以3种Cr-Ni-Mo系齿轮钢为研究对象,通过端淬试验和JMatPro软件计算两种方式获得了3种Cr-Ni-Mo系试验钢的淬透性。结果表明,SAE8620钢淬透性最高,3420H钢次之,20CrNiMo钢最低。另外,通过模型定量研究了C、Mn、Cr、Ni、Mo等元素含量变化和奥氏体晶粒度级别变化对Cr-Ni-Mo系齿轮钢距淬火端9 mm位置淬透性的影响,结果显示C、Mn、Cr、Ni、Mo含量每提高0.01%,距淬火端9 mm位置硬度分别增加约0.52、0.14、0.27、0.12和0.33 HRC,而随奥氏体晶粒度级别的增加,Cr-Ni-Mo系齿轮钢距淬火端9 mm位置硬度整体呈现先下降后稳定的趋势。

采用(Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀)₉₆Al₄亚稳高熵合金为基体,添加间隙元素C,制备了不同C含量的(Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀)_96-xAl₄C_x(x=0,0.5,1.0,2.0,原子分数,%)合金。经过热轧、冷轧及退火处理,结合XRD、SEM、EBSD和电子万能试验机等对合金的微观组织演变和力学性能进行研究。结果表明,C元素的引入使得退火态合金在单一面心立方相中析出了M₂₃C₆型碳化物;随着C含量由0%增加到2.0%,M₂₃C₆型碳化物的体积分数逐渐增加,同时合金的平均晶粒尺寸由6.24 μm减小到1.70 μm,合金的屈服强度和抗拉强度均显著提升,而断裂总延伸率相应降低。当C含量为1.0%时,综合力学性能最优,合金的抗拉强度和断裂总延伸率分别为798 MPa 和41.1%。

通过Gleeble-3800热模拟试验机和Leica显微镜研究了压缩温度(950~1050 ℃)和道次间隔时间(1~120 s)对9%Ni钢热压缩期间静态再结晶行为的影响,并结合真应力-真应变曲线、软化率、静态再结晶体积分数和显微组织,建立了9%Ni钢的静态再结晶激活能和动力学模型。结果显示,随着压缩温度和道次间隔时间的增加,9%Ni钢的软化率、静态再结晶体积分数及再结晶晶粒尺寸均呈现上升趋势。相比延长道次间隔时间,提高压缩温度更有利于促进9%Ni钢热变形后的静态回复和再结晶。为避免9%Ni 钢轧制过程出现混晶组织,其轧制温度若在900~1000 ℃,道次间隔时间应不少于20 s。9%Ni钢的静态再结晶激活能为229 kJ/mol,其静态再结晶动力学模型为$X_{\text {srex }}=1-\exp \left[-0.693\left(\frac{t}{t_{0.5}}\right)^{0.321}\right]$。

采用 Gleeble热模拟试验机研究了一种Nb、Ti复合微合金化耐候钢的连续冷却转变规律及精轧和卷取温度对其组织硬度的影响。结果表明,在3~10 ℃/s冷速范围内连续冷却时发生了铁素体+珠光体转变;20~40 ℃/s冷速范围内,钢中则出现了贝氏体,且含量逐渐增多。随冷速增大,铁素体平均晶粒尺寸细化,硬度增大。875~925 ℃精轧温度和575~650 ℃卷取温度下,组织均为多边形铁素体+少量的珠光体。随精轧温度和卷取温度的升高,铁素体晶粒尺寸粗化,析出相粒子尺寸增大。精轧温度为900 ℃时,铁素体晶粒细小且分布均匀,析出相粒子尺寸为5.1 nm,硬度较875 ℃仅降低2 HV。卷取温度为600 ℃时,析出相尺寸较575 ℃略微增大,但数量显著增加且分布更加弥散,析出强化效果显著,硬度达到最大值296 HV。综合考虑轧制变形抗力,试验耐候钢适宜的精轧温度为900 ℃、卷取温度为600 ℃,此工艺下可充分发挥细晶强化和析出强化的作用,从而获得优异的力学性能。

采用光学显微镜、电子探针等方法,结合室温拉伸试验对含有2.0%纳米陶瓷颗粒的Al-NCP丝材以及不同纳米陶瓷颗粒添加量(0%、0.02%、0.08%、0.20%)的超高强铝合金进行了组织观察和性能测试。结果表明,Al-NCP丝材中主要含有纳米尺度的TiC以及TiB₂颗粒以及少量的微米级AlTi化合物。随着纳米陶瓷颗粒添加量的增加,铸态铝合金组织逐渐细化,大尺寸共晶化合物数量显著减少,热轧板边裂倾向也逐渐减少直至消失。纳米陶瓷颗粒的添加抑制了板材固溶过程中再结晶的发生,同时减少了组织中大尺寸化合物的数量,从而使T4、T6态板材具有高强度的同时还具有较好的塑性。T4态板材的屈服强度均超过500 MPa,抗拉强度超过600 MPa,伸长率超过18%;T6态板材屈服强度均超过600 MPa,抗拉强度超过700 MPa,伸长率均在12%以上。

采用平衡析出相计算、金相观察、TEM观察、力学性能检验等手段,研究了钒对304N奥氏体不锈钢组织性能的影响。结果表明,当V添加量为0%~0.6%时,随着V含量的提高,304N不锈钢的奥氏体晶粒尺寸逐渐变小,室温拉伸强度略有提高,添加0.6%V的强度提升效果较明显,200~700 ℃高温拉伸的屈服强度和抗拉强度逐渐提高,断后伸长率略有下降;当N添加量为0%~0.14%时,降低N含量后,V的强化效果几乎消失,室温拉伸强度与普通304不锈钢近似,200~700 ℃高温拉伸强度与普通304不锈钢近似,断后伸长率变化不大;当C添加量为0.04%~0.08%时,提高C含量后,304N不锈钢的室温拉伸性能变化不大,高温拉伸后的抗拉强度略微提高,屈服强度和断后伸长率变化不大;当V含量为0.3%~0.6%,Nb含量为0.2%~0.8%时,Nb-V复合强化效果优于单V。热轧态室温拉伸强度大小为:单V＞Nb-V复合＞单Nb;固溶态室温拉伸强度大小为:Nb-V复合＞单Nb＞单V;高温拉伸屈服强度大小为:单Nb＞Nb-V复合＞单V,抗拉强度大小为:Nb-V复合＞单V＞单Nb。

针对00Ni18Co8Mo5TiAl马氏体时效钢开展了低周疲劳试验,获得不同应变量条件下(0.6%~1.4%)的低周疲劳性能。结果表明,随着低周疲劳总应变量的增加,试验钢的疲劳寿命明显下降。应变量较低时(0.6%、0.8%、1.0%),试验钢在疲劳循环前期发生循环硬化并存在循环饱和现象;高应变量(1.2%、1.4%)条件下,发生循环软化并最终断裂。不同应变条件下试验钢的疲劳滞后回环几乎为直线,疲劳滞后现象不显著。采用塑性应变能的变化表征试验钢低周疲劳循环过程中的疲劳损伤行为,通过塑性应变能密度的变化对疲劳寿命进行预测。试验钢的低周疲劳起裂源均发生在试样表面,应变量较高时,在主起裂源之外存在数个次级起裂源,裂纹扩展区存在疲劳条带、二次裂纹和显微空洞。随着应变量的增加,试验钢循环过程中的析出相更接近“球状”,应变量为1.4%时,析出相发生粗化,易造成低周疲劳过程中的循环软化。

基于传统热成形钢实验室研究及工业化生产,开发了一种强度和塑性相互兼容的1500 MPa级热成形钢。结果表明,试验钢冷轧板在680 ℃×14 h罩式炉退火后的屈服强度为369 MPa,抗拉强度为482 MPa,断裂总延伸率为25.0%,满足1500 MPa级热成形钢退火板性能标准要求。退火板经模拟热成形工艺后的显微组织为完全马氏体组织,试验钢的屈服强度范围为1250~1330 MPa,抗拉强度为1600~1650 MPa,断裂总延伸率为7.5%~8.5%,综合力学性能优异。在奥氏体化温度为910、930、950 ℃条件下的模拟热成形试验中,试验钢淬火后的马氏体板条块尺寸随奥氏体化温度升高而增加,几何必需位错密度降低,KAM值减小,奥氏体化温度为910 ℃时试验钢的屈服强度最高,位错强化效果显著。

采用配置环境箱的DDL20电子万能材料试验机及光学显微镜和扫描电镜研究了退火态铝合金导体的显微组织和压缩蠕变行为。结果表明,铝合金再结晶退火后的组织为微米级索状相和纳米颗粒相,分布在扁长的再结晶晶粒内。在90~120 ℃、35~48 MPa蠕变条件下,退火态铝合金导体压缩蠕变存在阈值应力且稳态蠕变速率对应力敏感。低温蠕变条件下,退火态铝合金受应力的影响更大。压缩蠕变的真应力指数为4.9,本构方程为ν=1.292×10^-4(σ-8.0)4.92exp(-68 300/RT)。压缩蠕变机制为受富铁相阻碍的位错滑移机制。由此可见,提高铝合金导体中第二相对位错的阻碍作用,可提高铝合金导体材料在服役条件下的压缩蠕变抗力。

对厚度为3.0 mm的409L超纯铁素体不锈钢热轧板在640~840 ℃范围内进行退火处理,研究了退火温度和保温时间对409L钢热轧板组织性能的影响,确定了再结晶温度,建立了再结晶动力学方程,计算了再结晶激活能Q_activ。结果表明,随退火温度的升高,409L钢再结晶越来越充分,晶粒呈长大趋势。硬度从轧制态的156 HV10降低并稳定在105 HV10左右。通过硬度法计算得到409L钢的再结晶温度为745 ℃。抗拉强度呈降低的趋势,最终稳定在380 MPa左右,断后伸长率呈上升趋势,最终稳定在67%左右。平均塑性应变比r-以及平面各向异性指数Δr均略有升高。当温度不变时,再结晶率的增长速率随着保温时间的延长呈先增大后减小的趋势,利用Avrami模型进行再结晶动力学模拟,得出670~780 ℃退火温度范围,Avrami指数n在0.267～0.459之间,409L钢的再结晶激活能Q_activ=416 kJ/mol。

通过包覆叠轧工艺将TC4钛合金轧制成两种厚度(0.5、3.0 mm)的板材,研究包覆叠轧对TC4钛合金板材组织与性能的影响。结果表明,包覆叠轧TC4钛合金板材的组织主要由α相以及未完全消融的残留β相相互交织而成,残留β相分布于不同形貌的α相之间。包覆叠轧变形量较大时,0.5 mm厚板材强度较高,而3.0 mm厚板材塑性较高,但两种厚度板材的塑性整体差异化较小。包覆叠轧板材RD与TD方向强度之间均存在一定差值,TD方向强度较高,这是因为该方向的组织中存在明显的织构以及Schmid因子较小所导致。包覆叠轧两种厚度板材的断口形貌均为等轴状韧窝形貌,且在板材TD方向的还有部分空洞出现。

结合金相(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)等手段,对真空感应熔炼浇铸的U-10wt%Zr合金基体微观组织及第二相进行了表征分析和评价。结果表明:铸态U-10wt%Zr合金显微组织主要由微米级针状或带状区域构成;高倍SEM下铸态U-10wt%Zr合金的基体组织呈现出两相交替分布的片层状结构,相邻片层平行分布,两相分别为α-U相和δ-UZr₂相;铸态U-10wt%Zr合金中第二相形貌呈现近似椭圆形,在基体中分布不均匀,其成分为Zr析出相。研究结果对进一步认识U-Zr合金初始微观组织状态及与辐照行为关联性具有重要意义。

利用高温激光共聚焦显微镜对不同加热温度(850~1200 ℃)和保温时间下的P20模具钢奥氏体晶粒长大和马氏体相变进行了原位观察。结果表明,P20模具钢奥氏体晶粒对加热温度有极高的敏感性。随加热温度升高,平均奥氏体晶粒尺寸增大,由850 ℃时的18.82 μm增加至1200 ℃时的126.89 μm。在900 ℃和1200 ℃均出现了急剧增大现象,这是因为900 ℃以碳化物发生球化为主,而1200 ℃时碳化物颗粒以回溶为主,这两种碳化物演变均削弱了奥氏体晶界的钉扎效果。此外,奥氏体晶粒尺寸增大可促进马氏体相变,马氏体相变开始温度从263.2 ℃(加热温度850 ℃时)提高至335.9 ℃(加热温度1200 ℃时)。马氏体相变呈现出选择性启动模式,并非全部为爆发式形核和长大特征。另外,过冷奥氏体在冷却过程中形成新鲜马氏体和二次马氏体,二次马氏体依附于新鲜马氏体形成,与新鲜马氏体呈典型60°夹角。

对65Si2MnWA钢螺旋压缩弹簧进行不同温度下的应力松弛试验,并利用透射电镜对弹簧在160 ℃下松弛不同时间的微观组织进行表征。结果表明,随着应力松弛试验温度提高,弹簧的应力松弛过程加速,所得松弛方程具有较高的拟合精度,相关系数均在0.900以上。依据Arrhenius关系建立了该弹簧室温贮存条件下的应力松弛方程:ΔF/F₀=0.0019+0.0017lnt,利用该模型预测弹簧贮存10年的负荷损失率为2.1%。该弹簧在160 ℃松弛过程中组织较为稳定,与松弛前组织基本相同,为回火屈氏体,表明具有较好的松弛稳定性。

针对现役SA508Gr.3钢和第四代SA508Gr.4N钢,采用OM、SEM和EBSD等观察其组织,通过氢渗透仪器测试其氢扩散系数,采用热脱氢分析仪对比其氢含量差异,通过动态充氢慢应变速率拉伸试验研究其氢脆敏感性及断口特征,对比分析两种钢的组织性能差异。结果表明,与SA508Gr.3钢相比,SA508Gr.4N钢具有更多的大角度晶界体积分数和更细小的碳化物,二者的氢扩散系数分别为3.37×10^-6 cm²/s和6.12×10^-7 cm²/s,后者表现出更小的氢扩散速率和更多的氢含量。充氢前,SA508Gr.3钢的抗拉强度为721.3 MPa,断后伸长率为20.8%;SA508Gr.4N钢的抗拉强度为801.3 MPa,断后伸长率为22.5%。充氢后,SA508Gr.3钢的抗拉强度为708.8 MPa,断后伸长率为14.2%;SA508Gr.4N钢的抗拉强度为786.3 MPa,断后伸长率为11.8%。充氢前后,SA508Gr.3钢力学性能均低于SA508Gr.4N钢,二者的氢脆敏感性分别为31.7%和47.6%。SA508Gr.4N钢对氢更加敏感,抗氢脆性能更差,这与SA508Gr.4N钢中具有更多的可逆氢有关。此外,充氢前二者的断裂方式均为韧性断裂;充氢后,断裂方式均转变为脆性断裂,这与氢在晶界处的聚集有关。

研究了经1150 ℃×40 min固溶处理后的N06625合金无缝管材在750 ℃长期时效后的组织和性能变化。结果表明,750 ℃长期时效过程中,N06625合金晶粒尺寸变化不大,M₂₃C₆碳化物主要沿晶界析出,针状δ相优先在晶界和孪晶界析出,随后逐步布满整个晶内,且最终形成魏氏体状的δ相。在0~3000 h时效时间内,室温冲击性能降低比较明显而硬度增加较快,但随着时效时间的继续增加,室温冲击性能和硬度均趋于稳定。长期时效过程中,N06625合金室温冲击断裂模式由韧性断裂向脆性断裂转变,魏氏体状δ相的大量析出是影响室温冲击性能的主要因素。试验N06625合金管材750 ℃、10万小时的外推持久强度达到88.036 MPa,满足高温气冷堆的工程设计要求。

制备了[001]和[111]取向的Ni₃Al基单晶高温合金,测试了合金在980 ℃/186 MPa和1040 ℃/135 MPa条件下的持久性能,分析了晶体取向对合金持久性能的影响。结果表明:固溶时效处理后,[001]取向试样中γ′相呈立方体,[111]取向试样截面的γ′相呈三角形,两试样中的γ′相体积分数约为70%;在980 ℃/186 MPa和1040 ℃/135 MPa条件下,[111]取向试样表现出较高的持久寿命,分别是510.81 h和285.36 h,为[001]取向试样的12.6倍和17.6倍;在高温低应力条件下,两种取向试样的断裂模式均为微孔聚集型断裂,[001]取向试样持久断裂后γ′相发生P型筏化,[111]取向试样无特定筏化方向;[111]取向试样中独特的γ/γ′筏形结构、致密的界面位错网、低Schmid因子导致滑移系难以开动等因素提高了持久变形抗力。

利用直读光谱仪、光学轮廓仪、扫描电镜、金相显微镜、维氏硬度计和电导率仪对两件有/无加工痕迹的6061铝合金轮毂进行成分、表面粗糙度、表面形貌、显微组织、维氏硬度、电导率对比分析,研究显微组织对6061铝合金锻造轮毂表面切削性能的影响。结果表明,两件轮毂的化学成分相近且均符合要求,轮毂机加工后的表面痕迹是由其硬度低造成。相较无加工痕迹的轮毂,有加工痕迹的轮毂表面粗糙度更大,扫描电镜下可见铝屑堆积形貌;在热处理过程中回溶程度不够,残留了大量的微米级Mg₂Si化合物,使其时效后起析出强化作用的Mg₂Si相数量减少,导致硬度偏低,使其表面存在明显的机加工痕迹。

1Cr16Co5Ni2MoWVNbN马氏体不锈钢锻件心部硬度超高。为分析其原因进行了化学成分、显微组织及不同组织区域的硬度测试,且在原标准热处理的基础上设计了5种不同的热处理工艺。结果表明,锻件心部硬度不合格的原因是由于淬火冷却时间不足,部分区域未完全马氏体转变,经高温回火后形成回火索氏体+二次淬火马氏体的混合偏析组织。EDS面扫发现偏析区域贫C,而富集Mo和Ni元素,微区Ms转变温度降低,延迟局部微区马氏体转变,偏析形态的呈现与原材料中元素分布的微观差异有关。经设计工艺热处理后,发现热处理加热温度和淬火冷却速度对偏析组织的形成影响较小。因此,控制淬火冷却过程,保持充分的淬火冷却时间及改善原材料的元素均匀性是解决组织偏析的主要途径。

采用不同的热处理工艺方案及常见的金相浸蚀剂,对马氏体型不锈钢的原始奥氏体晶粒形成和显示的方法进行了研究,筛选出了适合马氏体型不锈钢的原始奥氏体晶粒形成和显示的热处理工艺方法及金相浸蚀剂。结果表明,GB/T 6394—2017《金属平均晶粒度测定方法》附录A中推荐的直接淬硬法的热处理工艺及金相浸蚀剂并不适合作为马氏体型不锈钢的原始奥氏体晶粒形成和显示方法。对于亚共析型的马氏体不锈钢,应选在其淬火温度下保温、随炉缓冷至680 ℃、油冷的热处理工艺作为其原始奥氏体晶粒的形成方法;采用硝酸酒精溶液或三氯化铁盐酸水溶液对其原始奥氏体晶粒形貌进行腐蚀显示,能获得清晰的晶粒晶界形貌。而对于过共析型的马氏体不锈钢,应选在其淬火温度下保温、油冷的热处理工艺作为其原始奥氏体晶粒的形成方法;采用硝酸酒精溶液对其原始奥氏体晶粒形貌进行腐蚀显示,就能获得清晰的晶粒晶界形貌。

采用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线能谱分析(EDS)组织表征、高温拉伸性能测试等手段,探究了热等静压处理对第二代镍基单晶高温合金CMSX-4微观组织、高温拉伸性能的影响。结果表明,热等静压处理显著减少了合金铸件显微孔洞数量,热等静压处理后孔隙率降低了64.3%,同时合金枝晶元素偏析情况得到了改善。对于950 ℃和1100 ℃高温拉伸性能,相比热处理态试样,热等静压后热处理态试样在保持合金屈服强度的同时,断裂总延伸率分别提高了12.1%和8.3%。CMSX-4合金在高温拉伸断口表现出解理断裂特征,HIP处理有效闭合了微孔,使断裂模式从微孔形核开裂转变为在残余微小共晶处开裂,显著提升了合金的高温拉伸性能。

采用气氛保护上引连铸法制备Cu-0.8Cr-0.08Zr合金杆坯,并对其在室温进行变形量49%的拉拔。借助金相显微镜、能谱仪、涡流导电仪和硬度计,研究了固溶温度(700~980 ℃)对铸态及冷拉态Cu-0.8Cr-0.08Zr合金微观组织、硬度和导电率的影响。结果表明,随固溶温度升高,铸态Cu-0.8Cr-0.08Zr合金树枝状晶粒逐渐消失,晶粒尺寸变大。冷拉态Cu-0.8Cr-0.08Zr合金纤维状晶粒逐渐消失,出现大量孪晶。铸态和冷拉态Cu-0.8Cr-0.08Zr合金的硬度均先急剧下降后趋于平缓,导电率先下降后升高。铸态Cu-0.8Cr-0.08Zr合金的最佳固溶处理工艺为940 ℃保温1 h,硬度为58 HBW,导电率为52%IACS。冷拉态Cu-0.8Cr-0.08Zr合金的最佳固溶处理工艺为920~960 ℃保温1 h,硬度约为56 HBW,导电率约为55%IACS。

为探究各类氢陷阱对轨道用中碳钢氢扩散的影响,将同一试验钢加热到930 ℃使其完全奥氏体化后分别在320、340、395 ℃进行等温淬火或直接油淬处理,再进行320 ℃×1 h回火处理,得到3种贝氏体组织和一种马氏体组织。通过对试验钢中的残留奥氏体、微观组织等进行表征,并结合氢渗透试验探究了氢在不同组织的钢中的扩散行为。结果表明:320~395 ℃等温淬火+回火后,随着等温温度的增加,贝氏体显微组织逐渐粗化,残留奥氏体含量增加,位错密度以及残奥中的碳含量略有降低,硬度有所降低。直接油淬+回火后,马氏体组织中的残留奥氏体含量最低,但是位错密度和残留奥氏体中的碳含量很高,硬度也最高,但两类淬火所得组织中均以大角度晶界为主。在这些氢陷阱的综合作用下,随着等温温度的升高,贝氏体钢的有效氢扩散系数由 4.22×10^-5 cm²/s 降低到 3.67×10^-5 cm²/s;而直接油淬+回火试验钢的有效氢扩散系数最大,为 5.55×10^-5 cm²/s。因此,当钢中含有马氏体组织时,氢扩散系数最高,更容易发生断裂。

研究了回火温度(350~750 ℃)对A514CrQ齿条钢显微组织演变、室温拉伸性能和－40 ℃低温韧性的影响。结果表明,随回火温度升高,平均有效晶粒尺寸从10.3 μm增大至29.1 μm。经350~450 ℃回火后获得回火屈氏体,在550 ℃及以上回火得到回火索氏体;当回火温度升至750 ℃,渗碳体颗粒显著粗化。随回火温度从350 ℃升至650 ℃,抗拉强度从1084.0 MPa下降至869.5 MPa,但升至750 ℃时又小幅回升至883.9 MPa;而屈服强度从968.5 MPa下降至685.6 MPa,伸长率从12.8%增大到23.2%。当回火温度从350 ℃升高至650 ℃,－40 ℃冲击吸收能量达到峰值107.7 J,继续升高至750 ℃,冲击吸收能量基本持平。结合显微组织、断口形貌和裂纹扩展行为分析,回火温度对室温拉伸性能和低温韧性的影响主要与有效晶粒尺寸、渗碳体析出、α相的软化及二次裂纹的形成有关。

采用OM、EBSD及XRD技术研究两段常化工艺(1080~1150 ℃×3 min+930 ℃×3 min)高温段温度对Fe-3.24%Si-0.065%Cr取向硅钢组织及织构演变的影响。结果表明,常化板不同厚度处晶粒均发生再结晶且有所长大,随着常化温度升高,常化板的再结晶比例逐渐提升,组织均匀性提高。常化温度为1150 ℃时,晶粒显著增大,出现混晶组织。常化板对热轧板织构类型有一定继承性,1120 ℃常化板,表层和次表层Goss织构较强,且取向密度高于热轧板。同时,常化处理增加高能晶界数量,利于后期Goss织构吞并周围晶粒异常长大。实际生产中,常化高温段温度应接近1120 ℃,可获得优异的组织和织构。

为探究双级时效工艺对铸造镍基多晶高温合金K417G微观组织和性能的影响,通过扫描电镜、万能试验机等仪器,研究了单级时效和双级时效后高温合金K417G中γ′相形貌、碳化物及950 ℃拉伸性能,并对拉伸断口进行分析,研究其断裂机理。结果表明,单级时效后,枝晶干处γ′相呈类球形分布,体积分数为54.63%,抗拉强度为481.25 MPa。碳化物主要为MC型碳化物,晶界处有点状M₂₃C₆型碳化物析出。双级时效后,枝晶干处γ′相呈立方状分布,体积分数略升高至56.54%。碳化物类型及分布情况与单级时效处理后变化不大。与单级时效相比,双级时效后抗拉强度提升了13.97%。对断口分析后发现,单级时效处理后合金断裂方式为韧性断裂,双级时效处理后,为脆性和韧性断裂混合型。两种工艺下裂纹萌生的起点和扩展通道主要为碳化物与基体界面分离。双级时效后立方状γ′相能更有效阻碍位错运动,提升合金的抗拉强度。

以20CrMoVRE油套管钢为研究对象,借助金相显微镜、扫描电镜、洛氏硬度计等设备,探究热处理工艺对油套管钢显微组织与力学性能的影响。结果表明,试验钢经850/880/910 ℃×30 min淬火后,随淬火温度的升高,原奥氏体晶粒平均尺寸由11.92 μm增长到14.01 μm。试验钢先经880 ℃淬火30 min,再经600/650/700 ℃×30 min回火后,600 ℃时组织为回火屈氏体+回火索氏体,650、700 ℃时组织均为回火索氏体;再经650 ℃×10/20/30 min回火后,组织分别为回火屈氏体+回火索氏体、回火屈氏体+回火索氏体和回火索氏体。试验钢硬度随回火时间的延长而降低,硬度最大为41.3 HRC,随回火温度的升高而先增加后降低,在650 ℃回火保温30 min时,发生了二次硬化,硬度最大为38.8 HRC。

利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)以及X射线衍射仪(XRD)表征了中低碳(0.22%C, 0.34%C)富Si/Al微合金钢空冷热处理条件下的微观组织,并用拉伸试验机、冲击试验机对其力学性能进行研究。结果表明,两种试验钢经空冷热处理都能得到含贝氏体、马氏体以及少量残留奥氏体的复相组织,展现出优异的力学性能。0.22%C钢微观组织中含有少量粒状贝氏体、板条状贝氏体、马氏体以及少量残留奥氏体,该组织表现出较高的强度与良好的塑韧性匹配,抗拉强度为1581 MPa,断后伸长率为17.6％,强塑积高达26.7 GPa·%,冲击吸收能量为61.0 J。与之相比,0.34%C钢中不含粒状贝氏体,板条状贝氏体数量显著减少,马氏体与残留奥氏体数量占比明显增加,具有更高的抗拉强度(1929 MPa),但是断后伸长率(13.9％)与冲击吸收能量(43.5 J)明显下降,强塑积也降低至25.6 GPa·%。

运用高温共聚焦激光扫描显微镜原位观察不同冷却速率下非平衡奥氏体相中析出铁素体的类型及分布规律,探究冷却速率对非调质钢固态相变行为的影响。结果表明,在0.1 ℃/s低冷却速率下,铁素体呈锯齿状、板条状、针状等多样性特征。当冷却速率增大至5 ℃/s时,铁素体形貌以针状和胞状为主。冷速度率在0.1~5 ℃/s时,随着冷却速率增大,推迟了γ→α的相变进程,由0.1 ℃/s 时的723~665 ℃降低至5 ℃/s时的602~550 ℃。并且,冷却速率增大后晶界和晶内针状铁素体的孕育时间差缩短,由0.1 ℃/s时的77 s降低至5.0 ℃/s时的5 s。富集碳氮化物的Al₂O₃夹杂可作为形核质点诱导胞状铁素体生长,生长方向沿质点四周扩展,扩展速度受冷却速率影响,多个胞状铁素体连接最终形成片层状铁素体薄膜。

探索了不同退火温度下TiNi形状记忆合金的显微组织、力学性能以及相变行为的演变规律。结果表明,在350~850 ℃范围内进行退火处理时,随着退火温度的升高,TiNi合金的组织由原始冷轧态的拉长破碎形态转变为均匀的晶粒结构,且晶粒尺寸逐渐增大。抗拉强度和显微硬度均呈现出先上升后下降的变化趋势,450 ℃退火时强度和硬度最大,分别为1498 MPa、325.88 HV0.5。应力诱发马氏体相变的临界应力呈现出先下降后上升的变化趋势,550 ℃退火时临界应力最小,为121 MPa,850 ℃退火时临界应力最大,为421 MPa。相变类型均为一步可逆的马氏体相变,相变温度表现为先上升后下降。450 ℃退火时相变温度最高,马氏体逆相变结束温度(Af)为47.45 ℃、Ms为17.73 ℃,850 ℃退火时相变温度最低,Af为18.89 ℃,Ms为-20.68 ℃。

为了改善高硼钢的可加工性,利用扫描电镜、X射线衍射仪及硬度计研究长时间热处理(1100 ℃×60 h,空冷)对铸态高硼钢组织性能的影响规律。结果表明,铸态及热处理态高硼钢中共晶硼化物均由Cr₂B与(FeCr)₂B两相组成。铸态高硼钢内硼化物呈细长的树枝晶状;高温长时间热处理时硼化物回溶,冷却过程中又重新聚集在未回溶的硼化物处析出,外观呈粗短的棒状。热处理后硼化物体积分数由铸态的58.2%降低到热处理态的40.9%;硬度由铸态的422.0 HV0.01降低到348.6 HV0.01。热处理显著提高了高硼钢的热加工性,高硼钢在850~1100 ℃范围内以20%压下量单道次压缩变形,均未出现开裂,真应力峰值最大为384.2 MPa。轧态高硼钢屈服强度≥297 MPa,抗拉强度≥504 MPa,断后伸长率≥3.65%,性能基本达到304B7钢水平。

采用激光焊接方法对5 mm 厚Q420B 高强度低合金热轧钢板进行焊接,并进行焊后退火处理,深入研究了退火前后焊接接头组织及力学性能的演变规律。结果表明,退火前从焊缝区到母材区,晶粒逐渐由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶,焊缝区宽度约为800 μm,热影响区宽度约为300 μm,焊缝区组织为板条贝氏体(LB)和铁素体(F),经退火处理后LB发生退化,碳化物有沿晶界析出的趋势。焊缝区KAM值随着退火温度的增加逐渐减小,表明几何必要位错密度和残余应力随退火温度升高而降低。焊缝区显微硬度平均值退火前为359 HV0.5,经820 ℃和720 ℃退火后分别为303 HV0.5和257 HV0.5,焊接接头不存在软化区,且退火温度对拉伸性能没有明显的影响。经720 ℃退火后焊缝冲击吸收能量最大,约40 J,这主要与LB的退化以及残余应力的释放有关。通过本研究采用的激光焊接+720 ℃退火处理工艺,焊接接头宽度仅约为1.4 mm,力学性能及冲击性能更加优异。

选用纯铝和304不锈钢,采用液-固复合铸造制备铝/钢双金属复合材料,利用扫描电镜和万能拉伸试验机探究304不锈钢在纯铝熔体中热浸镀不同时间(1,3,5,10 min)对铝/钢双金属复合材料界面组织及力学性能的影响。结果表明,铝/钢双金属液-固复合是一个溶解形成界面后互相扩散而使界面生长的过程,且随着热浸镀时间的延长,扩散层厚度逐渐增加。热浸镀3 min时,扩散层厚度约为19.7 μm,热浸镀10 min时,扩散层厚度最高,约为36.3 μm,相比热浸镀3 min时提升了84.3%。热浸镀最佳保温时间为3 min,铝/钢复合试样的抗拉强度达到最大值21.2 MPa,随着热浸镀时间的延长,抗拉强度呈现先升高后降低的趋势,这是由于形成了更多的脆性金属间化合物,产生裂缝,导致结合效果降低。

借助SEM、EBSD、TEM等手段表征了不同奥氏体化温度下NM450级耐磨钢的微观结构,同时对其力学性能和耐磨损性能的变化进行分析。结果表明,试验钢经不同奥氏体化温度(840~920 ℃)淬火+200 ℃回火后得到的组织均为板条马氏体和少量残留奥氏体。随着奥氏体化温度的升高,试验钢充分奥氏体化,马氏体板条发生粗化,组织变得均匀,基体析出了纳米级球形析出物(Ti, Nb)C以及棒状ε-Fe_xC。在880 ℃淬火+200 ℃回火的条件下,试验钢强韧性和耐磨性能达到最优,抗拉强度为1614 MPa,屈服强度为1165 MPa,硬度达到48.5 HRC,磨损质量损失为0.140 95 g。

对Nb-Ti微合金化钢进行1050~1250 ℃×5~240 min 等温奥氏体化热处理,研究不同加热工艺下奥氏体晶粒长大行为,利用Thermo-calc和TEM分析不同加热工艺下第二相粒子的析出规律,并通过Humphreys模型对晶粒长大方式进行预测。结果表明,随着奥氏体化温度的升高和保温时间的延长,晶粒尺寸逐渐增大。当保温时间为60 min时,各温度下晶粒尺寸不再剧烈变化,长大趋势逐渐减缓;当保温时间为60 min时,随着奥氏体化温度的升高,第二相粒子中Nb和Ti的质量比(Nb/Ti)逐渐减小,1050 ℃保温时晶粒细小且均匀,平均尺寸为41.9 μm;1100 ℃和1150 ℃保温时,晶粒发生异常长大,平均尺寸分别为58.0 μm和64.3 μm;1200 ℃和1250 ℃保温时,晶粒均匀长大,平均尺寸分别达到75.1 μm和81.2 μm;各工艺下的晶粒实际长大方式与Humphreys模型预测结果相同。综合考虑加热过程中奥氏体晶粒尺寸及微合金元素的溶解与析出规律,试验钢的适宜加热温度为1200 ℃左右。

利用连续退火模拟试验机对DH780钢的退火温度、缓冷温度进行了模拟,采用OM、SEM、EBSD、XRD及拉伸试验定量研究了退火工艺对DH780钢微观组织与力学性能的影响。结果表明,随着退火温度由770 ℃提高至830 ℃,组织中铁素体含量由53.6%减少至43.6%,马氏体含量由42.6%增加至51.8%。屈服强度随退火温度的升高先降低后增大,而抗拉强度持续增大。随着缓冷温度由720 ℃降低至680 ℃,缓冷过程中过冷奥氏体析出的二次铁素体增多,最终组织中铁素体含量由45.9%增加50.1%,而奥氏体含量的减少造成最终马氏体体积分数降低,导致试验钢抗拉强度由829.2 MPa降低至785.8 MPa。当退火温度为800 ℃时,700 ℃ 缓冷温度的连续退火工艺下残留奥氏体含量达到最高,为7.2%,试验钢综合力学性能也最佳,强塑积达到22.1 GPa·%。

为了评估残余应力及焊后热处理对塔式起重机疲劳寿命的影响程度,以塔机疲劳危险位置焊接节点为研究对象,建立了带有焊缝结构的K型焊接管节点模型,对其进行了基于生死单元法的焊接温度场、应力场模拟计算。研究了焊后热处理对焊接节点残余应力的影响。通过名义应力法对不同热处理工况下结构的疲劳寿命进行评估。结果表明,焊后热处理可以有效降低残余应力,残余应力下降速率随着热处理温度升高而降低。在考虑残余应力的情况下,结构疲劳寿命大幅下降,焊后热处理可在一定程度上提高结构的疲劳寿命。

利用JMat-Pro软件对Al-Cu-Mn合金进行热力学平衡相组成、相转变模拟计算,并测定其DSC曲线,在此基础上设计其固溶时效处理工艺,并测试了合金固溶时效处理后的室温和高温拉伸性能。JMat-Pro软件计算得到Al-Cu-Mn合金在室温条件下的析出相组成为θ-Al₂Cu、T-Al₂₀Cu₂Mn₃、S-Al₂CuMg、Al₃Ti、Al₃Zr、Al₃(Ti, V)。Al-Cu-Mn合金有效耐热相析出数量最多、强化效果最好的热处理制度为:(540±5) ℃×12 h固溶+(215±5) ℃×7~10 h时效,其间固溶冷却转移时间控制在8 s以内。经该工艺处理后,合金250、350 ℃高温抗拉强度分别达到340、282 MPa,屈服强度分别达到262、230 MPa,远超现有耐热铸造铝合金,达到高强度耐热铸造铝合金水平。

以2130立式连续退火机组现有数学模型为研究对象,针对模型在实际生产过程中存在的速度调整滞后、过渡时温度跳跃幅度大,进而造成带钢速度的频繁波动,并随之产生带钢加热及冷却速率的频繁变化,导致对于高强钢、双相钢、超深冲钢等性能要求较高产品组织均匀性将产生较大影响,造成成品性能均匀性较差,影响终端用户使用的问题,系统地分析了模型制约连退机组生产效率的瓶颈,通过数学模型优化得出机组的最优速度,建立了速度调节规则,在模型通入运行时会根据目标速度来计算设定值并及时调节,在保证生产速度最优的条件下对速度变化进行精准调节控制,最终使连退机组生产效率达到最大化。

利用激光熔覆技术在AF1410钢表面制备WC增强Ni基复合涂层,采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)和X射线衍射仪(XRD)对涂层的显微组织和物相组成进行表征,使用显微硬度计、摩擦磨损试验机和摆锤式冲击试验机对激光熔覆前后的力学性能进行测试。结果表明,WC增强Ni基复合涂层与AF1410钢基体冶金结合良好,涂层中物相主要包括WC、W₂C、M₂₃C₆、M₇C₃等碳化物及γ-(Ni/Fe)固溶体,非搭接区熔覆层的显微组织为树枝晶和平面晶结构,而搭接区熔覆层的显微组织为典型的等轴晶结构。在不影响AF1410钢冲击性能的情况下,激光熔覆WC增强Ni基复合涂层可显著提高AF1410钢表面显微硬度并降低摩擦因数,显微硬度由AF1410钢基体处最大398.2 HV0.05增大至涂层区域最大570.4 HV0.05,平均摩擦因数由0.9723降低至0.5163,表明激光熔覆WC增强Ni基复合涂层具有显著的减摩耐磨效果。

以高性能18CrNiMo7-6齿轮钢为研究对象,对其进行不同渗碳温度和淬火方式的渗碳处理,采用金相显微镜、X射线衍射仪和硬度计对渗碳层组织和硬度进行表征。结果表明,在930~1020 ℃渗碳温度范围内,随着渗碳温度的升高,渗碳层深度由1.51 mm增加至2.23 mm,渗碳层的峰值硬度逐渐下降,930 ℃渗碳层峰值硬度最高,为751 HV0.2。随着渗碳温度的升高,碳化物、针状马氏体以及残留奥氏体均发生粗化,当渗碳温度超过990 ℃时粗化最为明显。渗碳后两次淬火处理试样中残留奥氏体含量较直接淬火处理降低了8%,渗碳层硬度由751 HV0.2提高到762 HV0.2,且渗碳层深度为1.53 mm,略大于直接淬火试样。综合考虑,18CrNiMo7-6钢渗碳温度不宜超过990 ℃,且优先选择两次淬火工艺。

为提高医用NiTi合金在生理环境中的耐蚀性和细胞相容性,借助激光表面淬火对NiTi合金进行表面处理,表征了淬火前后NiTi合金表面形貌及相组成,研究了在模拟体液(SBF)中的耐蚀性及细胞相容性。结果表明,激光表面淬火后,NiTi合金表面组织由细小等轴晶转变为粗大条状晶,产生了<110>织构并形成氧化层,疏水性提高,当激光功率为220 W时,组织中出现B19相。条状晶尺寸及表面氧化程度与激光功率正相关。晶粒粗化及表面氧化导致淬火态NiTi合金在模拟体液中的自腐蚀电流密度降低一个数量级。其中180 W激光淬火试样的耐蚀性最佳,自腐蚀电位为－0.40 V,相比于未处理NiTi合金提高0.15 V,浸泡在液体介质中24 h后释放的Ni²⁺浓度最低,为130.6 μg/cm²,有利于成骨细胞增殖。

为有效提升液压支架销轴的表面综合性能,采用激光熔覆技术在35CrMnSiA合金钢销轴表面熔覆自研的TY-1C、TY-2C、TY-3C 3种Fe基合金粉末,系统地分析了熔覆层组织、硬度、摩擦磨损性能及中性盐雾腐蚀性能。结果表明,3种熔覆层表面及近表面的成分呈现优异的空间一致性,其中TY-2C和TY-3C熔覆层组织致密无缺陷,与基体形成良好冶金结合。熔覆层显微组织呈现梯度特征,底部为平面晶,中部为胞状晶与树枝晶,顶部为等轴晶。基体中的回火索氏体＋珠光体可使销轴兼具高强度与韧性。TY-1C和TY-3C熔覆层硬度达550~650 HV0.5,其中TY-3C熔覆层硬度较基体提升320 HV0.5,且分布均匀,其磨损量仅为0.0049 g。经500 h中性盐雾腐蚀后,TY-2C和TY-3C熔覆层未发生腐蚀。TY-3C熔覆层具有最优异的摩擦磨损抗力和中性盐雾腐蚀抗力。

由于Nb-Cu体系是一个典型的不混溶体系,在Nb-Cu间获得具有冶金强度的Nb-Cu结合界面仍然是一个难题。为了提高Nb-Cu 复合材料的界面结合强度,利用磁控溅射工艺,首先在Nb基体表面镀上一层稳定的Cu薄膜,再通过电镀的方法对Cu镀层进行增厚,再通过热处理进一步增大Nb-Cu复合材料的界面结合力。通过拉脱试验、能谱分析、表面平整度测定等检测手段研究了Nb-Cu界面的结合情况和扩散过程。结果发现,在溅射过程中,通过对Nb片进行预热可以增加原子活性,提高Cu镀层与Nb片间的元素扩散能力,同时还可以起到界面除气作用,相较于室温溅射,300 ℃溅射得到的Cu镀层与Nb片之间的结合效果更好。电镀工艺增厚的Cu镀层表面平整度高,与溅射Cu镀层结合紧密,可以降低制膜成本,提高增厚效率。300 ℃溅射时,经热压退火处理后,较普通退火工艺,可以得到更厚的Nb-Cu扩散层,并在Nb-Cu界面上形成更强的冶金结合界面。

采用真空蒸镀法在不同温度的基片表面制备铝薄膜,并对其进行真空退火处理。通过X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、剥离法等研究了基片温度(25、150、200 ℃)对Al薄膜组织结构及附着力的影响。结果表明,基片温度过高或过低都会导致Al薄膜生长不均匀。基片温度为150 ℃时,Al薄膜晶粒尺寸大小均匀,为合适的基片温度。提高基片温度有利于提高薄膜的附着力,但提高的幅度不大。

GH783高温合金螺栓应用于燃煤发电机组以来早期失效断裂问题频繁。为了明确GH783合金螺栓失效性质和原因,采用扫描电镜、金相显微镜和透射电镜分别对断口形貌、显微组织及析出相进行了分析,对断口附近取样进行了拉伸、硬度和冲击性能测试。结果表明: GH783合金螺栓早期失效是典型沿晶脆性断裂,螺栓毛坯热加工工艺不当产生的混晶是导致其发生早期失效的重要因素;螺栓组织发生显著退化,晶界粗化和粗大针状Ni₅Al₃相的析出弱化了β相对材料综合性能的积极作用;β相是裂纹萌生的主要源头,在多因素耦合的外加载荷作用下β相逐渐破碎、脱落形成空洞,多空洞相连形成裂纹,多裂纹沿晶界不断扩展,导致螺栓发生早期失效。建议GH783合金螺栓安装前实施螺栓显微组织检查及评价,重点关注晶粒度大小、β相分布及形态;满足设备密封要求前提下,优化调整螺栓安装预紧力。

采用体视显微镜、扫描电镜、金相显微镜及显微硬度测试研究了高合金钢齿轮双向弯曲疲劳失效的原因。结果表明,疲劳裂纹主要在齿根与端面交界位置萌生并扩展,源区为点源,源区未见冶金缺陷、加工损伤和其它损伤特征。渗碳层组织由粗针状马氏体、粒状碳化物及残留奥氏体组成,其中齿轮端面马氏体呈粗针状,级别超过6级,是导致过早疲劳失效的主要原因。齿轮端面经渗碳后表层残留奥氏体含量过高,淬火过程中组织遗传而产生粗大马氏体组织是导致齿轮疲劳性能较低的主要因素。建议降低齿轮组织中残留奥氏体含量,细化淬火保温过程奥氏体晶粒尺寸,减少粗针状马氏体比例,避免过早失效。

采用断口形貌分析、显微组织观察、成分分析及硬度测试方法,对淬火断裂30CrMnSi钢柱窝的断裂原因进行了分析。结果表明,淬火过程中裂纹源区奥氏体未能充分转变为马氏体,存在铁素体组织,当淬火应力过大时,在铁素体区域容易出现开裂,且断口处伴随Si元素的异常富集及Fe-B和Fe-C金属间化合物生成,二者增加了晶界脆性,使材料韧性下降,从而导致柱窝淬火开裂。

采用直读光谱仪、金相显微镜和扫描电镜对用户提供的失效破碎锤活塞断口进行了成分测试及组织观察,分析活塞断裂原因,并按用户要求对活塞用SNCM616钢进行了成分与热处理工艺优化。结果表明,活塞断裂原因为表面渗碳层及附近区域粗晶、碳化物异常析出以及使用时发热烧蚀共同作用导致裂纹在渗碳层萌生,之后在交变应力作用下疲劳扩展直至断裂。在JIS G 4053:2016标准基础上,采用低P、低S及添加微量V元素的设计思路,制备了P、S含量仅0.005%、V含量0.12%的SNCM616钢。在原热处理工艺基础上,对热处理工艺进行了改进,即在渗碳后增加正火工序(860 ℃保温2 h,空冷),并在低温回火后增加深冷工序(－140 ℃深冷14 h)。经机加工及改进工艺热处理后,新开发SNCM616钢试制活塞的渗碳层及心部组织晶粒较细,不低于5级,渗碳层无异常碳化物析出,硬度满足用户要求。

“材料热处理创新创业赛”对促进热处理专业人才培养及服务制造强国战略意义重大。详细阐述了指导教师在比赛报名、大区赛和决赛各阶段的具体做法及实际效果。分析表明,教师通过调动产学研积累和专业资源,为本科大学生提供全面专业的指导,是大赛高水平、高质量的重要支撑,对于践行“学以致用”的大赛理念,缩小学用距离,促进学用融合至关重要。同时,教师通过指导参赛,秉持持续学习、向企业学习的态度,可进一步提升指导能力,保持教学的前沿性和先进性。