通过光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和激光扫描共聚焦显微镜(LSCM)等研究了不同奥氏体化温度(875~975 ℃)对新型Cr-Mn-Si系高强度中碳低合金40CrMnSi2Mo钢在空冷条件下的微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,奥氏体化温度为875 ℃和900 ℃时,空冷条件下基体以马氏体组织为主,基体中存在少量未溶相(NbC),原奥氏体晶粒细小稳定性高,抗拉强度分别为1997 MPa和2003 MPa,断后伸长率分别为11.0%和12.0%,断裂韧度分别为70.3 MPa·m^1/2和73.6 MPa·m^1/2。奥氏体化温度为975 ℃时,NbC溶解度增加,钉扎晶界作用减弱,奥氏体晶粒长大稳定性降低,空冷条件下获得粗大贝氏体/马氏体复相组织,抗拉强度为1980 MPa,断后伸长率为10.5%,断裂韧度仅为77.6 MPa·m^1/2。奥氏体晶粒细化对40CrMnSi2Mo钢的强韧性改善效果不明显。试验钢在950 ℃奥氏体化处理后获得超细贝氏体/马氏体复相组织,力学性能达到最佳匹配,抗拉强度为最大值2040 MPa,断后伸长率为12%,同时具有较高的断裂韧度值(86.6 MPa·m^1/2)。

采用选区激光熔化(Selective laser melting,SLM)技术制备了WC-12Co硬质合金试样,通过正交试验结果分析得到最优SLM工艺参数,对采用该组参数成形的试样进行微波热处理,研究了微波热处理对SLM成形WC-12Co硬质合金组织性能的影响。结果表明,最优SLM工艺参数组合为激光功率100 W、扫描速度390 mm/s、扫描间距0.06 mm;当激光能量密度为97 J/mm³时,试样水平表面微观缺陷最少,相对密度和维氏硬度最高,分别为87.33%和1421 HV3;微波热处理后SLM成形试样微观缺陷数量与热处理前相比大幅减少,材料力学性能显著提高,但WC平均晶粒尺寸增大;当微波热处理温度为1300 ℃、保温时间为20 min、升温速率为15 ℃/min时,SLM成形试样综合力学性能最佳,维氏硬度和抗弯强度达到最大值,分别为1586 HV3和834 MPa,此时相对密度为97.4%。

在200~700 ℃回火温度范围内,研究了回火温度对高强耐磨钢组织和强韧性的影响。结果表明,经500~700 ℃回火后,试验钢马氏体板条退化,抗拉强度、屈服强度和硬度较淬火态显著下降,V型缺口和U型缺口的冲击吸收能量均小于12 J。在200~400 ℃回火后,试样的冲击性能显著提高,V型缺口和U型缺口的冲击吸收能量峰值对应的回火温度分别是250 ℃和300 ℃,屈服强度和拉伸强度分别保持在1340 MPa和1660 MPa以上,断后伸长率超过10%。试验钢在250 ℃回火后获得了最佳的综合力学性能,V型缺口和U型缺口冲击吸收能量分别为40 J和59 J,屈服强度为1374 MPa,屈强比为0.80,强韧积为92 269 MPa·J·cm^-2。基于Si对渗碳体析出的阻碍作用,钢中较高的Si含量提高了回火脆性区间,试验钢回火温度脆性区为450~700 ℃。

对ZL208合金进行不同温度(550~580 ℃)×8 h的固溶处理和220 ℃×16 h时效处理,研究了固溶温度对其组织和性能的影响。结果表明,ZL208合金经固溶时效处理后部分组织由枝晶转变为等轴晶。随着固溶温度的升高,晶界处第二相颗粒尺寸先减小后增大,合金的抗拉强度、硬度和断后伸长率呈现出先增大后减小的趋势。这是由于固溶温度升高使Cu、Ni原子在α-Al基体中的溶解度增大,提高了基体抵抗塑性变形的能力,同时晶界处的第二相还可以限制晶粒的生长,从而提高合金的强度和硬度。但固溶温度为580 ℃时,出现过烧现象,对合金性能不利。因此,ZL208合金最优的固溶时效工艺为:570 ℃×8 h+220 ℃×16 h,经该工艺处理后,其抗拉强度为336.87 MPa,屈服强度为210.45 MPa,硬度为97.48 HV0.1,断后伸长率为8.56%,断裂方式为脆性断裂。

采用MLD10磨粒磨损试验机和VL2000DX-SVF17SP型激光共聚焦显微镜研究了热处理工艺对W3Mo4Cr5V6钢经磨粒磨损后性能及粗糙度的影响。对比分析了不同热处理工艺条件下W3Mo4Cr5V6钢的磨损质量损失率、表面磨损形貌及粗糙度变化情况。结果表明,经不同热处理后W3Mo4Cr5V6钢的耐磨性较铸态有明显提高,相同试验条件下磨损质量损失量较铸态减少17~24.9 mg,1100 ℃×1 h淬火+550 ℃×2 h回火试样的磨损质量损失较少且硬度均匀性较好,耐磨性优异。随着磨损时间的增加,不同试样表面粗糙度均逐渐减小,其中1100 ℃×1 h淬火+550 ℃×2 h回火试样从Ra=9.30 μm减小到Ra=7.60 μm,且不同视场间粗糙度数值较稳定。试样在磨损过程中的质量损失主要是由磨料犁削、脆性断裂、疲劳脱落所引起。

将TA10钛合金分别在860 ℃(两相区)和900 ℃(单相区)加热,然后进行水冷、空冷和炉冷。使用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪以及冲击性能测试,分析TA10钛合金经不同冷却方式处理后的微观组织以及冲击性能。结果表明,当加热温度为两相区时,合金经水冷与空冷处理会形成双态组织,经炉冷处理会形成等轴组织。不同温度加热后不同冷却方式下,合金经炉冷处理后的冲击性能最佳,其次是空冷,水冷最差。当加热温度为两相区860 ℃时,采用炉冷处理后合金的冲击性能最佳,冲击吸收能量最大,为88 J。3种冷却方式下的冲击断口均为韧窝形貌,炉冷条件下的断口中韧窝尺寸最大。当加热温度为单相区900 ℃时,合金经水冷与空冷处理会形成细片层β转变组织,且出现粗大β晶粒,经炉冷处理会形成粗片层β转变组织,晶界α相明显粗化,3种冷却方式下冲击断口均为岩石状形貌,且在其表面分布深度较浅且尺寸较小的韧窝。

采用洛氏硬度计、光学显微镜、扫描电镜、透射电镜等研究了回火冷却方式对80 mm厚Q690D钢硬度、微观组织、-20 ℃低温冲击性能的影响。结果表明,回火冷却方式对试验钢调质态厚度方向上的硬度分布基本没有影响,和淬火态硬度相比,最大硬度差由13 HRC降低至6 HRC。620 ℃回火后空冷,碳化物沿奥氏体晶界、板条界析出,试验钢-20 ℃冲击吸收能量为65 J,冲击断口形貌为准解理特征。回火后采用5~8 ℃/s的水冷,碳化物在晶界、板条界的析出受到抑制,试验钢-20 ℃冲击吸收能量提高到210 J,断口形貌以韧窝为主。采用回火后水冷,工业化生产的试验钢-20 ℃低温冲击吸收能量为174~252 J,和空冷工艺相比,冲击性能提高了105%~397%。

采用Gleeble-3500热模拟试验机对不同均热温度和过时效温度下的C-Si-Mn-Al系DH780双相钢进行了工艺模拟,并对不同工艺下的显微组织和力学性能进行了对比分析。结果表明:均热温度为750 ℃时,最终冷却后生成的马氏体占比约32%,组织中仍可见明显的带状组织。随着均热温度的升高,两相区奥氏体中的含碳量逐渐降低,冷却后生成的铁素体和马氏体等组织的形态和比例也发生变化,均热温度为820 ℃时,最终冷却后生成的马氏体占比约40%,同时含有少量的残留奥氏体和贝氏体,最终使得材料的抗拉强度呈下降趋势,屈服强度出现升高趋势;随着过时效温度的升高,马氏体中的碳原子向晶界扩散,过饱和度降低,高密度位错减少,残留奥氏体及部分马氏体发生分解,当过时效温度高于310 ℃时,最终的抗拉强度呈下降趋势,屈服强度则变化不大。当均热温度为800 ℃、过时效温度为320 ℃时,抗拉强度达到847 MPa,屈服强度为328 MPa,可以获得弥散分布的马氏体,带状组织基本消除,C-Si-Mn-Al系DH780钢的综合性能较为良好。

为研究退火处理对钕铁硼磁体微观结构和磁性能的影响,对粉末烧结钕铁硼磁体在500~600 ℃下进行退火处理,采用XRD、SEM、磁性能测量仪对NdFeB磁体进行分析与表征。结果表明,退火处理对NdFeB磁体主相Nd₂Fe₁₄B的结构影响很小,主要是影响富Nd相的分布与成分。退火处理后NdFeB磁体的内禀矫顽力都有不同程度的提升。经550 ℃退火处理后,富Nd相连续、均匀分布于主相Nd₂Fe₁₄B晶粒边界,且富Nd相中Nd的含量增加,Fe的含量降低,磁体的内禀矫顽力提升效果最佳,从1135 kA/m提高到1434 kA/m,相应提升了26.3%;退火处理后磁体的剩磁没有明显变化,最大磁能积有不同程度的降低。

以90%变形量的冷轧 022Cr18Ni8N 亚稳奥氏体不锈钢为研究对象,进行100~700 ℃×30 min的去应力退火处理,对冷轧态及不同温度退火试样开展室温拉伸试验,并借助XRD、TEM和纳米压痕仪探究试样显微组织变化。结果显示,该钢形变诱导马氏体逆转变温度在500~600 ℃之间。100~400 ℃退火时,试样抗拉和屈服强度较冷轧态提高,得益于退火过程溶质原子扩散阻碍位错运动以及马氏体含量增多,克服了位错密度降低的不利影响;500 ℃退火时,虽马氏体含量高于冷轧态及100~400 ℃退火态,但位错密度大幅降低主导强度变化,使强度低于前两者;600~700 ℃退火时,形变诱导马氏体逆转变致马氏体含量大幅下降,强度也大幅降低。

对精密成形齿轮用20MnCr5H钢进行亚温球化退火(710 ℃×8.5 h)和双相区球化退火(750 ℃×1.5 h+680 ℃×7 h、750 ℃×4 h+710 ℃×4 h、770 ℃×4 h+720 ℃×4 h)处理,探究了不同工艺下的球化处理效果。结果表明,双相区球化退火工艺下,较高的奥氏体区温度会导致片状珠光体难以短时间发生球化转变,而较短的奥氏体区保温时间有助于球化效率提升,750 ℃×1.5 h+680 ℃×7 h取得了较好的球化效果。相较于双相区球化退火,710 ℃×8.5 h亚温球化退火工艺下,20MnCr5H钢球化效果最好,球化率达到98%,这是由于经该工艺处理后,组织中较多的位错和小角度晶界可以促使片状渗碳体更迅速地实现溶断和球化,该工艺是精密成形齿轮的合理球化退火工艺制度。

采用热等静压法制备55vol%SiC_p/6061Al复合材料,研究了170、180和190 ℃条件下时效处理对复合材料力学性能的影响规律。结果表明,制备态55vol%SiC_p/6061Al复合材料的硬度和弯曲强度分别为182.4 HBW和440 MPa。复合材料表现出典型的双峰时效现象和动力学加速行为,当时效温度由170 ℃升高至190 ℃时,峰时效硬度对应时间由2.5 h缩短至0.3 h。时效处理可以显著提升复合材料的力学性能。最优时效温度为180 ℃,其第一个峰时效态(1 h)复合材料硬度最大,为236.3 HBW,增幅29.6%;第二个峰时效态(4.5 h)复合材料弯曲强度最大,为612 MPa,增幅39.1%。

在42CrMo钢常规热处理的基础上增加脉冲电磁处理,采用先磁化后回火和先回火后磁化两种工艺,研究不同工艺对42CrMo钢耐磨性、硬度、冲击性能和拉伸性能的影响。结果表明,与传统热处理相比,采用脉冲电磁处理的42CrMo 钢的耐磨性和硬度都有不同程度的提高,其中先磁化后回火的最佳组,与传统热处理相比,磨损质量损失减少了0.0031克,硬度提高了1.8 HRC;先回火后磁化的最佳组,与传统热处理相比,磨损质量损失减少了0.0027克,硬度提高了2.5 HRC。其冲击性能明显降低,抗拉强度和伸长率变化不大。其中,先磁化后回火试样的耐磨性更好,最大提高了 64.5%,先回火后磁化试样的硬度更好,最大提高了 6.6%。

针对新设计的4140钢在热膨胀仪测定其相变点的基础上,利用Gleeble-3800热力模拟试验机对其进行不同的球化退火(亚温球化退火、逐步冷却球化退火和等温球化退火)热模拟。结果表明,进行亚温球化退火试验时,即使长时间保温,原马氏体区域已经球化,而原贝氏体区域才刚开始球化;进行逐步冷却球化退火试验时,球化率提高至75%,且随着加热温度的升高,片状渗碳体含量增加;等温球化退火工艺试验采用760 ℃加热+720 ℃等温时,4140钢球化率可提升至82%,硬度也满足用户≤185 HBW的要求,但微区有碳化物聚集现象,因此根据Thermo-Calc计算4140钢等温转变曲线,在等温球化退火前增加一个700 ℃的预热段。结合改进后的预热+等温球化退火工艺试验,在现场连续式热处理炉生产线上实现满足设计要求的4140圆钢,球化率≥90%,布氏硬度≤175 HBW,且组织均匀。

采用(高分辨)透射电镜、显微硬度计以及拉伸试验机,研究了180 ℃×30 min烘烤前120~180 ℃×5 min预时效对AA7075高强铝合金烘烤硬化响应的影响。结果表明,当预时效前的预应变为3%~30%时,预应变的增大也会促使烘烤硬化效果更加明显。当预应变为5%时,随着预时效温度的升高(120~180 ℃),AA7075合金的η′强化相逐渐增多,强度和硬度分别从405 MPa和142 HV5升至 478 MPa和160 HV5。同时,当预时效处理为180 ℃×5 min时,基体存在一定量的η′相和少量的η相,在烘烤前添加预时效工艺可显著促进GP区的形成,烘烤硬化响应最好。

针对Zr-Sn-Nb合金板材开展了气相渗氢研究,重点研究了渗氢时间和渗氢后退火时间对氢含量及其分布的影响。结果表明,随着渗氢时间的增加,氢化物含量增多,氢化物出现聚集,形成缠绕生长的条状结构,最终逐渐呈现细小网状分布;退火过程氢原子从外表面向壁厚中心位置扩散,从两端向中部扩散;氢化物含量越高,退火时间越长,氢化物扩散越充分,条状氢化物分解为多个细小氢化物并弥散均匀分布在锆基体中。应用指数函数对氢含量-渗氢时间的规律进行拟合,获得了Zr-Sn-Nb合金定量渗氢工艺与氢含量的对应关系。

某型号推力盘球(圆锥)轴承直径较大,在渗碳淬火热处理过程中存在表面软点、翘曲变形超差等问题,导致产品返修或报废。针对这种现象,对推力盘工件表面产生软点,翘曲变形超差的原因进行了分析,提出了合理提高表面碳浓度、提高二次淬火温度、增加冷处理、改进热处理工装等措施。工艺改进后,推力盘工件表面屈氏体组织合格,硬度控制在58~63 HRC之间,翘曲变形控制在0.8 mm以内,解决了表面软点现象,控制了翘曲变形,提高了该类型产品的一次交检合格率,满足了生产需要。

通过对Ti1023钛合金在两相区进行70%的锻造变形,并将其进行785~885 ℃保温30~300 min的热处理,观察分析不同加热温度和不同保温时间下变形组织的回复和再结晶规律。结果表明,Ti1023钛合金在两相区变形后,在800 ℃以下保温时,变形组织以发生回复为主,再结晶为辅,保留了变形后的组织形态,再结晶晶粒未发生长大。在800~885 ℃保温时,变形组织以发生再结晶为主,回复为辅。当加热温度一定时,随着保温时间延长,再结晶晶粒会发生长大;当保温时间一定时,加热温度越高,完成再结晶所需要的时间越短,晶粒长大的趋势越明显,再结晶晶粒长大不利于变形组织的细化。

利用L78淬火膨胀仪对一种高碳低合金耐磨钢进行900 ℃加热后以不同速度冷却的淬火试验,并用光学显微镜观察淬火试验钢的微观组织,用450SVD数显维氏硬度计测量硬度。结果表明,当淬火冷却速度小于0.4 ℃/s时,试验钢的组织为少量铁素体+珠光体,硬度值为254~313 HV5;冷却速度为0.4 ℃/s时,组织为全珠光体,硬度值为317 HV5;冷却速度为0.5~1 ℃/s时,组织为珠光体+贝氏体+马氏体+残留奥氏体,硬度值为435~726 HV5;冷却速度为2~3 ℃/s时,组织为贝氏体+马氏体+残留奥氏体,硬度值为726～753 HV5;当冷却速度达到4 ℃/s时,组织为马氏体+残留奥氏体,硬度为784 HV5;继续增大冷速至150 ℃/s时,组织无明显变化,硬度值变化较小,为810～825 HV5;当冷速达到180 ℃/s时,硬度值下降到785 HV5,组织仍然为马氏体+残留奥氏体,但残留奥氏体含量增多。

系统论述了真空低压渗碳技术的研究现状,从工艺、理论、装备、应用多个角度分析了真空低压渗碳技术的发展趋势,为打破单一强化性能技术瓶颈,促进真空低压渗碳技术在新材料、新领域应用提供思路;同时对比了国内外真空低压渗碳设备的研制情况,为设备制造企业提供参考和借鉴。

在S355NL低合金钢中添加高纯稀土Ce元素,研究不同Ce含量对高洁净度S355NL低合金钢夹杂物及铸态组织和硬度的影响。利用扫描电镜、光学显微镜和维氏硬度计对其夹杂物的类型、尺寸和形状,以及铸态组织和硬度进行测试分析。结果表明:稀土Ce添加量为0.0011%~0.0049%时,使S355NL低合金钢中形状不规则的大尺寸Al₂O₃和MnS夹杂物改性为细小球状的稀土夹杂物;当添加量为0.0011%~0.0049%,稀土Ce首先与O、S元素反应形成细小的球状稀土氧硫化物;随着稀土Ce含量的增加,过量稀土Ce将与As、P元素反应形成大尺寸的不规则稀土夹杂物。此外,稀土Ce的添加可细化S355NL低合金钢的铸态枝晶,并提升S355NL低合金钢的硬度。综合考虑夹杂物改性及硬度优化,S355NL低合金钢的最佳稀土Ce添加量为0.0011%~0.0049%。

采用Gleeble-3500热模拟试验机,在变形温度为900~1100 ℃、应变速率为0.01~0.1 s^-1条件下对Fe-13Mn-4.4Al-0.64C-0.1Ti 低密度钢进行热压缩试验,在传统本构模型基础上建立应变补偿本构方程,并进行验证与分析,研究了低密度钢的热变形行为。采用电子背散射衍射技术研究了不同变形条件对试验钢热变形行为和显微组织演变规律的影响。结果表明,试验钢在温度为900~1100 ℃,应变速率为0.01~0.1 s^-1条件下的变形行为为动态再结晶型。随着变形温度的上升或应变速率的下降,流变应力降低,同时小角晶界向大角晶界迁移,促进动态再结晶的发生。此外,试验钢的热变形激活能为396.44 kJ/mol,应变补偿本构方程的平均相对误差为5.4%,线性拟合相关系数为0.987,表明构建的应变补偿本构方程能够较为准确地预测试验钢在不同变形条件下的流变应力。

采用DIL 805A型全自动相变仪测定LC3低温用铸钢在0.05~150 ℃/s不同冷却速度下的膨胀曲线,采用切线法测定相变点Ac₁为700 ℃,Ac₃为849 ℃;结合显微组织分析和显微硬度确定实际转变产物,利用Origin软件绘制CCT曲线图。结果表明,冷却速度在0.05~2 ℃/s时,组织为铁素体+珠光体;在5~20 ℃/s时,组织为铁素体+珠光体+贝氏体;在30~50 ℃/s时,组织为贝氏体+马氏体;在80 ℃/s时,组织为马氏体+残留奥氏体;在100~150 ℃/s时,组织为全马氏体。随着冷却速度的增大,LC3低温用铸钢硬度逐渐提高,硬度由168 HV10增大至453 HV10。马氏体临界冷却速度在80 ℃/s左右。

利用Formast-FⅡ型膨胀仪测定了中碳Cr-Mn-Si低合金钢在不同冷却速度下的热膨胀曲线,结合显微组织观察绘制出试验钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT曲线)。研究了冷却速度对中碳Cr-Mn-Si低合金钢的显微硬度及过冷奥氏体相变开始温度的影响,并分析了中碳Cr-Mn-Si低合金钢大型锻件热处理后不同位置的组织性能。结果表明,中碳Cr-Mn-Si低合金钢的Ac₃=855 ℃、Ac₁=770 ℃、Ms=375 ℃、Mf=200 ℃。当冷速≤0.28 ℃/s时,高温区主要发生铁素体和珠光体转变,中温区发生贝氏体转变;当冷速为0.28~0.83 ℃/s时,中温区发生贝氏体转变,低温区发生马氏体转变;当冷速≥1.66 ℃/s时只发生马氏体转变。随着冷却速度的增大,试验钢的显微硬度先直线上升后缓慢升高,相转变开始温度先大幅下降之后基本保持稳定。热处理后的中碳Cr-Mb-Si低合金钢大型锻件边部为马氏体和贝氏体的复相组织,R/2和心部为贝氏体组织,试件边部的抗拉强度(1467.0 MPa)、硬度(475 HV5)值最高,表明适量的马氏体在保持贝氏体组织良好塑性的同时显著提升材料的强度。

采用Thermo-Calc热力学模拟软件,计算了Nimonic 80A合金中不同元素含量的平衡相图,分析平衡状态下合金主要元素对析出相种类、析出温度和析出含量的影响。为验证热力学计算的可靠性,采用SEM、TEM、XRD等分析方法,对时效态合金试样进行组织特征与定性、定量分析。结果表明,Nimonic 80A合金的平衡析出相为γ、γ'、M₂₃C₆、MX和M₇C₃相。降低C含量,既能提高M₇C₃相的析出温度,又能促进γ'相的析出量;提高Al、Ti含量使M₇C₃、γ'和M₂₃C₆相的析出温度升高,促进了γ'和M₂₃C₆相的析出,其中单一Al元素的影响要高于Ti元素;提高Ti+Al总含量使M₂₃C₆与γ'相的析出温度升高,γ'相析出含量显著增加;Ti/Al比的增加使γ'相的析出含量逐渐降低。在1060 ℃×8 h空冷+845 ℃×24 h空冷+700 ℃×16 h空冷双时效工艺下,M₇C₃、M₂₃C₆与γ'相大量析出,其不同尺寸γ'相加强了合金的析出强化,碳化物加强了合金的晶界强化,在规定合金成分范围内内,C含量取下限(0.05%~0.075%),Al含量取中限(1.3%~1.6%),Ti含量取上限(2.3%~2.7%),Ti+Al总量取上限(3.65%~4.46%),Ti/Al比取中限(1.76)可获得良好的析出相成分配比。

使用热膨胀仪测定了Mn含量分别为1.5%、1.8%和2.1%的3种超低碳贝氏体钢相变点,结合光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)观察以及维氏硬度测量,绘制了3种试验钢的连续冷却转变(CCT)曲线,分析了Mn含量变化对相变点、CCT曲线、组织以及硬度的影响。结果表明,Mn含量提升引起的Mn当量变化会影响贝氏体转变温度,此外Mn含量的提升会使试验钢Ac₃呈现下降的趋势,且硬度也得到提升。

利用热力学软件Thermo-Calc分析了0.68%、1.79%和2.37% 3种不同钼含量445超纯铁素体不锈钢中平衡析出相的种类,并对其进行1020 ℃×10 min退火及700 ℃/870 ℃×1 h时效处理,采用SEM和TEM等方法对其退火及时效后析出的第二相进行观察与研究。结果表明,Thermo-Calc计算所得平衡析出相种类与相观察分析的试验结果基本一致,时效处理后445不锈钢中析出了长条状Laves相Fe₂(Nb,Mo)和颗粒状(Nb,Ti)C两种不同形态的析出相,其中Laves相Fe₂(Nb,Mo)主要分布在晶粒内部,而(Nb,Ti)C在晶粒内部和晶界区域均有分布。不同钼含量445超纯铁素体不锈钢第二相析出的敏感性具有明显差异。随着钼含量的增加,第二相析出温度逐渐升高;相同时效温度下第二相析出量也随之增大。

通过对3组不同含C、N量12%Cr铁素体耐热钢进行显微组织观察和室温、高温拉伸性能测试,研究了C、N含量对12%Cr铁素体耐热钢显微组织和力学性能的影响。结果表明,当C含量从0.14%增加至0.20%时,试验钢的马氏体板条尺寸减小,δ-铁素体消失,马氏体板条细化作用提升了钢的强度;当N含量从0.004%增加至0.02%时,原奥氏体晶粒尺寸和马氏体板条宽度减小,板条内析出物MX数量增加,固溶强化和第二相强化作用提升了钢的强度,而δ-铁素体降低了钢的强度,C、N含量的变化对塑性影响较小。根据生产实践,C含量降低到0.14%,N含量控制在0.02%时,试验钢的拉伸性能最佳,室温下屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为573.5 MPa、763.0 MPa和24%;550 ℃拉伸时屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为344.5 MPa、414.0 MPa和34%。

利用膨胀法在DIL805A型淬火膨胀仪对第三代航空轴承钢CSS-42L开展了临界点测定及冷却速度0.02~40 ℃/s的连续冷却转变试验,绘制了静态CCT曲线,并对室温下的显微组织以及维氏硬度进行分析。结果表明,CSS-42L钢的临界点Ac₁和Ac₃分别为655 ℃和738 ℃;连续冷却转变过程中,不同冷速下均只发生马氏体转变,随着冷却速度的降低,马氏体转变起始点降低;CSS-42L钢在冷却速度为1.6 ℃/s时,其硬度值最大为330 HV50。

采用OM、硬度测试、电导率测试等手段研究了不同添加量Ce变质对铸态ADC12铝合金微观组织和硬度的影响,以及不同温度退火后其组织、硬度和电导率变化。结果表明,在0%~0.6%Ce的范围内,随着Ce添加量的增加,ADC12铝合金的α-Al相和共晶Si相尺寸不断减小,硬度不断提高至67.8 HBS,变质效果变好,当Ce添加量继续增加到0.8%时,ADC12铝合金的变质效果变差,ADC12铝合金的Ce最佳添加量为0.6%。对0.6%Ce变质ADC12铝合金进行450、480、510和540 ℃退火处理,可以细化铸态ADC12铝合金中的共晶Si相,提升合金的硬度和电导率;当退火温度为510 ℃时,ADC12铝合金的硬度和电导率均达到最佳,分别为84.5 HBS和22.61 MS/m。

通过JMatPro软件计算GH6783高温合金的析出相、均匀化温度及均匀化时间。通过光学显微镜、扫描电镜、能谱扫描表征铸态及均匀化后合金的微观组织,并分析元素偏析情况,研究GH6783高温合金均匀化过程中微观组织、元素偏析系数的演变规律。研究表明,GH6783高温合金的主要析出相包括低熔点脆性相(Laves相)和NiAl相等。铸态GH6783高温合金中偏析最严重的是Nb元素,偏析系数达2.205,其次是Ti元素。Nb和Ti元素均呈正偏析,Cr、Fe、Co等元素呈负偏析。采用两阶段均匀化工艺:1130 ℃×4 h+1190 ℃×32 h可使铸态GH6783高温合金中的Laves相回溶,并使各元素扩散均匀。均匀化后,Nb元素偏析系数降低至1.048。

为了研究冷轧双相钢DP780中带状组织元素偏析行为及其对力学性能的影响,采用OM、SEM、EMPA、EBSD等技术方法对带状组织形态及元素分布特点、拉伸性能及拉伸过程组织形态变化、断口机制等进行了表征分析。研究结果显示,由于凝固过程溶质再分配C、Mn、Al与Si元素的宏观偏析导致带状组织的形成,带状组织多位于板厚1/2和1/4处,平行于轧向分布,晶粒尺寸分布明显不均匀,带状组织小角度晶界密度明显高于等轴组织。拉伸过程性能及组织形态变化表明,经过10%拉伸预变形后,带状组织试样组织纤维化更明显,增加了变形过程位错移动阻力,使得材料强度提升;带状组织也易造成位错塞积与晶格畸变,恶化材料变形能力;带状组织降低了基体组织的协调变形能力,导致材料各向异性突出。断口形貌观察发现,带状组织试样初始裂纹在M/F相界面处萌生,断裂时在带状组织M/F界面形成撕裂脊,撕裂脊位置和尺寸与带状组织相吻合;撕裂脊之间为塑性变形能力较差的马氏体带状区域,而M/F界面铁素体一侧发生显著塑性变形;等轴组织试样呈现轴向均匀变形特点,断裂塑性更优。

液化天然气是重要新型清洁能源,20万立方米级的LNG储罐建造目前引领着LNG储罐发展。而9Ni钢凭借良好的综合力学性能逐步成为液化天然气储罐建造主流产品。使用X射线衍射、电子探针、透射电镜等先进表征手段,分析了显微组织对9Ni钢力学性能的影响作用,以揭示试验钢“高强度+低屈强比”的强化机制。试验结果表明,试验钢回火索氏体的晶粒尺寸和逆转变奥氏体的体积分数是影响其屈强比的关键显微组织参数。经淬火+临界淬火(Critical quenching )+回火(QLT)工艺处理后,与淬火+高温回火(QT)工艺相比,试验钢中回火索氏体晶粒尺寸由8.1 μm粗化为13.1 μm,而逆转变奥氏体的体积分数由5%提升为10.2%,从而其屈服强度提升至622 MPa,抗拉强度保持稳定,屈强比降到0.87。这主要因为试验钢Ni元素局部偏聚形成多尺寸级别的回火索氏体和逆转变奥氏体参数变化,从而间接影响了其力学性能。

通过改变循环下限温度,在不同温度范围内(100~600、160~600、200~600和300~600 ℃),使用MTS热机械疲劳液压伺服试验机进行热机械疲劳(Thermal mechanical fatigue,TMF)试验,研究了4Cr5Mo2V热作模具钢的热机械疲劳行为,并通过超景深显微镜、光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)分析了TMF试验后试样表面宏观形貌和微观组织的变化。结果表明,试验钢的热机械疲劳滞后回线具有明显的不对称性;下限温度越低,滞后回线包围的面积越大,其疲劳寿命越短;温度范围越大,主裂纹的宽度越大,扩展路径越曲折,损伤越严重。随着下限温度的增加,试验钢中的马氏体以及碳化物粗化程度增大,当温度范围为300~600 ℃时,受到温度循环和机械循环的持续作用时间更长,马氏体板条粗化及碳化物析出粗化现象更严重。

采用SEM、拓扑仪、万能拉伸试验机等设备,探究中间退火工艺对5182-O铝合金微观组织、成形性、力学性能及吕德斯带演变规律的影响。结果表明,经中间退火处理后,板材的第二相含量减少,晶粒尺寸从19 μm增长到34 μm,材料强度略微下降(R_m=273 MPa,R_p0.2=121 MPa)、伸长率小幅提升(A₅₀=27.8%),消除了屈服点延伸率(Yield point elongation,YPE),冲制零件表面吕德斯带显著改善。中间退火工艺能在保证汽车板内覆盖件用5182-O铝合金力学性能、成形性前提下,有效改善吕德斯带。吕德斯带明显改善主要归功于更匹配的晶粒尺寸和更少的大块Al₆(FeMn)第二相,减弱了塑性变形时的PLC效应。目前该工艺制备的板材已应用于国内一些主机厂汽车内覆盖件生产。

在3种保温温度(410、430、450 ℃)下,采用粉末渗锌法在Q345R钢表面制备含Mg渗锌层,以探究保温温度对渗锌层性能的影响。通过扫描电镜、磨损试验机和电化学工作站等分析方法对渗锌层的厚度、元素分布、耐磨性和耐蚀性等进行了表征。结果表明,在保温温度为410~450 ℃范围内,能够形成连续的渗锌层。渗锌层厚度随着保温温度的升高而增加,在450 ℃时厚度最厚,达到110 μm;渗锌层耐磨性随着保温温度的升高而逐渐降低,主要磨损机制为磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损;耐腐蚀性随保温时间的升高呈先增加后降低的趋势,430 ℃保温时渗锌层的耐蚀性最好。

采用Laserline-LDF3000半导体光纤耦合激光器,对球墨铸铁和灰铸铁进行表面硬化处理,分析工艺参数对激光硬化层深度、硬度及组织特征的影响,比较了两种铸铁的硬化能力。结果表明,相同能量密度下,球墨铸铁的总硬化层深度大于灰铸铁;表面仅有微熔时两种铸铁的总硬化层深度基本相同,在0.8 mm左右。影响铸铁激光硬化层深度的因素主要是工艺参数和材料导热系数,球墨铸铁硬化层深度与激光能量密度之间呈近似线性关系;灰铸铁因导热性好,二者之间不具有线性关系。激光硬化后球墨铸铁硬化层表面硬度(55~60 HRC)高于灰铸铁(45~50 HRC),且工艺参数对硬化层表面硬度影响较小;球墨铸铁激光硬化能力高于灰铸铁。

对55Si2MnMoV弹簧钢进行喷丸和喷丸抛光处理,利用激光共聚焦显微镜、显微硬度计、X射线残余应力分析仪对其表面粗糙度、硬度和残余应力进行表征,并对其进行疲劳试验,绘制S-N曲线和观察疲劳断口形貌,研究了喷丸处理55Si2MnMoV弹簧钢的疲劳性能。结果表明,喷丸处理提高了弹簧钢试样的疲劳性能,相比未喷丸试样,喷丸和喷丸抛光试样的疲劳强度都提升了16.7%;喷丸抛光试样的表面粗糙度比喷丸试样低,但疲劳强度与喷丸试样相同;喷丸并未改变试样的疲劳断裂机制,所有试样均为表面裂纹萌生的断裂模式。喷丸试样强化层中的残余压应力是疲劳强度提升的主要因素。

采用超声波喷丸对65Mn钢犁面进行表面强化,再激光加工仿蛤贝壳微织构实现减粘降阻,分别构筑织构率为19%、23%和37%的喷丸/仿蛤贝壳微织构复合改性层,并对不同改性下的摩擦学特性进行对比研究。在HSR-2M型往复式摩擦磨损试验机上进行人工配制蚯蚓液润滑下的摩擦学性能试验;采用HV-1000D维氏硬度计与TR200粗糙度测量仪分别测量试样硬度与表面粗糙度;采用M330BD-HK830金相显微镜与S-4800FE扫描电镜分别观察试样表面结构与磨痕形貌。结果表明,单一超声波喷丸65Mn钢犁面的表面粗糙度变大使摩擦因数增大,硬度提高使抗磨性增强;未喷丸织构率为23％的单一仿蛤贝壳微织构对65Mn钢犁面减摩抗磨性能的提升有限,相比于未喷丸未织构试样的摩擦因数与磨损率分别降低4.83%与29.18%;喷丸强化/仿蛤贝壳微织构均能不同程度地提升65Mn钢犁面的减摩抗磨性,织构率为37%的试样表现出最优的减摩抗磨性,相比于未喷丸未织构试样,摩擦因数与磨损率的最大降幅分别高达23.45%和86.77%。

采用可控离子渗入技术(Programmable ion permeation,PIP)对25Cr2Ni4WA钢厚度为2 mm的薄壁试样进行表面改性,主要工艺是渗氮温度530 ℃,氰酸根浓度32%,渗氮时间分别为20、40、60、90 min,渗氮后进行渗氧处理,渗氧温度450 ℃,渗氧时间15 min。对不同PIP工艺处理后的试样进行渗层组织显微形貌、表面硬度、截面硬度、拉伸性能、断口形貌进行分析。结果表明,渗层结构依次为氧化膜、疏松层、白亮层、扩散层;渗层厚度随着渗氮时间的延长而增厚,但是渗层增长速率会有所下降;PIP处理能明显提高试样的硬度,其中渗氮时间为60 min的试样硬度最高,是基体硬度的2.3倍;PIP处理后试样的拉伸性能有所下降,渗层深度越深,下降越多,试样整体呈韧性-脆性混合断裂。

基于有限元软件建立了滚刀刀圈的电-磁-热多物理场耦合模型,对梯度硬度滚刀进行感应回火模拟。结果表明,滚刀刀圈感应回火过程中,感应电流密度和磁感应强度沿刀圈径向整体呈逐渐降低趋势,最大值出现在距离线圈最近的刀圈心部,自心部向刃部方向,刀圈温度呈逐渐递减的趋势。随线圈电流增大,刀圈的感应电流密度、磁感应强度、心部温度和刃部温度随之增大。随线圈电流频率增加,刀圈的感应电流密度、心部温度和刃部温度随之增大,但刀圈的磁感应强度下降。试验和仿真计算所得刀圈径向温度最大相对误差为8.1%,验证了模拟的准确性。

为解决低合金耐磨钢塑韧性不足的问题,利用JmatPro和ANSYS软件对ZG30CrMnSiMoVTi钢的淬火-回火(Q-T)工艺进行优化改善。采用金相显微观察、硬度测试、冲击和拉伸等试验手段研究了试验钢在两种热处理工艺下的组织和性能。结果表明,通过对60 mm×250 mm的钢件模拟分析,得到水淬时间10 s、空淬时间8 s、循环3次的水-空交替循环控制冷却+回火工艺可以作为优化后的热处理工艺。对于从心部到表面的平均硬度,Q-T处理后的49.75 HRC和循环3次后的46 HRC相差不大,但循环3次+回火后的不同位置的硬度更均匀。与Q-T处理的试样相比,水-空循环冷却3次+回火后试样的抗拉强度由1246.3 MPa提升至1551.7 MPa,屈服强度由1038.6 MPa提升至1293.1 MPa,断后伸长率由10.5%提升至12.6%,冲击吸收能量由17.7 J提升至29.1 J。与Q-T处理试样相比,水淬时间10 s、空淬时间8 s、循环3次+回火后试样的组织更加均匀,其硬度分布更均匀,且抗拉强度、屈服强度和冲击吸收能量等都有一定幅度的提升。

通过对新型镍基耐热合金C-HRA-3中主元素含量变化进行热力学计算,对其在各温度下可能析出的第二相特征开展分析。结果表明:C-HRA-3合金中主要析出相有γ'和M₂₃C₆,其中700 ℃时γ'相的析出量约3.7wt%,M₂₃C₆相的析出量约1.11wt%。C元素对M₂₃C₆相的析出量、回溶温度以及合金的熔点有显著影响。Co元素对析出相和熔点的影响较小。Mo元素对M₆C相的析出行为有决定性作用。Al和Ti含量的增加会明显增加γ'相的析出量和回溶温度。Nb元素对γ'相的析出量没有影响,但对Nb在γ'相的组成元素占比有显著影响。

锥齿轮大小端存在形状差异,传统单频电磁加热时锥齿轮表面淬火温度分布不均导致硬化层分布不均。为了解决该问题,设计了两种感应加热线圈结构(罩式线圈和仿形线圈),提出了基于异形线圈下的锥齿轮异步双频分段式迭代循环感应加热方法,构建了电-磁-热多参数耦合求解物理模型,并进行了感应加热试验验证。结果表明,罩式线圈可以对锥齿轮的齿底进行良好加热,仿形线圈可以对轮齿齿顶和齿面进行仿齿廓加热。在此基础上,建立的异步双频感应加热电-磁-热多场耦合模拟结果表明,异步双频感应加热循环状态对锥齿轮齿面温度分布的均匀性影响较大。异步双频感应加热总时间一定时,随着迭代次数的增加,有助于避免局部温度过高,提升仿齿廓和齿宽方向温度均匀性,当迭代循环到4次后,齿宽和齿廓方向上温差不再发生明显变化。随着中、高频感应加热时间比增加,锥齿轮齿面温度分布均匀性降低。对锥齿轮进行异步双频感应加热试验验证了所建温度场模型的正确性。

常规方法设计出的钛合金稳定化工装厚重,验证周期长。通过研究TA15钛合金的高温拉伸和蠕变行为,建立钛合金高温持久寿命有限元模型,模拟高温受载荷状态下的工装变形情况,实现对工装结构的优化。结果表明,通过蠕变试验结果,结合数据分析软件中的Allometric1函数,TA15钛合金的蠕变本构方程为:ε·=7.411×10^-8σ^2.759。利用ABAQUS准静态分析模块及TA15钛合金的蠕变本构方程,可进行TA15钛合金稳定化工装的校验,为其优化设计提供依据。

采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和高温激光共聚焦显微镜,分析了不同高温拉伸温度下06Cr25Ni20奥氏体耐热钢静态和动态组织演变规律及断裂行为。结果表明:在600~1000 ℃范围内,随着拉伸试验温度的提高,试验钢的屈服强度由180 MPa降至40 MPa、抗拉强度由450 MPa降至50 MPa、断后伸长率由44%提升至56%。断裂形式为韧性断裂,韧窝数量随温度升高逐渐减少,尺寸和深度逐渐增大;显微组织发生再结晶现象,第二相黑色碳化物及晶内亚结构随温度提高而减少甚至消失。当试验钢高温拉伸时,裂纹的形成和断裂主要在奥氏体与δ铁素体相界面和高能晶界处产生。

为解决7075铝合金厚板硫酸阳极氧化后产生色差的问题,采用光学显微镜、扫描电镜、室温拉伸试验等方法对颜色不同部位的组织和性能进行了表征。结果表明,冷却速度是7075铝合金厚板硫酸阳极氧化膜层色差产生的主要原因。固溶时达不到所需冷却速度的部位,产生大量微米级η相,在硫酸阳极氧化时膜层形成不均匀,导致外观呈现灰黑色;固溶时达到所需冷却速度的部位,显微组织以纳米级η′亚稳析出相为主,硫酸阳极氧化时膜层均匀,颜色正常为灰白色;硫酸阳极氧化后发黑部位经过重新热处理调控组织后,膜层颜色恢复为正常灰白色。

某天然气发动机在进行可靠性验证时发生排气门断裂,采用形貌观察、化学成分分析和硬度检测等手段对其断裂原因进行了分析,并提出改进措施。结果表明,排气门材料的化学成分及硬度均符合GB/T 12773—2021要求;硬度法检测显示排气门最高实际工作温度为725~735 ℃,气门杆在高温作用下产生的氧化层向基体扩展并在气门杆表面形成微裂纹,高温导致层片状析出物沿晶析出进一步加快了微裂纹沿晶界扩展,逐渐发展成较深的裂纹,最终导致气门杆疲劳断裂。建议通过优化燃烧系统参数降低排气门的工作温度,或选用耐温性能更好的NCF 3015或Inconel 751材料,以使排气门满足工况要求。

某汽轮机组高压主汽门用20Cr1Mo1VTiB钢高温紧固螺栓服役1.29×10⁵ h后发生断裂失效故障。采用化学成分分析、SEM及TEM微观组织分析、XRD检测及力学性能测试等方法剖析了20Cr1Mo1VTiB钢螺栓的断裂失效原因。结果表明,20Cr1Mo1VTiB钢螺栓的断裂失效主要与服役工况的长时高温和高应力耦合环境所引发的蠕变损伤有关,微观上与两种蠕变孔洞的形成有关,一种是形成于粗大夹杂物尖角附近微裂纹区的蠕变孔洞,另外一种则是Laves相析出后沿其界面形成的孔洞。随着运行时间的累积,20Cr1Mo1VTiB钢螺栓基体中的蠕变孔洞数量不断增加并聚集长大,最终成为裂纹源,引发20Cr1Mo1VTiB钢螺栓的疲劳断裂失效。

使用直读光谱仪、硬度计、扫描电镜和金相显微镜对某车型强化耐久路试试验断裂的前稳定杆进行失效分析。结果表明,前稳定杆化学成分和洛氏硬度符合材料标准和图纸要求,断裂失效模式为疲劳断裂,裂纹源处存在因限位环安装焊接工艺热输入形成的稳定杆与限位环的连接区域,并在稳定杆表面形成二次淬火马氏体脆硬相和硬度偏低的二次回火屈氏体,试验中以此为裂纹源发生疲劳开裂并扩展直至瞬时过载断裂。通过快速疲劳台架试验复现失效现象。控制限位环焊接参数使其不影响稳定杆基体组织可避免此类断裂问题发生。

GB/T 32151.19—2024《温室气体排放核算与报告要求 第19部分:热处理企业》国家标准根据热处理加工服务企业特点,提出了温室气体排放核算的边界及报告范围,明确规定了固定性燃烧源、过程排放的碳排放计算方法及相关排放因子获取方法。标准的发布实施为企业建立健全碳排放数据质量管理工作提供依据。