对USCB齿轮轴承钢进行渗碳与喷丸复合处理,并对其扭转疲劳行为进行了研究,旨在对工艺参数进行优化,并探究其扭转疲劳开裂机制。结果表明,USCB齿轮轴承钢渗碳层组织主要为马氏体和大量呈长条状或椭球状的碳化物;喷丸后,扭转疲劳强度有所提升,且随着喷丸强度的增大,其呈现先升后降的趋势,在喷丸强度为0.2 mmA时扭转疲劳强度最佳。扭转疲劳开裂由大尺寸碳化物团簇的解理开裂引起,裂纹萌生平面与加载轴向成45°,裂纹萌生由正应力主导。据此,将前期提出的渗碳齿轮轴承钢扭转疲劳强度快速预测模型应用于本材料,预测误差在10%左右,准确性优于Murakami模型。

利用Gleeble-3500热模拟机、OM、SEM、EBSD、拉伸试验和硬度测试等手段系统研究了轧后快速冷却工艺(终冷温度)对试验轴承钢热轧和球化退火过程中组织演变及力学性能的影响。结果表明,终冷温度从650 ℃降至570 ℃,珠光体片层间距从109.87 nm减小至68.77 nm,屈服强度和抗拉强度分别从899、1127 MPa提高至1333、1655 MPa。对热轧后试样进行等温球化退火,渗碳体球化率均达85%以上,试验钢的硬度为230~240 HV0.5;随着初始珠光体片层间距增大,球化退火后渗碳体颗粒和铁素体晶粒尺寸逐渐减小,组织的硬度逐渐增大。综合对比热轧和球化退火后的组织和力学性能,终冷温度570 ℃试样的珠光体片层间距最小,球化退火后渗碳体的球化率最高,硬度相对较低,加工性能较好。

对GCr15Si1MoV新型微合金化轴承钢进行Ms以上温度等温淬火处理和回火处理,利用扫描电镜、X射线衍射仪、电化学工作站研究了不同等温淬火工艺对试验钢微观组织与耐蚀性能的影响。结果表明:等温淬火+回火后试验钢微观组织主要为贝氏体、薄膜状残留奥氏体及少量回火马氏体,同时分布着球状未溶碳化物;在200 ℃等温淬火时,在24 h等温后试验钢耐蚀性最佳,随着等温时间的延长,残留奥氏体体积分数降低的同时其稳定性增加,致使试验钢的耐蚀性能随之提高;等温24 h时,随着等温淬火温度升高,试验钢的耐蚀性能呈先上升后降低趋势,未溶碳化物含量增加会降低试验钢的耐蚀性能。

采用SEM、TEM、EBSD和XRD等显微分析技术,研究了冷处理对低碳Cr-Co-Mo-Ni高合金轴承钢组织和性能的影响。结果表明,常规淬火和回火(QT)后组织中含有大量残留奥氏体,体积分数超过35%,主要呈现大小不一的块状分布;淬火、回火间增加冷处理(QCT)可促使大量残留奥氏体发生马氏体转变,形态演变为细小块状,相对较均匀地分布于基体中,体积分数下降约70%;冷处理过程中残留奥氏体发生转变的同时还使基体的位错密度提高,马氏体板条细化,并在回火后保留下来,因而显著提高了强度,但塑韧性有所降低。与QT处理相比,QCT处理使试验钢屈服强度增加约860 MPa(提升约173%),抗拉强度提高约310 MPa(提升约20%)。另外由于QCT处理后基体内仍有一定量均匀分布的残留奥氏体,塑性和韧性仍较为良好。

研究了GCr15轴承钢表面异常极细组织的形成,通过高温金相试验模拟了极细组织在退火时的演变,通过模拟穿水冷却试验得到了抑制轴承钢表面生成极细组织的出水温度,得出了极细组织的消除方式。结果表明,在穿水冷却过程中,由于水流量和水压较大,瞬间表面温度可能会低于轴承钢的Ms点,造成表面形成马氏体,在穿水后返红到600 ℃以上,形成了回火索氏体组织。冷却强度是极细组织形成的主因,且当冷却强度较大时,极细组织极易完全覆盖脱碳层。在800 ℃的加热条件下,极细组织已完全被消除,其大多构成了轴承钢的脱碳层。原先呈针状回火索氏体区域,转变成类似球化珠光体组织和片层状珠光体组织。模拟穿水冷却试验中,轴承钢出水时实测表面温度≥520 ℃时,试样表层的显微组织由珠光体构成;当出水时实测表面温度≤330 ℃时,表面马氏体层已完全掩盖脱碳层。且在相同的冷却条件下,脱碳层的出现易加深试样表面马氏体层的深度。

轴承钢的制备过程涉及浇铸、凝固及固态相变,调控其组织演化,特别是碳化物的析出行为,成为提升滚动接触疲劳性能的关键技术瓶颈。通过数十年的研究,强磁场对钢中相变的影响机制逐渐清晰,表明磁场可作为改善钢组织的有效工具。研究表明,磁场通过影响枝晶生长和形貌,促进熔体流动及固相颗粒迁移,从而提高硬度与耐磨性。此外,磁场在球化退火过程中可促进碳化物的溶解和均匀细化,增加位错扩散驱动力,并在淬火和回火过程中优化马氏体的形成及碳化物析出。然而,碳化物在强磁场中的电子结构响应机制尚不明确,同时实际应用中存在高成本和处理空间有限等挑战。因此,未来强磁场在轴承钢及其他高性能钢材的应用仍需进一步探索以降低成本并扩大材料处理规模。

通过对GCr15轴承钢采用油淬和200 ℃等温盐淬热处理,获得马氏体(M)和不同纳米贝氏体(B_n)含量的复合组织(M/B_n)。采用扫描电镜、洛氏硬度计和冲击试验机对微观组织、硬度和冲击性能进行表征,以研究M/B_n复合组织中纳米贝氏体含量对GCr15轴承钢组织和性能的影响。结果表明,油淬GCr15轴承钢的组织主要由球状颗粒碳化物、回火马氏体和残留奥氏体组成;等温淬火后,轴承钢的组织主要由球状碳化物、回火马氏体、贝氏体、残留奥氏体和二次析出细小碳化物组成。随着纳米贝氏体含量的增加,GCr15钢的硬度逐渐降低。采用860 ℃奥氏体化,盐浴200 ℃保温2 h,再经200 ℃回火后,获得的M/B_n复合组织硬度与845 ℃奥氏体化,油淬后经155 ℃回火获得的马氏体组织的硬度相当。此时,具有M/B_n复合组织钢中纳米贝氏体含量为47%,硬度为61.5 HRC,全马氏体组织钢的硬度为61.1 HRC,M/B_n复合组织钢的冲击吸收能量为9.92 J,全马氏体组织钢的冲击吸收能量为7.67 J,具有M/B_n复合组织钢的冲击吸收能量提高了29.34%,表明在硬度相当的情况下,M/B_n复合组织具有更好的综合力学性能。

采用动态相变仪对GCr15轴承钢进行珠光体的等温和连续冷却相变试验,绘制TTT曲线、测量珠光体片层间距和计算珠光体发生完全转变的临界冷却速度。结果表明,GCr15钢变形奥氏体等温珠光体转变TTT曲线鼻尖温度为625 ℃,在该温度下的孕育期为7 s,珠光体完成转变所需时间为190 s。等温温度越低,GCr15钢中珠光体片层间距越小。利用Thermo-calc软件、采用体扩散机制及相关参数计算所得珠光体片层间距与试验结果符合较好,计算得到等温温度低于680 ℃时,珠光体片层间距小于100 nm。GCr15钢珠光体转变量随着冷却速度的增加而减小。通过Umemoto预测模型计算所得连续冷却过程中珠光体转变体积分数与试验结果符合良好,并推算出珠光体发生完全转变的临界冷却速度为1.68 ℃/s。

利用万能材料试验机、洛氏硬度计和扫描电镜,研究了添加4.6%Mo对耐热轴承钢高温(500 ℃)长时力学性能及组织演变的影响。结果表明:4.6%Mo的加入改善了未添加Mo轴承钢在500 ℃长时回火过程中抗拉强度和硬度下降的趋势,4.6Mo钢经回火处理100 h后,抗拉强度呈上升趋势,屈服强度在回火80 h时开始下降,硬度呈上升趋势;在整个回火过程中,0Mo钢的断面收缩率整体呈先下降后上升趋势,在回火80 h时达到最小值43.60%;4.6Mo钢的断面收缩率在回火0~50 h范围内没有明显变化,之后出现下降,在回火0 h时达到最大值62.16%,在回火80 h时达到最小值51.84%。随着回火时间的延长,0Mo试验钢中Fe₃C相数量减少,尺寸减小,而M₂₃C₆相尺寸变大,由回火10 h的25~42 nm长大至回火100 h的167~333 nm。随着回火时间延长,4.6Mo试验钢中M₂C相尺寸无明显变化,数量增多,M₂₃C₆相数量变化不明显,尺寸有所增大。Mo添加对碳化物的形核和长大机制影响较大,可使试验钢的回火稳定性提高。

对风电齿轮箱用100CrMo7-3轴承钢在不同加热温度(920~1150 ℃)和保温时间(0~600 min)下的奥氏体晶粒长大行为进行了研究;采用金相定量法测量了奥氏体晶粒尺寸。采用Sellars模型,通过反复试探法建立了100CrMo7-3轴承钢的奥氏体晶粒长大模型。基于实际生产条件下工件各位置的奥氏体晶粒尺寸,采用DEFORM有限元软件计算出了工件各位置“0”时刻的奥氏体晶粒尺寸及随保温时间的变化规律。结果表明,1000 ℃以下保温时,奥氏体晶粒长大速率较慢,当加热温度大于1100 ℃时,奥氏体晶粒快速长大;同一加热温度下,保温的前30 min内晶粒长大迅速,30 min以后晶粒长大速率逐渐减慢。通过试验数据拟合出的100CrMo7-3轴承钢奥氏体晶粒长大模型为:D^5.02_t-D^5.02₀=7.77×10³⁶texp-764 980RT。工业条件下由于试样尺寸的影响,现场工件的奥氏体晶粒尺寸比实验室小试样的偏大。在现场生产条件下的加热保温过程中,影响100CrMo7-3轴承钢奥氏体晶粒尺寸的首要因素是加热温度,保温时间的影响不大。

对新型22Cr2Ni3SiMo轴承钢进行渗碳+高温回火+等温淬火处理,研究了不同热处理工艺下其表层组织与性能。结果表明,试验钢渗碳后油淬,然后经650 ℃回火3 h,可获得表层约7.3%(体积分数)的碳化物,符合技术要求。渗碳后未经高温回火而直接奥氏体化并等温淬火后的表层组织为马氏体+贝氏体+残留奥氏体。对于渗碳后经高温回火的试验钢,随着奥氏体化后等温淬火时间的延长,残留奥氏体含量整体呈现下降趋势。渗碳后经高温回火直接油淬试样的残留奥氏体含量相对等温淬火试样较低,其表面硬度达63.4 HRC,而在200 ℃盐浴等温淬火4和8 h后的表面硬度分别为62.5和60.8 HRC,符合风电轴承钢表面硬度大于60 HRC的技术要求。

采用热膨胀法和末端淬火试验方法对比研究了添加0.30%Ni元素与未添加Ni元素的Si-Mn-Cr-B系超高强度弹簧钢在不同冷速下的相转变行为和淬透性,并结合金相法和硬度法获得了其过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线。结果表明,添加少量Ni元素对试验钢的CCT曲线有一定程度的影响,使其在不同冷速下的相变温度均有所降低,并促进了贝氏体和马氏体转变,马氏体开始转变冷速由约0.78 ℃/s降低至约0.48 ℃/s,但对获得全马氏体组织的临界冷却速度影响不明显。在相同冷速下,添加Ni钢的硬度均高于未加Ni钢,其中在冷速0.28~4.40 ℃/s范围内,两者的硬度差异先急剧增大后急剧减小,添加Ni元素对全马氏体组织的硬度几乎没有影响。末端淬透性试验结果表明,添加Ni元素明显地提高了试验钢的淬透性,使淬透性曲线下降趋势更加平缓,获得全马氏体组织的最大钢材规格由30 mm增加至40 mm。

针对4343/AZ31B/4343合金层合板扩散退火过程中产生金属间化合物的问题,以1060/AZ31B/1060合金层合板为对照组,对4343/AZ31B/4343合金层合板界面金属间化合物进行了生长动力学研究。对两种层合板分别进行了200~400 ℃下0.5~3.0 h的扩散退火,通过BSE表征和对镁铝界面进行EDS线扫描获得了不同扩散退火工艺下的金属间化合物层的厚度。对扩散动力学方程进行了推导,基于获得的金属间化合物厚度建立了两种层合板的金属间化合物的生长动力学模型。对比模型和实际结果可知,此模型可以较好地模拟实际扩散退火过程中金属间化合物的生长情况,为层合板的热处理提供了一定的理论依据。另外,在250 ℃×0.5 h的扩散退火试验中,4343/AZ31B/4343合金层合板未出现金属间化合物,而1060/AZ31B/1060合金层合板出现了厚度均匀的金属间化合物层,说明250 ℃时1060/AZ31B/1060合金层合板更容易析出金属间化合物。在更高温度的扩散退火过程中,两种层合板均产生了两种金属间化合物,Al侧的金属间化合物为Al₃Mg₂,Mg侧的为Mg₁₇Al₁₂。

对新开发马氏体不锈钢4Cr13Cu在不同冷速下的过冷奥氏体连续冷却转变行为和等温转变动力学行为进行了研究,采用DIL805A高精度差分热膨胀仪测量4Cr13Cu钢线膨胀行为,利用光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)分析冷却转变产物;根据JMA公式计算4Cr13Cu钢珠光体等温相变激活能和Avrami指数。研究结果表明,4Cr13Cu钢过冷奥氏体连续冷却过程中,当冷速不低于0.1 ℃/s时,转变产物为全马氏体组织;当冷速小于0.1 ℃/s时,转变产物为马氏体和珠光体的混合组织,且随着冷速的降低珠光体组织含量增加。4Cr13Cu钢的珠光体等温转变区间为600~680 ℃,鼻尖转变温度约为635 ℃,不同等温条件下的JMA方程计算值与实测值匹配度较好。珠光体转变激活能约为93.1 kJ/mol,Avrami指数n在1.5~2.5范围内,珠光体形核速率随着等温时间延长而降低。

采用Gleeble-3500热模拟试验机对80QL钢进行变形温度为950 ℃、变形速率为10 s^-1、变形量为40%,冷却速度为0.5~80 ℃/s的连续冷却转变试验。采用膨胀法测得相变点温度并绘制了CCT曲线。利用SEM和EBSD研究了不同冷速下的组织演变行为,并测量了其洛氏硬度。结果表明,80QL钢Ac₁为729 ℃,Ac₃为886 ℃。当冷速在0.5~5 ℃/s区间内,只发生珠光体相变,随着冷速的增大珠光体片层间距由138 nm减小到127 nm,晶粒尺寸由9.15 μm减小到6.64 μm。当冷速在10~20 ℃/s区间内,同时发生珠光体和贝氏体相变,且随着冷速的增大,贝氏体含量增加;当冷速达到30 ℃/s时,发生马氏体相变,且随着冷速的继续增大,马氏体含量逐渐增大;当冷速为80 ℃/s时,则全部为马氏体,硬度达到64 HRC。由EBSD试验结果可知,随冷速增大,晶粒尺寸减小,位错密度增加,这也是导致硬度增大的原因。

采用深冷轧制结合等温退火方式对含铜304不锈钢进行组织纳米化,研究了等温退火过程中组织演变规律及其对力学性能的影响。结果表明,深冷轧试验钢在800 ℃分别保温2、3、4和10 min,制备得到的样品平均晶粒尺寸约为315、552、648和1320 nm。800 ℃保温2 min制备得到的纳米/超细晶组织中存在大量弥散分布的纳米级富铜相;保温时间延长到10 min后,组织中还存在较大尺寸的富铬碳化物。与800 ℃保温10 min获得的微米晶结构相比,保温2 min获得的纳米/超细晶奥氏体结构使试验钢具有较高的强度和良好的塑性,屈服强度和抗拉强度分为828 MPa和980 MPa,断裂总延伸率为33.1%。

采用末端淬火试验(Jominy试验)研究了Al、N含量对22CrMoH齿轮钢淬透性的影响。结果表明,不同Al、N含量对22CrMoH齿轮钢本质晶粒度和末端淬火时的实际晶粒度影响不明显,但自由Al含量对22CrMoH齿轮钢淬透性有明显影响。当自由Al含量≤0.018%时,对试验钢淬透性影响较小;当自由Al含量从0.018%增加至0.020%时,试验钢淬透性急剧提高,J5~J25点硬度值提高幅度达到5 HRC以上;随着自由Al含量进一步提高,试验钢淬透性稍有提高。因此,为获得窄淬透性带宽的22CrMoH齿轮钢,可通过调整Al、N含量使自由Al含量≤0.018%或≥0.020%。

一种低Re二代镍基单晶高温合金经标准热处理(1275 ℃×2 h+1290 ℃×2 h+1310 ℃×10 h+1315 ℃×8 h,空冷+1100 ℃×4 h 空冷+870 ℃×20 h空冷)后,在1050 ℃保温50、100、200、500、1000 h长期时效处理,利用场发射扫描电镜分析合金长期时效过程中的组织演化,并在1038 ℃/172 MPa条件下对不同状态合金进行持久性能测试,分析长期时效对该合金持久性能的影响规律。结果表明:标准热处理后,合金具有规则立方状的γ′相;在1050 ℃长期时效过程中,γ′相尺寸逐渐增大,γ′相不断合并和连接,500 h时效后γ′相开始出现形筏现象,1000 h时效后未析出TCP有害相。200 h时效后合金的持久寿命大于标准热处理态合金,500、1000 h长期时效合金的持久寿命逐渐降低,这是由于标准热处理态和长期时效态合金持久变形过程中均形成了界面位错网,时效200 h后界面位错网密度升高,时效1000 h后界面位错网密度降低。

系统介绍了Fe-Mn-Al-C钢的种类以及合金元素的作用机制,综述了不同热处理工艺对Fe-Mn-Al-C钢显微结构和力学性能的影响。并结合Nb合金化在钢中的作用研究现状,提出通过添加Nb元素,促进Fe-Mn-Al-C钢中第二相NbC析出,使晶粒细化,来改善Fe-Mn-Al-C钢性能的Nb合金化应用展望。

通过光学显微镜、扫描电镜和电感耦合等离子体高分辨双聚焦磁质谱仪研究了20CrMn齿轮钢的带状组织,分析了齿轮钢的端淬硬度波动和带状组织的关系。结果表明,齿轮钢中出现的带状组织使其端淬硬度出现条带状异常波动,同时出现硬度测量值偏高或者偏低的现象。带状组织的条带宽度标准差可以反应组织不均匀程度,并通过数据整理和拟合发现,带状组织中条带宽度标准差与测量的硬度波动呈多项式关系。

利用热等静压制备了耐磨耐蚀的粉末不锈钢D41A,通过金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射、硬度计等测试了原始粉末颗粒及D41A粉末钢固溶不同时间下的显微组织和性能,分析了固溶时间对微观结构和性能的影响。结果表明,原始粉末内部在基体上出现层片状的富Cr碳化物和粒状富V碳化物颗粒;经1160 ℃固溶处理后,随固溶时间延长,富Cr碳化物先逐渐球化,当时间延长至4 h及以上,富Cr碳化物颗粒再次发生连结现象,最大尺寸超过10 μm;而富V碳化物的平均尺寸一直稳定在0.5~1.0 μm;D41A粉末不锈钢硬度和冲击吸收能量随固溶时间延长均呈现先上升后下降的趋势,固溶处理2 h后,硬度和冲击吸收能量均达到最高,分别为60.8 HRC和27 J,该时间下D41A钢的碳化物尺寸、硬度和冲击性能匹配达到最优。

采用04Cr13Ni5Mo钢转轮锻件实际生产冲脱料,分别在表面和中心取样,对其进行不同工艺(一次正火(960 ℃)+一次回火(590 ℃)、二次正火(990 ℃+960 ℃)+一次回火(590 ℃)、二次正火(990 ℃+960 ℃)+二次回火(550 ℃+590 ℃))的热处理,并对热处理前后的夹杂物、晶粒度进行对比分析,确定最佳热处理工艺,最后进行实际生产验证。结果表明,04Cr13Ni5Mo钢锻件经3种工艺热处理后,较热处理前组织晶粒度和夹杂物并未有明显变化,晶粒度仍为4.0~4.5级。增加热处理回火次数可使04Cr13Ni5Mo钢锻件马氏体板条束宽度明显细化,组织变得更为均匀。实际生产中,04Cr13Ni5Mo钢锻件产品经二次正火(990 ℃+960 ℃)+二次回火(550 ℃+590 ℃)热处理后,晶粒度为3.5级,0 ℃冲击吸收能量KV₂=235.1 J,是标准下限值(120 J)的195.9%,远超设计要求。夹杂物为D类,级别为1.0级,符合GB/T 10561—2023标准要求;拉伸性能基本符合技术要求。

研究了17%Cr铁素体不锈钢经连轧和可逆轧制冷轧后的微观组织和织构的演化规律,并对相应退火板的表面起皱进行了对比分析。利用电子背散射衍射技术(EBSD)表征了冷轧板和退火板的微观组织及织构。使用万能试验机对退火板进行20%的拉伸变形,并利用激光共聚焦显微镜表征了拉伸后样品的表面起皱轮廓。结果表明,连轧和可逆轧制后,冷轧板织构均由强α纤维和弱γ纤维组成。退火后,可逆轧制退火板具有强度更高的γ纤维再结晶织构。可逆轧制的冷轧板具有更大程度的晶粒变形,经退火后,组织取向分布和尺寸分布更加均匀。对比两种轧制工艺退火板的表面起皱轮廓可知,可逆轧制退火板相比连轧粗糙度降低了33%,最大起皱高度降低了45%,这表明经历可逆轧制可使铁素体不锈钢板材具有更优的抗起皱性能。

通过对原粗晶粒钢在α+γ两相区温度780 ℃保温3 min进行亚温淬火获得铁素体/马氏体双相起始组织,制备得到了双峰特征的低碳微/纳级别超细晶钢,研究了退火温度(400~650 ℃)对双峰型超细晶钢组织-性能的影响。结果表明,通过引入铁素体相形成铁素体/马氏体起始组织可制备得到双峰型超细晶钢,其抗拉强度为773.47~1159.30 MPa,断裂总延伸率为13.27%~21.09%,相比原始粗晶态钢性能得到极大改善。双峰型微/纳级别超细晶钢最佳退火温度为600 ℃,抗拉强度为891.33 MPa,断裂总延伸率为19.23%,强塑积为17.14 GPa·%,相比原始粗晶态钢强度提升近一倍,断裂总延伸率牺牲较小,强塑积改善明显。另外,随着退火温度升高,双峰分布向大尺寸区域移动,且大尺寸晶粒所处的波峰明显上移,双峰型微/纳级别超细晶钢强度逐渐下降,断裂总延伸率逐渐增大。小尺寸(<1 μm)和大尺寸(>1 μm)铁素体晶粒的体积分数会影响微/纳超细晶钢的强塑性组合。此外,变形铁素体优先发生静态再结晶,这是因为变形铁素体的再结晶动力学大于淬火马氏体,而且,渗碳体颗粒从马氏体中析出阻碍了变形马氏体发生静态再结晶。

采用维氏硬度计、电液伺服力学测试系统、X射线衍射仪、扫描电镜等手段分析了不同时效温度(280、320、360 ℃)和时效时间(1~300 min)对C17200合金微观组织和性能的影响。结果表明:时效温度越高,晶界处不连续脱溶胞的析出速度越快,向晶内呈弓形长大的速度也越快;固溶态合金内退火孪晶界占比61%,由于不连续脱溶胞对晶内结构的破坏,时效温度越高,孪晶界占比下降越多;时效态合金存在2.5%~6.1%的小角度晶界,相较固溶态中的1.1%有较大提升;力学性能测试表明,C17200合金较优的时效制度为320 ℃时效180 min,能得到最高的抗拉强度1206 MPa。

将挤压态WE43稀土镁合金在525 ℃固溶4~12 h。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、压缩试验以及电化学测试研究了固溶时间对WE43镁合金组织、力学性能和耐蚀性能的影响。结果表明,固溶处理后,合金中第二相基本溶入镁合金基体,仅残留部分具有高温稳定性的Mg-RE相沿晶界断续分布。与挤压态相比,固溶处理后合金抗压强度和屈服强度提高,但硬度值下降。固溶时间为8 h时,合金的力学性能和耐蚀性能达到最优。

设计了深冷与油浴时效复合热处理和传统固溶时效处理工艺,使用扫描电镜和透射电镜进行微观组织观察,对比分析了两种工艺下试样组织演变对力学性能的影响。标准拉伸试验结果表明,与经过传统固溶时效处理相比,在固溶和时效之间进行深冷处理,试样的抗拉强度和伸长率分别提高了3.86%和18.61%。因此,在固溶和时效之间引入深冷处理能够显著改善铝合金的力学性能。

利用扫描电镜、透射电镜和洛氏硬度计,研究了回火温度和时间对不同淬火基体组织的SDP1Cu钢组织和力学性能的影响。结果表明,在回火过程中,随着回火温度从350 ℃升高到600 ℃,马氏体淬火组织钢的硬度从42.50 HRC(350 ℃×1 h)下降到32.00 HRC(600 ℃×1 h),回火温度超过550 ℃,随着回火时间的延长,硬度急剧下降;回火温度从350 ℃升高到600 ℃,贝氏体淬火组织钢的硬度先上升后下降,在475 ℃回火2 h时达到硬度峰值39.50 HRC;回火温度选择500 ℃,回火2~20 h可以使两种淬火组织的硬度差值降低到±0.5 HRC,获得良好的硬度均匀性。马氏体组织钢以回火软化为主,主要变化为板条回复、碳化物析出;贝氏体组织钢的组织演化以析出强化为主,主要发生M/A岛的分解、M₂₃C₆型碳化物的析出和富铜相的析出。

通过20 ℃电阻率测试、拉伸试验及光学显微镜和扫描电镜观察,研究了Al-1.09Fe-0.174Cu合金导线的组织与性能及其在退火过程中Fe元素的析出行为与基体的回复再结晶。结果表明,拉拔单线中Fe元素除了以分散的富铁相存在外,还以过饱和固溶体的形式存在。在280~380 ℃退火6 h后Fe固溶量仍有0.030%。在280、320、380 ℃退火60 min后,Al-Fe-Cu合金的抗拉强度分别为141、134和129 MPa,电阻率分别为28.874、28.590和28.568 nΩ·m。在280~380 ℃退火过程中,富铁相的析出与基体回复再结晶交织在一起,导线的再结晶组织为晶内分布富铁相的扁长晶粒。

对齿轮用32Cr3MoVE钢进行560 ℃不同渗氮时间(90、120、150 min)下的QPQ处理,并对其物相组成、渗层形貌、显微硬度、耐磨性能和耐蚀性能进行了测试。结果表明,不同渗氮时间QPQ处理后,渗层由Fe₂N、Fe₃N及Fe₃O₄相组成,其中90、120 min渗氮试样主相为Fe₃N相,150 min渗氮试样主相为Fe₂N相。随渗氮时间延长,化合物层厚度增加。渗氮时间120 min QPQ处理试样的硬度最高(932.4 HV0.1),耐磨性最好,干摩擦下磨损量仅2.2 mg,且耐蚀性最好,电流密度最低,极化曲线出现钝化区,推测其在腐蚀过程中形成包含金属氧化物的钝化膜,延缓了腐蚀速率。

采用低压真空渗碳工艺对航空齿轮渗碳钢16CrNi4MoA进行渗碳处理,随后进行两次高温回火、淬火、冷处理及低温回火,重点分析渗碳热处理后试样的显微组织、碳化物形貌及硬度梯度分布。通过调控向真空渗碳炉内通入乙炔的时间和氮气保护扩散时间两个关键参数,实现了16CrNi4MoA钢渗碳层组织的精确调控。结果表明,在920 ℃渗碳时,乙炔通入时间设为1355 s、氮气保护扩散时间设为24 800 s时,试样表层形成了均匀的粒状和细小条状碳化物,渗碳层质量较佳;经后续热处理后,获得的渗碳层厚度可达1.08 mm,渗层表面硬度可达62.5 HRC,心部硬度为44.0 HRC,符合16CrNi4MoA钢航空齿轮技术要求,渗层表面到心部硬度梯度呈现平缓的特征。

研究了不同焊后热处理制度(580 ℃×2 h、450 ℃×8 h、450 ℃×4 h、450 ℃×2 h、250 ℃×2 h)下Q690D钢对接接头的力学性能和显微组织。结果表明,焊后热处理对接头强度的影响不大,但对其冲击性能的影响较大。当热处理温度高于Q690D钢的回火温度(480 ℃)时,焊缝、热影响区冲击性能下降明显,表现为准解理断裂;当热处理温度低于回火温度时,保温2 h后,焊缝、热影响区冲击性能有较大提升,表现为韧性断裂。当热处理温度低于回火温度30 ℃时,保温时长对热影响区冲击性能的影响较小,但过长的保温时间(8 h)会使焊缝冲击性能大幅下降,故保温时长不宜超过4 h。焊态接头热影响区存在硬化区和软化区,热处理后,硬化消除但软化略有加重。经过焊后热处理的焊缝组织主要为针状铁素体+粒状贝氏体,随着热处理温度的升高或保温时间的延长,晶界处析出明显碳化物,且针状铁素体平均针宽增大。

采用光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)、能谱分析(EDS)、万能试验机、摆锤冲击试验机及洛氏硬度计等多种检测手段,系统探讨了影响AerMet100超高强度钢热处理性能的关键因素。结果表明,在大直径变截面棒材进行正式热处理之前添加正火工艺步骤,可以有效细化锻件组织晶粒,从而确保最终热处理质量更加稳定可靠。此外,对于大直径AerMet100钢锻件棒材圆截面上随炉试样的取样位置,虽然对热处理后材料的抗拉强度、屈服强度、伸长率和断面收缩率等力学性能的影响较小,但对冲击性能的测量值有显著影响。按照推荐的热处理制度进行小试样的热处理试验表明,延长淬火和回火保温时间对试样的拉伸性能影响不大。

对新设计的Fe-9Mn-2Al-0.3C中锰钢进行不同参数的淬火配分处理,研究了加热温度(640~860 ℃)、淬火介质温度(60~140 ℃)和淬火时间(10~300 s)对中锰钢组织和性能的影响,并与淬火回火(QT)工艺处理试验钢的组织性能进行对比分析。结果表明:试验钢采取完全奥氏体化Q&P工艺处理,可获得板条状马氏体和块状残留奥氏体的两相组织,且860 ℃×300 s保温+60 ℃×300 s淬火+350 ℃×180 s配分处理后,可获得最佳强塑性,抗拉强度为1408.3 MPa,断后伸长率为15.2%,强塑积可达21.4 GPa·%。淬火介质温度对试验钢组织形貌、晶粒尺寸影响较小,主要影响残留奥氏体的含量。淬火时间对试验钢的组织结构基本没有影响,但更长的保温时间有利于碳元素的扩散,使残留奥氏体富碳而稳定,进而提高试验钢的塑性。通过对比Q&P工艺与QT工艺,发现Q&P工艺在淬火与配分阶段,碳元素能够更有效地扩散到奥氏体中,使残留奥氏体更加稳定。Q&P工艺处理后的试验钢残留奥氏体含量更高,具有更好的塑性。

采用高功率脉冲磁控溅射(HiPIMS)技术,在硬质合金YG8基体表面沉积TiAlSiN过渡层,并在0~-300 V的偏压下制备了类金刚石(DLC)薄膜。利用Raman光谱、XPS、SEM表征薄膜的组织结构与微观形貌,采用纳米压痕、划痕法、摩擦磨损试验研究薄膜的力学性能。结果表明,随着负偏压的增加,DLC薄膜的I_D/I_G值先减小后增大,G峰半高宽先增大后减小,-200 V制备的薄膜I_D/I_G值最小、G峰半高宽最大,sp³键含量最高,达到58.0%。不同偏压下DLC薄膜的截面形貌均无明显柱状结构,特别是偏压为-200 V与-300 V时,薄膜呈现致密的类玻璃态结构。不同偏压下薄膜的硬度(H)、相对弹性模量(E^*)、H/E^*、H³/E^*2与sp³含量变化趋势基本一致,偏压为-200 V时,薄膜的综合力学性能最佳,硬度与相对弹性模量分别为23.91 GPa与260.45 GPa,H/E^*与H³/E^*2分别为0.0918与0.2016 GPa。不同偏压下DLC薄膜的划痕形貌表明,-100 V与-200 V制备的DLC薄膜表现出优异的结合强度,临界载荷L_c2≥80 N。摩擦试验表明,DLC薄膜具有优异的摩擦学性能。特别是-200 V下沉积的DLC薄膜具有最低的平均摩擦因数与最低的磨损率,分别为0.09与5.75×10^-16 m³/(N·m)。

结合U20Mn2SiCrNiMo贝氏体钢轨的实际生产工艺和静态CCT曲线,在实验室设计了系列快冷+等温转变热模拟试验,利用Formastor-F型全自动相变仪、金相显微镜、扫描电镜对钢在475~280 ℃等温冷却过程中的相变规律及组织演化进行研究。结果表明,U20Mn2SiCrNiMo钢过冷奥氏体在475、450、400 ℃等温时较为稳定,只发生少量的贝氏体相变或者不发生相变,425 ℃、375 ℃等温时生成了一定量的粒状贝氏体,而在350、325、300 ℃等温时,过冷奥氏体生成了大量细小、均匀的板条贝氏体,当等温温度降低至280 ℃,过冷奥氏体几乎不发生贝氏体相变。因此,U20Mn2SiCrNiMo贝氏体钢热处理过程中应避免在375 ℃以上温度停留,从而避免形成粗大组织。试验钢最佳的贝氏体转变温度范围为350~300 ℃,可获得细小均匀的贝氏体+马氏体组织。

利用扫描电镜、背散射衍射显微镜、X射线衍射仪及拉伸试验机,研究了回火温度对高强度级别管线钢的微观结构及拉伸性能的影响。结果表明,随着回火温度升高,试验钢的微观组织由尺寸较小的粒状和针状贝氏体,向尺寸较大的多边形铁素体演变,α峰半高宽明显降低,位错密度降低。未回火、600 ℃和650 ℃回火后试验钢的小角度取向差占比比700 ℃回火的试验钢高。与未回火试验钢相比,回火后试验钢的强度发生断崖式降低,断裂总延伸率和均匀延伸率则呈现快速增加趋势。试验钢的强塑性由位错强化和细晶强化共同影响。

为开发能替代进口SK4钢冷轧板材,采用工业化罩式炉研究了(680~720) ℃×(16~20) h热轧酸洗卷球化退火与(660~700) ℃×(16~20) h冷轧卷再结晶退火工艺对钢卷显微组织和力学性能的影响。结果表明,SK4钢热轧酸洗卷经球化退火后,片层状碳化物显著球化,当球化退火温度或保温时间达到最大值时,球化组织中出现成簇的针状碳化物;退火后钢卷的屈服强度为365~515 MPa,抗拉强度为578~647 MPa,伸长率为17.2%~24.1%,硬度为170~197 HV5;随球化退火温度升高或退火时间延长,钢卷的强度和硬度明显降低,塑性明显改善,利于后续的冷轧加工。球化退火的最佳工艺为680 ℃×20 h及700 ℃×16~20 h。再结晶退火仍有球化效果,随再结晶退火温度或保温时间的升高或延长,碳化物几乎全部球化,球化颗粒粗化;再结晶退火后屈服强度为399~464 MPa,抗拉强度为522~598 MPa,伸长率为17.9%~25.3%,硬度为158~176 HV5;强度和硬度随着再结晶退火温度的升高先降低再小幅升高,伸长率反之;最佳再结晶退火工艺为(680~700) ℃×(16~20) h。

针对V、Nb微合金化高速列车铸钢制动盘进行了不同淬火冷速的调质处理,并结合过冷奥氏体连续冷却转变曲线,对比分析了显微组织与力学性能的差异及机理。结果表明,采用较慢冷速的淬火介质时,组织中将出现较大占比贝氏体组织,其与基体回火索氏体组织性能差异较大,导致了脆性的产生;而在较高冷速的淬火介质下,制动盘将全部得到回火索氏体组织。使用最大冷速140~165 ℃/s,300 ℃时冷速40~60 ℃/s的冷却介质进行淬火时,试验V、Nb微合金化高速列车铸钢制动盘可获得最佳的综合力学性能。

利用光学显微镜、扫描电镜、光谱仪、拉伸试验机和冲击试验机,研究了不同固溶温度对Fe-Mn-Al-C轻质奥氏体钢微观组织、力学性能和断口形貌的影响。结果表明,试验钢的密度为6.92 g·cm^-3,相较纯铁密度降低约11.95%。在固溶温度1000 ℃保温1 h处理后展现出最佳的力学性能组合,其强塑积为37.80 GPa·%,屈服强度为586 MPa,抗拉强度为864 MPa,伸长率为43.7%,-20 ℃冲击吸收能量为110.3 J。在900~1050 ℃之间,随着固溶温度的升高,晶间的κ^*-碳化物逐渐溶解,而奥氏体晶粒内部仍存在大量可阻碍位错运动的细小颗粒状κ′-碳化物,晶粒尺寸也逐渐增大。但当固溶温度超过1000 ℃时,晶粒异常长大现象导致材料力学性能显著劣化。随着固溶温度的升高,冲击断口韧窝密度显著增加,且尺寸和深度呈明显增长趋势,同时撕裂棱也明显变高,这一微观特征与宏观力学性能的提升具有良好的匹配性。

利用扫描电镜、万能材料试验机等研究了时效温度对Ti-4Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb钛合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,不同时效温度下Ti-4Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb钛合金的显微组织差异不大,均呈现典型的钛合金三叉晶界组织,组织由α相和β相组成,析出α相的形貌主要以长片层状为主,并纵横交错成网状结构,能有效阻碍位错的滑移,提高合金的力学性能。随着时效温度的降低,合金的抗拉强度呈现升高趋势,在520 ℃时效后,抗拉强度最高,为1368 MPa;相反地,伸长率、断面收缩率以及断裂韧度逐渐降低。拉伸断裂特征表现为沿晶脆性断裂和韧性断裂的混合断裂机制。在530 ℃时效处理后,Ti-4Al-5Mo-5V-6Cr-1Nb钛合金的强度-塑性-断裂韧度匹配良好,抗拉强度为1311 MPa、屈服强度为1250 MPa、伸长率为4.9%、断面收缩率为8.7%、断裂韧度为64.84 MPa·m^1/2。

探究了放电等离子烧结(Spark plasma sintering,SPS)处理对选区激光熔化(Selective laser melting,SLM)成形NiTiCu合金裂纹愈合及其性能的影响。结果表明,SPS处理使NiTiCu合金组织发生重结晶,原先细长的晶粒转变为尺寸较小的等轴晶,并且高温和压力促进组织中Ti元素的扩散,裂纹处被NiTi₂等金属间化合物填充。SPS处理后合金的硬度提升较大,这主要归因于晶粒细化和NiTi₂相的生成,但保温时间过久则会导致组织中的NiTi氧化物粗化,对性能产生不利影响。SPS处理能明显愈合NiTiCu合金的裂纹缺陷,细化晶粒尺寸,同时生成的NiTi₂相也能提升合金的耐腐蚀性能。

采用真空电弧熔炼制备铸态(CrCoNi)₉₆Cu₄中熵合金,在室温下进行总变形量为67%的轧制变形,随后分别在700、800、900 ℃进行30 min退火处理。结果表明,短时间退火后,合金相组成为单相FCC结构,与轧制态相比无新相产生。轧制态中熵合金的抗拉强度为1637 MPa,断裂总延伸率不足7%。经退火处理后,合金塑性得到显著改善,这是由于退火后组织发生回复和再结晶,且微观结构中形成了退火孪晶与分散位错(列)导致。在800~900 ℃退火温度下,合金抗拉强度为846~1032 MPa,断裂总延伸率为19%~43%,获得较好的强塑性匹配。

采用OM、SEM、拉伸试验及硬度测试,分析了高铝含量低密度钢经固溶处理及模拟产线连续退火处理后的组织和力学性能。研究了固溶和时效温度对试验钢组织和性能的影响规律。结果表明,随着固溶温度的升高,试验钢组织中的碳化物数量减少,当固溶温度达到1050 ℃时,碳化物全部溶入基体且晶粒尺寸显著增大,试验钢强度大幅度下降。固溶温度950 ℃时,大部分碳化物已溶入基体,且晶粒尺寸还未显著增大,表现出较为优异的综合性能。模拟产线连续退火处理后,组织均为铁素体基体和析出的碳化物,随时效温度升高,碳化物数量逐渐增多。不同时效温度下强度相差不大,但时效温度达到350 ℃后,晶粒长大,断后伸长率显著提升。

针对传统显微组织定量分析中人工效率低、易受主观因素的影响和现有自动分类识别类别较少等问题,提出了一种基于Res2net50多尺度特征融合的显微组织分类方法。首先,针对显微组织图像多倍率的问题提出自适应多尺度注意力增强模块,加强不同倍率的图像之间的相关性;其次,为加强纹理特征的提取在网络的最后一层的残差结构中引入TripletAttention模块,从而增强对细节的关注度;最后,采用多尺度动态调节特征融合模块进行多尺度特征融合,使网络捕获更多有效特征。试验结果表明,本研究提出的方法能够准确地对单相、双相、三相、四相等总计20类显微组织进行分类,准确率可达95.53%。相较于原始Res2net50模型准确率提高5.28%,F1-Score提高6.86%,且三相组织和四相组织召回率均有明显提升,有效验证了该方法对复杂多相结构的强判别能力。

为探明18Cr2Ni4WA钢弧齿锥齿轮在渗碳淬火处理过程中,渗碳温度、渗碳时间、淬火温度等参数对齿轮畸变及硬度的影响规律,使用Deform软件模拟齿轮渗碳淬火过程,基于响应曲面法研究不同工艺参数组合的交互作用对畸变量及齿面硬度的影响,对建立的目标响应曲面模型进行显著性检验,通过响应曲面优化获得最优工艺参数组合,并设置了对照组通过模拟验证了其准确性。

利用ABAQUS软件对TC2钛合金薄板焊接接头的残余应力分布及焊后热处理过程中的应力松弛进行了模拟。首先基于TC2钛合金薄板焊接温度场模拟结果,计算获得其焊后残余应力分布,并通过残余应力实测值验证了模拟的合理性。其次通过试验标定TC2钛合金的蠕变模型参数,以评估蠕变效应对焊后热处理过程中残余应力松弛的影响。结果表明,焊接过程中焊缝区域温度迅速升高至2679 ℃,形成准稳态温度场,残余应力在焊缝附近达到峰值,并随距离增加迅速衰减,Mises应力峰值高达847 MPa。焊后热处理时蠕变效应显著降低残余应力,并改善了应力分布均匀性。随着保温时间延长,高应力区蠕变变形持续,使残余应力进一步松弛,但蠕变速率递减使应力松弛趋于稳定。在试验温度350 ℃下保温1~2 h残余应力松弛率高达40%,随后变化趋缓。因此,延长保温时间对残余应力的松弛效果有限,工程应用中应结合材料特性及经济成本合理控制保温时间。

针对大尺寸42CrMo钢轴类件心部冷却缓慢,即使水淬也难以达到所需力学性能的问题,在42CrMo钢基础上优化了成分,定制了试验合金结构钢,并利用有限元软件模拟了实物的淬火温度场和应力场。通过水-空交替控时淬火冷却工艺,成功实现了直径ø610 mm、长度8800 mm的试验合金结构钢轴类件的淬火处理。结果表明,经表面实际测温和模拟温度对比验证,二者基本一致。距表面90 mm深处的抗拉强度、屈服强度和冲击性能均满足技术要求,整体淬火效果得到了有效保证。

以H₂和CH₄作为气源,采用热丝CVD法制备了金刚石涂层;利用扫描电镜、X射线衍射、Raman光谱仪检测涂层的形貌结构、成分,考察碳源浓度对涂层质量的影响,并对比研究不同碳源浓度下金刚石薄膜的摩擦学性能。结果表明,在H₂/CH₄体系制备金刚石膜的试验中,提高碳源浓度可调控金刚石晶粒从微米向纳米转变。硼的掺杂会导致金刚石特征拉曼峰因Fano效应而呈不对称形状,且随着碳源浓度升高,金刚石薄膜中非金刚石碳含量增加,金刚石碳含量减少。往复摩擦试验结果显示,所有金刚石薄膜的摩擦因数均有明显降低,说明在YG3/YG6硬质合金基体表面沉积金刚石薄膜能够显著提高其在摩擦学领域的服役性能。

采用动力学和热力学计算,研究了热轧基板在镀锌过程中铁铝抑制层的形成机制,并分析了入锌锅基板温度和基板表面粗糙度对抑制层形成的影响。结果表明,热基镀锌板铁铝抑制层的主要成分是Fe₂Al₅。Fe₂Al₅抑制层形成的过程为钢板表面的Fe原子溶解于锌液中、Fe-Al相的形核和形核后Fe-Al相胚核长大形成完整抑制层。影响Fe₂Al₅抑制层的主要工艺参数为基板温度和基板单位面积的Fe原子数量,而Fe原子数量受基板表面粗糙度的影响。基板温度越高,Fe₂Al₅的初始形核率越高,Fe₂Al₅抑制层的形成越快且完整,镀层厚度也随之增加。基板表面粗糙度越小,单位面积的Fe原子数量越少,导致Fe₂Al₅抑制层越平直均匀,镀层厚度波动变小,镀层表面质量越好。

为提高循环流化床锅炉水冷壁的耐磨防爆性能,在20G钢上采用超音速火焰喷涂技术制备了Cr₃C₂-NiCr涂层,利用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪、显微硬度计和冲蚀磨损试验机研究了喷涂距离(140、200、260和320 mm)对Cr₃C₂-NiCr涂层粒子结合状态及耐冲蚀性能的影响。结果表明,喷涂距离为200~260 mm时,NiCr相对Cr₃C₂颗粒的粘接作用更理想,Cr₃C₂颗粒的抗剥落能力更强。超音速火焰喷涂制备的涂层的物相与粉末相比没有明显变化,以Cr₃C₂为主导,粘接相为NiCr。随着喷涂距离从140 mm增加至320 mm,孔隙率先降低后升高,硬度的变化趋势则相反。喷涂距离为260 mm时,孔隙率最低,为3.61%。在Cr₃C₂硬质颗粒粘附强度、孔隙率与NiCr相分布均匀性的协同作用下,喷涂距离为260 mm涂层的硬度最高,约为840 HV0.3。在90°高速颗粒的撞击下,260 mm喷涂距离涂层具有最小的冲蚀磨损量3.7 mg,对比基体减少62.24%。冲蚀试验后,基体表面出现了大量因垂直分力造成的“唇片”状形貌,而涂层中形成的“唇片”形貌则较为浅且数量较少。喷涂距离为260 mm的涂层表现出最佳的综合性能。