采用高分辨率的径迹显微照相技术,研究了淬火硼钢中硼向奥氏体晶界偏聚的规律,定量地测定出跨过奥氏体晶界的硼的成分剖面图以及非平衡晶界偏聚的特征参量(晶界贫硼区宽度、晶界富集程度和富集带宽度)。试验表明,这种偏聚具有如下特征: 在偏聚晶界的两侧存在有一定宽度的贫硼区,晶界偏聚的硼是在冷却过程中由该区富集而来;这种偏聚对冷却速度很敏感,急速冷却可以抑制这种偏聚。冷却速度降低,晶界偏聚由连续的偏聚带,逐步发展为不连续的聚集直至明显地析出硼相,贫硼区宽度与冷却速度的平方根成反比;它的温度关系与晶界平衡偏聚预言相反,随淬火温度升高,晶界偏聚程度与贫硼区宽度增加。 通过试验,论证了淬火钢中硼向奥氏体晶界的偏聚,是在冷却过程中发生的一种非平衡的晶界偏聚现象。

业已证实,淬火硼钢中硼向奥氏体晶界的偏聚,是在冷却过程中发生的一种非平衡的晶界偏聚。本文通过解变温扩散方程,导出了非平衡晶界偏聚的理论公式,建立了晶界贫硼区宽度与淬火加热温度、冷却速度以及非平衡晶界偏聚扩散激活能与扩散常数之间的关系,理论预言与实验结果较好地吻合。 根据实验结果和理论分析,提出这种非平衡晶界偏聚的机制,是在冷却过程中,过饱和空位或双空位带着硼原子向晶界(空位阱)迁移的结果。 基于这种非平衡晶界偏聚的新概念,可以较完满地说明影响硼钢淬透性的众多复杂因素。

AuCd合金的马氏体相变内耗峰随着热循环次数的增加而升高。金相观察表明这与相界面的增多有关。并提出了一个应力感生界面位错运动的静滞后损耗模型。在Ms点以上测得一个新的内耗峰,是一个和热激活有关的弛豫峰。含46.1at。％Cd的AuCd合金在几次循环测量后,可使立方(?)正交相变变为立方(?)六方相变,对这一变化的机理进行了分析。

本文研究了铸造镍基高温合金中沉淀的片状μ相,揭示了μ相的形成规律、化学成份、TTT曲线、断裂特征和对力学性能的影响。研究结果表明,μ相的形成温度范围很宽,从800—1140℃。片状μ相的宽面是六方指数的{0001},它沿基体γ的{111}面板出。在760℃以下冲击,拉伸和持久的断裂特征是沿μ相{0001},面解理断裂,电子空位数N_v值不是控制μ相形成的唯一因素,还与(Mo+W)at.-％和Mo(Mo+W)有关。此外,硼也是抑制μ相的有效因素。

研究了不同方式超载,包括拉伸、压缩、拉伸-压缩和压缩-拉伸超载,对LY12铝合金疲劳裂纹扩展过程的影响。通过对不同超载前后裂纹尖端显微形貌及其附近塑性区尺寸与应变分布变化的研究和断口分析,指出:不同方式超载对裂纹扩展过程产生迥然不同的影响;拉伸超载引起的裂纹扩展速率递减延缓过程,是以闭合应力和残余压缩应力为主的多因素复合作用在裂纹尖端及其附近区域的结果。提出了拉伸超载对疲劳裂纹扩展过程影响的一般机制。

利用光滑拉伸试样以及带有应力梯度的弯曲试样和预裂纹试样(Ⅰ型、Ⅲ型以及Ⅰ—Ⅲ复合型),研究了氢对产生局部宏观塑性变形所需外应力(称为表观屈服应力)的影响。结果表明,氢对低合金钢的屈服强度影响不大,但如试样中存在拉应力梯度,则当钢的强度和进入试样的氢浓度超过临界值后,氢能使表观屈服应力明显下降,这就是氢致滞后塑性变形的原因。 氢致表观屈服应力的下降是由氢的扩散所控制的。它明显依赖加载速度和试验温度。但它随试验温度的变化不是单调的,在室温附近存在一个极值。 对仅存在剪应力梯度的Ⅲ型裂纹试样,充氢后表观扭转屈服应力并不降低,沿原裂纹面也不产生滞后裂纹,即K_(ⅢH)=K_(ⅢC),但在和原裂纹面成-45°的平面上却能产生氢致滞后塑性变形和裂纹。对Ⅰ—Ⅲ复合型试样,只有当恒定的K_Ⅰ大到足以单独就能产生滞后塑性变形时才能使表观扭转屈服应力开始下降。 提出了一个氢使表观屈服应力下降的机构。

用扫描电镜对含碳量为0.15,0.47和0.79wt-％的三种碳素钢进行了拉伸试验,观察了珠光体组织形变与断裂的动态过程。结果表明,15和45号钢形变主要在铁素体中进行,珠光体可发生剪切形变与旋转等现象。裂纹主要在夹杂物界面、珠光体与铁素体两相界面上产生,最后的断裂遵循延性断裂机制;对于完全是片层珠光体组织的T8钢,渗碳体片层表现出一定程度的塑性变形能力,并随片层间距的减小变形能力增强。对于细片层组织,应变分布比较均匀,变形范围比较广泛,渗碳体片层可产生滑移和弯曲,断裂方式表现出延性断裂特征;在粗珠光体中,应变分布很不均匀,变形主要集中在强烈剪切变形带中进行,裂纹形核主要是渗碳体片层沿剪切形变带开裂的结果,断裂方式表现出脆性断裂特征。 用位错塞积模型讨论了珠光体组织的脆性开裂现象。

为解决Fe-Ni-Co-Cu系合金应用中因高温退火晶粒粗大而引起的质量问题,研究了Zr对此类合金再结晶过程中晶粒长大特性的影响。结果表明,Zr可有效地细化合金的晶粒。经1050℃退火后,合金晶粒度为5—6级。 本文研究了Zr在合金中存在的形式,以探明Zr抑制高温晶粒长大的原因。分析了添加Zr形成的第二相质点类型、尺寸对抑制晶界推移的作用,并讨论了影响Zr抑制晶粒长大效果的因素。 实验结果表明,Zr可使与合金晶粒度有关的性能(如抗焊料渗透性、热加工性、化学稳定性及抗应力腐蚀开裂性能等)得到改善,而对合金的热膨胀性能、力学性能、氩弧焊可焊性等均无大的影响。合金的应用试验表明,添加适量Zr后,使用性能良好。

本文研究了经亚温淬火获得的铁素体-马氏体双相20钢的组织性能关系以及冷轧时的形变行为。试验结果表明:双相钢中的铁素体与马氏体同单独存在时的组织性能有明显差异,通常用以估价纤维增强复合材料强度的混合律并不适用。双相20钢的冷轧形变由开始阶段的等应力模型逐渐向等应变比模型过渡,形变强化则由两相间的不等强化状态逐渐向等强度比状态演变。文中提出了冷轧时形变行为的综合图,能够清楚地描述双相20钢中两相组织及性能相对变化的全过程。

Cr强烈地引起30CrNi5MoV钢的“软化”,在相同的试验条件下,随着Cr含量的增加(0.22—1.61％Cr),钢的条件比例极限(σP_(50))呈直线下降的趋势。用光学显徽镜、透射电镜和相分析等方法研究了这种“软化”效应。结果表明,“软化”主要是由于Cr改变溶质原子在α-Fe中的溶解度、粗化马氏体的亚结构及降低碳化物的长度与碳化物间距的比值从而降低σp_(50)的结果。

本文就铁素体—奥氏体型双相不锈钢00Cr18Ni5Mo3Si2组织稳定性及其对脆性的影响进行了探讨。980℃固溶处理及在450—900℃温度区间时效后产生α→γ′+X(σ)及α→α′+脱溶产物两种类型的组织转变。在450—750℃时效沿晶界发现有一种片状的Fe_3Cr_3Mo_2Si_2金属间相,在铁素体晶内有一种Fe_(2.4)Cr_(1.3)=MoSi拓扑密排相(R相),而在750—900℃时效发现x相只是一个能转变为σ相的亚稳相。本文就α-铁素体等温转变动力学曲线进行了研究。前人研究结果认为本钢脆性是由σ相造成的,本文研究结果发现在550—650℃及800—900℃不同温度区间脆性断裂特征不同,在550—650℃区间沿晶脆性断裂主要是由于沿晶规则排列的片状Fe_3Cr_3Mo_2Si_2金属间相的析出造成的,而在800—900℃区间的准解理断裂则与α相分解为块状的σ相、x相有关。

本文研究了定向凝固K3镍基高温合金的蠕变强度与细小γ′粒子的数置和尺寸的关系。实验结果证明,随着固溶温度升高,铸态粗大γ′逐步溶解并在随后冷却过程重新析出均匀细小正方形的γ′粒子。细小γ′体积分数(v_f)和尺寸(α)都随固溶温度的升高而增大,当固溶温度从1100℃升至1230℃,v_f从0.25增至0.63,α从0.10μm增至0.32μm。随着固溶温度的升高,第二阶段蠕变速率降低,持久寿命延长,大幅度提高合金的蠕变性能。适当的高温固溶加时效处理(如1210—1230℃,4h+900℃,32h)可提高定向凝固合金的中温(760℃,73.8kgf/mm~2)持久寿命10倍左右。 合金的中温蠕变性能取决于细小γ′的体积分数(v_f),尺寸(α)及其间距(λ),在固定温度和应力下,第二阶段蠕变速率((?))与它们之间符合以下关系。 (?)∝ λ~2/α或(?)∝ α/v_f~(2/3)(1-v_f~(1/3))~2 用透射电镜观察了合金三个蠕变阶段位错亚结构的变化,据此提出蠕变的位错模型和合金的强化机制,并导出第二阶段蠕变速率与γ′体积分数、尺寸和间距之间的关系式,与实验结果完全符合。