洁净钢是针对客户提出的质量要求, 钢厂不断改进工艺、装备后, 逐步提高洁净度的各类钢. 介绍了典型钢种的洁净度要求及近半个世纪来商用钢中杂质能达到的最低水平. 钢中总氧量对钢的洁净度至关重要, 列举了国内外主要钢厂精炼、凝固过程中钢中总氧量的变化及降低总氧量的相关理论. 减少钢中夹杂物数量及控制其形态也是洁净钢的重要任务, 讨论了脱氧产物、脱氧剂再氧化及顶渣与耐火材料成分的影响, 对430系不锈钢中夹杂物控制及精炼时最佳搅拌强度作了介绍, 简述了钙处理使铝镇静钢夹杂物转形的基础理论. 对超低磷、超低硫钢生产的冶金原理作了重点阐述, 介绍了抗氢致开裂(HIC)的管线钢中超低硫和硫化物的形态控制. 对钢中其它杂质元素去除的可能途径也进行了讨论.

通过XRD测定了9Ni钢中的回转奥氏体含量, 并采用EBSD技术观察其在基体上的分布, 研究了两相区热处理后回转奥氏体含量、分布及其稳定性的变化以及这些因素对 9Ni钢低温韧性的影响. 结果表明: 经过两相区处理后, 9Ni钢的低温韧性有不同程度的改善, 其中两相区处理温度为650 ℃时, -196 ℃的冲击功最高, 达到177 J, 此时测得的回转奥氏体含量也最多, 达到10.15%, 表明回转奥氏体含量对9Ni钢的低温韧性有重要的影响. EBSD结果则表明: 经两相区处理, 回转奥氏体不仅在晶界和板条束界形成, 也在晶内的板条界上形成, 因此即便在其含量低于淬火+回火处理的条件下, 9Ni钢的低温韧性也有明显提高, 证明回转奥氏体的分布也是影响9Ni钢低温韧性的一个主要因素. 对稳定性的分析显示, 在本文的工艺条件下, 回转奥氏体的稳定性均未达到最佳.

对00Cr18Ni10N(质量分数, %)不锈钢丝进行室温拔制, 获得了不同面缩率的不锈钢丝。拉伸实验、磁性实验与显微组织观察表明, 面缩率小于40%的形变初期阶段, 滑移与孪生是主要的变形方式, 显微组织含大量孪生片层, 亚结构由形变孪晶和位错胞组成, 抗拉强度在600---1200 MPa范围内变化. 面缩率大于40%的大变形阶段, 形变马氏体继孪生之后开始参与变形, 显微组织是纤维状的条带, 亚结构由位错胞与形状不规则、细碎的形变孪晶所组成, 抗拉强度在1200 MPa以上.

超高碳(1.58%C)钢中的马氏体相变产物除了板条马氏体、片状马氏体外, 还发现枣核状马氏体. HRTEM观察表明, 枣核状马氏体的亚结构是高密度位错, 位错密度高达10¹³/cm², 未观察到孪晶. 基于盘片状马氏体的理论分析表明, 应变能与马氏体片的临界厚度(2t₀^*)无关, 而与其临界直径(2r₀^*)有关; 临界形核功(相变能垒)ΔG^*与马氏体晶核临界厚径比t₀^*/r₀^*的二次方成反比. t₀^*/r₀^*<1时, 马氏体核呈圆片状; t₀^*/r₀^*>1时, 晶核呈枣核状; 当t₀^*/r₀^*>>1时, 晶核呈棒状.

以5×10^-4 s^-1(慢速拉伸)和2×10^-2 s^-1(快速拉伸) 2种应变速率对EN1.4318 (AISI301L)和EN1.4301(AISI304)冷轧和退火态奥氏体不锈钢板试样(厚度为2 mm)进行了拉伸实验, 用TEM, SEM以及XRD分析应变诱发 α'--马氏体转变机制和转变量. 结果表明, 相同应变速率拉伸时, EN1.4318钢的α'--马氏体转变量远远高于EN1.4301钢; 快速拉伸可明显抑制冷轧EN1.4318钢中α'--马氏体的转变速率, 降低硬化率. 在均匀变形阶段, 2种钢中α'--马氏体的转变速率和转变量比慢速拉伸时有不同程度地下降, 而且冷轧比退火态更显著. 奥氏体稳定性较高的EN1.4301钢, 常温拉伸 α'--马氏体转变饱和值低于0.3(体积分数), 增强效果小, 快速拉伸导致较快发生塑性失稳和均匀延伸率大幅降低; 而对于层错能低、α'--马氏体饱和值很高的EN1.4318钢, 快速拉伸则使抗拉强度大幅降低, 而且下降的幅度随α'--马氏体饱和值增加而增大; EN1.4318钢的应变速率敏感性远大于EN1.4301钢.

充分利用控制相变温度、冷却与回火参数, 得到冲击吸收功(A_KV)成倍提高的系列Si, Mn等元素合金化的低合金超高强度结构钢(LUHSSS). TEM, SEM和 AFM分析表明: LUHSSS由纳米尺度的铁素体(F)板条与分布在其间的、高度稳定的膜状残余奥氏体(A_R)组成, 无块状不稳定A_R和渗碳体析出; 由若干切变单元组成的F板条不连续分布, 厚度范围75---100 nm. 回火过程中, 板条内位错运动形成纳米尺寸 (<17 nm)的均匀胞状亚结构. 显微组织的多尺度、多层次与双相性保证超高强度(σ_b>1400 MPa)前提下, A_KV大幅度提高至200 J附近. 分析了胞状亚结构对LUHSSS韧性的影响机制.

采用滑动磨损实验测试了NiAl--28Cr--5.6Mo--0.25Ho--0.15Hf(原子分数, %)共晶合金与SiC陶瓷配副在600---1000 ℃下的摩擦磨损特性. 结果表明, 在700---900 ℃下合金表现出优异的自润滑耐磨性能, 这种特性源于共晶合金摩擦表面生成了1---3 μm厚的玻璃陶瓷润滑膜, 该润滑膜可向SiC表面转移, 形成玻璃陶瓷/玻璃陶瓷的摩擦状态. 随着温度的升高, 共晶合金与润滑膜的强度降低, SiC微粒压入润滑膜, 导致润滑膜的剥落加剧、共晶合金磨损率升高. 共晶合金在600 ℃下由于未形成润滑膜而发生较严重的磨粒磨损, 摩擦系数和磨损率很高.

对Ti--43Al--3Si (原子分数, %) 合金在3---100 μm/s 的生长速度下进行了系统的定向凝固实验. 研究了生长速度对固/液界面形态及初始过渡区组织演化规律的影响. 合金在3---60 μm/s 的生长速度范围内均以胞晶形态生长, 胞晶间距随着生长速度的增大而减小; 当生长速度达到90 μm/s 时, 开始出现枝晶生长. 在定向凝固初始启动阶段, 存在清晰的热过渡区, 热过渡区内Ti₅Si₃ 相分布及过渡区组织与定向凝固区组织的关联性对于籽晶材料的引晶效果有重要影响. 生长速度在10 μm/s 以内时, 热过渡区内Ti₅Si₃ 相分布连续, 且热过渡区组织与定向凝固区组织的关联性好, 有利于该合金的引晶.

分析了定向凝固Ti--43Al--3Si(原子分数, %) 合金在3---90 μm/s 的生长速度下的稳态生长区组织. 在定向凝固过程中经历下列反应: L→Ti₅Si₃, L→α+Ti₅Si₃, α→α₂(Ti₃Al)+γ(TiAl), α₂→γ+Ti₅Si₃, 其中, α 与Ti₅Si₃ 共晶是合金最显著的凝固行为. 当生长速度大于20 μm/s 时, 还出现L→γ+Ti₅Si₃. 随着生长速度增大, 稳态组织逐渐由粗胞晶向细胞晶、胞状枝晶及枝晶转变, 起稳定α相作用的Ti₅Si₃ 相由低速时分布于α相中逐渐向高速时分布于凝固γ 相中转变, 不利于该合金的引晶. 选择10 μm/s 的初始生长速度, 既能减少到达稳态生长的距离, 又能保证引晶效果.

采用亚共晶ZL101铝合金, 研究了不同超声波导入条件下半固态浆料组织演化过程. 结果表明, 导入超声波时的温度对浆料初生晶粒的形貌影响明显. 从640℃开始导入超声波, 初生晶粒保持以近球状形式生长; 熔体降温至610 ℃(固相率达0.1后)再导入超声波, 初生晶粒逐渐由枝晶向非枝晶转化, 120 s后初生晶粒粒状化; 冷却至600 ℃(固相率近0.25后)再导入超声波, 最终组织为粒状晶和枝晶混合组织. 最后对超声场中半固态浆料组织演化机理进行了分析讨论.

对商用25Cr2NiMo1V钢进行了955 ℃淬火+665 ℃回火的高压端热处理(HP)和900 ℃淬火+625 ℃回火的低压端热处理(LP). 通过疲劳实验测定了HP与LP试样疲劳门槛值和疲劳裂纹扩展速率. 结果表明, 在门槛值区, HP试样门槛值高于LP试样, 而其裂纹扩展速率却低于LP试样, HP试样抵抗疲劳裂纹扩展能力高于LP试样. 材料抗疲劳裂纹扩展能力的不同是由裂纹的闭合引起的, 表面粗糙度诱发裂纹闭合为主要因素. HP试样中回火贝氏体的紧密分布, 原始奥氏体晶粒较大以及LP试样中回火马氏体抵抗裂纹扩展能力相对较弱使HP试样中粗糙度诱发裂纹的闭合程度大于LP试样. 在Paris区, HP与LP试样的扩展速率相近, 裂纹扩展速率对材料微观组织和应力比的影响不敏感.

对热轧态和动态应变时效预变形态的316L奥氏体不锈钢进行了550 ℃下不同加载水平的疲劳蠕变实验. 与热轧态相比, 在应力控制的疲劳蠕变循环过程中, 动态应变时效表现为位移的突然阶跃现象; 动态应变时效预变形处理能有效地减小材料的循环应变幅度, 提高材料的强度, 推迟材料中出现位移阶跃现象的循环周次, 延长材料的疲劳蠕变寿命.

根据Aaronson提出的超组元模型, 借助A_e3的实验数据, 提出了修正的置换型元素 X_i(X_i=Si, Mn, Ni, Co, Mo, Al, Cu, Cr) 的Zener两参数, 修正中考虑了合金元素间的交互作用. 修正后的超组元模型的预测精度明显改善: A_e3计算值与实验值的标准差为10.8 ℃, 与Thermo--Calc计算值的标准差为2.35 ℃; A_e1计算值与实验值的标准差为6.8 ℃. 按照马氏体相变热力学的计算方法, 采用经修正的参数计算了马氏体相变开始温度M_s, 提高了M_s点的预测精度, 计算值与实验值的标准差为25.3 ℃.

通过在湿热环境中进行高温高湿条件下进行腐蚀实验, 研究了在泥浆附着条件下汽车用热浸镀锌钢板的腐蚀行为, 观察了腐蚀的发展过程, 并利用SEM和XRD等手段对腐蚀产物进行了观察和分析. 结果表明, 镀锌板的泥浆腐蚀过程可分为形成白锈的镀锌层腐蚀以及形成红锈和黑锈的基体腐蚀2个阶段. 基体腐蚀产物中γ--FeOOH含量较高, 而且泥浆中Cl^-的富集对腐蚀产物的保护性具有加速破坏作用. 在较低温度时, 腐蚀失重率逐渐降低; 而在较高的温度下, 腐蚀失重率则出现先降后增的转折点, 主要原因是温度升高导致腐蚀界面反应加速. 在腐蚀过程中, 腐蚀电位会发生从低至高的跃迁, 分别对应着镀锌层和钢基体的腐蚀过程. 环境温度提高, 将导致电位跃迁提前.

对经6与10 h球磨的BaCO₃, CaCO₃和Nb₂O₅的混合粉体进行冷压成型, 1400 ℃/10 h高温烧结后, 获得了不同致密度的Ba₃Ca_1.18Nb_1.82O_9-δ样品. 激光粒度、DSC--TG和SEM分析表明, 适度延长球磨时间, 可降低合成温度, 细化粉体粒度, 提高样品的致密度. 电化学阻抗谱测试表明, 在300---800 ℃温度范围内, 6和10 h球磨粉体制备的烧结样品总电导率与温度的关系符合Arrhenius方程, 电导激活能分别为0.84和0.68 eV. 提高样品的致密度是降低电导激活能、提高中低温(300---600 ℃)导电性能的有效途径.

证实了Ni_53.2Mn_22.6Ga_24.2单晶发生的两步马氏体相变行为是完全热弹性的. 在磁场作用下, 该材料的马氏体相变和中间马氏体相变展现出相同的应变特征, 且具有磁控双向形状记忆效应. 磁场下应力--应变特性的测量结果表明, 磁场不但对压应力诱发马氏体相变过程中变体重取向所需应力的大小有影响, 而且使原来不可逆的形变成为可逆, 这种磁控超弹性特性预示了该合金用作磁控超弹性元器件材料的可能性.

开发了模拟挤压铸造凝固过程中铸件温度、应力及形状变化的有限元模型. 该模型包括了凝固过程中潜热的释放和体积收缩效应、界面传热和变形的相互作用以及凝固壳在冲头压力下的变形等. 应力场模拟中采用热弹粘塑性本构模型描述凝固壳的变形, 并对液相和糊状区进行了特殊处理. 利用接触算法处理铸件与模具界面, 并且采用一种特殊的迭代法来模拟冲头的运动. 该模型可以用来研究模具设计和工艺参数(如模具温度及冲头压力等)对铸件质量的影响.

基于本工作第I部分建立的挤压铸造凝固过程热--力耦合数学模型及求解方法, 开发了相应的模拟计算软件. 基于Gleeble高温力学行为测试数据所得的本构关系, 采用开发的软件对不同工艺条件下A356铝合金挤压铸造凝固过程进行了模拟计算, 模拟结果与实验结果一致, 表明所建立的模型对挤压铸造过程热和力的分析是正确的.

分别采用Al₂O₃与Y₂O₃为壳型面层材料, 离心铸造了Ti46Al1B(原子分数, %)合金阀门铸件, 通过SEM, XRD以及气体分析等方法, 确定壳型内表面物相组成、铸件与壳型反应层厚度以及合金的进氧情况, 分析了壳型材料与Ti46Al1B合金的反应机理. 结果表明, Y₂O₃和Al₂O₃壳型与合金的反应层厚度分别约为90和170 μm, 使用Y₂O₃壳型时铸件进氧少, 其热力学稳定性好于Al₂O₃壳型, 与热力学计算结果相符. Y₂O₃壳型比Al₂O₃壳型更适合铸造Ti46Al1B阀门.

应用微型储能焊机实现了厚度为25---35 μm的Zr₅₅Cu₃₀Al₁₂Ni₃非晶箔材的快速凝固连接. XRD测试表明, 接头仍为非晶结构. 计算的接头冷却速率高达10⁶ K/s, 远大于形成锆基非晶合金的临界冷却速率, 有效地抑制了接头区的晶化. 接头尺寸微小, 直径为60---90 μm, 未产生气孔、夹杂等焊接缺陷. 接头剪切强度高达1141 MPa. 高的电阻率特性使非晶合金的焊接能量明显低于晶态合金.

采用电弧离子镀技术在镍基高温合金K465上制备了(MCrAlY+AlSiY)复合涂层, 分析了复合涂层的组织及结构, 对比研究了NiCoCrAlYSiB单一涂层及(NiCoCrAlYSiB+AlSiY)复合涂层分别在1000及1100 ℃时的恒温氧化行为和从1000 ℃到室温的循环氧化行为. 结果表明: 退火后复合涂层外层主要由β--(Ni, Co)Al相及少量σ--NiCoCr和Cr₃Si相组成, 内层主要是富Cr相及少量β--(Ni, Co)Al相. 氧化过程中由于Al的消耗, 单一涂层表面生成了尖晶石和NiO, 而复合涂层中的β--(Ni, Co)Al相退化成γ/γ'相, 提供Al源支持表面Al₂O₃膜的形成和修复, 从而提高了抗高温氧化性能.