采用真空熔炼法制备出了AlCoCrFeMnZr近共晶高熵合金,通过XRD、SEM、显微硬度计和摩擦磨损试验机测试了AlCoCrFeMnZr合金的晶体结构、组织形貌、硬度以及耐磨性能。结果表明,AlCoCrFeMnZr合金的物相结构为BCC和HCP双相结构,组织由初生相和细密的片状共晶组织组成。初生相由富Cr、Fe、Zr的HCP相组成,以树枝晶方式生长,片状共晶组织中枝晶区域(α相)主要分布Co、Cr、Fe,晶间(β相)主要分布Al和Zr,符合高熵合金组织及元素分布规律。磨损方式由粘着磨损和磨粒磨损转变为氧化磨损,摩擦因数出现先增加后减少的趋势,平均摩擦因数为0.5432,显微硬度为768.8 HV0.5,具有优良的硬度和耐磨性。

采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)、透射电镜(TEM)和材料表面综合测试仪研究了Er对Al-Zn-Mg合金微观组织和力学性能的影响,并研究其在不同载荷下的摩擦磨损行为。结果表明,添加Er后合金伸长率提高约30%,晶粒尺寸明显细化,平均晶粒尺寸减小约68%。合金在摩擦过程中经历了摩擦副磨合和稳定磨损两个阶段,随着载荷的增大,摩擦因数曲线波动增大。O在摩擦层大量富集,证明了氧化磨损机制的存在。加载载荷为30 N时为磨粒磨损、疲劳磨损以及粘着磨损混合作用机制;加载载荷为70 N时磨粒磨损加剧并伴随疲劳磨损,且添加Er可以降低合金表面的剥落趋势,从而减少磨损。

为预防及减缓微动损伤对核反应堆蒸汽发生器传热管的危害,深入研究了晶粒尺寸对Inconel 690合金微动磨损行为的影响。采用微动磨损试验方法对Inconel 690合金的微动磨损特性展开研究,并利用光学显微镜(OM)、维氏硬度计、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)和激光共焦扫描显微镜(LSCM)等对不同固溶温度下材料的微观组织结构、硬度和磨痕特征进行观察和分析。结果表明,随着固溶温度的升高,Inconel 690合金晶粒尺寸增大,硬度降低;在完全滑移区,摩擦因数随晶粒度和硬度的变化很小,其值均约为0.48;当Inconel 690合金平均晶粒尺寸为112 μm,且SS304与Inconel 690合金硬度比为260∶176.4时,Inconel 690合金磨损体积最少;不同晶粒度和硬度下Inconel 690合金的微动磨损机制主要为剥层磨损、磨粒磨损和粘着磨损。

采用真空电弧熔炼的方法制备了Cr_xMoNbTiZr系高熵合金(x=0, 0.5, 1, 1.5)。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)、显微硬度计以及电化学工作站研究了Cr含量对该高熵合金结构、组织、硬度和耐蚀性能的影响。结果表明,Cr的添加使合金由单相BCC结构转变为富Zr相与富Mo-Nb相的双相BCC结构,随着Cr含量增加,在富Zr相中还有富Cr的Laves相析出;Cr_1.5MoNbTiZr合金具有最高硬度765.53 HV,这是由于第二相析出强化、固溶强化与高熵合金晶格畸变的共同作用;Cr的加入增加了Cr_xMoNbTiZr系高熵合金在质量分数为3.5%NaCl溶液中发生腐蚀倾向,但降低了该系高熵合金的腐蚀速率,同时发现Cr的添加存在一个临界值来保证合金的抗点蚀能力,超过这个临界值合金就会更容易发生点蚀现象。

为明确热处理对选区激光熔化(SLM)钴铬合金成形件组织、性能的影响,利用OM、SEM、XRD、EBSD、EPMA、力学性能和电化学测试研究了激光功率为290 W、扫描速度为950 mm/s下SLM成形的钴铬合金在1150 ℃保温6 h的热处理前后的微观组织和性能变化。结果表明,钴铬合金成形件经过热处理后,典型熔池形貌消失,可在晶界和晶内观察到明显析出的碳化物,晶粒由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶,耐腐蚀性能降低,硬度变化较小,而伸长率提高约30%。通过热处理可以获得均匀的微观组织,提高γ相的体积分数,提升成形件的塑性,但会降低成形件电化学腐蚀性能。

对含Nb与不含Nb的Cr-Ni-Mo-V系高强钢进行880 ℃×1 h淬火+300 ℃×3 h回火处理,并采用SEM、EBSD、TEM和物理化学相分析等技术分别对其微观组织和析出相进行观察分析。结果表明,添加了0.035%Nb的试验钢组织得到细化, 马氏体板条块尺寸从3.1 μm下降至2.9 μm,且Nb的添加使得MC型析出相的含量增加,析出相尺寸分布得到优化,尺寸在18~200 nm的析出相含量明显增加。由于析出相含量的增加,固溶C含量有所下降,加之含Nb试验钢中的原始C含量稍低,导致含Nb钢的强度稍有下降,但仍达到2000 MPa水平。而马氏体组织的细化及析出相尺寸分布的优化使含Nb试验钢韧性明显提升,室温和-40 ℃低温冲击吸收能量(KU₂)均提高至44 J。

测定了0.31%Ti和0.55%Ti两种高Ti低合金马氏体耐磨钢的力学性能及耐磨性,并使用扫描电镜、夹杂物自动扫描系统对其显微组织进行了分析,进而讨论了高Ti钢中Ti含量对组织和性能的影响。结果表明,与含Ti量0.31%时相比,含Ti量达到0.55%时,基体中有更多的TiC颗粒析出,降低了基体的C当量,导致淬火后钢的抗拉强度明显较低,但更多TiC的析出也产生更为明显的析出强化效果,使得两种钢的屈服强度和硬度较为接近。另一方面,含Ti量较高时钢中微米级的TiC颗粒相应增加,显著提高了钢的耐磨性能。

采用“调Si、降Nb、加Ti”的合金设计理念,结合优化的控轧控冷工艺,开发出一种新型汽车大梁用610 MPa级Ti-Nb-Si系低碳微合金钢。结果表明,当Si、Nb和Ti的质量分数分别为0.04%、0.03%和0.06%时,试验钢在热轧后水冷(15~20 ℃/s)至卷取温度时的显微组织为铁素体+珠光体,且在铁素体基体内分布着高密度的纳米析出相,综合力学性能较好,屈服强度为539 MPa, 抗拉强度为633 MPa,伸长率为20.5%,扩孔率为66.4%,各项力学性能和扩孔性能均满足汽车大梁用610L钢的性能要求。

研究了3种碳含量(0.22C、0.34C、0.45C)的贝氏体钢在960 ℃奥氏体化+Ms点以上10～50 ℃等温淬火工艺下碳含量对贝氏体组织转变和力学性能的影响。结果表明,3种试验钢经过等温淬火处理后均获得由贝氏体铁素体和残留奥氏体相间分布组成的无碳化物贝氏体组织;随着碳含量的降低,贝氏体相变时间显著缩短,贝氏体铁素体板条变厚,硬度和抗拉强度呈下降趋势,但冲击性能显著提高,这主要是与低碳钢贝氏体转变温度更高,贝氏体铁素体板条粗大但高碳含量的大块状残留奥氏体减少有关。

采用激光熔化沉积技术对2195铝锂合金进行制备,通过单道以及搭接试验分析激光熔化沉积2195铝锂合金的最佳工艺参数,并利用光学显微镜(OM)等表征方法对其微观组织进行系统研究。结果表明,最佳沉积工艺参数为扫描功率1400 W,扫描速度480 mm/min,扫描间距1.6 mm。利用最佳工艺参数进行5层堆叠块体打印所得激光熔化沉积2195铝锂合金的微观组织中会出现沿晶界分布的析出相TB(Al₇Cu₄Li)相;激光熔化沉积2195铝锂合金经450 ℃固溶2 h后,合金中的第二相发生回溶;155 ℃时效32 h 水冷后,合金中的不稳定过饱和固溶体Al₇Cu₄Li相会析出稳定的第二相,形成稳定时效态组织,硬度比固溶处理试样明显增加。

以18CrNiMo7-6齿轮钢为研究用基础钢,在传统真空脱气冶炼方式基础上,采用Nb微合金化和电渣重熔冶炼相结合获得一种对比试验钢,通过旋转弯曲疲劳试验表征了两种试验钢的疲劳性能,并利用显微组织、硬度分布、疲劳断口表征以及夹杂物分析等手段,探究了两种试验齿轮钢疲劳性能的影响因素。结果表明,采用电渣重熔方法冶炼并Nb微合金化的试验钢的疲劳极限较基础钢提高90 MPa,且相同载荷下寿命显著提高,渗碳层晶粒度由基础钢的7.5级细化至9级,而残留奥氏体含量的增加导致其表面硬度降低。通过Aspex夹杂物表征发现试验钢中夹杂物数量较基础钢大幅度降低,且硬质氧化物夹杂较少,与断口表征结果相一致。综合分析可知,晶粒细化和非金属夹杂物水平下降是提升试验钢疲劳性能的主要因素。

对超级奥氏体不锈钢654SMO在900 ℃进行不同时间的时效处理,通过扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)观察了析出相的显微形貌,使用能谱分析和选区电子衍射分析了析出相的成分和结构,并结合JMA方程对析出相的析出动力学进行了研究。结果表明,超级奥氏体不锈钢654SMO中的析出相主要是σ相和Cr₂N相。时效10 min~1 h时,钢中析出相主要是σ相,σ相的析出位置依次是晶界、非共格孪晶界、共格孪晶界和晶内。时效1~12 h过程中,σ相开始在晶内形成针状相,随着时效时间的延长,析出相的数量越来越多,并在晶内相互交错,交织成网状。在时效24、48 h后,由于σ相富含Cr,以及σ相与奥氏体相晶界结构差异大,Cr₂N相以条状或不规则的块状依附在σ相上形核生长。超级奥氏体不锈钢654SMO中析出相的析出动力学方程为X=1－exp(－0.0487t^0.729)。

利用Gleeble 1500D、SEM、TEM、ICP等研究手段,分析了含稀土取向硅钢在1200 ℃铁素体区热轧变形30%、保温不同时间后水冷的再结晶及抑制剂析出行为。结果表明,含稀土取向硅钢高温铁素体区热轧后仅发生动态回复,未发生动态再结晶,析出相的数量没有明显增加;热轧后保温20 s左右开始发生静态再结晶,抑制剂析出相开始析出并且长大,再结晶发生率越高,析出相体积分数增长越快。变形结束后析出相中Cu₂S和MnS数量相差不多,再结晶发生率为64%时,MnS增长约7.4%,Cu₂S增长约19.34%。析出相大多于晶内析出,随保温时间延长部分抑制剂逐渐在晶界处形核并长大。

对Super304H奥氏体不锈钢在550～800 ℃进行高温氧化试验,结合氧化动力学规律去研究Super304H奥氏体不锈钢的氧化机理。结果表明,Super304H奥氏体不锈钢在550～800 ℃氧化质量增加曲线遵循抛物线规律,在750～800 ℃时60 h以内氧化质量增加趋势最明显,100 h后质量增加高达0.005 mg·mm^-2。在550～750 ℃逐渐生成致密的氧化膜,主要由Cr₂O₃和Fe_3-xCr_xNiO₄混合氧化物和少量CuCrMnO₄构成。升高温度会促进Cr的选择性氧化,使得Cr₂O₃保护膜开裂,800 ℃时暴露出的Fe基体与氧原子反应生成瘤状Fe₃O₄,氧化膜厚重并伴有剥落现象。应变速率为3.2×10^-4 s^-1时,不锈钢的抗拉强度随氧化温度升高而降低,600 ℃ 的抗拉强度最大,达350 MPa;700～750 ℃时伸长率最好,可达28%。

使用电子万能试验机和分离式霍普金森杆装置(SHPB)研究了HST2425钛合金在温度为293~673 K、应变速率为0.0001~6500 s^-1下的准静态和动态力学性能。结果表明,HST2425钛合金的最大应力和最大应变均随应变速率的增大而增加,但是应变速率超过3500 s^-1后最大应力的增加程度降低,在应变速率超过5500 s^-1后最大应变的增加程度也降低。随变形温度的升高,流变应力显著降低,并且温度和应变速率在动态压缩过程中具有交互作用。根据试验结果建立了HST2425钛合金的原始Johnson-Cook(J-C) 模型及其修正模型,且修正模型与试验值的相关性比原始模型更好,表明修正模型在预测HST2425钛合金动态冲击变形行为方面具有更高的准确性和适用性。

采用XRD、扫描电镜、EBSD、拉伸性能测试等手段研究了Cr13Ni4Mo钢逆转变奥氏体的形成规律、形成机制与力学性能。结果表明,Cr13Ni4Mo钢经550~730 ℃一次回火后并没有逆转变奥氏体产生;经630 ℃一次回火+530~630 ℃二次回火时,随二次回火温度的升高,逆转变奥氏体含量呈先增加后减少的趋势,其抗拉强度、伸长率和强塑积也相应地先增加后减少。当二次回火温度为590 ℃时,逆转变奥氏体的含量达到峰值,综合力学性能最佳。二次回火温度为550 ℃时,逆转变奥氏体主要以切变机制在马氏体板条内部形成,随着二次回火温度升高,逆转变奥氏体逐渐以扩散机制形成为主。

介绍了铸造镍基高温合金K439B的典型显微组织、800 ℃长期时效组织稳定性和主要性能,并与K4169和CM939合金进行了比较。结果表明,K439B合金的拉伸性能和承温能力达到CM939合金水平,800 ℃抗氧化性能和涂盐热腐蚀性能优于K4169合金,800 ℃燃气热腐蚀性能与K4169合金相当,具有较低的焊接热裂纹敏感性,综合性能优良,已经在燃烧室机匣、预旋喷嘴、喷嘴环导向器等先进航空发动机和燃气轮机热端部件上获得应用。

对经过预变形和短时固溶处理得到的不同晶粒度Super304H管材进行750 ℃×129 h高温时效处理,以模拟Super304H钢管长时服役过程的奥氏体晶粒长大。采用OM、EBSD、TEM等测试手段表征了奥氏体晶粒晶界特征,探讨了时效过程中奥氏体晶粒长大机制;通过室温及高温拉伸测试研究了时效后不同奥氏体晶粒尺寸对Super304H钢力学性能的影响。结果表明,经预变形和短时固溶后,Super304H耐热钢管试样主要织构为<111>//RD(Rolling direction),时效过程中该取向的奥氏体晶粒以吞噬其他高畸变晶粒为代价进一步生长;经高温时效后,Super304H钢管试样室温、高温拉伸性能随着晶粒尺寸的增大均呈下降趋势,伸长率随晶粒尺寸增大下降明显。伸长率可作为服役态Super304H耐热钢管金属监督的重点指标。

借助于传统的末端淬火试验方法研究了添加Mo、Mo+B和Mo+Ni对改善中碳Cr-Mn-Si钢淬透性的有效性。结果表明,中碳Cr-Mn-Si钢及分别添加Mo、Mo+B和Mo+Ni时形成粒状贝氏体相变倾向较大,端淬试样空冷端即形成粒状贝氏体,因此端淬曲线上无法得到符合SAE J406标准的理想临界直径(D_I)等淬透性定量信息。然而,端淬曲线的硬度与微观组织对应关系证明添加Mo、Mo+B和Mo+Ni均可降低粒状贝氏体相变倾向,增大马氏体形成能力,从而改善淬透性。虽然添加Mo+B时抑制粒状贝氏体相变、改善淬透性的效果明显,但易受钢中的冶炼残留Al和N的影响,而添加Mo+Ni复合改善淬透性的作用更具优势,且不受钢中的冶炼残留Al和N的影响,因此添加Mo+Ni成为改善中碳Cr-Mn-Si钢淬透性优选的合金化方向。

采用热模拟试验法研究了变形温度(340~500 ℃)和应变速率(0.01~25 s^-1)对均匀化态Mg-6Gd-1.2Y-0.53Zr合金动态再结晶(DRX)临界应变及体积分数的影响,通过构建热加工图优化了其热加工工艺参数范围。结果表明,在0.01~1 s^-1的低应变速率下,该合金的动态再结晶(DRX)临界应变量随变形温度的升高而升高,而在10~25 s^-1高应变速率下,DRX临界应变量随变形温度的升高而略微下降。应变速率及变形温度的升高都使DRX体积分数增大,在500 ℃、25 s^-1条件下,合金的动态再结晶体积分数最高,达90.0%。根据构建的热加工图,当变形量在30%~80%之间时,较佳的热加工工艺区间为400~500 ℃、0.01~1 s^-1以及420~500 ℃、10~25 s^-1。在10~25 s^-1应变速率下,当变形量为10%~80%时,合金最适宜的变形温度为460~500 ℃。

通过析出相粗化模型、Zener晶粒长大模型和试验验证,分析NbC析出相对17Cr2Ni2MoVNb钢在高温下晶粒尺寸的钉扎影响。模型与试验结果表明,NbC的粗化与回溶会降低对晶粒长大的钉扎作用。当等温温度低于1000 ℃时,NbC析出相对奥氏体晶粒的长大可以起到有效抑制,随着等温温度的升高,NbC析出相对奥氏体长大的抑制作用越来越弱。

利用膨胀法结合金相-显微硬度法,在Glebble-3500热模拟试验机对Q355D热轧H型钢的连续冷却转变规律进行研究,并绘制了静态连续冷却转变曲线(CCT曲线)。结果表明,从CCT曲线可以看出,在冷速小于1 ℃/s时,组织是铁素体和珠光体,冷速在1~10 ℃/s时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体,冷速在20~50 ℃/s时,组织为针状铁素体+贝氏体+马氏体;随着冷却速率的增大,Q355D热轧H型钢的硬度增大,硬度由171 HV0.2增大至301 HV0.2。依据CCT曲线来制定不同轧制试验方案,当总压下量为75％、应变速率0.3 s^-1、变形温度1150 ℃时,试验钢铁素体晶粒尺寸为8.13 μm,-20 ℃冲击吸收能量为146 J,性能最优。

采用Formastor-FⅡ型膨胀仪测量55NiCrMoV7钢不同速度连续冷却时的膨胀曲线,利用膨胀法与金相—硬度法,确定相变温度点,并绘制出钢的CCT曲线,采用扫描电镜(SEM)、光学显微镜(OM)、洛氏硬度计、拉伸试验机和冲击试验机研究回火温度对55NiCrMoV7钢显微组织和力学性能的影响。结果表明,在520~600 ℃回火时,随着回火温度的升高,强硬度逐渐降低,塑韧性逐渐提高,回火温度在560~580 ℃时,由淬火产生的应力基本消除,马氏体分解、残留奥氏体转变基本完成。此时抗拉强度达到1300 MPa 左右,断后伸长率达到14.5%,冲击吸收能量达到30 J以上,综合力学性能最佳。

为解决现有国产高速犁入土部件存在强韧性不足的问题,研究了正火-淬火-回火(N-Q-T)工艺对28MnB5钢微观组织与力学性能的影响机制,并与现有淬火-回火(Q-T)工艺生产的高速犁入土部件进行了对比。结果表明,N-Q-T态和Q-T态28MnB5钢的组织均以板条马氏体为主,N-Q-T态的马氏体板条平均宽度(0.9 μm)显著低于Q-T态(1.5 μm),且N-Q-T态的强度和韧性均显著高于Q-T态。基于Hall-Petch关系进一步分析可知,板条马氏体细化是导致N-Q-T态28MnB5钢强度提升的主要原因。同时,N-Q-T态28MnB5钢的板条马氏体细化也导致其大角度晶界占比(34.9%)显著高于Q-T态(25.1%),有助于产生更多的残留奥氏体来抑制裂纹的扩展,从而间接地提高韧性。

采用光学显微镜、扫描电镜、室温拉伸和硬度试验等研究了T91钢管在680 ℃时效不同时间(0、240、480、720、1200、1680和2160 h)后的显微组织和力学性能。结果表明,T91钢管在680 ℃时效前后的显微组织均为回火马氏体,随着时效时间的增加,显微组织的晶界越来越明显,晶粒逐渐变粗。随着时效时间的增加,T91钢的硬度缓慢降低,强度(下屈服和抗拉强度)出现先降低、再升高、后又降低、最后呈缓慢降低趋势,塑性(伸长率)出现先增加、后降低、最后缓慢降低的过程,拉伸断口由微孔聚集型断裂转变为准解理断裂。

通过扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和室温拉伸等技术对DP1180钢的微观结构和力学性能进行了表征。结果表明,冷轧退火后钢的微观组织主要由铁素体(F)、马氏体(M)和少量贝氏体组成。在230 ℃过时效处理时,马氏体主要呈板条状,铁素体呈多边形,粒状贝氏体含量较少。随着过时效温度的升高,板条状马氏体含量减少,粒状贝氏体增加,碳化物明显增加。随过时效温度的不断上升,抗拉强度降低,伸长率增加。过时效温度为270 ℃时,抗拉强度为1255.0 MPa,伸长率为11.39%,强塑积为14.29 GPa·%,综合力学性能最佳。DP1180钢的合理的过时效温度区间为230~306.8 ℃。

研究了控轧控冷的冷却速度对Ti-Mo-Nb微合金高强钢组织与性能的影响。结果表明,随着冷却速度的降低,试验钢中铁素体逐渐等轴化,铁素体的体积分数、晶粒尺寸逐渐增加。冷却速度的降低可显著细化析出相尺寸并增加其体积分数,析出方式由弥散析出向相间析出转变。铁素体通过析出强化实现提升材料强度的同时,成形性能得到改善。当冷却速度为28 ℃/s时,试验钢获得了优异的综合力学性能,抗拉强度为853 MPa,屈服强度为750 MPa,伸长率为18.6%,扩孔率为68.5%。组织细化与析出强化是试验钢的主要强化机制,当冷却速度为28 ℃/s时,细晶强化和析出强化强度增量分别为206 MPa和328 MPa。

通过SEM、TEM和XRD分析,结合拉伸试验、断裂韧度试验和硬度测试,研究了淬火温度对新型齿轮钢组织及力学性能的影响。结果表明,经850~1050 ℃淬火+深冷+回火,试验钢的抗拉强度、屈服强度和洛氏硬度均随着淬火温度的升高先升高后逐渐降低,在900 ℃时分别达到峰值,此时抗拉强度为1483 MPa,断裂韧度则在淬火温度为1000 ℃时达到最高,为62.4 MPa·m^1/2。淬火温度低于1000 ℃时,试验钢的晶界及马氏体板条上存在富Mo型M₆C碳化物,碳化物随淬火温度的升高逐渐溶解,在1000 ℃时未再观察到未溶相。试验钢的原始奥氏体晶粒尺寸随淬火温度的升高先缓慢增大,当温度超过1000 ℃时,原始奥氏体晶粒及组织快速粗化,断裂韧度和断面收缩率也出现大幅度降低。

以30CrMnSiA钢作为对比,研究了典型成分G50超高强度钢在Ac₁附近加热和冷却的相变过程,及退火硬度和退火制度的关系。结果表明,针对现行成分控制要求的G50钢,在稍低于膨胀法测定的Ac₁温度退火时形成的奥氏体,冷却后形成未回火马氏体导致硬度上升,原680 ℃退火温度已不适用,出现退火时间越长硬度越高的现象。多炉号试验验证表明,660 ℃×6 h退火虽有部分奥氏体形成,但原始正火马氏体相软化程度更大,能有效降低G50钢锻件硬度,具有普遍适用性。

对建筑结构用超厚规格热轧H型钢进行了920 ℃正火处理,利用光学显微镜和扫描电镜对热轧态和正火态型钢的显微组织进行观察,对比分析了抗层状撕裂性能(Z向性能)差异及其与显微组织的对应关系。结果表明,热轧态型钢在正火处理后获得细铁素体+超细珠光体组织,组织均匀性得到显著提升,晶粒细化明显。两种试验钢Z向性能均达到Z35要求,与热轧态相比,正火态型钢的抗拉强度升高约12 MPa,断面收缩率提高约13%。正火处理后的基体组织细化及夹杂物球化等对H型钢Z向力学性能的提高较大。

研究了860~940 ℃淬火与200~600 ℃回火对42CrMo钢显微组织的影响,并用金相截线法对奥氏体晶粒尺寸进行测量,建立了42CrMo钢奥氏体晶粒生长动力学方程。结果表明,随着淬火温度和保温时间的增加,42CrMo钢中残留碳化物数量明显减少,碳化物由片状逐渐变为颗粒状。随着淬火温度的升高,板条马氏体组织变得越来越均匀细小。随着回火温度的升高,钢的显微组织向回火屈氏体、回火索氏体转变,当回火温度为600 ℃时,得到的回火索氏体组织更均匀密集。基于Beck模型的42CrMo钢奥氏体晶粒生长规律的拟合结果,得出奥氏体晶粒长大激活能为2.62×10³ J·mol^-1。

采用中试试验平台完成高磁感取向硅钢27QG090实验室常化退火工艺过程,利用光学显微镜、X射线衍射仪、透射电镜和能谱仪分析常化退火处理后试样的显微组织和宏观织构。结果表明,高磁感取向硅钢27QG090常化退火后的显微组织为铁素体,宏观织构主要是以α织构、α^*织构、铜型织构为主,兼有微弱的高斯织构,常化退火后的析出物主要是AlN,其平均尺寸约为40 nm。综合分析得出最优的常化退火工艺为1120 ℃×3 min+920 ℃×3 min,100 ℃水淬。

在铁基非晶纳米晶合金,普通氮气热处理最佳退火温度的基础上,将热等静压工艺引入到非晶带材磁芯的退火工艺中,探究热等静压工艺对Fe基非晶纳米晶合金软磁性能的影响。用X射线衍射仪、精密磁性元件测试仪和软磁交流设备测量了铁基非晶带材的晶体结构、磁芯的电感L和磁损耗P_s等。结果表明,在频率100 kHz和工作磁感应强度B_m＝0.1 T时,普通氮气保护退火样品的矫顽力和磁损耗为2.04 A/m、10.10 W/kg,而热等静压样品则为1.33 A/m、6.58 W/kg,分别降低了53.4%、34.9%;普通氮气保护退火样品的有效磁导率和品质因数为11 579、0.46,而热等静压则为15 980、0.70,分别增加了38.0%、52.2%。

采用780 ℃亚温淬火和不同温度回火,探究回火温度对40CrMoVNbTi钢组织和力学性能的影响。对淬火不同温度回火40CrMoVNbTi钢的力学性能变化及显微组织和冲击断口断貌进行观察和分析。结果表明,780 ℃亚温淬火,随回火温度的提高,40CrMoVNbTi钢的强度下降,塑性呈上升趋势,300 ℃回火冲击吸收能量值最低,出现回火脆性。200 ℃回火组织为回火马氏体和残留奥氏体,其抗拉强度为2150 MPa,KV₂为23.8 J;550~600 ℃回火组织为回火索氏体,韧性较好,其抗拉强度为1190~1070 MPa,KV₂为94~123 J,满足AISI 4140钢的力学性能要求,具有较高的冲击性能。

改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢采用传统“余热退火+正火+等温球化退火”工艺球化处理后,组织未达到技术要求,对其传统球化处理工艺做了改进,并对改进工艺处理试样的组织、硬度进行检测。结果表明,试验钢余热退火+正火+等温球化退火后,再经1010 ℃保温0.5 h炉冷至不同温度(820、790和760 ℃)保温1 h空冷处理后,显微组织均呈板条马氏体形态,基体上均匀弥散分布有碳化物颗粒,但硬度均高于400 HBW,未达到硬度小于240 HBW球化组织的要求。而经1010 ℃保温0.5 h空冷至室温,再820、790和760 ℃保温1 h回火空冷处理后,组织均为等轴铁素体上均匀分布着质点状碳化物,硬度分别为321、235和245 HBW,其中790 ℃回火效果最好,球化组织级别达到GB3,硬度小于240 HBW。因此,采用余热退火+正火+高温回火(790 ℃)代替余热退火+正火+等温球化退火可实现改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢的锻后球化处理。

为防止或缓解钨氧化,用双辉等离子体表面冶金技术在纯钨基材表面制备了W-Cr-Y自钝化合金层。采用扫描电镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)对合金层的组织和相结构进行了分析,并在模拟发生核聚变发电站冷却失效事故时的高温大气环境下对合金层的抗氧化性能进行了研究。结果表明,制备温度为800、900、1000和1100 ℃时,均成功地在纯钨表面形成了由W(Cr, Y)固溶体构成的厚度超过20 μm的W-Cr-Y合金层。制备温度为1000 ℃时合金层厚度达到了35 μm,表面光滑致密,合金层与纯钨基体呈现良好、无缺陷的冶金结合。制备温度较低(800 ℃和900 ℃)时,合金层在1000 ℃氧化10 h后的表面未形成连续的自钝化合金层,抗氧化性能较差。制备温度较高(1000 ℃和1100 ℃)时,合金层在氧化后形成了致密平整的氧化层,且制备温度为1000 ℃时合金层氧化后的质量增加最小,抗氧化效果最优。

利用真空熔覆技术在45钢表面制备了Ni-WB₂复合熔覆层,利用SEM、EDS、XRD等分析其组织特征,利用销盘式摩擦试验机对其摩擦磨损性能进行了测试与分析。结果表明,Ni-WB₂复合熔覆层组织致密并与基体呈牢固的冶金熔合,熔覆层具有特殊的分层结构,分为网状结构层、过渡结构层和扩散熔合层,网状复合区又分为网状Ⅰ区和网状Ⅱ区。扩散区主要由铁基固溶体和镍基固溶体构成,过渡区的主要组成相为γ-Ni及Cr的碳化物,网状复合区的主要组成相有镍基合金、铬碳化物、WB₂、镍硅共晶以及WB₂与镍基合金中的元素形成的复杂硼化物和碳化物。当WB₂含量低于20%时,随着WB₂在复合熔覆层中含量的增加,其磨损率及摩擦因数均逐渐降低,当WB₂含量为15%时,Ni-WB₂复合熔覆层的磨损率及摩擦因数与基体相比,分别降低了48.94%与14.62%。网状分布的硬质相在摩擦过程中起到支撑载荷的作用,摩擦磨损过程中形成了WO_x氧化物,均有利于降低复合熔覆层的摩擦磨损。

采用高速激光熔覆技术在Mg-Gd-Y-Zr镁合金表面制备Al-Si涂层。通过光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)以及电化学分析测试、摩擦磨损测试对熔覆层的微观组织及性能进行表征,研究了基体与Al-Si涂层的冶金机理以及耐磨耐蚀能力。结果表明,熔覆层组织包括树枝状α-Mg固溶体、不规则块状Mg₂Si、α-Mg+Al₁₂Mg₁₇共晶以及花瓣状组织Al₃Mg₂。由于细晶强化和第二相强化等原因,Al-Si涂层的硬度达到160 HV0.1。此外,与镁合金基体相比,Al-Si涂层的耐腐蚀性能显著提高,自腐蚀电位相比基体提高约200 mV,自腐蚀电流密度降低2个数量级,抗磨损效果提高30.7%,因此Al-Si涂层有望成为稀土镁合金更有前景的耐磨耐蚀防护涂层。

等离子喷焊过程中熔池温度波动大,目前主要存在依赖人工干预、自动化程度低等问题,喷焊层质量受到很大影响。因此,喷焊过程熔池温度的实时控制是等离子喷焊技术发展的必然选择。为研究喷焊过程熔池温度变化对喷焊层组织性能的影响,开发实时监控技术打下基础,采用在线监测的方法,对喷焊过程熔池温度进行实时测量,分析了喷焊过程熔池温度对喷焊层宏观形貌、组织成分和显微硬度的影响。结果表明,等离子喷焊过程熔池温度控制在1400 ℃左右,喷焊层具有较好的组织与性能。喷焊过程熔池温度较低时,容易引起近熔合区形成氧化物夹杂;喷焊过程熔池温度过高时,容易造成喷焊层稀释率的增加。喷焊电流110 A时,前段喷焊层的显微硬度为(670±26) HV0.1,明显高于中段喷焊层的显微硬度(550±20) HV0.1;当喷焊电流为70、110和150 A 时,喷焊层显微硬度呈由高到低的趋势。

为改善不锈钢表面熔覆质量,探究能量密度对不锈钢表面激光熔覆镍基合金涂层质量的影响,利用Visual-Environment数值模拟软件,基于高斯体热源模型,通过改变激光功率获得不同的能量密度输入,对304不锈钢表面激光熔覆Ni35合金涂层的过程进行了数值模拟分析,并采用相应能量密度对应的激光功率进行试验验证。模拟结果表明,激光功率为900 W,扫描速度为6 mm/s,光斑半径为1 mm时,对应的激光能量密度为75 J/mm²,所得温度分布云图峰值温度2459.55 ℃,在较合理的温度范围内(2400~2600 ℃)。试验验证结果显示,该工艺参数下熔覆层宏观形貌较好且微观组织致密,基体与涂层间形成了良好的冶金结合。

为修复PVC挤出机失效模具,采用低压冷喷涂技术在2Cr13钢表面制备Cu-Al₂O₃涂层。通过模拟涂层粒子的成形过程,发现越靠近基体的涂层内能越高,结合效果越好。同时为保证修复模具的耐磨、耐蚀性能,对涂层进行打磨抛光,对比不同厚度涂层的性能。用扫描电镜(SEM)观察涂层形貌,用浸泡法与盐雾腐蚀试验分析涂层的耐蚀性能,用静态压痕法测试涂层硬度,用摩擦磨损试验机测试涂层耐磨性能。结果显示:涂层质地均匀,孔隙率随着与结合面距离的提升而增大;涂层的耐HCl腐蚀性优于基体2Cr13钢,盐雾试验中涂层发生明显腐蚀,有AlCl₃与CuO产物生成;涂层位置越靠近结合处,其硬度越高、加工硬化效应越明显,与硬质合金摩擦时的磨损量越小,耐磨性逐步提高。当打磨后的涂层厚度为1 mm时,涂层的耐磨性最好,可以有效修复挤出机模具。

采用离子渗硫和液体渗硫技术分别在W6Mo5Cr4V2钢表面制备渗硫层,采用摩擦磨损试验、磨损表面形貌测量和EDS分析了两种渗硫层的摩擦磨损性能、磨痕形貌、磨损程度和渗层S含量的变化,并通过运转考核试验,从外观、尺寸检测和微观磨损形貌综合对比了离子渗硫件和液体渗硫件的稳定性和可靠性。结果表明,离子渗硫层的摩擦因数、寿命、磨痕最大深度、磨损面积和渗层中S含量等均等同或优于液体渗硫层。运转考核试验结果表明,离子渗硫和液体渗硫均可满足工件使用需要。

某DT4E电磁纯铁零件真空退火后存在矫顽力超出设计要求的问题。针对此问题,对DT4E电磁纯铁进行了860~1150 ℃×4 h真空退火处理,研究了退火温度、磁性能测试试环尺寸以及原材料中杂质成分对其磁性能的影响。结果表明,随着退火温度的升高,磁感应强度B₂₅₀₀的变化呈“M”型,矫顽力H_c呈“V”型变化,最大磁导率μ_m与矫顽力H_c的变化趋势相反。最佳的真空退火温度为900 ℃,此时磁感应强度B₂₅₀₀为1.63 T,矫顽力H_c为25.19 A/m,最大磁导率μ_m为23.64 mH/m,满足设计要求,且磁环试件的规格尺寸对DT4E电磁纯铁磁性能的测量结果没有明显影响。原材料中杂质元素的含量对磁性能影响较大,当C含量较高时,磁导率下降,矫顽力升高,容易导致磁性能不合格。

某汽车稳定杆在耐久试验过程中短里程就发生断裂失效,使用直读光谱仪、硬度计、光学显微镜和扫描电镜等设备对失效件进行理化检测、金相检验和断口分析,同时结合稳定杆加工过程对断裂原因进行了分析。结果表明,失效稳定杆的断口微观形貌主要呈沿晶状,扩展区域有疲劳辉纹,最后断裂处呈韧窝状。这主要是由于稳定杆加工过程中经过酸洗处理引入了氢,导致稳定杆先发生了延迟开裂,然后在耐久试验中产生疲劳裂纹并扩展,直至最终断裂。

42CrMo钢六角头螺栓在热镀锌工艺完成后的磁粉探伤时发现部分螺栓的圆角处存在裂纹。采用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪等对螺栓进行了断口、显微组织和成分分析。结果表明,开裂螺栓经破断后的断口符合氢脆断口特征,断口附近氢元素的质量分数偏高,达4×10^-6。裂纹形貌特征和氢脆裂纹特征吻合,裂纹两侧组织为正常的调质组织且裂纹内还发现有锌液残余,可以排除裂纹是由于组织异常或在淬火时产生的。因此,可以推断42CrMo钢六角头螺栓开裂类型为氢致开裂,氢致开裂发生在热镀锌过程中。

由于超高强马氏体钢零件安全服役期发生开裂,因而对失效及非失效的零件、基材进行分析。结果表明,通过恒应变试验中的U型弯梁试验得知失效及非失效的零件的基材都具有良好的抗氢致延迟开裂能力。基材由于生产工艺的差异造成组织结构不同,开裂基材组织为片状马氏体,未开裂基材组织为板条状马氏体。在加工成相同零件时,由于马氏体的组织结构差异,造成加工成形过程中内部协同变形均匀程度不同,开裂件内残留较大应力,且开裂件组织内部形成大量位错塞积后造成应力集中,局部应力率先达到极限,最终引发开裂。

针对薄规格耐磨钢淬火后出现的表面条纹和硬度不均匀问题,通过显微组织观察和硬度检测,结合淬火设备和淬火工艺进行了分析。结果表明,钢板淬火过程中淬火机螺旋辊辊槽和辊环处的水量和冷速不均匀是该问题的主要原因。通过调整淬火温度和淬火机水流量、辊速、辊缝等参数,解决了淬火条纹问题,同时获得了良好的板形。

介绍了347H不锈钢焊后热处理分类,分析了奥氏体不锈钢焊后热处理国内外标准现状。目前国内外标准对347H不锈钢管道焊后热处理的规定不一致,NB/T 10068—2018提出以操作温度和厚度范围作为347H不锈钢焊后热处理实施条件,为制氢装置用347H承压管道是否进行焊后热处理提供了指引,具有一定的参考意义。但该标准部分条款尚不完善,在铁素体测量顺序、铁素体含量合格值和铁素体测量方法方面还存在一定的问题,建议应将焊缝铁素体含量测量调整至焊后热处理前,取消固溶+稳定化热处理后的铁素体数为3 FN的下限值,增加E(R)16.8.2型熔覆金属铁素体含量合格值要求,同时明确铁素体含量检测方法。该标准关于焊后稳定化热处理实施条件的规定尚不完善,建议应结合工程实践经验和国外先进标准,设置焊后热处理豁免条件,对于操作温度≥500 ℃的薄壁和焊接接头拘束度较小工件,豁免其焊后热处理,以维持标准的科学性和先进性。NB/T 10068—2018未充分做好专利信息披露工作,后续应做好专利信息披露,防止出现知识产权劫持标准的状况。