首先论述从淬火-分配(Q&P)工艺发展起来的淬火-分配-回火(Q-P-T)工艺以及两者的差异, 总结Q-P-T钢从超高强度到高强塑性的发展,对比先进新型Q-P-T工艺和传统淬火-回火(Q-T)工艺的差异及其对钢力学性能的不同影响, 重点讨论在形变中残留奥氏体对超高强钢塑性增强的微观机制, 为先进高强钢的进一步发展提供组织设计和控制的理论指导.

采用等离子体基低能氮离子注入技术, 在450 ℃, 4 h改性处理核电站泵阀零部件用2Cr13马氏体不锈钢, 获得了深度为10-12 μm的改性层,超高氮过饱和浓度为35%-40%(原子分数), 由hcp结构的ε-Fe_2-3N相组成.改性层的硬度最大值为15.7 GPa, 球--盘式摩擦学实验测定的改性层摩擦系数由原始不锈钢的1.0减至0.85, 耐磨性显著提高. 在3.5%NaCl溶液中,改性层的阳极极化曲线由原始不锈钢的活化溶解转化为自钝化-孔蚀击穿特征,自腐蚀电位增加至-185 mV(vs SCE), 维钝电流密度为10^-1 μA/cm²,孔蚀击穿电位为-134 mV(vs SCE), 抗孔蚀性能明显改善. 表面改性2Cr13马氏体不锈钢满足泵阀零部件耐磨损抗腐蚀的需求.

以Ansys 10.0和Fluent 6.3为计算平台, 利用2者之间的接口和Fluent 6.3软件提供的用户自定义函数功能, 研究了辊芯初预热温度、拉坯速度、预热和补热功率等因素对石墨铸型连续铸造复合成型法制备高速钢复合轧辊坯内非稳态温度场的影响,并对各工艺参数之间的匹配关系进行了探讨. 结果表明, 当辊芯表面的终预热温度一定时,所需的感应预热功率随拉坯速度的增加而增大, 随初预热温度的升高而减小;辊芯移出线圈时, 高温区仅限于表层附近, 芯内大部分区域几乎不受感应预热的影响.进入预热坩埚后, 随着辊芯的下移, 辊芯表面能达到的最高温度及在固相线温度以上持续的时间随补热功率的增大和拉坯速度的减小而相应升高或增长; 拉坯速度和补热功率之间存在严格的匹配关系, 当2者匹配得当时, 辊芯和外层高速钢之间可形成牢固的冶金结合.

以Fluent 6.3为计算平台, 采用数值模拟的方法研究了铜结晶器下浇注温度和拉坯速度等参数对高速钢复合轧辊连铸坯内温度分布的影响, 探求了适宜的连铸工艺条件, 在此基础上进行了拉坯实验. 结果表明, 拉坯速度和浇注温度是决定铜结晶器下辊坯能否顺利拉出和界面结合质量好坏的两个重要参数. 提高浇注温度和增大拉坯速度都利于实现两种金属之间的冶金结合. 但随着高速钢浇注温度的提高和拉坯速度的增大, 辊坯的液穴深度逐渐增长, 离开结晶器时的坯壳减薄, 拉漏的几率增大.拉坯速度和浇注温度之间存在着严格的匹配关, 适宜的浇注温度位于1873---1923 K之间, 适宜的拉坯速度位于0.3-0.5 m/min之间. 数值模拟和实验结果都表明, 在参数匹配得当的情况下, 采用铜结晶器连铸法可以制备出高速钢复合轧辊.

采用热轧的方式制备了不锈钢/碳钢包层钢筋, 研究了包层钢筋的机械性能及界面的结合情况. 通过拉伸、剪切实验测试了钢筋的抗拉强度等性能及两金属的结合强度. 应用OM, SEM, EDS以及显微硬度仪对界面附近的显微形貌、元素扩散以及显微硬度分布进行分析. 实验结果显示:不锈钢/碳钢包层钢筋的轧制过程中双金属等比例延伸,其抗拉强度高达550 MPa, 延伸率45%, 拉伸过程中出现明显缩颈,断口处两金属未分离. 随轧制道次的增加, 金属结合更加致密, 剪切强度增加, 最大剪切强度为333 MPa, 剪切断裂面出现典型的塑性韧窝和剪切滑移. 界面附近出现了明显的元素扩散, 不锈钢中的Cr, Mn和Ni等元素向碳钢扩散, 碳钢中的Fe元素向不锈钢扩散,总扩散距离约30 μm, 造成界面附近碳钢侧的显微硬度显著增大,第6道次后其值为399.4 HV, 远高于碳钢基体的硬度.复合包层钢筋界面间形成了良好的冶金扩散结合.

通过常规金属型铸造工艺制备准晶相增强的Mg-8Zn-4Al(ZA84)和Mg-8Zn-4Al-0.5Y(ZAY8405)合金, 采用Gleeble-1500热模拟试验机在温度230 ℃和应变速率0.0015-1.5 s^-1的条件下, 对准晶增强的Mg-Zn-Al-(Y)合金的热压缩变形行为进行了研究. 结果表明: ZA84和ZAY8405合金铸态组织主要由二十面体准晶和α-Mg所组成, Y的加入可进一步细化凝固过程中形成的准晶相;Mg-Zn-Al-(Y)合金热变形过程中合金发生典型的动态再结晶,流变应力随应变速率增大而增大, 并可通过幂指数模型进行描述,应变速率变化对ZAY8405合金流变应力的影响更大; 热变形过程中,准晶可促进Mg-Zn-Al-(Y)合金的动态再结晶, ZAY8405合金中弥散分布的细小准晶以及Y的加入更有利于孪生和动态再结晶的发生.

通过热浸镀Al及高温氧化法制备出梯度防氚渗透涂层, 并系统研究了稀土元素Ce对涂层微观结构及性能的影响. 热浸镀Al所获得的涂层包括表面Al层和Fe-Al中间合金层,在热浸镀Al过程中, Fe-Al合金层的厚度随浸镀液中Ce含量的增加而增大,且与基体间的接触方式逐渐由平面接触转为锯齿状接触, 从而提高了Fe-Al层与基体的结合强度. 经过850 ℃条件下保温4 h的扩散处理, 获得了Al含量呈梯度分布的Al₂O₃/Al/Fe--Al涂层, 这种梯度涂层有效地消除了热应力失配现象.对涂层的性能测试结果表明, 浸镀液中Ce含量的添加也提高了涂层的抗热震和抗高温氧化性能.

利用MgO多孔膜结构取代传统制备DLC膜所需的金属过渡层(如Ti), 采用离子束复合磁控溅射技术制备出了DLC/MAO/AZ80膜基系统,并通过与MAO/AZ80, DLC/Ti/MAO/AZ80及DLC/Ti/AZ80对比, 系统研究了此类膜基系统的表面微观形貌、粗糙度、纳米压痕行为、摩擦学特性及电化学性能. 结果表明: MgO多孔膜表面沉积DLC膜使其粗糙度减小, 硬度增加, 而弹性模量与MgO多孔膜相差较小;借助表层微孔特征及DLC膜的润滑特性, 使得DLC/MAO/AZ80膜基系统的平均摩擦系数、磨痕宽度与传统的DLC/Ti/AZ80膜基系统相当,并进一步制备出了具有最小平均摩擦系数和磨痕宽度的DLC/Ti/MAO/AZ80膜基系统;由于MgO多孔膜结构的极化阻力使得MAO/AZ80, DLC/MAO/AZ80和DLC/Ti/MAO/AZ80膜基系统的耐蚀性均明显优于DLC/Ti/AZ80.

利用电子背散射衍射(EBSD)技术和高分辨透射电子显微镜(HRTEM)对不同Ti和Mn含量的CSP工艺Ti微合金钢进行了显微组织分析与析出相特征观察. 结果表明: 与Ti和Mn含量较低的钢相比, Ti和Mn含量较高的钢中, 不仅小角度晶界分布比例较高, 同时颗粒尺寸在 10 nm以下的TiC粒子析出数量显著增加, 而较大尺寸的M₃C相(Fe₃C)析出数量却有所减少.此外, 强化机理分析表明, 细晶强化与位错强化对两 实验钢的屈服强度贡献最大,而沉淀析出强化是造成两实验钢强度差别的主要原因.

利用扫描电镜(SEM)并配合能谱(EDS)分析研究了超高压凝固Mg-6Zn-3Y合金的晶体形态和相演变. 实验结果表明: 随着凝固压力的增大, α-Mg晶体的形态发生了粗大树枝晶→超细树枝晶→胞状晶转变,即晶体的生长方式逐渐由树枝晶生长→胞状生长过渡.GPa级超高压下凝固极大地提高了Zn在基体中的溶解度, 使之成为过饱和固溶体,并随着凝固压力的增大促使Zn的分布趋于均匀化. Mg-6Zn-3Y合金在2 GPa超高压凝固条件下形成了新相Y固溶体, 室温组织由4相组成; 在6 GPa超高压凝固条件下大量粒状相均匀弥散地分布在基体上, Mg-6Zn-3Y合金的硬度显著提高.

以微米级W粉和碳纳米管(CNTs)为原料, 采用放电等离子烧结(SPS)技术制备了钨基复合材料, 研究和分析了CNTs对W显微组织结构和室温力学性能的影响. 研究表明, 在SPS过程中, CNTs与W发生原位反应生成W₂C,一方面活化了W的晶格, 促进了W的烧结致密化, 另一方面, W₂C的形成 消耗了部分烧结驱动力, 有效延缓了W的晶粒长大. 当CNTs的加入量为0.5%时,可获得平均晶粒尺寸为4 μm, 相对密度大于99%, 抗弯强度和硬度分别为1353.90 MPa和488.4 HV的钨基复合材料.

通过OM, TEM和SEM/EBSD研究了QBe1.7铜合金室温多向压缩变形及973 K退火后的微观组织及其取向演化规律. 结果表明: 室温变形时,其真应力-累积真应变(σ-Σε)曲线因动态回复而呈类似稳态流变特征, 随变形道次的增加组织内部产生了大量的亚晶,但均匀弥散分布的细小析出物的存在严重抑制了动态再结晶的进行,累积变形至Σε=4.8时仍未出现细晶; 而在中等变形程度下(Σε=2.4)通过退火处理可获得平均晶粒尺寸仅0.8 μm左右的超细晶组织. 超细晶主要是由变形所产生的中低角度晶界迅速转变为包含大量孪晶界的高角晶界演化而成. 根据晶粒尺寸变化可把退火过程分为回复、晶粒急剧细化和晶粒正常长大3个阶段.

研究了在150和300 ℃温度下采用顺轧、交叉轧2种方式制备的4种AZ31镁合金轧制板材的显微组织、织构和单轴拉伸力学性能. 研究表明:{10-11}-{10-12}双孪晶是镁合金板轧制变形过程中的重要变形机制.变形温度的升高会抑制{10-11}-{10-12}双孪晶的产生. 轧制过程中,{10-11}-{10-12}双孪晶的变体选择机制与轧制方向有关, 进而对轧制板材的显微组织、织构及力学性能产生不同的影响.低温顺轧将使板材中的双孪晶平行排列, 板材的织构各向异性、单轴拉伸塑性各向异性增强; 而低温交叉轧将使板材中的孪晶分布杂乱,织构各向异性、单轴拉伸塑性各向异性均较顺轧板材减弱. 高温轧制板材中双孪晶较少,板材的织构各向异性和拉伸各向异性均较弱.

通过血小板黏附和蛋白吸附研究了硝酸钝化(NT)和柠檬酸钝化(CT)对316L不锈钢血液相容性的影响, 并通过XPS分析、接触角和表面电荷测量,研究了经两种方法钝化的316L不锈钢表面钝化层成分、表面张力及表面电荷等表面性能对血小板黏附和蛋白吸附的影响. 研究结果表明, 柠檬酸钝化后的316L不锈钢表现出相对较好的血液相容性, 这与316L不锈钢经柠檬酸钝化后较高的表面张力和相对较低的表面正电荷等表面性能有关. 同时研究表明,316L不锈钢表面白蛋白的吸附量与表面张力的极性分量成线性关系,而纤维蛋白原吸附量与表面电荷密度呈线性关系.

采用Gleeble-1500热模拟机对GH738镍基高温合金进行了高温热压缩变形实验, 分析了该合金在初始晶粒不同的情况下, 变形温度1000-1160 ℃,应变速率0.01-10 s^-1, 工程变形量15%-70%条件下流变应力的变化规律及晶粒组织演化规律; 同时研究了变形温度1040-1120 ℃,应变速率0.1-10 s^-1, 变形量15%-50%, 保温时间0-45 s条件下该合金的亚动态(静态)再结晶及保温温度980-1140 ℃, 保温时间0-4 h条件下的晶粒长大行为. 通过系统的物理热模拟实验, 构建了GH738高温合金在热变形过程中的晶粒组织演化模型及应力-应变模型, 所建立的GH738高温合金模型与实验结果相比均表现出较高的相关度.

针对所构建的GH738高温合金热变形过程动态再结晶、亚动态(静态)再结晶和晶粒长大的晶粒组织演化模型, 利用FORTRAN语言将锻造变形过程中所有模型写入有限元软件MSC.SUPERFORM的用户子程序中, 对软件进行二次开发并对该高温合金晶粒组织演化进行数值模拟. 通过对Gleeble热压缩试样及直径250 mm涡轮盘实际锻造结果与数值模拟进行对比分析,证实了GH738高温合金显微组织演化模型的正确性和该软件二次开发的可行性.对直径1250 mm超大型涡轮盘生产进行模拟预测, 模拟结果显示适宜的热加工条件为变形温度1040-1100 ℃, 锻造速度10-25 mm/s; 同时与实际在变形温度1080 ℃, 变形速度10 mm/s条件下锻造的直径1250 mm超大型涡轮盘组织进行比较, 发现该模拟结果与实际结果吻合 性较好, 基本达到了组织的精确预测控制. 此外, 结合以上锻造及模拟经验, 对国内GH738高温合金直径1400 mm特大型涡轮盘进行了锻造组织预测.

通过监测处理前后海水环境参数的变化, 利用开路电位-时间曲线、电化学阻抗谱及极化曲线等电化学方法, 研究了316L不锈钢在电解处理前后的压载水中的腐蚀行为. 结果表明, 在处理海水中,316L不锈钢的耐点蚀性能优于天然海水, 腐蚀倾向减小.处理海水中316L不锈钢的开路电位正移约0.4 V, 电化学反应电阻明显增大,钝化膜的击穿电位正移0.37 V以上, 316L不锈钢的耐蚀性增强.这可能与电解处理后海水中含有ClO$^{-}$, Cl$_{2}$和HClO等强氧化性物质,导致316L不锈钢的钝化膜增厚、变得更加致密有关.

较系统地研究了Fe和Cu含量对Sm(Co_balFe_xCu_yZr_0.03)_7.5(x=0.16-0.28, y=0.06, 0.08)磁体的室温和中温段磁性能的影响. 研究表明,室温下内禀矫顽力_iH_c随Fe含量的增加先增大后减小,最高可以达到2473 kA/m;剩磁B_r随Fe含量的增加而增大. 在相同Fe含量的情况下, 随Cu含量增加内禀矫顽力_iH_c均增大. 矫顽力温度系数的绝对值|β|随Fe含量的增加单调增大,随Cu含量的增加而降低.