采用热模拟的方法研究了FB2钢(一种新型9%Cr马氏体耐热钢)中Laves相在焊接热循环中的演化行为. 首先借助SEM观察到存在于原始供货状态下的FB2钢中尺寸在微米级别的Laves相颗粒; 进一步的分析表明, 这些Laves相的出现是由铸造过程中的枝晶偏析导致的. 焊接热模拟实验结果表明, 在加热过程中, Laves相与基体γ-Fe发生共晶反应导致的组分液化会给FB2钢热影响区带来热裂倾向; 在冷却后的样品中发现了一些网状的共晶组织, 利用SEM/EDS和TEM分别得到了该共晶组织的成分信息和结构信息, 确定该共晶组织的2个组分为χ相和γ-Fe. 在此基础之上, 较为详细地分析了不同峰值温度热模拟后样品中共晶组织的形成过程, 解释了共晶组织不同形貌的产生原因.

以Mn-Ni-Mo-Ti-B为主要合金系, 研制出适用于低温服役环境下的高强高韧管线钢埋弧焊丝, 并应用于30.8 mm厚K65管线钢现场焊接实验. 结果表明, 焊缝金属屈服强度达到583~689 MPa, 抗拉强度达到714~768 MPa, -40 ℃冲击功均在90 J以上, 焊缝具有优异的强韧性匹配. 焊丝直径为4.0 mm, 适用于四丝双面埋弧焊, 效率高, 且热影响区(HAZ) 低温韧性优异(-40 ℃冲击功>100 J). 采用OM, TEM和LePera方法对焊缝金属组织的观察表明, 焊缝组织主要为精细的针状铁素体、少量的先共析晶界铁素体、侧板条铁素体和弥散分布的细小马氏体/奥氏体(M/A) 岛状颗粒. 焊缝金属中0.2%Mo可以有效抑制先共析晶界铁素体及侧板条铁素体的生成, 晶粒细化作用显著. Mn和Ni的适量增加会促进针状铁素体的形成, 显著提高焊缝金属低温韧性. 但Mn, Ni配比不当而超过某个范围时将会导致马氏体或其它低温相变产物形成, 削弱低温韧性. 当K65焊缝金属中含(1.5%~2.0%)Mn, (0.9%~1.2%)Ni, (0.2%~0.25%)Mo时, 可以使其具有高强度的同时低温冲击韧性优异, 且在Mn与Ni配比含量不越过马氏体形成线(M_s线)的前提下, 可以采用加Mn减Ni的方法配比其合金含量.

为了应对汽车发动机排气温度将大幅升高至1050 ℃的要求, 本工作以新设计的3种不同N含量(0~0.55%, 质量分数)的Nb稳定化奥氏体耐热铸钢为研究对象, 通过在1000 ℃, 50 MPa条件下的蠕变性能测试和蠕变前后的组织分析, 研究了N对奥氏体耐热铸钢1000 ℃蠕变性能的影响规律. 结果表明: 根据N添加量的不同, 合金之间的最小蠕变速率相差接近一个数量级. 合金的主要析出相为NbC, Nb(C, N)和富Cr相. 随着N含量的增加, 合金中NbC转变为Nb(C, N), 其形貌逐渐从草书体状转变为不规则的混合片块状, 并最终转变为多面体块状. 其中, 草书体状NbC能有效强化铸钢的晶界和枝晶间区域, 因而有利于提高高温蠕变性能. 富Cr相在晶界的粗化连接是合金蠕变断裂的主要裂纹源, 不利于蠕变性能. 富Cr相的二次析出还会降低奥氏体基体固溶的C含量, 从而降低其固溶强化能力. 草书体状NbC的析出及富Cr相含量的降低是新型奥氏体耐热铸钢蠕变性能提高的主要原因.

利用高压釜, 研究了6.5%Cr钢在80 ℃和0.8 MPa CO₂条件下的腐蚀行为. 利用SEM和EDS研究了腐蚀产物膜表面和截面微观形貌以及Cr在腐蚀产物膜中的富集状况. 利用高温高压电化学测试研究了线性极化电阻和电化学阻抗谱(EIS)随腐蚀时间的变化. 结合溶液离子浓度测试, 探讨了腐蚀产物膜生长机制. 结果表明, 6.5%Cr钢腐蚀速率为0.72 mm/a, 腐蚀产物膜中存在Cr的富集, Cr/Fe之比超过了5∶1. 不同腐蚀时间下, 溶液中Cr³⁺含量都很低, 说明Cr很少进入溶液.

通过腐蚀速率的测量和腐蚀形貌的SEM观察, 结合点蚀形态的统计分析和点蚀内部及周围应力分布的有限元(FE)分析, 研究了静水压力和预加载拉伸应力对新型Ni-Cr-Mo-V高强钢在模拟深海环境中的腐蚀行为的影响. 结果表明, 随静水压力和预应力的升高, Ni-Cr-Mo-V高强钢的腐蚀速率增大, 表现在点蚀的萌生、发展和合并过程. 静水压力促进了点蚀微孔的萌生和在高强钢表面的随机分布. 静水压力和预应力在点蚀的生长过程中表现出了交互作用, 这在高预应力水平下更加显著. 静水压力以促进点蚀沿平行于表面的生长为主, 预应力是使点蚀深度增大的要素. 点蚀易于沿垂直于预应力方向合并. 随着静水压力和预应力的升高, 点蚀径深比增大, Ni-Cr-Mo-V高强钢向均匀腐蚀转变.

对含有不同类型第二相的镁基材料进行微弧氧化处理, 研究基体材料第二相对其微弧氧化行为的影响规律及其影响机制. 利用SEM观察第二相在微弧氧化初期阶段的存在状态, 并结合EDS分析第二相的成分及状态变化; 通过不同镁基材料在微弧氧化过程中的电压演变趋势分析第二相对微弧氧化行为的影响. 根据微弧氧化膜的生长原理, 将膜层的生长过程简化等效为一个电容器的反复击穿-重构过程, 并依此讨论了微弧氧化膜的形成过程及第二相的影响机理. 结果表明, 第二相对镁基材料微弧氧化行为的影响与其自身特性密切相关; 在微弧氧化的初期阶段, 第二相是否具备阀金属特性及其导电特性是影响微弧氧化行为的重要因素. 对于具备阀金属特性的第二相, 由于其表面能够形成火花放电所必须的阻挡层, 因此第二相的存在不会对微弧氧化行为产生明显影响. 对于不具备阀金属特性的第二相, 其导电特性决定了镁基材料在微弧氧化初期阶段能否正常发生火花放电并顺利进入膜层生长阶段.

利用稀土La对液态A356铝合金进行了细化处理, 并在电磁搅拌技术下制备了半固态A356-La铝合金浆料, 研究了稀土La和电磁搅拌对半固态A356铝合金初生相形貌的影响, 并用分形维数对其初生相形貌进行了表征. 结果表明, 添加适量的稀土La可有效改善半固态A356铝合金初生相的形貌, 无论是否经过电磁搅拌, 随着稀土添加量的增加, A356 铝合金的初生相形貌均呈先变好后恶化的演变规律, 当稀土La的添加量为0.4% (质量分数)时, 其初生α相的形貌和尺寸均达到最佳, 其平均等积圆直径为88.85 μm, 平均形状因子为0.78; 当稀土La的添加量相同时, 经过电磁搅拌作用的A356-La 铝合金初生α相的平均等积圆直径均比未经过电磁搅拌的更小, 其形状因子则相反, 均比未经过电磁搅拌的更大, 说明经过电磁搅拌的半固态A356铝合金初生α相比未搅拌过的更细小、圆整, 即经过电磁搅拌的初生α相形貌更佳, 如当La含量为0.4%时, 其平均等积圆直径由88.85 μm 降至84.14 μm, 平均形状因子由0.78升至0.81. 此外, 实际的合金凝固组织具有分形特征, 应用分形几何的原理来描述和分析半固态铝合金中初生相的形貌变化规律甚至初生相形成机理是完全可能的. 且不同工艺参数下所获得的半固态铝合金初生相形貌具有不同的分形维数, 随着半固态初生相由树枝状向颗粒状或球状变化, 其分形维数逐渐变小.

通过对第二相状态、晶界取向差及晶粒尺寸演化的分析, 研究了GH4169合金不均匀组织在加热过程中的演化机理. 结果表明, GH4169合金中δ相的体积分数在低温下随温度的升高和时间的延长而增加; 在高温时随温度的升高而降低, 随时间的延长先增加后降低至恒定值. 第二相的钉扎作用表现为: 晶内析出的δ相和γ"相阻碍位错的运动, 沿晶界析出的δ相阻碍再结晶晶粒的形核和长大, 碳化物阻碍晶粒长大. 小角度晶界的体积分数随加热温度的升高和时间的延长而降低; 高温下, 退火孪晶的生长使得小角度晶界含量增加. GH4169合金的组织演化机理主要包括: 亚晶长大、再结晶晶粒的长大和退火孪晶的长大. 新的再结晶晶粒主要通过亚晶长大过程获得, 亚晶长大过程主要通过小角度晶界的转动和位错的迁移完成. 晶粒长大过程受到抑制时, 合金通过退火孪晶的形核及长大耗散其吸收的热量.

以涡轮叶片用DZ125合金为研究对象, 通过蠕变中断实验模拟涡轮叶片的服役损伤, 并分别在1230, 1240和1250 ℃进行恢复热处理, 随后再次进行与恢复热处理前相同条件下的蠕变中断实验, 对比研究了恢复热处理对DZ125合金蠕变退化组织与性能的影响. 结果表明, DZ125合金在980 ℃, 207 MPa条件下经蠕变中断实验与恢复热处理后, 引发再结晶的临界应变量介于3.5%~10.0%之间. 1230 ℃固溶热处理部分消除了合金在1.0%蠕变过程中形成的粗大γ'相, 导致其经2次时效处理后的基体组织中γ'相大小不均匀, 从而部分恢复其原有性能. 固溶温度进一步提高至1240~1250 ℃, 不仅消除了粗大γ'相而且显著降低了残余共晶γ'相含量, 并在时效处理后获得均匀组织. 因此, 恢复热处理的效果得到显著提高, 达到甚至超过原有性能.

采用非平衡磁控溅射离子镀技术在M2工具钢和单晶Si表面沉积多元CrMoAlN纳米多层薄膜. 利用EDS, SEM, XRD, XPS, 纳米压痕仪和销盘磨损试验仪研究Mo含量对CrMoAlN薄膜成分、表面和截面形貌、相结构、化学价态、显微硬度和摩擦性能的影响. 结果表明, 不同Mo含量的CrMoAlN薄膜均为fcc结构, Mo代替了CrAlN晶格中部分Cr或Al的位置, 形成了以fcc-CrN相为基础的CrMoAlN置换固溶体. 随着Mo含量提高, CrMoAlN薄膜表面颗粒尺寸明显减小, 截面柱状晶结构逐渐消失. CrMoAlN薄膜的显微硬度和弹性模量随着Mo含量的增加而提高, 摩擦系数和磨损率随着Mo含量的提高而降低. Mo含量为19.47% (原子分数)时, 显微硬度与弹性模量均达到最大值29.70 GPa和427.53 GPa, 摩擦系数和磨损率达到最小值0.271和1.2×10^-16 m³/(Nm).

在950 ℃, 30 min条件下, 采用含活性元素Ti的Sn0.3Ag0.7Cu-xTi (x=1.0, 1.2, 1.4, 1.6, 1.8, 质量分数, %)金属粉末对石墨进行反应金属化, 然后用Sn0.3Ag0.7Cu钎料在真空条件下实现了紫铜和石墨的间接钎焊. 钎焊接头的典型界面结构为: 紫铜/Cu₃Sn/Cu₆Sn₅/β-Sn/TiC/石墨. 在反应金属化过程中金属化粉末中的Ti起到重要作用, 而Ti含量对钎焊接头的界面组织和抗剪强度没有影响. 随着钎焊温度升高, 紫铜中越来越多的Cu溶解到液相钎料中反应生成Cu-Sn化合物, 接头的抗剪强度有一定程度的提高. 断口分析表明: 接头主要在β-Sn层中断裂, 并呈现韧性断裂. 当Cu-Sn化合物充满整个钎缝(600 ℃), 接头强度大幅提高, 达到30 MPa, 接头在石墨母材完全断裂.

采用磁控溅射法制备了不同Al含量的Ti_1-xAl_xN涂层. 经XRD, SEM, EDX和纳米压痕仪分析发现, Al含量在0.50~0.58 (原子分数, 下同)之间时, Ti_1-xAl_xN涂层为(111)择优生长的fcc结构. 当Al含量增加到0.63时, 涂层中有六方纤锌矿结构的AlN生成, 涂层硬度降低. 另外, 随着Al含量的增加, 涂层表面颗粒尺寸变大, 涂层变疏松. 钛合金切削实验表明, 涂层刀具的磨损形式主要为黏结磨损和崩刃. 在低速切削(65 m/min)时, Ti_0.50Al_0.50N涂层刀具的切削性能略好于无涂层刀具, 并且都好于Ti_0.42Al_0.58N和Ti_0.37Al_0.63N涂层刀具. 在高速切削(100 m/min)时, Ti_0.50Al_0.50N涂层刀具有最好的切削性能, 其切削距离比无涂层刀具提高4倍多. 这主要因为Ti_0.50Al_0.50N涂层表面致密、硬度高, 在钛合金切削时形成的切屑瘤致密而整齐.

采用多弧离子镀技术, 使用Ti-Al-Zr合金靶及Cr单质靶的组合方式, 在W18Cr4V高速钢基体上制备TiAlZrCr/(Ti, Al, Zr, Cr)N四元梯度氮化物膜. 利用SEM和XRD分析梯度膜的微观组织和结构, 使用摩擦磨损试验机研究梯度膜在室温(15 ℃)和高温(500 ℃)下的耐磨损特性, 并采用SEM观察磨痕形貌. 结果表明, 在不同沉积偏压下制备的四元梯度膜均具有fcc-NaCl型的TiN结构, 其组织致密均匀, 呈典型的柱状晶形态. 梯度膜的摩擦磨损机理是以塑性变形为主要特征的黏着磨损, 并伴有轻微的磨粒磨损. 在室温和高温下磨损时的平均摩擦系数分别在0.25~0.30和0.30~0.35之间, 且当沉积偏压增加至-200 V时, 梯度膜的耐磨损性能实现最优化.

通过熔融-淬冷的方法制备Ge₃₀Se₇₀硫系玻璃块状试样, 利用XRD判定所制试样的非晶态程度, 采用DSC热分析方法测定该试样的玻璃化转变温度T_g和起始析晶温度T_x, 通过VFT方程拟合法确定试样的动力学理想玻璃化转变温度T₀, 采取分段加热法分析Ge₃₀Se₇₀ 玻璃试样和同成分晶体试样在设定温度范围内的比热容. 通过计算出的比热容拟合出Ge₃₀Se₇₀玻璃和晶体的比热容方程, 即c_p,l=0.0002T+0.3337和c_p,c=0.00006T+0.4594. Ge₃₀Se₇₀试样的T_g和T₀分别为590和581 K, 且T_g随着升温速率R的增大而增加. 在低于玻璃转化温度前时, Ge₃₀Se₇₀玻璃试样的平均比热容约为11.8 J/(molK), 红外透过率约为60%, 红外性能良好. 获得Ge₃₀Se₇₀玻璃的约化转变温度T_rg介于0.5~0.667之间, 形核率极低, 表明Ge₃₀Se₇₀玻璃的成玻能力良好.

在不同塑性应变幅下对共轭双滑移和[017]临界双滑移取向Cu单晶体进行疲劳实验直至循环饱和, 然后在不同温度下进行退火处理, 考察了其位错结构的热稳定性. 结果表明, 300 ℃退火处理后, 位错结构发生了明显的回复; 500和800 ℃退火处理后, 均发生了明显的再结晶现象, 并伴随退火孪晶的形成. 不同取向Cu单晶体循环变形后形成不同的位错结构, 其热稳定性由高到低依次为: 脉络结构、驻留滑移带(PSB)结构、迷宫或胞结构. 不同取向疲劳变形Cu单晶体中形成的退火孪晶均沿着疲劳后开动的滑移面方向发展, 疲劳后的滑移变形程度越高, 退火后形成的孪晶数量则越多. 但过高的退火温度(如800 ℃)会加快再结晶晶界的迁移速率, 进而抑制孪晶的形成, 致使孪晶数量有所减少.