研究了应变速率对DP780钢激光焊接接头的拉伸性能及变形行为的影响规律和机制.结果表明, 与母材相比, DP780钢激光焊接接头的变形行为对应变速率更敏感.随应变速率的增加, DP780钢激光焊接接头的强度提高, 塑性呈现整体下降趋势.在较低应变速率(<10¹ s^-1)条件下, 随应变速率增加,焊接接头的强度有所提高, 但变化幅度不大, 塑性降低较明显;当应变速率超过10¹ s^-1后, 强度的提高幅度增大,而塑性在应变速率10¹—10² s^-1范围内有所恢复后再降低.DP780钢激光焊接接头拉伸变形过程中宏观力学行为的应变速率敏感性主要取决于DP780钢母材在不同应变速率下变形行为及机制的改变.随应变速率的增加, DP780钢激光焊接接头断裂位置距焊缝中心线的距离显著降低,断裂位置由母材区转移至热影响区的软化区. 动态载荷下,DP780钢激光焊接接头不同区域组织塑性变形行为应变速率依存性存在差异,是焊接接头断裂位置表现出明显应变率效应的本质原因.

以抗拉强度700和780 MPa级新型热轧纳米析出强化钢为研究对象,通过裂纹尖端张开位移法实验评价其断裂韧性, 探讨显微组织类型、大角度晶界、位错密度及纳米尺寸析出物对断裂韧性的影响机理. 结果表明, 实验温度为室温、-10和-30℃时, 700 MPa级钢的条件启裂值δ_Q0.2BL和δ_0.2均大于780 MPa级钢,700 MPa级钢的断裂韧性优于780 MPa级钢. 700 MPa级钢与780 MPa级钢的显微组织差异主要包含4个方面:(1) 700 MPa级钢的显微组织以铁素体为主, 而780 MPa级钢的显微组织以贝氏体铁素体为主;(2) 700 MPa级钢中的碳化物形态为颗粒状或短棒状, 而780 MPa级钢中的碳化物以长条状为主;(3) 780 MPa级钢的位错密度显著高于700 MPa级钢;(4) 700和780 MPa级钢中的大角度晶界比例分别为85.6%和76.8%. 因此,提高铁素体体积分数和大角度晶界比例、细化碳化物尺寸及降低位错密度可有效提高钢板的断裂韧性;700和780 MPa级钢显微组织中粗大析出物(Nb, Ti)CN及晶界析出物会使钢板韧性恶化,铁素体或贝氏体基体上半共格析出的纳米尺度(Nb, Ti)C对韧性损害较小.

从实验及模拟角度对比研究了引晶段的晶粒密度和取向随晶粒生长高度(研究位置距试样底面的高度)的变化规律,并给出了引晶段参数的设计准则. 采用EBSD晶体取向成像技术获得了引晶段截面的晶粒形貌和取向极图;采用CA—FD方法, 针对单晶定向凝固过程进行数理建模与仿真,实现了凝固过程的三维宏观温度场与微观组织生长的模拟计算.从宏、微观角度解释了定向凝固过程的晶粒竞争演化行为, 为引晶段设计提供理论支持.

研究了螺旋段在选晶过程中的作用. 基于金相及EBSD实验结果, 指出在晶粒竞争生长过程中,晶粒二次臂取向和初始位置分布特征综合决定了晶粒的竞争优势.总结提出了选晶过程的两个几何限制机理:水平方向的二次臂竞争促进作用和竖直方向的一次臂限制作用.两种模型成功解释了螺旋段对选晶过程的作用. 采用修正的元胞自动机(MCA)技术,对螺旋段的晶粒竞争生长过程进行了模拟.研究了晶粒结构及晶体取向随定向凝固过程的变化规律, 并与实验结果进行了对比,两者吻合较好. 基于模拟与实验的研究,获得了螺旋参数对选晶行为的影响规律及作用机理, 提出了选晶器螺旋段的设计准则.

使用坐标跟踪法建立了描述喷射成形圆柱坯外形生长的三维数学模型,通过背面剔除和表面三角形单元判断相结合的方法,提出了一种能够准确、简便地计算遮蔽效应的三维算法.该模型严格遵循喷射成形的实际过程建立, 经过实验验证,可以对沉积坯外形做出较为准确的预测. 基于以上模型,还计算研究了不同工艺参数对锭坯外形演化的影响. 模拟结果表明,雾化参数、基板下移速率和初始偏心距是影响沉积坯外形的重要工艺参数.

基于最高界面生长温度的判据,对定向凝固跃迁过程中非共晶点合金从共晶耦合区向非耦合区组织生长进行了理论分析,探讨了耦合共晶和初生枝晶之间的竞争生长. 发现在共晶非共生区,跃迁加速定向凝固后的共晶组织仍可以耦合生长, 给出了可能耦合生长的临界速率.另外, 利用该理论对两种典型的共晶体系:Al—40%Cu层片共晶和Al—12%Ni棒状共晶合金进行了跃迁定向凝固耦合共晶组织生长分析,理论预测的临界速率与实验报道的结果基本一致.

设计一种以低碳贝氏体组织为特征的690 MPa级海洋工程用钢,使用感应加热炉对直接淬火态钢板进行快速加热回火,通过拉伸实验、SEM和TEM手段研究了不同回火温度对其组织和性能的影响. 结果表明, 钢材的性能,特别是强韧性匹配受未转变奥氏体的转变行为以及析出物状态的综合影响.快速加热至550℃进行回火, 组织软化, 晶内只有少量析出物出现,致使强度降低, 未转变奥氏体在冷却过程中转变为马氏体/奥氏体(M/A)岛; 快速加热到600℃,由未转变奥氏体转化成的M/A岛尺寸稍有减小, 细小的Cu, Nb/Ti复合析出物大量出现,钢材的强度显著上升; 快速升温到660℃, 组织内部析出物发生粗化,强度稍有下降, 未转变奥氏体在板条间生成残余奥氏体薄膜, 使得韧性提高,强韧匹配最佳; 快速升温到700℃进行回火, 析出物进一步粗化,未转变奥氏体进一步长大在室温下转变为尺寸较大的M/A岛, 韧性再次下降,强韧性匹配降低. 综合考虑, 采用600—660℃的快速加热回火工艺可以使钢材达到最佳的强韧性匹配.

研究了不同的前躯体组织对于经临界区再加热—淬火—中温配分(IQ&P)处理所得的0.22C—1.9Mn—1.32Si多相钢的组织形貌和力学行为的影响. 相同的热处理工艺参数下,采用前躯体为马氏体(M)的组织设计倾向于在多相钢中获得板条状的铁素体和薄膜状(或短针状)的残余奥氏体;而采用前躯体为贝氏体—铁素体(B—F)的组织设计则倾向于在多相钢中获得块状的铁素体和近颗粒状的残余奥氏体.在本工作所用IQ&P工艺下, B—F前躯体多相钢尽管抗拉强度高达976 MPa, 但其延伸率只有26.7 %,使得其强塑积仅仅只有26 GPa•%; 而采用M前躯体设计可以使钢获得强度和塑性的优良结合,其强塑积超过31 GPa•%. 就均匀变形阶段的加工硬化行为而言,B—F前躯体多相钢尽管具有较高的加工硬化指数, 但其组织中的残余奥氏体稳定性较差, 因而瞬时加工硬化指数—真应变曲线的波动性很大, 随真应变的增大在外观上呈锯齿状;而M前躯体多相钢尽管加工硬化指数略低, 但其组织中的残余奥氏体具有较高的稳定性,因而瞬时加工硬化指数—真应变曲线较为平滑, 随真应变的增大呈逐次升高的趋势.产生上述不同力学行为的原因与钢中残余奥氏体和基体组织的形貌、比例和分布状态均有关,而上述因素从根本上又取决于不同前驱体自身的组织形貌与微观结构特征.

以一种第三代镍基单晶高温合金为载体, 通过添加不同含量的Pt,研究了Pt对单晶高温合金凝固特性的影响规律. 结果表明,Pt的添加使合金元素的偏析程度加大, 共晶含量增大, 固溶热处理窗口变窄.由于Pt添加使得合金难以通过固溶热处理消除凝固形成的成分偏析,因此有可能对合金的力学性能产生不利影响.

将电磁场引入到Inconel 625合金的凝固过程中,研究电磁力对合金凝固组织和力学性能的影响. 结果表明,电磁场可显著细化合金晶粒, 但当施加不合理的电流强度和频率时,电磁场会加速凝固前沿的熔体对流, 导致凝固末端产生更严重的枝晶偏析,形成更多的共晶组织. 微观表征结果表明, 电磁场作用下Nb和Mo元素偏析比的增大,是共晶组织含量增多的根本原因.晶粒细化和共晶组织增多共同影响了合金的室温拉伸性能,使合金屈服强度提高、拉伸塑性下降.合理控制电流强度及频率大小可有效控制共晶组织分数.当施加电磁场的电流强度为100 A, 频率为8 Hz时, 合金中共晶组织含量最少,合金在不损失塑性的前提下屈服强度提高30%以上.

利用SEM, EPMA和TEM, 观察了在1453 K Co—Ni—Si—B钎料钎焊的DD5镍基单晶高温合金接头的显微组织,分析保温时间变化对接头显微组织和力学性能的影响, 并深入讨论接头的形成机制.结果表明: 接头主要由钎料合金区、界面连接区和元素扩散区3个区域组成.钎料合金区位于焊缝中央, 由Ni—Co固溶体、M₃B₂型硼化物、CrB和Ni—Si化合物构成;与之相邻为界面连接区, 主要为等温凝固形成的Ni—Co固溶体组织;元素扩散区位于界面连接区与母材之间, 由γ相、γ′相和元素互扩散形成的颗粒状M₃B₂构成. 随着保温时间的延长,焊接缺陷减少, 界面连接区厚度增加, 钎料合金区中球形Ni—Co固溶体尺寸增大,脆性化合物相数量减少, 接头在1143 K的抗拉强度由198.5 MPa提高至580 MPa.高温拉伸试样的断口观察表明: 断裂发生在焊缝处, 为混合断裂模式,保温时间延长可提高焊缝与母材的界面结合强度, 控制脆性化合物相的形成,改善接头的高温力学性能. 综合考虑接头的组织和性能, 最佳保温时间约为180 min.

采用电化学测试和慢应变速率拉伸实验(SSRT)研究了X65和X80管线钢在高pH值溶液中的应力腐蚀开裂(SCC)行为及机理.结果表明, X65钢在高pH值溶液中的开裂方式是沿晶断裂(IGSCC);X80钢在高pH值溶液中的开裂方式是初期裂纹沿晶扩展与后期裂纹穿晶扩展断裂的混合模式,主要表现为穿晶断裂(TGSCC)特征. X80钢在高pH值溶液中的断裂方式与其组织及强度有关,其裂尖pH值降低是发生TGSCC的重要原因.X65钢在高pH值溶液中的SCC机理为阳极溶解(AD)机理; 而X80钢为阳极溶解(AD)+氢脆(HE)机理.

采用应变诱导熔化激活法(SIMA法)制备了半固态7050 铝合金坯料, 研究了等温过程中晶粒的粗化规律.利用Gleeble—3500热模拟试验机分别对半固态7050铝合金和常规铸造7050铝合金进行了压缩实验,分析了其应力—应变关系, 研究了半固态7050铝合金压缩变形时液固相协同变化规律,并对半固态7050铝合金和常规铸造7050铝合金的压缩裂纹扩展过程进行了研究.结果表明, 常规铸造的7050铝合金的压缩应力明显偏高.变形量、变形温度和应变速率对显微组织变化和液相分布有明显影响. 此外,由于半固态合金和铸造合金在显微组织上的显著差别,导致其裂纹的扩展过程也不一样, 即分别对应着固—液分离过程和固—液、固—固混合分离过程.

采用差示扫描量热法(DSC)和硬度测量方法对汽车用Al—0.6Mg—0.9Si—0.2Cu(质量分数, %)合金不同状态析出动力学进行了研究. 结果表明,T4态合金升温到100—-150℃时, DSC曲线出现低温析出峰,而T4P态合金无此低温析出峰; 经过T4P处理的合金其β″相析出峰位向低温移动.利用A—J—M方法计算合金不同相析出动力学参数,结果表明, T4和T4P态合金GP区溶解激活能分别为66和119 kJ/mol, β″相析出激活能分别为114和60 kJ/mol;T4态合金的溶解和析出动力学方程分别为:Y_GP=1-exp[-1.3×10⁷t exp(-7977/T)],Y_β″=1-exp[-4.7×10²²t²exp(-27484/T)];T4P态合金的溶解和析出动力学方程分别为:Y_GP=1-exp[-2.4×10¹³ t exp(-14345/T)],Y_β″=1-exp[-2.9×10¹¹t² exp(-14392/T)].此外, 在185℃时效过程中, 随着时效时间的延长, T4和T4P态合金的硬度均先不断增加达到峰值后趋于平缓,但是T4态合金经20 min时效处理后出现硬度下降, 而T4P态合金无此现象,利用GP区回溶和β″相析出动力学对此变化规律进行了很好的解释.

通过多靶共溅射的方法, 制备了(AlCrTaTiNi)N和双层AlCrTaTiNi/(AlCrTaTiNi)N 扩散阻挡层, 并利用XRD,EDS和SEM研究了其组织结构、相组成及在高温下的热稳定性能. 结果表明,Cu/(AlCrTaTiNi)N/Si经500℃退火后界面处已有脱开倾向, 700℃后Cu膜则完全脱落.AlCrTaTiNi可增强Cu和(AlCrTaTiNi)N的粘附性.AlCrTaTiNi/(AlCrTaTiNi)N 经800℃退火后仍能起到有效的扩散阻挡性能,900℃下出现了深能级的Cu--Si相, 方块电阻急剧升高, 表明该阻挡层失效.

采用超声辅助电镀法在Q235钢基体表面上制备了纳米叠层Ni镀膜.利用X射线衍射分析测定了镀膜的相结构和晶粒尺寸,在扫描电镜下观察了镀膜试样的剖面微观形貌,通过在室温7%HCl溶液中的浸泡实验考察了镀膜试样的耐腐蚀性能,采取磨轮磨损实验法对镀膜的耐磨性能进行了评价. 结果显示,纳米叠层Ni镀膜沿着最密排的(111)晶面择优取向生长, 其微结构明显呈平整层状重复堆积结构,普通电镀Ni镀膜的柱状晶垂直外延生长现象已被彻底消除. 与普通电镀Ni镀膜相比,纳米叠层Ni镀膜的耐磨性能不仅明显改善, 而且其耐腐蚀性能得到显著提高.