伴随着核材料的深入发展,铀及铀合金作为结构材料和功能材料的性能要求不断提高。材料性能强烈依赖于组织变化,而组织由成分设计和生产工艺进行调控。因此,梳理了近年来国内外关于形变、热处理及合金化对铀及铀合金组织演变影响的研究情况,并对未来铀及铀合金的发展方向进行了展望。

快速加热是高强度钢热处理领域的新一代先进技术,其以高效率和环保低碳等特性备受关注。近年来,感应加热技术作为一种高效、精确和可控的快速加热方法逐渐受到关注,已成为高强度钢快速热处理领域的核心研究方向。本文简要介绍了感应加热技术的发展历程和在快速热处理中的应用现状,着重讨论了快速加热技术在高强钢中的研究发展,深入探讨了影响钢材强度和韧性提升的机制。然而,与传统缓慢加热方法相比,高强度钢的快速加热过程涉及复杂的非平衡热力学行为,快速加热技术在高强度钢研究领域仍然面临诸多科学与工程挑战,如快速加热过程中的再结晶、元素扩散和固态相变等非平衡过程的组织演变及其强韧化机理,成分-工艺-组织-性能关系体系,化学界面工程/化学非均质在快速加热高强钢中的应用,大型钢板感应加热热处理试验系统及工业化试制等。

通过组织观察、化学成分分析、碳氮共渗层深度及硬度测定,对20CrMnTi钢齿轮轴完成精加工后的轴向开裂原因进行分析。结果表明,齿轮轴的渗层组织主要为回火马氏体+少量残留奥氏体+二次碳化物,心部区域则由回火马氏体+铁素体组成,表层洛氏硬度为62.5 HRC,渗层有效硬化层深度约为0.73 mm,其化学成分、热处理工艺正常。齿轮轴的开裂出现在热处理前的锻造加工过程,不当的锻造工艺是出现开裂的主要原因。

采用组织表征、化学成分与EDS分析相结合的方法,系统研究了27SiMn钢液压支架柱头在加工过程中出现裂纹的失效机理。结果表明,柱头裂纹的起源与锻造过程中形成的折叠缺陷相关,裂纹沿分模面呈纵向扩展特征。在后续的淬火和回火处理过程中,该缺陷作为应力集中源,促进了裂纹的萌生。裂纹区域存在明显的S、P、W、Si等元素的偏聚现象,形成的复合夹杂物不仅增加了材料的脆性,还导致了穿晶-沿晶混合断裂模式的出现。此外,现行的淬火-回火工艺未能完全抑制贝氏体的形成,且未能有效消除元素偏析问题。建议通过改进模具设计,降低分模面金属流动阻力,有效抑制折叠缺陷的形成及元素偏析现象;同时,优化热处理工艺参数,在锻造工序后增设正火处理环节,以提升元素分布的均匀性。此外,提高淬火温度和冷却速率可有效遏制贝氏体转变。

柴油机传动花键轴在考核试验过程中发生断裂,通过宏观检验、有限元分析、化学成分分析、显微组织检验和扫描电镜分析等手段,对其断裂原因进行综合分析。结果表明,花键轴显微组织中大量非金属夹杂物破坏了基体的连续性;带状组织导致了力学性能的各向异性;调质后显微组织不良降低了材料的强度和耐疲劳性能,各种缺陷叠加降低了材料的整体抗力,共同导致了花键轴的断裂失效。

某钢厂的热基连续镀锌板在生产过程中经常出现漏镀缺陷,严重影响了产品质量。通过系统的表面检测、微观结构分析和化学成分测试,并结合退火过程中氧化皮还原反应温度的理论计算,探讨了漏镀缺陷成因和机理。结果表明,热基镀锌钢板表面漏镀处存在氧化物,这些氧化物中的O元素在入锌锅前以氧化铁的形式存在于钢板表面。该厂退火炉最高加热温度为540 ℃,低于理论计算还原温度(≥550 ℃),导致氧化物在退火炉中得不到充分还原。热轧基板表面的印痕边缘区域的微裂纹受热轧终轧后氧化皮厚度影响,且对退火炉内的露点非常敏感,通过带入退火炉水分,使局部露点上升,引发氧化。当热轧基板进入锌锅后,其表面的氧化铁会导致镀锌过程中的润湿性降低,从而产生漏镀或镀层孔洞。通过平整(平整压下率为2.5%)降低粗糙度,并控制退火炉露点在-50 ℃以下,显著提升了该厂热基镀锌钢板表面质量,解决了漏镀问题。

通过直读光谱、金相显微镜、扫描电镜、透射电镜以及拉伸试验机等设备研究Zn元素对Al-4.5%Mg-1.0%Mn-0.1%Zr合金组织与性能的影响。结果表明,Al-4.5%Mg-1.0%Mn-0.1%Zr合金引入Zn元素后发生非平衡共晶反应形成Mg₃₂(Al,Zn)₄₉共晶相,一定程度上细化了铸锭晶粒尺寸,细化率接近23%。Al-4.5%Mg-1.0%Zn-1.0%Mn-0.1%Zr合金具有更细小的变形组织,且析出大量沿晶界断续分布的椭圆状和晶内分布的短棒状Mg₃₂(Al,Zn)₄₉弥散相,该相可使板材退火后仍保持较高的拉伸性能以及优异的耐腐蚀性。

通过稀土(Ce、La、Y)变质处理,对钨钼系高速钢中碳化物结构形态进行调控,研究RE变质处理对高速钢组织与性能的影响。结果表明,RE变质处理后,碳化物断网明显,其形状因子K值从0.31增至0.39~0.49,最大增幅58.06%,改善效果顺序依次是Y>La>Ce。高速钢硬度从57.31 HRC增加至61.17~63.31 HRC,冲击吸收能量从4.92 J增至6.59~7.78 J,磨损量从9.43 mg降低至6.13~7.42 mg。La变质处理试样的综合性能最优,硬度为62.48 HRC、冲击吸收能量为6.87 J、磨损量为6.13 mg。

利用正交试验,研究了硼含量(0~0.0047%)及淬火温度对60Si2Mn弹簧扁钢硬度、拉伸性能和疲劳性能的影响,得出了硼含量及淬火温度最优参数。结果表明,硼含量为0.0026%时,按870 ℃淬火+500 ℃回火工艺进行调质后,可获得最优的综合性能,其抗拉强度为1518 MPa,屈服强度为1385 MPa,断后伸长率为6%,断面收缩率为39%,疲劳寿命均值在10.28万次左右,优于未加硼试样。适量硼(0.0026%)的加入可以提高60Si2Mn弹簧扁钢的强度和塑韧性,且断口分析显示,未引入其他缺陷,可为60Si2Mn弹簧扁钢加硼的工业化应用提供理论依据和实践支持。

采用激光熔覆技术在H13钢表面制备Stellite6熔覆层和Y₂O₃/Stellite6复合熔覆层。利用金相显微镜、扫描电镜、维氏显微硬度计以及多功能摩擦磨损试验机等仪器,研究了最佳工艺参数下Stellite6熔覆层和Y₂O₃/Stellite6复合熔覆层的宏观形貌、微观组织、物相组成、显微硬度与耐磨性。结果表明:Y₂O₃的添加不会改变Stellite6熔覆层的组织类型和物相组成,但是可以起到细化熔覆层组织和减小Co、Cr元素偏析的作用;同时Y₂O₃可以降低Stellite6熔覆层的摩擦因数,提高其硬度和耐磨性。

利用真空感应炉制备未添加与添加稀土元素Ce和Y的T91试验钢,系统考察了Ce-Y复合添加对T91钢中夹杂物演变、显微组织及力学性能的影响。结果表明,未添加稀土的T91钢中夹杂物主要是具有棱角的Mg-Al-O系氧化物和由(Nb,V,Ti)(C,N) 碳氮化物包覆Mg-Al-O氧化物构成的复合夹杂物,而加入稀土Ce和Y显著降低了钢液中的氧含量,促使夹杂物转变为球状的稀土氧化物、硫化物和硫氧化物,其尺寸亦得到细化,平均尺寸从未经稀土处理的2.8 μm降低至1.9 μm。此外,稀土的加入还显著细化了晶粒尺寸,平均粒径从18.2 μm降至8.7 μm,增强了细晶强化效果,显著提升了T91耐热钢的强度与塑性。

针对某超大采高支护装备连接头发生的弯曲失效问题,通过宏观形貌观察、化学成分分析、微观组织检验、力学性能测试及断口形貌分析等方法系统研究了失效机理。结果表明连接头失效的主要原因是材料碳含量偏低(低于设计标准)及热处理工艺不当导致的工件硬度不合格。基于此,提出以下改进方案:① 原材料控制:建立进厂材料碳含量快速检测机制,采用直读光谱仪进行100%检测,确保碳含量符合质控指标; ②最佳优化工艺为:采用阶梯式热处理工艺,工件在<300 ℃时装炉,以≤60 ℃/h升温至600 ℃保温60 min,再以≤150 ℃/h升温至920 ℃保温120 min后水淬;淬火后2 h内进行回火处理,在≤280 ℃装炉,以≤130 ℃/h升温至540 ℃保温3.5 h后水冷。工艺改进后,连接头的强度和硬度均匀性显著提高,经工程验证,改进后的产品在服役周期内未再发生弯曲失效现象。

EMS206合金经1160 ℃固溶30 min和750 ℃时效4 h的热处理后置于750 ℃进行50~4000 h长期时效,用金相显微镜观察了组织,用拉伸试验机测试了力学性能,在扫描电镜下观察了断口形貌,用TEM分析了合金中相组成。结果表明,随时效时间的延长,合金晶粒尺寸未发生明显长大,组织中M₂₃C₆相和MX相的含量增加。时效100 h后,晶界处M₂₃C₆相在晶粒内部呈颗粒状析出,时效400 h后,晶内析出物MX相增多,时效1600 h后,颗粒状MX相尺寸逐渐增大,时效2400 h后,基体中逐渐出现σ-FeCr相。随时效时间的增加,EMS206合金的硬度呈下降趋势,由332.2 HV下降至296.4 HV,断后伸长率由22.8%下降至8.8%。

通过金相观察、XRD分析与拉伸试验等手段,对比研究了沉积态、1040 ℃×1 h固溶态、1040 ℃×1 h固溶+(460~640 ℃)×4 h时效态SLM成形15-5PH不锈钢的组织与性能。结果表明,沉积态组织为细小板条马氏体+残留奥氏体+少量铁素体,以细晶强化机理为主,抗拉强度为1150 MPa,屈服强度为996 MPa。固溶态组织为板条马氏体+少量铁素体,相比沉积态,抗拉强度降低13.3%,屈服强度降低8.3%。固溶+460~580 ℃时效态组织为粗大板条马氏体+少量逆转变奥氏体,析出颗粒强化相,以时效强化效应为主,460 ℃时效时具有最高强度,抗拉、屈服强度分别达1462 MPa、1371 MPa;固溶+600~640 ℃时效时,组织转变为回火索氏体,析出相明显减少,处于过时效状态,强度低于固溶态。

为提高5CrMnMo热锻模具钢的热疲劳性能,采用不同时间560 ℃渗氮的QPQ盐浴复合处理技术,研究QPQ盐浴复合处理工艺对5CrMnMo热锻模具钢组织与性能的影响。结果表明,采用QPQ盐浴复合处理技术对5CrMnMo热锻模具钢进行2.5~3.0 h的渗氮可得到一定厚度的有效渗氮层,最大幅度提高热锻模具的热疲劳性能、耐磨性和抗蚀性。

采用金相显微镜、维氏硬度计、X射线衍射仪和链条磨损试验机等研究了冷处理对38CrMoAl钢销轴碳氮共渗组织与性能的影响。结果表明,38CrMoAl钢销轴在原有的碳氮共渗后直接淬火与低温回火工艺之间增加冷处理,能细化表层的针状马氏体组织,并且在马氏体组织上析出较多均匀分布的、细小颗粒状的碳氮化合物,渗层残留奥氏体体积分数由23.5%减少到8.2%。表面硬度的平均值由810.7 HV0.2提高到872.5 HV0.2,心部硬度提高约24 HV0.2,并增加销轴的硬化层深度。链条的磨损伸长率由0.143%降低到0.102%。

以QT600-3A球墨铸铁为基材,基于响应面法的中心复合设计,建立了激光功率、扫描速度与表面硬度、表面粗糙度、硬化层深度之间的数学模型,对其激光表面硬化工艺参数进行了优化。结果表明,在激光功率1440~1510 W,扫描速度2.6~5.4 mm/s范围内,扫描速度对硬化效果的影响较为显著,激光功率的影响相对较小。表面硬度随激光功率的增大和扫描速度的减小而增大;表面粗糙度随激光功率的减小和扫描速度的增大而减小;硬化层深度随激光功率的增大和扫描速度的减小而增大。采用满意度函数法进行多目标优化,以表面硬度最大、表面粗糙度最小及硬化层深度最大为优化目标,得到最优工艺参数组合为激光功率1510 W、扫描速度2.6 mm/s,该工艺参数下表面硬度为58.59 HRC、表面粗糙度为5.897 μm、硬化层深度为1450.74 μm,此时整体的复合合意度为0.8776。

为探究超高强度无取向硅钢产品在发电机运转过程中的时效现象,以供货态(退火态)成品板为对比基准,研究了150 ℃×100 h和225 ℃×24 h两种人工时效工艺对3.52%Si-1.10%Al超高强度无取向硅钢再结晶组织、织构、磁性能及力学性能的影响。结果表明,两种时效工艺下无取向硅钢成品板的显微组织仍然由沿轧制方向伸长的粗大条带状形变组织和不均匀分布的细小再结晶晶粒所组成,与未时效成品板的组织没有明显差别。未时效成品板的织构主要为α纤维织构,其次为少量的γ纤维织构和高斯织构。时效后成品板的织构组分和强度与未时效成品板非常相似,没有发生明显变化。时效使磁性能有所恶化,铁损劣化率不到1%,磁极化强度劣化率不到0.5%,对用户使用基本无影响。时效对试验钢力学性能的影响不大,屈服强度、抗拉强度略有降低,断后伸长率及硬度变化不大。225 ℃×24 h时效试样的力学性能变化幅度略大于150 ℃×100 h时效试样。

采用金相显微镜、扫描电镜及电子万能试验机研究了固溶和时效处理对34Cr24Ni11Mn4Nb2奥氏体气阀钢组织与性能的影响。结果表明,经1040~1190 ℃固溶30 min后,随固溶温度的提高,奥氏体晶粒发生明显长大,1160 ℃固溶30 min后,较多的原始锻态一次未溶相基本固溶到基体中,合金硬度逐渐下降。固溶时效处理后,合金晶内以及晶界处析出较多的二次相,随着时效温度(700~850 ℃)的增高以及时间(1~6 h)的延长,颗粒状的M₂₃C₆相在晶界处逐渐析出,对合金晶界起到良好的钉扎作用,抑制晶粒的再次长大。800 ℃以上较高温度时效时,合金基体中出现层状析出物,导致合金塑性严重下降。合金在时效过程中,硬度整体上表现为先升高后降低的趋势,750 ℃时效4 h后,合金硬度达到最大值324.5 HV,抗拉强度达到了1159.4 MPa,屈强比较锻态降低了19.1%,断裂总延伸率达到了29.52%。

通过光学显微镜、扫描电镜、维氏硬度计、冲击试验机研究了淬火回火工艺对DF13钢组织与力学性能的影响。结果表明,在回火条件相同时,1070 ℃×0.5 h淬火时的原奥氏体晶粒混晶现象严重,冲击性能比1030 ℃×1.5 h淬火时的低,由于其碳化物溶解充分,其硬度比1030 ℃×1.5 h淬火时的高。随回火温度升高、回火时间延长以及回火次数增加,回火组织从回火马氏体向回火索氏体转变,试样硬度呈下降趋势,冲击性能提升。基于综合力学性能和时间成本,DF13钢最优的淬火回火工艺为1030 ℃×1.5 h淬火+545 ℃×2 h单次回火。

利用光学显微镜、扫描电镜、洛氏硬度计和拉伸测试等试验方法,研究了800~960 ℃×1 h水淬+190 ℃×2 h低温回火对斗齿用35CrMnSi2钢组织与学性能的影响。结果表明,随着淬火温度的升高,回火态35CrMnSi2钢的强度、硬度先增加后降低。当淬火温度为880 ℃时,其显微组织为细小的板条状回火马氏体,此时钢的力学性能最优,其硬度最大(55 HRC),抗拉强度最高(1918.0 MPa),性能优于现场使用斗齿产品。但随着淬火温度继续升高到960 ℃,因钢中粗大的回火马氏体和残留奥氏体,从而导致其硬度和抗拉强度同时下降。

采用半连续铸锭热轧AA8021合金板,设计了多种冷轧及中间退火工艺,制备了0.04 mm厚度的AA8021合金铝箔,研究了冷轧及退火工艺对铝塑膜箔组织和性能的影响。结果表明,在热轧后和冷轧前增加中间退火,对箔材最终的深冲成形性没有明显改善,甚至可能导致成品箔材晶粒长大和不均匀。冷轧道次间必须要有一次完全再结晶的中间退火过程,确保Fe、Si等溶质原子能够得到更充分沉淀、聚集而析出,以保证最终成品退火时可获得更加细小的晶粒尺寸。中间退火和成品退火的升温速度对晶粒尺寸的影响不显著,但退火温度对其有较大影响,350 ℃中间退火温度比380 ℃有更细小的晶粒尺寸,250 ℃成品退火温度比310 ℃有更细小的晶粒尺寸。冷箔轧可明显破碎和细化热轧坯料的晶粒尺寸,但很难或较少破碎第二相,控制冷轧中间退火前后的冷轧加工率均衡程度,以及中间退火后冷箔轧时的料卷温度和润滑油温度,可避免在冷箔轧过程中发生加工软化问题,细化成品晶粒组织而改善成品性能。

对40CrNiMo钢进行形变热处理+深冷处理+回火处理后,对不同深冷温度(-80、-160 ℃)下40CrNiMo钢的组织与性能进行观察和测试。结果表明,深冷处理对40CrNiMo钢的硬度和抗弯强度的影响不明显,但显著降低摩擦因数、提高耐磨性和降低冲击性能,且-160 ℃深冷处理相比-80 ℃深冷处理对40CrNiMo钢耐磨性和冲击性能的影响更大,主要原因在于深冷处理促进40CrNiMo钢中细小碳化物弥散析出,从而提高40CrNiMo钢的磨粒磨损程度,降低黏着磨损和氧化磨损程度,加剧40CrNiMo钢的脆性断裂程度。

通过对碳含量为0.06%和0.12%(质量分数)的两种冷轧低碳钢采用Gleeble-3500型热模拟试验机进行不同时效时间的连续退火处理热模拟试验,研究时效时间对冷轧低碳钢的最终组织和性能的影响规律,以优化某钢厂连续热镀锌连退两用机组的在线退火工艺参数。结果表明,随着时效时间的延长,钢的强度会有所降低,硬度会有略微降低,而断后伸长率变化相差很小甚至没有变化。时效过程碳化物会发生球化,由原有的片层状转变为球状或颗粒状,主要分布于晶界处,球化效果会随着时效时间的增加更为显著,且存在碳化物球化后的尺寸急剧增加的现象。本文结果可以为低碳钢冷轧带钢板的连续退火工艺设计提供依据。

采用LDF4000-100型半导体激光器对40Cr钢锥面零件淬火工艺进行了研究。在温度闭环控制系统下首先研究了不同温度、不同扫描速度下40Cr钢平板试样的激光淬火质量情况,在此基础上结合大锥零件淬火区域尺寸和形状结构进行了多道淬火扫描试验。结果表明,在17 mm×5 mm矩形光斑垂直入射锥面淬火区域下,选取加热温度1400 ℃、扫描速率10 mm/s、搭接量1.8 mm的最优工艺参数,6圈完成激光表面淬火,可满足零件的表面淬火技术要求。其淬硬层组织为细小针状马氏体,并在后续工业化试生产中取得了较好应用效果。

以一种50 kg真空感应炉熔炼舰船用高强度低合金钢为研究对象,采用SEM、TEM、拉伸试验和冲击试验分析测试手段,研究了贝氏体等温时间对钢显微组织和力学性能的影响。结果表明,试验钢经450 ℃贝氏体等温不同时间后,显微组织均主要由板条状贝氏体、片层状M/A岛和析出相组成。随着贝氏体等温时间的增加,M/A岛逐渐细化分解,贝氏体组织占比逐渐增加,试验钢的强度先升高后降低,伸长率先降低后升高,－20 ℃冲击吸收能量逐渐升高。在450 ℃等温处理3 h时,试验钢中贝氏体占比较大,且尺寸较小,此时试验钢的综合性能较好,抗拉强度为1364 MPa,屈服强度为1217 MPa,伸长率为16.96%,－20 ℃冲击吸收能量为98.8 J。

对Mg-10Gd-2Sm-1Y-0.5Zr合金进行460 ℃×4 h固溶处理,随后在200 ℃下进行不同时间(4、6、8、12 h)的时效处理。采用金相显微镜、扫描电镜对合金组织进行观察,并对其硬度和拉伸性能进行测试。结果表明,随着时效时间的延长,合金晶粒逐渐长大,合金中第二相不断增多,但当时效时间过长时,晶粒异常长大。时效态Mg-10Gd-2Sm-1Y-0.5Zr合金中第二相为Mg₅Gd和MgGd₃,同时合金中还存在团簇的富Zr粒子,分布在晶界上。当时效处理6 h时,第二相颗粒细小且弥散分布,合金综合性能最佳,硬度为90 HV,抗拉强度为266 MPa,屈服强度为205 MPa,伸长率为11%。

研究了固溶温度(880、920、960 ℃)及冷却方式(包石棉缓冷、空冷、油冷、水冷)对TC6钛合金显微组织与力学性能的影响。结果表明,当固溶冷却方式为空冷时(880~960 ℃×2 h,空冷+550 ℃×4 h,空冷),随固溶温度的升高,初生α相的含量减小,次生α相含量提高且片层厚度增加,β转变相含量明显增加,TC6钛合金的强度呈下降趋势,冲击吸收能量提高。当固溶温度为880 ℃时(880 ℃×2 h,包石棉缓冷/空冷/油冷/水冷+550 ℃×4 h,空冷),随冷却速率的增加,初生α相的尺寸和含量均减小,次生α相含量减少,片层厚度降低,针状α相的含量增加,TC6钛合金的强度明显提高,冲击吸收能量降低。880 ℃固溶水冷后,合金强度最高,可以达到1280 MPa,此时冲击吸收能量仅为17.9 J。强度下降主要是由于针状α相的强化作用减弱。冲击吸收能量的提高与次生α相对裂纹扩展的阻碍作用和初生α相抗塑性变形能力的提高有关。经920 ℃×2 h,空冷+550 ℃×4 h,空冷后,TC6钛合金具有最佳的综合性能。

通过CCT曲线和实验室控轧控冷工艺试验,研究了一种超低碳贝氏体(ULCB)钢连续冷却过程的相变特性以及组织性能。结果表明,ULCB试验钢在较宽的冷速范围内(0.03~44 ℃/s)不发生铁素体转变,只得到贝氏体组织,且硬度值约为270 HV5,波动较小。ULCB钢的组织与性能受终轧温度的影响较小,在不同的终轧温度下(750~900 ℃),ULCB钢的组织形态一致,均为粒状贝氏体,性能波动较小,但受终轧冷却速度影响较大,终轧缓冷(0.2~2.3 ℃/s)后组织为粒状贝氏体,终轧加速冷却(13.8 ℃/s)后组织为板条贝氏体,且ULCB钢的强度得到明显提升,但韧性下降。综合分析,ULCB试验钢可在较宽的工艺窗口内获得组织均一、性能稳定的贝氏体组织,工艺适应性较好。

以20MnTiB钢与10B21钢为研究对象,研究了奥氏体化温度(850~1000 ℃)对硼钢淬透性的影响。结果表明,随着奥氏体化温度的升高,晶粒尺寸逐渐增大;20MnTiB钢和10B21钢的淬透性先增至峰值再降低后回升,最佳奥氏体化温度分别为900 ℃和925 ℃;奥氏体平均晶粒尺寸逐渐增大,对硼钢淬透性具有促进作用,但超过峰值奥氏体化温度后钢中的自由硼在晶界转变为硼相沉淀,淬透性逐渐下降,达到20MnTiB钢与10B21钢的奥氏体粗化温度1000、950 ℃后,硼钢的淬透性会再次提升,但不会超过峰值。