分布于马氏体板条界的膜状残留奥氏体,析出相包括棒状渗碳体(θ-碳化物)和与基体呈完全共格关系的球状NbC颗粒。

在保载时间600 s,初始应力强度因子范围为23 MPa·m^0.5条件下,研究了G115钢在650 ℃时效1000、2000和3000 h后的蠕变-疲劳裂纹扩展行为。结果表明,随着时效时间的增加,时效后G115钢蠕变-疲劳裂纹扩展速率da/dN显著增加,导致裂纹扩展寿命降低。然而,时效时间的变化对裂纹扩展机制无显著影响,均为伴随大量蠕变损伤的穿晶主导混合断裂模式。沿边界Laves相的快速形核和长大、固溶作用的降低是导致时效后G115钢蠕变-疲劳裂纹扩展寿命降低的主要原因。

运用异构材料理念,通过冷拉拔和临界热处理工艺制备了异构中碳双相钢丝。通过光学显微镜和扫描电镜研究了钢丝冷拉拔和热处理后的微观组织结构,并通过拉伸和硬度试验测试了力学性能,探讨了微观组织与力学性能的关系。结果表明,冷拉拔大变形处理结合短时间的临界热处理工艺,促进马氏体相变,减少铁素体再结晶,可以有效地调控组织结构,得到大量马氏体包裹细小铁素体的理想异构双相组织。随着拉拔应变量以及热处理温度的增加,马氏体体积分数增加,铁素体晶粒尺寸减小,钢丝的强度和硬度显著提高,可与高碳钢丝的强度相比。异构中碳双相钢丝的优异力学性能来源于铁素体晶粒细化、马氏体相变时在铁素体内产生的大量位错和马氏体/铁素体异质结构力学不相容性带来的非均匀变形。

通过显微组织观察、能谱分析和硬度测试研究了1.4116马氏体不锈钢回火过程中碳化物的演变规律,采用盐雾腐蚀试验和电化学测试研究了不同温度回火后的耐蚀性。结果表明,回火温度超过500 ℃时,大量富Cr碳化物的析出是耐蚀性下降的根本原因。在580 ℃回火时,自腐蚀电位最低,耐蚀性最差,但回火温度超过600 ℃时,自腐蚀电位升高,耐蚀性得到明显改善。在实际生产中,不建议1.4116马氏体不锈钢在500~600 ℃进行回火。

采用电渣重熔(ESR)定向凝固(CDS)技术制备了Ni-Cr-Al基高温合金铸锭,对其元素偏析进行了观察分析,并对均匀化工艺进行了研究。结果表明,Ni-Cr-Al基合金铸锭组织均匀,一次和二次枝晶间距差别不大,平均二次枝晶间距及主要合金元素Al、Cr、Fe的偏析系数均小于传统ESR铸锭。Ni-Cr-Al基合金铸锭的最佳均匀化工艺为1150 ℃×15 h,经该工艺处理后,主要合金元素Al、Cr、Fe的偏析系数均趋于1.0,组织已无树枝晶形貌,γ′相更加细小且均匀分布,晶界碳化物呈分散颗粒状,有利于开坯锻造中的热加工塑性。

采用真空熔炼设备在氩气环境下制备了Cu-Cr和Cu-Cr-Ni合金,然后进行950 ℃×1 h固溶和450 ℃时效处理。使用维氏硬度计、直流数字电阻测试仪、光学显微镜和透射电镜对两种合金的性能和组织进行了分析和表征。结果表明,Cu-Cr-Ni合金在450 ℃时效8 h后的硬度达到峰值,为124.6 HV0.5,此时导电率为83.2%IACS,而Cu-Cr合金在450 ℃时效1 h后的硬度达到峰值,为116.7 HV0.5,说明Ni的添加提高了Cu-Cr合金的硬度,且能保持较高的导电率。Cu-Cr-Ni合金在时效初期(1 h)即观察到bcc-Cr相,表明Ni的添加加快了析出相的析出速率,并促进析出相由fcc-Cr结构向bcc-Cr结构转变。另外,Cu-Cr-Ni合金在时效12 h后Cr析出相仍与基体保持半共格关系。

结合差示扫描量热、显微硬度和能谱分析,研究了时效工艺对(Ni₅₀Ti₃₅Hf₁₅)₉₀Nb₁₀高温形状记忆合金的马氏体相变行为和热循环稳定性的影响。结果表明,在450 ℃时效处理,随着时效时间延长,试验合金的奥氏体相变峰值温度(Ap)和马氏体相变峰值温度(Mp)均先升高后降低;在550、650 ℃时效处理,随着时效时间延长,奥氏体相变峰值温度(Ap)和马氏体相变峰值温度(Mp)均逐渐下降,且相较550 ℃时效,650 ℃时效时相变温度下降得更显著。550 ℃时效1 h的试样具有最佳的热循环稳定性,经10次热循环后的ΔAp和ΔMp分别为1.5 ℃和5.8 ℃。

利用L78RITA淬火热膨胀仪研究了X80管线钢过冷奥氏体转变的相变规律,结合金相-硬度法绘制了试验钢的连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明,随着冷却速率的增加,X80管线钢过冷奥氏体分别发生了铁素体、贝氏体、马氏体转变;冷速小于3 ℃/s时,组织为铁素体和贝氏体;冷速在3~20 ℃/s时,组织只有贝氏体;冷速大于40 ℃/s时,组织中开始出现马氏体,且随着冷速的进一步增大,马氏体的含量逐渐增多,贝氏体逐渐减少直至消失。试验钢硬度随着冷却速率的增加呈逐步升高的趋势。在CCT曲线基础上,建立了相变点温度-冷却速率关系模型,并通过回归计算得到拟合度较高的相变模型,且模型计算值与试验值之间能够很好的地吻合,证明了该相变模型的可行性。

以H13钢为参照,采用激光热导仪,扫描电镜和透射电镜等研究了新型热冲压模具Cr-Mo-V钢(GYCM)的热导率和回火稳定性。结果表明,经1030 ℃奥氏体化30 min油淬后,GYCM钢在600 ℃保温2 h回火2次和H13钢在580 ℃保温2 h回火2次后的硬度均约为50 HRC。相同试验条件下,同硬度GYCM钢和H13钢的热导率随温度的变化趋势不同,GYCM钢的热导率随温度升高而降低,而H13钢的热导率随温度升高而升高,且在100~500 ℃温度范围内,GYCM钢的热导率均高于H13钢,高出20.42%~36.63%。在600、650 ℃试验温度下,GYCM钢回火后析出大量的尺寸稳定的纳米级Mo和V碳化物,在较高的温度和较长的时间内粗化程度较低,有效降低回火马氏体的软化程度,因此,GYCM钢比H13钢具有更高的回火稳定性。

以Ti微合金钢为研究对象,采用OM、SEM等手段分析MnS夹杂在冷轧过程中的演变行为,随后对不同变形量的试样进行退火处理,并测试其拉伸性能和硬度,分析MnS夹杂形态对断裂行为的影响。结果表明,MnS夹杂物随着冷轧变形量的增加,最大长度增加的同时,MnS夹杂形态由带状转变为断续的短线状或粒状;随着冷轧压下量的增加,试样的延伸率逐步恶化,其主要原因为粒状的MnS夹杂增加了加载方向的界面面积,促进了界面裂纹的萌生。

采用扫描电镜和透射电镜等手段研究了回火温度对N63钢组织及性能的影响。结果表明,N63钢具有良好的抗回火稳定性,260~600 ℃回火几乎未生成逆转变奥氏体,该温度区间内低温回火的析出相主要为ε-碳化物,当回火温度升高至480 ℃附近时基体析出M₂C碳化物,抗拉强度和屈服强度分别达到峰值,为1483 MPa和1138 MPa,然后随回火温度的升高迅速下降,600 ℃回火时抗拉强度仅为1009 MPa,此时N63钢马氏体基体板条分解严重,析出相为渗碳体和M₂₃C₆;冲击吸收能量随回火温度先下降后升高再下降,420 ℃回火冲击吸收能量最低,为79 J。综合不同回火温度下的微观组织和力学性能,N63钢在480 ℃回火具有优异的强韧性匹配。

研究了B3钢球生产过程中加热温度、淬火温度及回火工艺对其组织性能的影响,并对试制钢球进行了抗冲击检测。结果表明,在980~1080 ℃加热温度下,B3钢淬火后组织为马氏体+残留奥氏体,当加热温度达到1080 ℃时,马氏体组织尺寸超过20 μm,钢球的硬度、冲击性能有所下降。B3钢适宜的加热温度在980~1030 ℃之间。在相同加热条件下,随着淬火温度升高,钢球中残留奥氏体的含量有所下降,钢球内部片状马氏体逐渐增多。淬火温度为750~780 ℃时,钢球内部出现片状马氏体+板条马氏体的混合组织,硬度、冲击性能最佳。经冷却低温回火处理后,钢球组织为回火马氏体,从表面到心部几乎不存在硬度差,同时冲击性能与未回火相比得到大幅提升。大直径?125 mm轧制钢球最适宜的热处理工艺为:加热温度为980~1030 ℃,淬火温度为750~780 ℃,待钢球表面冷却至50 ℃后进行低温回火处理。试制钢球经9 m高,落球次数＞29 000次落球试验后,钢球表面仍保持良好,满足大型球磨机的用球要求。

采用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)对Cu-6Ni-3Ti合金形貌和成分进行表征,研究了形变热处理对合金组织与性能的影响。结果表明,铸态合金组织呈明显的树枝状结构,主要由α-Cu和CuNiTi相组成,热处理后合金硬度显著降低;随着冷变形量的增加,时效后合金的导电率显著升高,但也导致峰值硬度后合金的硬度大幅降低;90%变形量+450 ℃时效2 h 后,合金的硬度与导电率分别为203 HV0.5和52%IACS。

采用光学显微镜、扫描电镜、动态热分析仪和X射线衍射仪研究了固溶时效处理对Mg-4Zn-0.3Zr合金显微组织和阻尼性能的影响。结果表明,铸态合金晶粒尺寸约121 μm,晶界粗大且有MgZn、MgZn₂和 Mg₇Zn₃相分布;固溶处理后,晶界处的MgZn、MgZn₂和Mg₇Zn₃相基本溶入基体;时效处理后,晶界处有少量的颗粒状MgZn和MgZn₂相析出。在低应变振幅区,铸态合金阻尼性能最好,在高应变振幅区,固溶态阻尼性能最好,固溶+时效态合金阻尼曲线的斜率最大;3种状态合金在低温区的阻尼峰均由晶界阻尼峰和位错阻尼峰叠加构成,固溶态和固溶+时效态合金在高温区的阻尼峰为弛豫型阻尼峰。

利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)及X射线衍射仪(XRD)研究了回火参数对G95Cr18钢微观组织的影响;同时利用维氏硬度计、电子万能试验机及落锤冲击试验机等研究了不同回火温度及次数对其硬度、拉伸性能及冲击性能的影响。结果表明,随着回火温度的升高,G95Cr18钢残留奥氏体含量呈逐渐减少趋势,由于碳分配效应导致热稳定性增加,回火温度为200 ℃时,残留奥氏体分解量≤3.6%,当回火温度升高至≥400 ℃,残留奥氏体含量可满足＜6%;随着回火温度升高,G95Cr18钢硬度呈现先降低后升高现象,二次硬化温度为400 ℃;随着回火温度的升高,G95Cr18钢的冲击吸收能量呈现先增加后减小的趋势,回火温度为300 ℃时,冲击吸收能量达到最大值,为7.1 J;当回火温度≤300 ℃时,增加回火次数对G95Cr18钢微观组织及强韧性影响不大;当回火温度达500 ℃时,增加回火次数会降低G95Cr18钢的综合性能。

在不同退火温度和保温时间下对冷推制成形B10铜镍合金厚壁三通管件进行真空去应力退火处理,研究B10铜镍合金厚壁三通管件去应力退火前后力学性能及残余应力的变化规律。结果表明,冷成形后等径三通主管、支管表面残余应力为压应力,主管与支管过渡位置表面残余应力为拉应力;去应力退火在不损害力学性能的前提下对B10铜镍合金等径三通表面残余应力消除明显。在本试验范围内,经300 ℃退火1 h随炉冷却,管件轴向和切向的残余应力基本消除。

通过测量不同回火温度下20Cr1Mo1VTiB螺栓钢的拉伸性能、冲击性能和显微硬度,结合SEM、EBSD、TEM表征,明确了回火温度对20Cr1Mo1VTiB螺栓钢显微组织与力学性能的影响规律。结果表明,随着回火温度的升高,试验钢贝氏体板条宽度不断增加,并逐渐向多边形铁素体转变,同时钢中碳化物尺寸及形貌也发生变化,晶界VC逐渐长大,晶内针状M₃C变为短棒状,方形TiC尺寸增加且形貌开始向球形转变。结合力学性能检测结果,建议对螺栓进行690 ℃×4 h回火处理,螺母进行720 ℃×4 h回火处理,使两者的硬度获得较为理想的匹配。

采用感应加热方法对刀圈进行局部高温回火处理,研究了回火温度以及感应回火时间对H13E钢刀圈微观组织、硬度、冲击吸收能量以及抗拉强度和塑性的影响。结果表明,在580～680 ℃范围内回火,刀圈的组织为回火索氏体,且随着回火温度的升高,析出的粒状碳化物数量增加,刀圈硬度逐渐降低,冲击吸收能量则逐渐升高。随着感应回火时间的增加,刀圈微观组织、硬度和冲击吸收能量初始阶段变化显著,在回火时间大于30 min后,组织和性能趋于稳定。采用640 ℃保温30 min的工艺对刀圈进行了感应回火处理,测试了刀圈截面硬度分布和不同位置的组织状态,证明了感应回火制备梯度性能刀圈方法和工艺的可行性。

通过硬度测试、拉伸、导电率测试等方法,并借助金相显微镜、X衍射分析仪和扫描电镜等手段,系统研究时效时间对7075-T6铝合金组织和性能的影响。结果表明,随着时效时间的延长,7075-T6铝合金组织出现显著变化,时效18 h后晶粒尺寸由初始状态的88.76 μm细化为35.78 μm,时效24 h后粗化为67.88 μm。7075-T6铝合金的硬度和导电率随着时效时间的延长出现了上升的趋势,分别在时效4 h和24 h时出现极大值。由微观组织变化可见,时效时间的延长会使合金G.P.区减少和η′(MgZn₂)相增多,而G.P.区和η′相均可阻碍位错运动,使得合金的强度和导电率提升。当时效时间过长,出现过时效,晶粒再度粗化,合金的力学性能降低。

采用工业试制的Cr-Mo-V微合金化Q125钢进行热处理工艺试验,研究了回火温度(580~630 ℃)对其组织和性能的影响。结果表明,采用920 ℃淬火和600~615 ℃回火的调质处理时,Q125钢的力学性能和低温冲击性能较好,可满足API 5CT标准要求。随着回火温度由580 ℃升高到630 ℃,屈服强度和抗拉强度降低,低温冲击吸收能量增加,同时由于温度升高促进碳的扩散,回火马氏体相界逐步外移,进而逐渐粗大,板条宽度由0.5 μm增加到0.7 μm,且小尺寸的岛状马氏体逐渐融合到板条状马氏体中,且板条界由锯齿状逐渐平直化,板条界上的析出相逐渐粗化,尺寸由100 nm增加到300 nm,形貌由球状转变成短棒状,板条内的细小析出相比例逐渐减少。

通过分析对比探究预处理(包含预时效及预拉伸)对6082铝合金时效后型材力学性能及导电率的影响,并阐明了预处理对时效后铝合金导电率和力学性能的影响机理。结果表明,离线固溶处理导致型材表层极易发生再结晶和晶粒长大。固溶态样品随即进行拉伸,应力-应变曲线观察到PLC(Portevin-Le Chatelier)现象。型材预处理(预变形+预时效)后导电率下降,时效前(预处理后停放6 h)导电率有所增加,时效后导电率显著增加。

采用B-Ti57CuZrNi钎料对TC4钛合金进行了对接钎焊,研究了B-Ti57CuZrNi钎料在TC4钛合金表面的润湿性和钎焊工艺参数对TC4钛合金钎焊接头微观组织和力学性能的影响。结果表明,B-Ti57CuZrNi钎料在TC4钛合金表面铺展良好,形成了有效的冶金结合。随钎焊温度和保温时间的增加,钎缝整体宽度变宽,向焊缝中心生长的针状α相变多变长。焊接温度低且保温时间短时,接头组织存在大块富Cu、Ni白色铸造组织。钎焊温度为930 ℃、钎焊时间为15 min时,接头室温抗拉强度低,易脆断于焊缝,而钎焊时间低于30 min时的室温断后伸长率较低。高钎焊温度(>960 ℃)和长保温时间(>45 min)对钎焊接头400 ℃抗拉强度和断后伸长率均不利。从获得钎焊接头优良的室温和400 ℃拉伸性能来考虑,宜选取钎焊温度为950 ℃,保温时间为30 min。

通过力学性能测试、扫描电镜(SEM)、示差扫描量热法(DSC)和XRD分析等方法,研究固溶时间对2219铝合金组织和力学性能的影响。结果表明,当固溶温度为535 ℃,固溶时间不超过1.5 h时,随着固溶时间的延长,基体中含Cu结晶相回溶至基体,且不发生偏聚,提高了基体的过饱和度,有利于合金力学性能的提高;当固溶时间超过2 h时,含Cu结晶相发生偏聚长大,导致合金的力学性能特别是伸长率下降。因此,当固溶温度为535 ℃时,该合金适宜的固溶时间为1.5 h,之后经过(175 ℃×18 h)时效处理后,合金的抗拉强度R_m、屈服强度R_p0.2和断后伸长率A分别为393.5 MPa、305.9 MPa和8.7%。

研究了Si-Mn-Cr-Ni系低合金高强钢锻件在不同热处理工艺下的显微组织和力学性能。结果表明,试验钢经820 ℃正火后,锻件组织细化效果较好且分布均匀,再经920 ℃淬火和280 ℃低温回火后,其硬度为43.9 HRC,冲击吸收能量KV₂为82.6 J,抗拉强度为1513.35 MPa,屈服强度为1221.92 MPa,伸长率为14.65%,此时组织为回火板条马氏体且晶粒尺寸细小,晶粒度为8.3级,达到最佳的强韧性匹配,试验钢的综合力学性能最优。

通过显微组织观察和力学性能试验,研究了采用U型层流冷却工艺改善常规层流冷却工艺生产的冷轧SPCC钢带存在头部、尾部与中部组织和性能不均匀的效果。结果表明,采用常规层流冷却工艺时,热轧基板卷取后钢带头部、尾部与中部因温降速度不同而使组织中铁素体晶粒尺寸和碳化物形态产生差异,而后又遗传到冷轧退火后的组织,造成最终产品性能的不均匀。采用U型层流冷却工艺时,由于钢带头部和尾部的卷取温度较中部升高而使组织的差异减小,进而使冷轧退火后钢带头部、尾部与中部的组织与性能均匀性得到了明显的改善。

研究了高韧性2 GPa热成形钢的热冲压工艺以及点焊性能、弯曲性能、拉伸性能、抗延迟断裂性能和涂装防腐性能。结果表明:推荐的热冲压工艺制度为加热温度910~930 ℃,加热时间240~300 s,保压时间7~15 s。该工艺下2 GPa热成形钢具有良好的应用性能,点焊性能、弯曲性能、拉伸性能、抗延迟断裂性能和涂装防腐性能均符合或优于相关标准要求。

利用热膨胀仪和盐浴炉分别研究了C-Si-Mn-Mo-Ti焊丝的连续冷却和盐浴等温相变特点,并在高速轧机线材生产线上分别采用斯太尔摩延迟冷却工艺和在线盐浴工艺完成了盘条的工业试制,然后进行了免退火拉拔试验。结果表明,C-Si-Mn-Mo-Ti焊丝钢在0.1~20 ℃/s的速度范围内连续冷却时无法避免马氏体和贝氏体的产生,且马氏体和贝氏体均呈块状,尺寸与铁素体晶粒尺寸相近。盐浴处理后贝氏体和马氏体含量升高,贝氏体呈未完全长大的颗粒状形态,马氏体尺寸也大幅减小至几微米,且呈均匀弥散分布。轧后采用斯太尔摩延迟冷却工艺生产的盘条在拉拔加工过程中心部出现大量块状马氏体导致频繁断丝,断口呈杯锥状,而采用在线盐浴工艺生产的盘条则可以免退火直接拉拔至成品焊丝,未出现断丝。

通过光学显微镜、扫描电镜、拉伸试验机以及冲击试验机对不同热处理工艺下15CrMoR钢板的力学性能、显微组织以及断口形貌进行了分析。结果表明,回火温度680~700 ℃范围内,15CrMoR钢板的力学性能指标富余量适中,满足标准要求,显微组织为铁素体+珠光体+少量或极少量贝氏体;经680 ℃保温3~9 h模拟焊后热处理后钢板的常温和300~450 ℃高温力学性能均可满足标准和用户使用要求。

对新型Ti-Al-Mo-V-Cr-Fe系亚稳定β型钛合金进行不同工艺热处理,随后进行室温拉伸性能检测,并用扫描电镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)对不同热处理工艺下合金的显微组织和相组成进行分析。结果表明,合金在α+β两相区温度750 ℃单次退火后的组织中存在大量等轴状α相,在β单相区温度820 ℃单次退火后的组织由粗大的β晶粒组成。合金经单次退火后的合金强度较低而塑性较高,此时断口形貌中韧窝数量较多;再经750 ℃×1 h+540 ℃×8 h和820 ℃×1 h+540 ℃×8 h双重退火后的显微组织中均析出大量的次生α相,合金强度明显升高,而塑性较低,断口形貌中出现明显二次裂纹。

研究了不同固溶和时效工艺对GH4169合金组织及硬度的影响。结果表明,固溶温度为900~1000 ℃时,GH4169合金的微观组织无明显变化,硬度随固溶温度的升高略有下降。1050 ℃以上固溶时,随着固溶温度的升高和固溶时间的增加,再结晶晶粒迅速长大,同时硬度也显著下降。1100 ℃固溶45 min后再结晶完成,硬度也基本不变。时效温度和时效时间对GH4169合金中的强化相析出有显著影响,表现为硬度的显著差异,720 ℃时效16 h后GH4169合金的硬度达到最高。

对纯镍板拼焊接头进行冷轧,然后进行800~1100 ℃退火,通过对比分析,研究了冷轧和退火工艺对纯镍板材的组织和力学性能的影响。结果表明,经过75%变形量的冷轧加工后,拼焊接头的晶粒破碎,微观组织沿轧制方向呈线性纤维状,其抗拉强度约611 MPa,伸长率约5.6%。在800 ℃退火时,显微组织发生部分再结晶,但仍然存在大量拉长的线性纤维组织,抗拉强度为387.9 MPa,伸长率为20.4%;在900 ℃退火时,大部分线性纤维组织发生再结晶,抗拉强度为363.5 MPa,伸长率为23.7%;1000 ℃退火时,冷轧形成的线性纤维组织完全消失,微观组织发生完全再结晶,抗拉强度为357.5 MPa,伸长率为32.3%;在1100 ℃退火时,与1000 ℃退火时相比,微观组织变化不明显,力学性能也无明显变化,抗拉强度为355.3 MPa,伸长率为30.9%。由力学性能和微观组织综合比较可知,1000 ℃为最佳的中间退火温度。

利用热模拟试验机绘制了海洋平台用钢EH36-Z35的连续冷却转变曲线,并用光学显微镜观察不同正火工艺下的显微组织,找出了生产现场出现正火欠热组织的原因,并优化了正火工艺。结果表明,EH36-Z35钢的Ac₃为859 ℃,在<2 ℃/s的冷速下可获得高温转变组织铁素体+珠光体;在相同的冷却制度下, 820 ℃和850 ℃正火处理后存在正火欠热组织,经890 ℃正火处理后获得了铁素体+弥散珠光体的合格组织。通过改变加热速度和冷却速度得到EH36-Z35钢较为合理的正火工艺为从室温用时130 min加热至890 ℃并保温10 min,先以5 ℃/s的冷速冷却到730 ℃,再以0.2 ℃/s的冷速冷却到650 ℃,然后以0.15 ℃/s的冷速冷却到400 ℃,之后空冷。

采用扫描电镜、光学显微镜和能谱仪等设备对AlSi7Mg铝合金激光选区熔化(SLM)成形试样经不同温度时效后组织形貌变化进行了研究。结果表明,SLM成形AlSi7Mg铝合金中有显微气孔存在,铺层面呈网状组织形貌,堆层面呈鱼鳞状组织形貌,共晶硅非常细小,呈点状或短棒状弥散分布。随时效温度的升高,其气孔率呈增大趋势,网状和鱼鳞状形貌逐渐模糊,直至消失,甚至出现树枝晶状形貌,而共晶硅长大并形成粗大的块状、针状形貌。时效温度低于300 ℃时,SLM成形AlSi7Mg铝合金超细晶结构中过饱和的Si、Mg元素沉淀析出,形成Mg₂Si强化相。时效温度高于300 ℃时,基体晶粒细化,细小共晶硅的网格状结构被破坏并开始聚集、长大,对基体的割裂作用增加。

研究了真空退火工艺对1J50软磁合金组织和性能的影响。结果表明,当退火温度为1120~1180 ℃、保温时间为4~6 h、快冷温度为500~600 ℃时,1J50软磁合金的磁性能均满足标准要求。随着退火温度的提高,合金的磁导率和饱和磁感应强度相对降低,随着退火时间的延长,合金的磁导率、最大磁导率、饱和磁感应强度相对提高,而矫顽力相对降低,晶粒尺寸逐渐增加,静态力学性能基本无变化。当退火温度为1160 ℃,保温时间为6 h,快冷温度为550 ℃时,1J50软磁合金的磁性能较好,H_c为4.81 A/m,B_s为1.555 T,μ_0.4为8.81 mH/m,μ_m为91.60 mH/m。

以Al-K₂TiF₆为反应体系,体育器材用ADC12铝合金为基体,通过电磁搅拌技术制备了Sr变质Al₃Ti/ADC12铝基复合材料,研究了制备工艺和工艺参数对铝基复合材料的微观组织和力学性能的影响。结果表明,电磁搅拌和Sr变质处理均对Al₃Ti/ADC12铝基复合材料微观组织起到了细化作用,α-Al细化为球状晶,Al₃Ti尺寸减小到10 μm,团聚现象得到改善,鱼骨状AlFeMnSi相消失,共晶Si由长针状细化为短棒状。随着搅拌电流的增大,α-Al尺寸减小,形貌越圆整。当搅拌电流为35 A时,α-Al尺寸最小,形貌最圆整,孔隙率最小,抗拉强度和伸长率最大,相比于ADC12铝合金基体分别提升了24.1%和22.1%。电磁搅拌和Sr变质对铝基复合材料起到了弥散强化和细晶强化的作用。

在现代工业中,等离子喷涂技术已成为提高机械零件表面耐磨、耐蚀性的重要方法。纳米粉体作为喷涂材料,能有效提高等离子喷涂涂层的耐磨、耐蚀、抗氧化等性能,在零部件表面防护应用方面具有研究价值,对于节能环保具有重要意义,已成为国内外表面改性领域的研究热点。基于此,在大量文献研究基础上,根据纳米粉体的制备方式,从固相法、液相法、气相法3方面分析总结了国内外关于纳米粉体再造粒技术的研究,阐述了纳米粉体喂料的制备方式,包括喷雾干燥法、机械研磨法、液相前驱体合成法,并重点分析了液相前驱体合成法的制备方式。从等离子喷涂纳米粉体的选择到涂层的制备,详细综述了纳米涂层在耐磨、耐蚀、热障及自润滑方面的应用成果,还归纳分析了等离子喷涂技术中工艺参数(喷涂功率、喷涂距离、喷枪移动速度、喷涂气体参数)对纳米涂层质量的影响规律。最后,探讨了当前等离子喷涂纳米粉体喂料制备中尚需解决的问题和不足,并展望了等离子喷涂纳米涂层的未来研究方向。

镁合金是优异的轻量化材料和极具潜力的人体植入材料,但其耐蚀性差。激光表面熔凝技术可快速在镁合金表面形成晶粒细小的熔凝层,改善镁合金表面微观形貌和组织结构,对提高其表面耐蚀性和生物相容性有重要作用。综述了近年来镁合金激光表面熔凝处理的相关研究工作,分析了熔凝处理工艺对镁合金微观结构、成分、润湿性、耐蚀性和生物相容性的影响。总结并展望了激光熔凝处理在镁合金的组织结构转变、腐蚀机理及力学行为、降解行为和生物相容性等方面的发展方向。

从Q&P钢的生产工艺、合金元素的作用、C配分热力学与动力学和工艺参数的影响4个方面介绍了目前Q&P钢的研究现状,并对Q&P钢未来的研究方向作出展望。Q&P钢经过淬火和配分热处理工艺,在室温下组织为马氏体和残留奥氏体,马氏体提供高强度,残留奥氏体在受到应力或应变的情况下会产生TRIP效应,在提高强度的同时增强塑性变形能力。Q&P钢核心在于获得更多稳定的残留奥氏体,其关键取决于C的配分过程,而通过热力学理论模型计算可以预测最佳淬火温度。添加合金元素可以起到抑制碳化物的析出、细化奥氏体晶粒和稳定奥氏体的作用。工艺参数对Q&P钢显微组织和力学性能的影响较大,淬火温度决定了一次马氏体的含量和后续的配分过程,配分温度和配分时间显著影响C原子的扩散动力,选择合适的工艺参数尤为重要。

对TA15钛合金进行激光冲击强化,研究了激光冲击强化对双孔结构试样显微组织、残余应力和疲劳性能的影响。结果表明,经激光能量25 J、圆形光斑?4 mm,冲击2次的激光冲击强化后,TA15钛合金晶体内部形成了大量的高密度位错和位错墙;同时在材料表面引入高达－500 MPa的残余压应力,可以平衡疲劳载荷作用下产生的拉应力,有效抑制疲劳裂纹萌生并减缓裂纹扩展速率。激光冲击强化可以大大提高钛合金双孔结构的疲劳寿命,相对于未强化试样提高了60%~89%,这是由于激光冲击强化引入的较大残余压应力使得裂纹尖端的有效应力强度因子大大减小,当有效应力强度因子小于材料的断裂韧性时,疲劳裂纹的扩展会被抑制或停止,从而提高疲劳寿命。

提出了带载丝约束电爆法制备Al涂层的新方法。该方法是以聚乙烯带为载体,将Al丝加载在聚乙烯带上自动连续送进爆炸腔发生爆炸制备涂层,继而研究不同工艺参数下的Al涂层。结果表明,储能电容器上的初始充电电压为9.375 kV、沉积距离26 mm时,涂层表面致密、均匀,沉积效率较高(约为51%);涂层表面粗糙度R_a由2.51 μm减少到了1.29 μm;涂层硬度最高为116.8 HV、厚度约为200 μm,涂层与基体为典型的冶金结合;根据GB/T 5270—2005《金属基体上的金属覆盖层 电沉积和化学沉积层 附着强度试验方法》进行弯曲试验,结果表明,涂层与基体没有发生撕裂、脱落、起皮现象,涂层与基体结合强度较好。因此利用带载丝约束电爆法可以成功实现Al涂层的制备。

采用激光淬火对H13钢表面进行强化处理,通过正交试验中的极差分析进行淬火工艺优化,研究了最佳工艺参数下试样的硬度和摩擦磨损性能,并对激光淬火表面进行物相组成分析和显微组织观察。结果表明,最佳激光淬火工艺参数为激光功率600 W,扫描速度6 mm/s,搭接率为20%,该工艺下H13钢淬硬层的平均硬度为774 HV0.1,约为基体的3倍,淬硬层深度为0.87 mm,摩擦因数和磨损量约为0.367和0.0015 g,分别较基体下降了50%和60.5%。淬硬层主要为板条状和针状的混合马氏体,还有残留奥氏体和少量渗碳体。

采用激光熔覆技术在球墨铸铁表面制备钴基合金涂层,对钴基合金涂层进行了不同工艺的热处理。对不同工艺热处理试样组织进行了分析,讨论了不同工艺对钴基合金涂层硬度和耐磨性的影响。热处理试样的硬度相较于未处理试样均得到了提高。其中950 ℃分别处理1和2 h的试样硬度变化相似,分别为51.35和51.15 HRC,再后续825 ℃时效后的硬度分别为52.50和52.08 HRC。未处理试样的磨损量最高,耐磨性表现最差;其中 950 ℃×1 h + 825 ℃×24 h磨损量减少约5.3%; 950 ℃×3 h+825 ℃×24 h 磨损量减少约12.8%,表现出较好的耐磨性能。

37Mn5钢厚壁石油套管在调质处理后发现表面裂纹,利用SEM、EDS及TEM等手段进行了裂纹成因分析和工艺改进试验研究。结果表明,钢管表面的裂纹是因为钢中非金属夹杂物、淬火应力集中和高温回火脆性等因素耦合作用的结果,夹杂物在轧制过程中诱发了微裂纹的产生,在淬火内应力的作用下微裂纹得到进一步扩展延伸,再加上高温回火脆性降低了材料的韧性,最终在钢管表面形成一定深度的宏观裂纹。石油套管采用改进的亚温淬火工艺处理后,可以在基本不降低材料强度的前提下,明显提高冲击韧性和抗断裂失效能力,抑制高温回火脆性,基本杜绝了表面开裂现象,取得了良好的生产应用效果。

通过力学性能试验、夹杂物和显微组织分析研究了添加微量合金元素对提高车轮钢强度、硬度的效果。结果表明,试验钢的强硬度较高,但冲击性能不满足标准要求,其原因是合金元素的添加使钢中形成了大量复合夹杂物,对车轮的韧性造成不利影响。另外,合金微观成分偏析造成车轮中出现少量异常组织,也可能对车轮的韧性造成不利影响。

某齿轮箱中的18CrNiMo7-6钢高速中间轴齿轮在渗碳淬火磨齿后做动平衡试验过程中出现振动异响,拆机后发现中间轴齿轮在轴径处出现明显的轴向裂纹。通过宏观观察、多次切割后找到裂纹源位于大轴齿轮心部,在裂纹源处取样进行化学成分、显微组织分析等方法对开裂位置进行研究。结果表明,由于大型齿坯锻件去氢处理不完全,随着时间的推移,氢原子聚集形成氢分子,在工件内部造成应力集中,导致该轴齿轮在渗碳淬火磨齿后发生延迟性氢脆开裂,引起轴齿轮失效。

针对现有射流式定制强度热处理选区冷却设备处理的工件存在过渡区宽度宽、冷却边界不清晰等问题,通过系列试验验证和结构优化设计,研发了接触式定制强度热处理选区冷却设备。结果表明,该设备通过镶块与板料接触传热的方式,可以大幅度减小过渡区宽度(30 mm→10 mm),冷却边界清晰,能更好地满足特殊软区的需求。