核反应堆压力容器作为核电站不可更换的关键性设备, 其设备完整性对核电站的安全运行起着至关重要的作用. 在辐照条件下, 反应堆压力容器钢中会形成一系列微结构缺陷, 包括溶质沉淀、基体损伤和脆性元素的晶界偏聚等, 导致材料的韧脆性转变温度升高, 产生辐照脆化效应. 而压力容器钢的成分和辐照条件决定了各种微结构对辐照脆化的贡献大小. 本文主要针对核能系统压力容器辐照脆化机制及其影响因素进行了综述, 总结讨论了这些微结构的形成机制及溶质元素、辐照通量和辐照后退火对这些微结构和材料机械性能的影响, 并指出了存在的问题和未来的研究方向.

利用自制的腐蚀实验槽模拟实海潮差, 并借助电化学工作站原位监测受牺牲阳极保护的Q235B钢在潮差区间不同位置的电极电位. 结果表明, 在牺牲阳极保护下, Q235B钢长尺试样在潮差区间具有一定的保护效果, 腐蚀程度随潮位的降低而减轻, 被保护的高度随着牺牲阳极面积的增大而升高; 决定牺牲阳极保护效果好坏的主要是试样曝露在空气中以后的表面电流电阻降(IR降)大小, IR降越小保护效果越好. 片面增加牺牲阳极的面积虽可提高钢铁构件的保护效果, 但有时会使构件的一部分处于过保护状态, 牺牲阳极和其他保护措施有效配合是解决潮差区腐蚀问题的途径.

沉淀强化钢在900 ℃固溶2 h后水淬, 500 ℃时效1 h, 利用原子探针层析技术(APT)研究了残余奥氏体和马氏体两相区强化相的析出特点. 结果表明, 残余奥氏体中没有析出相, 马氏体和马氏体/残余奥氏体界面处均有强化相析出, 马氏体中靠近界面处有一层析出贫化区. 界面处强化相的等效半径和间距均大于马氏体中的强化相, 界面处富Cu相和NiAl相中Cu, Ni和Al的含量均大于马氏体中的富Cu相和NiAl相, 而且界面处富Cu相和NiAl相的分离趋势要大于马氏体, 这是因为界面处存在大量缺陷, 促进了强化相的长大, 使得界面处和马氏体中的强化相处于长大的不同阶段.

通过在粉末法渗硼过程中施加交流电场, 对45钢进行中低温粉末法渗硼, 研究交流电场增强中低温粉末法渗硼特性. 结果表明, 位于交流电场平行电极间不同位置处试样渗硼效果一致. 施加适当的交流电场, 可显著增加中低温(450~800 ℃)下的渗硼速度, 硼化物层厚度与渗硼温度呈线性关系. 交流电场增强渗硼渗层的形貌与常规渗硼的相似, 呈锯齿状垂直楔入基体, 其厚度与渗硼时间关系曲线呈抛物线型. 采用交流电场易于获得单一Fe₂B相渗层. 在800 ℃渗硼时, 交流电场增强渗硼的硼化物层厚度随电场电流增加而增加. 交流电场的促渗作用是电场强化试样内的扩散、渗剂中的反应与扩散及提高渗罐内的实际温度等的综合结果.

针对我国特定地质处置环境, 采用浸泡方法研究了高放废物包装容器候选材料Q235低碳钢焊接接头在模拟地下水溶液中的缝隙腐蚀行为, 考察了温度以及溶液中氧浓度的影响. 利用OM观察了焊接接头不同区域的显微组织, 利用SEM和表面轮廓仪分析了不同区域的腐蚀行为, 并采用电化学方法测量了各个区域的开路电位. 结果表明, 升高温度和氧含量能够促进缝隙腐蚀过程, 并对缝隙内外的腐蚀过程均有促进作用. 熔合区组织为大量聚集的铁素体组织, 腐蚀最严重, 其次是具有粗大魏氏体组织的焊缝区, 母材区和热影响区组织相对均匀细小, 腐蚀相对较轻.

通过腐蚀磨损实验研究了下贝氏体球墨铸铁材料的腐蚀磨粒磨损行为, 分析了影响腐蚀磨损失重率的主要因素. 采用SEM和TEM对磨损表面特性进行了分析, 根据磨损表层纵剖面的显微硬度研究了材料表层在腐蚀磨损过程中的形变硬化效应, 结合下贝氏体球墨铸铁的电化学行为研究了载荷对耐腐蚀性能的影响. 结果表明, 下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨损机理为化学腐蚀失重和犁沟式磨粒磨损. 载荷的提高对表面粗糙度、材料表面与磨粒之间的摩擦力以及磨粒压入材料表面的深度有显著的影响, 从而导致磨粒磨损失重率显著上升. 较高的载荷作用下, 材料表面出现分层组织和条带状石墨, 形成局部微型原电池, 促使腐蚀速率提高, 同时分层组织的疲劳断裂也将促使失重率进一步提升. 载荷的增加使得基体中残留奥氏体内部出现大量位错的缠结, 促进材料表面硬化, 在一定程度上提高了材料的耐磨性能. 当载荷从10 N增至200 N时, 腐蚀磨损失重率从0.16 g/(cm²·h)增至0.42 g/(cm²·h). 当粗糙度R_a由0.12 μm增大到5.20 μm时, 腐蚀电流密度从0.56 mA/cm²上升至5.62 mA/cm². 下贝氏体球墨铸铁的腐蚀磨损失重曲线可分为3个阶段, 分别为磨损初期的点接触加速磨损阶段、磨损中期的面接触过渡磨损阶段、磨损后期的疲劳磨损阶段.

对一种新型镍基耐蚀合金(X-2#)与304奥氏体不锈钢手工氩弧焊接接头进行拉伸性能和硬度的测试, 并结合OM, SEM和EDS等手段, 系统研究了焊接接头的组织和力学性能. 结果表明, X-2#/304异种金属焊接母材晶粒尺寸为40~65 mm, 有利于异种钢的焊接; X-2#合金一侧熔合区未发现焊接缺陷, 而304奥氏体不锈钢一侧有铁素体析出, 铁素体中富Cr贫Ni; 重熔区附近与靠304奥氏体不锈钢一侧的热影响区晶粒长大严重. X-2#/304异种金属焊接接头热影响区的Vickers硬度最小. X-2#/304焊接接头室温拉伸断裂位置在焊缝区, 而高温拉伸断裂位置在304奥氏体不锈钢基体. 由于Al, W和Mo元素的强化作用, X-2#合金的高温力学性能优于304奥氏体不锈钢.

采用应力松弛方法研究了2种不同晶粒大小HR3C耐热钢的初始态试样和时效态试样的高温蠕变变形行为, 并分析了其微观组织特点. 结果表明, 尽管2种HR3C耐热钢的化学成分相近, 但其蠕变行为有明显差异. 相同条件下, 晶粒较粗的HR3C耐热钢初始态与时效态的蠕变速率均低于晶粒较细的HR3C耐热钢, 具有较高的蠕变抗力. 2种HR3C耐热钢经过高温时效处理后, 蠕变抗力均明显降低. 晶粒较细小的HR3C钢在高温时效后其应力指数(n)与蠕变表观激活能(Q)的降低幅度更加显著, 表明晶粒较细的HR3C耐热钢的蠕变抗力的稳定性低于晶粒较粗的HR3C耐热钢.

采用磁控溅射仪制备了一系列不同C含量的TiWCN复合膜. 利用XRD, SEM, 纳米压痕仪和高温摩擦磨损仪等对TiWCN复合膜的微结构、力学性能和摩擦磨损性能进行了表征. 结果表明: TiWCN复合膜由fcc结构的TiWCN相和六方结构的Ti₂N相组成; 随着C含量增加, 薄膜硬度先升高后降低, 室温摩擦系数逐渐减小, 而磨损率先减小后增大. 当C含量为11.25%时, 硬度达到最大值, 为35.97 GPa; 磨损率获得最小值, 为1.26×10^-5 mm³·N^-1·m^-1. 当C含量为13.68%时, 摩擦系数最小, 为0.32. 当温度低于370 ℃时, TiWCN复合膜的摩擦系数和磨损率小于TiWN薄膜; 当温度超过370 ℃时, TiWCN复合膜的摩擦系数和磨损率大于TiWN薄膜. C添加到TiWN薄膜中提高了薄膜的力学性能和常温摩擦磨损性能, 而薄膜的高温摩擦磨损性能并未得到改善.

采用拉伸性能测试和晶间腐蚀浸泡实验, 研究了高温预时效+低温再时效对Al-Mg-Si-Cu合金拉伸性能和晶间腐蚀敏感性的影响, 并通过TEM观察基体和晶界析出相特征. 与常规T6时效(180 ℃, 8 h)相比, 优化双级时效(180 ℃, 2 h+160 ℃, 120 h)能在不降低6061铝合金拉伸性能的基础上彻底消除晶间腐蚀敏感性, 此时铝合金析出特征为基体分布着高密度b ″相兼有少量Q' 相, 而晶界析出相呈现球状、断续分布. 这种特征组织的形成源于降低再时效温度造成基体和晶界扩散速率的下降幅度不同, 导致再时效过程中基体预析出相因长大速度较慢而保持较好的强化效果; 晶界预析出相因粗化速度较快而呈现球形、断续分布.

利用室温单向拉伸实验、EBSD和TEM等手段, 研究了柱状晶组织HAl77-2铝黄铜的力学性能与加工硬化行为, 探讨了晶粒尺寸对拉伸变形加工硬化速率和塑性变形能力的影响及其机制. 结果表明, 柱状晶组织HAl77-2铝黄铜加工硬化速率-真应变关系曲线第2阶段具有显著上升趋势, 晶内形成平行分布的小角度亚晶界使位错滑移长度减小并阻碍位错运动是加工硬化速率上升的主要原因, 不同于文献报道的等轴晶组织黄铜加工硬化第2阶段形成形变孪晶使滑移长度减小的机制. 随着晶粒尺寸的增大, 柱状晶组织HAl77-2铝黄铜的屈服强度和抗拉强度降低, 而断后伸长率显著增大, 由晶粒尺寸为2.0 mm的70.4%增大到晶粒尺寸为6.0 mm的84.4%. 较高的抗塑性失稳能力和较好的晶内变形均匀性是大晶粒柱状晶试样具有更优塑性变形能力的主要原因.

测试一种新型镍基耐蚀合金(X-2#)手工氩弧焊接接头的拉伸性能和硬度, 并结合OM, SEM和EDS等技术研究焊接接头的组织和性能. 结果表明, X-2#合金焊接接头焊缝区为铸态组织, 熔合区从基体到焊缝金属组织过渡良好, 热影响区没有晶粒明显粗化现象, 母材晶粒尺寸约为65 mm, 有利于接头的焊接. 新合金焊缝区的Vickers硬度小于基体, 但焊缝重熔区的硬度由于等轴晶数量增多而变大. 合金中W和Mo等固溶强化元素及Al和Ti沉淀强化元素使X-2#合金焊接接头具有较好的高温强度及热稳定性. 合金焊接接头室温与高温下的抗拉强度均低于母材, 焊接系数η大于88%, 焊缝区为接头最薄弱环节, 拉伸断口均为韧性断口, 断裂机制为正断与剪切断的混合断裂.

研究了晶粒细化对K417G高温合金在760 ℃/645 MPa, 900 ℃/315 MPa和950 ℃/235 MPa下的蠕变性能的影响. 结果表明, 晶粒细化对合金蠕变性能的影响与温度和施加应力有关. 在760 ℃/645 MPa下合金的蠕变性能随晶粒细化而提高, 变形以晶内变形为主; 900 ℃/315 MPa下的蠕变性能随晶粒细化先升高后降低, 变形为晶内变形和晶界滑移竞争作用; 950 ℃/235 MPa下的蠕变性能随晶粒细化而降低, 变形以晶界滑移为主. 760 ℃/645 MPa下, 位错切过g' 相, 基体通道中没有位错网产生; 900 ℃/315 MPa和950 ℃/235 MPa下位错通过Orowan机制绕过g' 相, 基体通道中产生位错网, 并且M₂₃C₆在晶内析出.

以扩散支配相变动力学方法为基础, 建立了多相三维流动凝固模型. 模型考虑了固、液、气三相扩散相变对Fe-Bi-Mn三元合金凝固的影响, 模拟研究了合金体系中Bi和MnS易切削相的析出过程, 并分析了易切削相的多相相变过程和多相扩散路径. 结果表明: 易切削相的析出过程受多相相变-扩散作用影响, M_ls,MnS(MnS的固-液质量相变速率)较大, MnS的分配系数大而扩散系数小, 当C^*_s,MnS(MnS的固相界面浓度)大于C_l,MnS(MnS的液相浓度)时, 液相MnS在固-液界面处浓度降低, 最终被固相完全“捕获”, 导致MnS不再富集; M_ls,Bi(Bi的固-液质量相变速率)较小且M_gl,Bi(Bi的液-气质量相变速率)为负值, Bi的分配系数小而扩散系数大, 凝固过程中存在气相Bi且C_l,Bi(Bi的液相浓度)始终大于C^*_s,Bi(Bi的固相界面浓度), 故Bi持续流动富集于MnS周围, 直至凝固结束. 研究工作将模拟结果与实验结果进行了对比, 两者吻合较好.

通过对Gasar凝固过程中的传质、气泡形核、气孔生长、中断及脱离等的理论分析, 建立了一个描述单气孔演变过程的非稳态三维模型, 并采用有限差分的方法模拟了不同凝固速率下定向凝固多孔Al的气孔形貌. 基于Al-H₂系的研究结果表明: 当凝固速率在0.15~0.005 mm/s范围内时, 固/气两相能够维持协同生长, 气孔的平均孔径分布在100~1100 mm之间, 但随凝固速率的降低会逐渐增加, 气孔长度亦随凝固速率的降低逐渐增加, 长径比则基本保持在40左右; 当凝固速率为0.015 mm/s时, 气孔孔径的模拟值与实验值吻合较好, 之后随凝固速率的降低, 模拟孔径略低于实验值, 分析认为, 实际凝固过程中熔体上方的H₂向熔体内的不断扩散是导致该差异的主要原因; 随着熔体过热度和H₂分压的逐渐增大, 对应藕状多孔Al固/气两相协同生长凝固速率范围的最大值由不足0.01 mm/s先逐渐增加之后稳定在0.15 mm/s, 最小值则由0.0001 mm/s左右逐渐增加至约0.01 mm/s; 对Al-H₂系和Cu-H₂系相关参数的比较分析表明, H₂在金属熔体中的溶解度是决定Al-H₂系Gasar结构中固/气两相协同生长凝固速率范围的主要参数.