针对高铬铸铁常规淬火-回火过程能耗高的问题,对3种合金成分的高铬铸铁进行亚临界热处理试验,并研究了该工艺对其组织、硬度和表面耐磨性的影响。结果表明,经500~650 ℃保温1~14 h亚临界热处理后,高铬铸铁组织主要是残留奥氏体、M₇C₃碳化物、(Fe, Cr)₂₃C₆碳化物、Mo₂C碳化物和珠光体;3种高铬铸铁硬度在550~600 ℃保温6~12 h内均有峰值,峰值硬度最高为57.4 HRC,Mo元素对硬度的影响最大。高铬铸铁在保温过程中析出二次碳化物促使奥氏体发生珠光体相变,珠光体的相变强化和二次碳化物析出强化作用在长时间保温过程中逐渐降低;碳含量相对最高的共晶高铬铸铁经600 ℃保温8 h后耐磨性能最佳。由此可知,提升高铬铸铁耐磨性首先应提高共晶碳化物数量,其次添加Mo等元素提升析出强化效果。

针对低碳中锰钢(0.2C-5Mn-0.5Si-1.5Al)设计了一种引入预备组织的新型热处理工艺,利用SEM、EPMA、XRD和拉伸试验等手段,研究预备组织对中锰钢组织和力学性能的影响。结果表明,通过在热轧钢中引入珠光体相,成功构建了由铁素体、马氏体和珠光体组成的多相预备组织,实现了碳(C)和锰(Mn)元素在该预备组织中的差异化富集。进一步经过冷轧及临界退火处理后,获得了形貌、尺寸具有差异化的两种残留奥氏体(块状和板条状),其在拉伸试验中展现出在较大的应变范围内的协同相变诱导塑性效应。具有预备组织的试样在临界退火工艺为700 ℃保温5 min时获得最佳力学性能,抗拉强度超过1000 MPa,断后伸长率达到48%,强塑积接近50 GPa·%。与未引入预备组织的退火试样相比,本研究所采用的热处理制度不仅使得残留奥氏体的稳定性分布更为合理,而且在保持高强度水平的基础上,大幅度提高了伸长率,从而获得更为优异的强塑积。

对锻态022Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢进行固溶处理,研究了固溶温度(1000~1100 ℃)和时间(1 h和2 h)对其组织及-46 ℃低温冲击性能的影响。结果表明,随着固溶温度的升高,022Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢中奥氏体含量呈下降趋势,奥氏体的相界趋于平滑,铁素体内的针状、岛状奥氏体数量逐渐减少。低温冲击性能随固溶温度的升高呈先上升后下降趋势;经1050 ℃固溶处理的022Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢具有较高的低温冲击吸收能量,约为260 J。固溶处理可以改变奥氏体的相形态,调整相含量,固溶温度小于1050 ℃时的锯齿状相界和固溶温度大于1050 ℃时较低的奥氏体相含量均促使双相钢在低温时偏向脆性断裂,是降低低温韧性的主要原因。

对CMT电弧增材沉积Inconel 625合金进行直接时效处理(720 ℃×8 h＋620 ℃×8 h,空冷)和固溶处理(950、1000、1100、1200、1250 ℃×1 h,水冷),通过力学性能测试、电化学动电位极化测试、光学显微镜和场发射扫描电镜(SEM)及其自带的能谱分析仪(EDS)分析了不同热处理工艺对沉积态Inconel 625合金组织与性能的影响。结果表明,时效处理对沉积态合金组织中Laves相影响不明显;随固溶温度升高,组织由沉积态树枝晶转变为等轴晶,有害相Laves相溶解消失。时效处理可显著提升合金的硬度和抗拉强度,相较于沉积态硬度和抗拉强度分别提升35.1 HV0.5和176.4 MPa,但塑性降低;1200 ℃固溶处理能够明显提升合金的塑性,较沉积态断裂总延伸率提升49.6%。时效处理对合金的耐蚀性影响不明显;1200 ℃固溶处理可显著提高合金的耐蚀性,较沉积态自腐蚀电位提高22.8%,自腐蚀电流密度降低46.9%。

采用正交试验方法研究了深冷处理对6201铝合金拉伸性能及导电率的影响。结果表明,通过降温速率为1 ℃/min,深冷温度为-120 ℃,保温时间为12 h,循环次数为2次的深冷处理,6201铝合金的抗拉强度为399.3 MPa,相比于未深冷处理提升了17.96%。通过降温速率为5 ℃/min,试验温度为-196 ℃,保温时间为12 h,循环次数为1次的深冷处理,6201铝合金的导电率为48.38%IACS,相比于未深冷处理提升了1.75%。深冷处理主要通过影响析出相大小、数量及分布均匀性来影响合金拉伸性能及导电率,深冷处理还通过影响空位变化进一步影响导电率。

对H13钢深冷处理不同时间(0~4 h)的组织演变及力学性能进行研究,借助XRD、SEM分析了物相及显微组织,借助硬度、冲击性能和拉伸性能试验对力学性能进行表征。结果表明,深冷处理可细化马氏体板条,促进残留奥氏体向马氏体转变以及带状碳化物析出;马氏体中C含量升高导致晶格常数增大,晶格畸变效应增强,XRD衍射峰向左移动。随着深冷处理时间的延长,强度和硬度呈上升趋势,韧性和塑性则逐渐降低;在保持硬度相同的情况下,H13钢深冷处理后与普通热处理相比,塑性相当,但强度和韧性均得到提升。

采用OM、SEM、EBSD、TEM等方法对比研究了不同热处理工艺对大规格球扁钢力学性能及显微组织的影响规律。结果表明,与热轧+回火工艺相比,采用感应淬火+回火工艺时大规格球扁钢球头心部位置-40 ℃冲击吸收能量提高约112 J,裂纹扩展功提高约125 J,动态撕裂能及断口纤维率均显著提高,韧脆转变温度由约10 ℃降低至-60 ℃以下。经感应淬火+回火后,球扁钢球头心部位置的组织为铁素体+马氏体+贝氏体的混合组织,平均晶粒尺寸与热轧+回火工艺相比显著细化,碳化物的数量更多、尺寸更加细小。热轧+回火后冲击断口的微裂纹在珠光体和铁素体晶界上的碳化物处形成,而感应淬火+回火后,冲击断口呈现为具有明显韧窝的韧性断裂特征。同热轧+回火工艺相比,采用感应淬火+回火工艺大大改善了大规格球扁钢的低温韧性。

为探究高碳钢盘条在盐浴等温淬火过程中的相变规律,以92Si钢盘条为研究对象,测定了高温盘条浸入熔盐后的冷却曲线,使用Deform软件计算了样品与熔盐之间的对流换热系数,进而分析了盘条在熔盐中的冷却规律,研究了加热温度与熔盐温度对盘条组织与力学性能的影响。结果表明:92Si钢盘条在等温淬火处理时,由于相变热很难被快速传导走,导致盘条在熔盐中发生连续变温相变;通过适当降低熔盐温度可提升熔盐的换热能力,提高盘条的冷却效果。盘条盐浴等温淬火后的抗拉强度主要由熔盐温度决定,在珠光体相变温度范围内,熔盐温度越低,相变后珠光体片层间距越小,抗拉强度越高;盘条塑性主要由相变前的加热条件决定,随着加热温度提高,原奥氏体晶粒尺寸变大,相变后盘条中的珠光体团与Block尺寸增加,盘条断面收缩率降低。

为研究淬火介质对42CrMo钢离子渗氮后的组织与冲击性能的影响,分别用PAG水基淬火液和淬火油两种介质对42CrMo钢进行调质处理(850 ℃×1 h淬火+580 ℃×1.5 h回火),然后进行540 ℃×60 h离子渗氮,利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、拉伸试验、冲击试验、显微硬度计等研究了42CrMo钢渗氮前后的组织与强韧性。结果表明,采用PAG水基淬火液淬火后42CrMo钢的组织为全马氏体,而经油淬后的组织为马氏体+下贝氏体;两种淬火介质下的调质态组织均为细小均匀的回火索氏体;离子渗氮后,采用PAG水基淬火液时42CrMo钢的渗氮层较油淬时更深,心部基体组织与调质态相差不大,而油淬的心部基体组织中出现比较明显的游离铁素体;油淬42CrMo钢调质态的-20 ℃冲击吸收能量较高,而PAG水基淬火液淬火的42CrMo钢渗氮后的-20 ℃冲击吸收能量更高,比油淬试样高13.8%。

采用显微组织分析、拉伸试验及应力检测等方法研究了不同回火温度(300、400、500、600、700 ℃)对550 MPa级高强钢屈强比和残余应力的影响。结果表明,回火温度在300~500 ℃区间时,随着回火温度的升高,钢中弥散细小的析出物逐渐增加,M/A岛分解,位错密度降低;回火温度升高到600 ℃时,M/A岛完全分解,析出物数量最多,位错稀少;回火温度为700 ℃时,部分贝氏体组织发生再结晶,开始有较多的铁素体产生,且析出物聚集长大,位错几乎不可见。在300~700 ℃回火温度区间内,随着回火温度的升高,屈强比先升高后降低,钢中残余应力逐渐降低。经500 ℃回火后钢板的综合性能最优,屈强比为0.85,残余应力为13.98 MPa。

利用真空热处理炉对TC4钛合金进行固溶氩气气淬处理和时效处理,研究了氩气气淬压力对合金组织和力学性能的影响规律,并对其断口进行了分析。结果表明,TC4钛合金经过955 ℃×1 h固溶处理和550 ℃×5 h时效处理后,随着氩气气淬压力的增加,合金的强度先增加后降低,伸长率和断面收缩率逐渐增加,冲击吸收能量增大,硬度先升高后降低。β相的体积分数越高,α相和β相的宽度越小,合金的综合力学性能越好。氩气气淬压力为4 bar时合金的综合力学性能最佳,此时合金的抗拉强度为1043.3 MPa,屈服强度为961.3 MPa,伸长率为12.9%,断面收缩率为38.5%,冲击吸收能量为47.0 J,洛氏硬度为37.6 HRC。

对8 mm厚的2195-T8铝锂合金进行不同焊接热输入的搅拌摩擦焊,并对焊接接头进行205 ℃时效不同时间(6、12、18、24 h)的焊后热处理,利用光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)、电子万能拉伸试验机等对接头组织和性能进行分析。结果表明,搅拌摩擦焊热输入为1250 J/cm时,焊接接头综合力学性能优良,接头显微硬度呈现“U”字形特征分布。经205 ℃时效处理后,随时效时间延长,接头焊核区T₁、θ′和δ′析出相不断增多,以T₁相为主,继续延长时效时间,析出相发生粗化;热影响区在原来分布有少量T₁相的基础上,T₁、θ′和δ′相不断增多,随时效时间延长,析出相的密度有所下降,T₁相和θ′相发生了长大和粗化,部分θ′相转变为θ相。接头力学性能在时效12 h后达到峰值,此时接头抗拉强度为497 MPa,达到母材强度的88.6%,但接头塑性下降,断口的断裂方式为沿晶断裂,接头显微硬度由原来的平均126.8 HV0.05增大到168.0 HV0.05。

对层间锤击复合激光定向能量沉积(HDED)工艺获得的GH4169高温合金试件进行了直接时效处理。结果表明,经过HDED工艺后试件的组织呈等轴晶和柱状晶交替分布的晶粒形貌,且Laves相含量减少。Laves相的回溶促进了直接时效处理过程中γ″相和δ相的析出,同时细小的等轴晶和试件内部的加工硬化效应在直接时效处理后得以保留。等轴晶的生成对试件产生了细晶强化效应,γ″相的析出为试件提供了沉淀强化作用,因此直接时效处理后试件的力学性能得到了明显提升,其硬度提高到了457.1 HV0.2,横向和纵向抗拉强度分别提高到了1205和1140 MPa。

采用B-Ti57CuZrNi钎料真空搭接钎焊TC4钛合金板材,研究了钎焊温度和时间对焊接接头组织和力学性能的影响。结果表明,钎焊接头的微观组织主要由B-Ti57CuZrNi钎料凝固组织及扩散过渡层针状组织组成。随焊接温度升高,焊缝和针状组织层宽度增加,凝固组织减少。随焊接时间增加,焊缝凝固组织宽度降低,焊缝宽度和针状组织层宽度均增加。钎焊温度低于930 ℃时会导致室温拉伸性能降低,910 ℃时的最大断裂力仅为5.1~5.5 kN。钎焊时间高于45 min时会导致室温拉伸性能降低。从钎焊接头力学性能考虑,钎焊温度930~950 ℃、钎焊时间不超过45 min为宜。

采用真空氢气退火炉以GJB 8268—2014《航空用沉淀硬化不锈钢棒规范》内的H485、H495、H550、H580、H620五种制度为基础对15-5PH不锈钢进行固溶时效处理,研究了15-5PH钢室温和-50 ℃低温冲击性能和拉伸性能。结果表明,随着时效温度的升高,15-5PH钢的常温和低温抗拉强度呈逐渐降低趋势,冲击吸收能量和伸长率均呈逐渐升高的趋势。在H485制度下的低温冲击性能最差,最低冲击吸收能量在10 J左右。H550制度下低温冲击性能明显提高,冲击吸收能量增加到72 J,低温抗拉强度在1200 MPa左右,具有较好的综合力学性能。

采用光学显微镜、扫描电镜、高分辨率透射电镜、冲击试验机等测试手段,研究了二次锻造变形对Cr-Mo-V系模具钢球化退火后的显微组织、析出相及冲击性能的影响。结果表明,与常规一次镦拔变形相比,二次径向锻造和二次镦拔变形工艺下模具钢球化退火后的显微组织、网状碳化物获得明显优化,冲击吸收能量分别提升了12%和58%,析出碳化物数量增多且弥散分布。

通过高温压缩试验和金相观察研究了变形温度和变形速率对7N01铝合金微观组织的影响。在此基础上,制定挤压工艺参数,通过扫描电镜背散射衍射技术和疲劳试验升降法对不同挤压工艺下的T5态7N01铝合金型材的微观组织和疲劳性能进行观察和测试。结果表明,高温压缩变形过程中合金会发生动态回复和动态再结晶,随着变形温度的升高,合金中动态再结晶程度增加;随着变形速率的增加,合金中动态回复不及时、位错密度急剧增加,导致动态再结晶程度先减小后增加。挤压过程中,增加挤压温度和挤压速率,7N01-T5型材内再结晶分数均增加,导致型材中值疲劳强度减小。但当挤压温度为485 ℃、挤压速率为1.0 m/min时,型材内再结晶晶粒和亚晶呈宽大的层状交替排列,可有效抑制疲劳裂纹的扩展,合金的疲劳强度最大。

为有效解决SAE5120钢制轴承套圈渗碳淬火后畸变较大的问题,对渗碳后的轴承套圈进行了感应矫形模压淬火。结果表明,与常规渗碳相比,经感应矫形模压淬火后轴承套圈的表面及心部马氏体细化,硬度提高,轴承套圈的畸变明显降低,从而可以削减磨削余量,起到降低生产成本和提高生产效率的效果。

无磁钻具用钢为200系奥氏体不锈钢,其高强度特性要求是通过强化变形得到,无需热处理,导致该产品热锻后的晶粒均匀性较差,不能满足晶粒度级差在2级以内的要求。通过在无磁钻具产品强化变形前增加中间坯加热工序,研究了中间坯加热温度和时间对无磁钻具用钢晶粒均匀性的影响。结果表明,强化变形前中间坯经1100 ℃加热2~6 h,晶粒度的级别和均匀性均较理想,晶粒度在3级以上,级差在2级以内。中间坯加热温度过高时虽然会使晶粒度更均匀,但会导致晶粒相互吞噬趋势加剧造成晶粒粗大,加热温度过低则形核及静态再结晶能量不足,达不到晶粒均匀性的目的。

对β相区锻造的TC25钛合金进行(T_β-40) ℃+540 ℃双重退火处理,研究了一次退火冷却方式(箱冷、空冷、风冷)对TC25钛合金锻件组织和性能的影响。结果表明,不同一次退火冷却方式下,锻件合金组织均为片状α相和转变β相组成的网篮组织。随冷却速率的增大,α相集束尺寸减小,合金强度增大,塑性、冲击性能降低。一次退火冷却方式为空冷时,TC25钛合金锻件具有较好的室温和高温强韧性匹配。

通过试验研究了不同冷轧压下率的IF钢在800 ℃保温300 s条件下退火热处理后的织构及成形性能。利用金相显微镜与电子背散射衍射技术(EBSD)测量了不同冷轧压下率下退火样品的微观组织及织构。使用万能拉伸试验机对不同IF钢样品进行了拉伸试验。试验结果表明,随着冷轧压下率的增大,再结晶晶粒尺寸呈现出逐渐减小的趋势。沿γ-取向线的织构均匀性随着冷轧压下率的增大先增加后减小。在75%冷轧压下率时,织构的均匀性最好。通过对比不同IF钢试样的塑性应变比(r值)及各向异性Δr可知,冷轧压下率为75%时IF钢具有最大的r值及最小的各向异性Δr,因此具有优异的成形性能。

以航空发动机用TC4合金三级转子叶片为研究对象,对其进行不同温度(600～950 ℃)和不同冷却方式(空冷、水冷)的退火处理,利用OM、SEM以及EBSD对组织进行分析,利用维氏硬度计和拉伸试验机对显微硬度和室温力学性能进行检测,研究退火处理对TC4钛合金叶片组织与力学性能的影响。结果表明,退火温度低于850 ℃时,随退火温度升高,α相体积分数变化不大,α相晶粒尺寸约为12 μm。当退火温度超过850 ℃时,组织中出现了针状α相。当退火温度低于900 ℃时,空冷试样的硬度比水冷高出5~10 HV0.2。当退火温度超过850 ℃后,针状α相含量增加,显微硬度迅速增加。退火温度为600 ℃时,强度最大,伸长率较低;空冷条件下,退火温度为800 ℃时,抗拉强度达到1033.7 MPa,伸长率为23.2%,叶片综合力学性能最优。

采用扫描电镜、电子背散射衍射、X射线衍射、透射电镜、室温拉伸和0 ℃冲击试验等研究了两相区退火时间对Fe-0.16C-0.2Si-4.78Mn-0.24Mo中锰钢组织与力学性能的影响。结果表明:热轧态试验钢组织主要以马氏体为主,而经不同时间退火后的组织由马氏体和逆转变奥氏体组成;随着退火时间的增加,逆转变奥氏体含量线性增加,在退火30 h后到达峰值,为12.74%,此时组织中除薄膜状奥氏体和条状奥氏体外,还出现大尺寸的块状奥氏体;试验钢的屈服强度和抗拉强度随退火时间的增加逐渐降低,这主要归因于逆转变奥氏体含量的增加以及位错密度的下降;0 ℃冲击吸收能量随退火时间的增加逐渐升高,伸长率先升高后降低,这主要归因于逆转变奥氏体的TRIP效应提高了冲击性能和塑性,但退火30 h后奥氏体稳定性下降导致伸长率降低;经600 ℃退火30 h后,试验钢具有最佳的TRIP效应。

某超(超)临界机组服役7万小时的P92主蒸汽管外表面硬度偏低部位径向截面不同区域处的硬度存在明显差异。采用显微分析、物相分析及室温、高温拉伸性能测试,确定不同硬度区域试样的显微结构与力学性能的特征。结果表明,低硬度试样中的马氏体板条宽化、分解更明显,逐渐向回火索氏体组织转变;在原奥氏体晶界及马氏体板条界析出的M₂₃C₆、Laves相颗粒愈加粗化,呈半连续的链状分布;同时在马氏体板条和(或)铁素体内弥散分布的析出相尺寸也较大。低硬度试样的室温、高温拉伸强度低,其室温和高温屈服强度已达不到标准的要求,可作为服役P92主蒸汽管老化状态评估时重点考核的力学性能指标。

利用金相显微镜、场发射扫描电镜、透射电镜和硬度计研究了7050-T7451铝合金厚板沿厚度方向的显微组织、再结晶、第二相、时效析出相和无沉淀析出带,以及显微硬度的演变。结果表明:80 mm厚7050铝合金厚板在热处理过程中发生不同程度的再结晶,从表层到心部再结晶晶粒平均尺寸和面积分数沿厚度方向呈现出先降低后增加的趋势,并且各厚度层的再结晶面积分数均小于5%,而第二相平均尺寸逐渐增大,面积分数在表层较小而心部相对较大;晶内析出相密度在各厚度层基本无差异,但晶界析出相在心部比其他厚度层的更断续,尺寸更大,而表层则间距和尺寸更小。此外,在不同厚度层均存在明显的无沉淀析出带,并且其宽度随晶界析出相大小而变化,心部无沉淀析出带宽度较宽,约为94 nm。各厚度层的显微硬度值从表层到心部呈现出先增大后减小趋势,并与再结晶程度和亚稳态η′相有关。

采用真空悬浮熔炼制备了CoCr_0.4NiSi_0.5中熵合金,研究了退火工艺(退火温度1000 ℃、1200 ℃,保温时间1 h)对合金组织和性能的影响。结果表明,退火处理合金的相结构较铸态没有发生改变,仍为面心立方结构固溶体,显微组织仍为典型的枝晶组织,枝晶间分布着片层状的共晶组织,且枝晶内析出了少量的富Cr相颗粒。退火处理合金的硬度降低,退火温度较高时,硬度下降明显,这是由于退火温度高,枝晶间共晶组织增多,树枝晶长大,σ相含量减少导致。退火处理后,合金的压缩性能有明显改善,压缩屈服强度和压缩率上升,抗压强度下降。

以新型高导热注塑模具钢材料1CrMoVNb为研究对象,利用光学显微镜、X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)等对其SLM成形及热处理后的组织与性能进行分析。结果表明:1CrMoVNb钢SLM成形试样的熔化轨迹搭接良好,横截面主要为胞状晶,纵截面主要为柱状晶,组织主要为铁素体,经过淬火(1250 ℃×60 min,水冷)和回火(600 ℃×120 min,空冷)后,搭接线消溶,组织更加均匀,大部分转变为回火马氏体。SLM成形试样的力学性能存在各向异性,横截面硬度大于纵截面,横向抗拉强度和屈服强度优于纵向,而横向延伸率则低于纵向。经过热处理后,试样的力学性能与热导率大幅提高,各向异性改善,可以很好地满足注塑模具钢的使用要求。

通过冷拉拔制备了3种不同应变量的铜线,研究了铜线强度和微观组织与应变量的关系。结果表明,冷拔过程中铜线强度呈现出前期增长较快、后期增长缓慢的变化趋势。微观表征发现,冷拔过程中铜线晶粒宽度不断减小,晶粒取向逐渐从<001>向<111>转动,最终形成了高比例的<111>织构,位错密度呈现先增大再下降的规律。进一步建立的微观组织与强度的定量关系发现,晶界强化和位错强化是拉拔初期铜线强度大幅增加的根本原因;而变形后期晶界强化和织构强化的增加以及位错强化的显著下降是拉拔后期铜线强度增加缓慢的主要机制。

对Mn-10Cu-4Cr合金进行850 ℃固溶40 min和不同时效处理(400~600 ℃时效8 h和440 ℃时效0~120 h),研究了合金在时效后的组织结构演变和力学性能。结果表明,Mn-10Cu-4Cr合金经固溶处理后的基体TEM组织呈条纹状形貌,条纹宽度约为1.5 nm,还存在无条纹形貌的富铜区,表明由于调幅分解的发生导致了合金成分的不均匀性。此外,组织中还含有α-Mn析出相,随着时效温度的增加或者时效时间的延长,合金的晶粒尺寸无明显变化,而强度和硬度明显增加,伸长率下降,其原因是时效处理导致了富铜纳米颗粒的形成、长大、粗化以及α-Mn相在晶粒内部以及晶粒之间析出。

利用Gleeble-3500热模拟试验机对20Cr2Ni4A渗碳齿轮用钢进行应变量为0.8、变形温度为800~1050 ℃、应变速率为0.01~5 s^-1下的单道次等温压缩试验,研究其在试验条件下的动态再结晶行为。根据试验结果绘制流变应力曲线。结果表明:流变应力曲线根据不同变形条件下加工硬化、动态回复和动态再结晶三者的进行程度可分为动态回复型和动态再结晶型,在低应变速率下(0.01~0.1 s^-1),950~1050 ℃发生较明显的动态再结晶;利用加工硬化率确定了动态再结晶临界应变ε_c和峰值应变ε_p,构建了ε_c与ε_p的关系模型;根据试验数据建立动态再结晶动力学模型,并结合显微组织分析说明该模型具有一定可靠性。

为了提高WE43镁合金塑性加工性能,对铸态WE43镁合金试样在不同温度(480、500、520、540 ℃)和保温时间(4、8、12、16 h)下进行均质化热处理。并采用金相和X射线衍射分析测试技术,分析均质化处理温度和时间对WE43镁合金组织的影响。结果表明,最佳均质化温度为520 ℃,保温时间为8 h。然后对均质化后的WE43镁合金在热模拟试验机上进行热压缩试验,试验温度为350~475 ℃,应变速率为0.001~1 s^-1,变形量为60%,获得了WE43镁合金的流变应力-应变曲线,基于流变应力-应变曲线,建立了WE43镁合金的本构模型。

利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM-EDS)以及DSC热分析仪研究了冷却过程中铋(Bi)对超低碳钢固态相变与显微组织的影响。结果表明:超低碳钢中添加0.06%Bi能够推迟冷却过程中奥氏体向铁素体相变的发生,提高其相变激活能,不同冷速下相变开始与结束温度分别降低了0~16 ℃以及0~31 ℃,相变激活能提高了1364 kJ/mol。在冷却过程中,铋能够偏聚于奥氏体与铁素体晶界,细化奥氏体与铁素体晶粒;随着冷速的增加,试验钢相变后铁素体晶粒尺寸逐渐减小,平均晶粒尺寸由10 ℃/min时的77.64 μm减小至20 ℃/min的66.03 μm;且与无铋钢相比,含0.06%铋的超低碳钢在相同冷速下,相变后铁素体晶粒尺寸更小,平均晶粒尺寸降幅在3.28~13.74 μm。

采用热模拟试验的方法研究了单道次变形变形量、双道次变形变形量和待温时间等不同工艺参数对X80管线钢奥氏体再结晶及晶粒长大的影响。结果表明,随着单道次变形量的增加,试验钢的奥氏体晶粒尺寸逐渐减小,当变形量为25%~30%时,奥氏体平均晶粒尺寸约为22 μm。对于Nb含量约0.08%的X80管线钢来说,于980 ℃变形后保持1 min,奥氏体仍可发生充分的再结晶。随着待温时间的增加,奥氏体晶粒没有明显长大的趋势,晶粒尺寸为22~28 μm。通过再结晶温度模型测算,试验钢的再结晶温度约为946 ℃,按照板坯的温降方程测算,单道次变形后的待温时间不宜超过200 s。

为研究GH3625合金热加工过程中的组织演变,在Gleeble-3800热模拟试验机上进行不同变形条件(变形温度1030~1130 ℃、应变量10%~40%及应变速率0.01~1.0 s^-1)的热压缩试验,并通过应力-应变曲线得到GH3625合金的应变软化系数及应变硬化系数,建立了GH3625合金的Laasraoui-Jonas(L-J)位错密度模型。采用DEFORM-3D中集成的元胞自动机(Cellular automata, CA)模块对GH3625合金热变形过程中的微观组织进行有限元模拟,并与试验得到的微观组织进行对比分析。结果表明,GH3625合金的流变应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而减小;结合微观组织和元胞自动机模拟结果分析可知,GH3625合金在热压缩过程中发生了明显的动态再结晶,随着应变量的增大、变形温度的升高及应变速率的减小,动态再结晶体积分数增加,组织更细小均匀。所构建的L-J位错密度模型能够较好地预测GH3625合金热变形过程中的组织演变。

高熵合金(High-entropy alloys,HEAs)是近年来新兴的一类先进金属材料,基于独特的多主元合金设计理念,有望突破传统单主元合金材料性能极限。其中,FeMnCoCrNi高熵合金是当前研究最为广泛的体系之一,具有优异的力学性能,应用前景广阔。本文首先介绍了高熵合金所具有的独特“四大核心效应”,包括高熵效应、晶格畸变效应、迟滞扩散效应、鸡尾酒效应;其次,重点综述了FeMnCoCrNi高熵合金在高温拉伸性能、高温蠕变性能及相应的变形机制方面的研究现状。

采用扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)研究了V元素对Cr5型热作模具钢回火硬度、显微组织及碳化物的影响。结果表明,V含量高,钢的淬硬性下降,抗回火软化性能增强,对二次硬化峰没有显著影响,同时促进了尺寸为50~100 nm的M₇C₃型碳化物形成。此外,V含量高可使奥氏体化过程中未完全溶入基体的大尺寸MC型富V碳化物保留至回火态。

为开发具有优异高温抗氧化性能的新型合金材料,以CoCrNi合金为基体,协同添加Al和Ta元素,制备了(CoCrNi)_96-xTa₄Al_x(x=3, 6, 12)高熵合金,研究了Al含量对合金微观组织、相结构以及1200 ℃高温抗氧化行为和氧化动力学的影响。结果表明,随着Al含量的增加,(CoCrNi)_96-xTa₄Al_x(x=3, 6, 12)高熵合金基体从FCC相逐渐转变成BCC相,其中(CoCrNi)₉₀Ta₄Al₆合金形成了FCC+BCC双相结构。(CoCrNi)_96-xTa₄Al_x(x=3, 6, 12)高熵合金在1200 ℃高温循环氧化条件下表现出良好的抗氧化性能,随着Al含量的增加,其抗氧化性能也随之提高,氧化动力学曲线和氧化速率常数平稳。(CoCrNi)_96-xTa₄Al_x(x=3, 6, 12)高熵合金氧化后的表面氧化层主要由Cr₂O₃、Al₂O₃和少量Ta₂O₅组成,高温下完整致密的氧化层很好地保护了合金,使合金的高温抗氧化性能十分优异。

利用Formaster-F型全自动相变仪,结合显微组织分析,绘制了添加和未添加稀土元素Ce的DX51D+Z低碳钢的连续冷却相变曲线,研究了不同冷速下稀土对DX51D+Z钢连续冷却相变点和显微组织的影响。结果表明,微量稀土Ce(9×10^-6)的添加,使DX51D+Z钢的Ac₁相变点温度降低3 ℃,Ac₃相变点温度升高9 ℃,增大了缓慢加热过程中α-Fe→γ-Fe相变区间;当冷却速度为0.05~2 ℃/s时,微量稀土Ce对试验钢的相变开始和终止温度影响不大;当冷速≥5 ℃/s时,微量稀土Ce使试验钢的相变终止温度降低,扩大了铁素体+珠光体、铁素体+贝氏体的相变区间,使静态CCT曲线向左下方移动;在0.1~20 ℃/s冷速范围内,含稀土Ce的试验钢铁素体晶粒度比不含稀土的高0.2~0.4级,且晶粒尺寸分布更均匀。

采用电弧熔炼工艺制备了AlCr_xCuFeNi(x=0, 1.0, 2.0)高熵合金(记为Cr₀、Cr_1.0和Cr_2.0合金),研究了Cr含量对高熵合金铸态和600 ℃热处理后的微观组织和显微硬度的影响。结果表明,铸态条件下,Cr₀合金的物相结构主要由富Fe、Ni的FCC固溶体相和AlCu₃相组成,而Cr_1.0和Cr_2.0合金均由富Cu的FCC2相、富Cr、Fe的BCC相和AlNi相组成。600 ℃热处理后,高熵合金的物相结构基本未发生改变,具有良好的物相稳定性,且合金的元素偏析程度显著改善。Cr₀合金铸态显微硬度为348 HV10,600 ℃热处理后略增至370 HV10。随Cr含量提高,高熵合金的硬度随之增加,其中Cr_2.0合金铸态和600 ℃热处理后的显微硬度最高,分别达到435和462 HV10。热处理后合金硬度增加主要与固溶强化、析出强化和细晶强化机制有关。

采用激光熔覆技术在304不锈钢表面制备得到FeCoCrNiAl_0.3Mo_0.1合金涂层,研究了激光功率(800、1000、1200 W)对涂层质量及组织的影响。结果表明,800、1000 W激光功率下,涂层有裂纹、气孔缺陷,1200 W下涂层未发现明显缺陷。不同激光功率下涂层组织均为柱状枝晶,但经比较分析发现1200 W下的组织更细小均匀;对涂层进行成分分析发现,Fe含量远高于名义值,Al含量远低于名义值,涂层由底部至顶部Fe、Cr元素平均含量逐渐减少,其他元素含量逐渐增多,且晶间Mo、Cr含量高于晶内。

采用辉光离子渗氮处理在不同温度下(380、540 ℃)在Ni15Cu6Cr2奥氏体灰铸铁表面制备渗氮层。利用蔡司光学显微镜、扫描电镜、电子探针、X射线衍射仪分析渗氮层的截面组织、元素分布和物相组成;通过磨痕形貌和三维轮廓分析渗氮层的摩擦学性能;采用电化学试验考察渗氮前后奥氏体灰铸铁的耐蚀性。结果表明,经380 ℃×10 h渗氮处理后,在奥氏体灰铸铁表面获得了厚2 μm左右,由ε相和少量γ′相组成的化合物层,表面硬度为330 HV0.05左右。当渗氮温度升高到540 ℃时,表面硬度提高到900 HV0.05左右,化合物层厚度达到10 μm左右,ε相逐渐转变为γ′相,整个渗氮层厚度约为45 μm。奥氏体灰铸铁基体的磨损机制为磨粒磨损,经渗氮后逐渐转变为黏着磨损,磨痕宽度逐步变窄,磨痕深度逐渐变浅,耐磨性能得到显著提升。经540 ℃渗氮后,耐蚀性显著提升,相较于基体自腐蚀电位由-0.337 V增大到-0.217 V,自腐蚀电流密度由1.51×10^-6 A/cm²减小到3.07×10^-7 A/cm²。

研究不同渗硼温度(800、850、900 ℃)对45钢渗硼层厚度、硬度、断裂韧度、脆性及耐蚀性的影响。利用维氏硬度计测试渗硼层的硬度、压痕裂纹形貌和压痕尖端裂纹长度;利用纳米硬度计测试渗硼层的弹性模量,并定量表征渗硼层的断裂韧度和脆性;利用电化学工作站对渗硼层的耐蚀性进行了表征。结果表明,经不同温度渗硼后,随渗硼温度的升高,渗硼层厚度和硬度增加,断裂韧度减小,脆性增加。800 ℃渗硼后渗硼层的自腐蚀电位最大,自腐蚀电流密度最小,耐蚀性最好。综合考虑,45钢最优渗硼工艺为800 ℃渗硼4 h。

为了提高多级降压调节阀阀芯的耐磨和耐蚀性能,并缩短该类零件的生产制造周期,采用激光熔覆和钨极气体保护电弧焊两种表面堆焊技术,在阀芯表面上制备Stellite12合金。对比研究了堆焊合金层的微观组织、显微硬度、摩擦磨损性能和均匀腐蚀性能。结果表明,两种工艺制备Stellite12合金层均与基体形成良好的冶金结合,微观组织主要由平面晶、粗大的柱状枝晶和细小致密的等轴枝晶组成。相比于钨极气体保护电弧焊,激光熔覆合金层具有更加致密、细小的枝晶组织,枝晶成分分布也更加均匀。同时,激光熔覆合金层的显微硬度更高、耐磨性能更优。另外,激光熔覆合金层相比钨极气体保护电弧焊的具有更低的均匀腐蚀速率,表现出较为均匀的腐蚀行为。

对工业纯钛TA2在750 ℃进行交流电场增强粉末法铝碳氮共渗。采用金相显微观察、X射线衍射分析、显微硬度测试等分析试样渗层组织、相结构、渗层厚度以及显微硬度沿渗层深度方向的分布。结果表明,工业纯钛TA2经电流为2 A的交流电场增强渗扩所得共渗层由TiN、Ti₂N以及少量AlTi₃构成,随电场电流逐步由2 A增大至6 A,渗层开始出现Ti₃AlN、C_0.3N_0.7Ti相,而TiN、Ti₂N消失,AlTi₃始终存在;TA2工业纯钛经同样渗剂、同样温度和同样时间常规渗扩后,渗层未检测到含铝相;交流电场对工业纯钛TA2粉末法铝碳氮共渗有显著促渗作用,促渗作用随电场电流的增大而增强;施加电流为6 A的电场,能够获得厚度约40 μm的渗层;交流电场还提高渗层硬度峰值及沿层深分布的整体硬度。

通过系统的表面检测、微观结构分析和化学成分测试,探讨了热基镀锌板表面麻点缺陷的产生成因。结果表明,因退火炉内露点异常,导致炉内气氛的还原性不足,使钢带表面在退火炉内氧化,生成氧化铁,导致镀锌时热轧基板表面润湿性不足,影响Fe-Al抑制层的形成,形成针孔漏镀;针孔漏镀点在钢带出锌锅后阻滞了锌液的流动,形成了宏观麻点缺陷形貌。

以1.5 GPa级热冲压成形钢的性能为基准,利用单轴拉伸、三点弯曲、缺口拉伸试验从伸长率、强度、极限冷弯角、裂纹形核功等多角度精准评价2 GPa级热冲压成形钢的强韧性,并通过加权计算综合评分的方法表征强韧性。结果表明,1.5 GPa、2 GPa和2GPa+AS热冲压成形钢烘烤后的屈服强度、伸长率、极限冷弯角、裂纹形核功等多种表征材料强韧性的指标均有所提高。与1.5 GPa钢相比,2 GPa与2GPa+AS钢在其抗拉强度范围内具有高的安全性能,但材料一旦产生孔洞或微裂纹,微裂纹将迅速扩展至零件开裂。经加权计算综合评分得出热冲压成形钢的强韧性综合评价结果,其评分高低顺序为2 GPa＞1.5 GPa＞2 GPa+AS。

冷轧节镍型不锈钢板带连续退火后表面产生水纹印现象,会演变为锈蚀造成严重损失。通过金相显微镜、扫描电镜和能谱分析等手段对比分析了不锈钢板带无水纹印和有水纹印试样的表面形貌、成分、微观组织及耐蚀性,结合轧制工艺研究了水纹印的形成机理。结果表明,冷轧节镍型不锈钢的冷轧过程中,出现水纹印的带中部分处于高速轧制状态,轧制塑性变形速率远大于无水纹印的头部和尾部,导致微观组织产生大量的变形带,恶化了冷轧不锈钢的耐蚀性能,进而形成了大量微小点蚀组成的水纹印形貌。

钢板的板形是淬火过程的关键质量指标,针对钢板在淬火过程中板形预测的问题,提出一种基于卷积神经网络-长短时记忆网络(CNN-LSTM)的二阶段辊式淬火过程板形预测方法。该方法分为两个阶段,首先,利用CNN提取板形特征,捕捉板形的空间信息。其次,以淬火过程参数、历史板形特征为输入,采用LSTM建立板形预测模型。最后将两个阶段串联,使预测模型能够同时考虑板形的空间信息和时间信息。基于实际生产数据进行试验,其结果表明,预测误差的均方值从0.0471降低到了0.0264,即预测误差降低了43.9%,达到了提高板形预测精度的目标。

通过对42CrMoA船用齿轮箱输入轴锻件宏观结构分析和裂纹区域微观组织分析,结合淬火工艺的数值模拟,研究了淬火裂纹产生的原因。结果表明,船用齿轮箱输入轴锻件形状复杂,截面变化剧烈,淬火时易在台阶轴过渡部位产生应力集中,容易导致横向淬火裂纹的产生。

30CrMnSiNi2螺栓经磁粉探伤发现在螺纹端尾牙1~2牙处存在纵向微裂纹。通过对微裂纹宏微观形貌观察和螺栓显微组织及硬度的检测,同时结合螺栓生产工艺对微裂纹形成原因进行分析。结果表明,由于磨削冷却不当,导致螺纹端尾牙1~2牙处产生二次淬火,出现细针状马氏体组织,造成磨削烧伤,在二次淬火应力作用下产生淬火裂纹。通过加强磨削冷却检测和相关人员培训,完善设备维护制度,避免此类问题再次产生。