利用示波冲击试验机对X100管线钢直缝埋弧焊实际焊接接头热影响区不同位置处的冲击韧性进行了测试. 结果表明, 当缺口穿过不完全重结晶粗晶区(ICCGHAZ)时冲击韧性很低(平均为51 J), 而当缺口不穿过ICCGHAZ时冲击韧性则高达183 J. 还利用Gleeble热模拟试验机对热影响区不同区域的组织进行了模拟, 得到均一组织的粗晶区(CGHAZ), 细晶区(FGHAZ)和不完全重结晶区(ICHAZ)的冲击韧性较高, 平均分别为244, 164和196 J, 而ICCGHAZ的冲击韧性只有32 J. 因此, ICCGHAZ是导致冲击韧性骤降的主要原因. ICCGHAZ由粗大的原奥氏体晶粒及沿晶界呈链状分布的马氏体-奥氏体(M-A)组元构成, 晶粒内部为粗大的粒状贝氏体或者上贝氏体. 断口分析表明, ICCGHAZ是整个断面的起裂源, 且裂纹扩展过程中M-A组元易成为解理刻面的起裂源. 示波冲击结果显示, ICCGHAZ的存在使得起裂功显著降低. 对断口下方二次裂纹的研究表明, CGHAZ处的断裂机制为形核控制型, 而在ICCGHAZ处则为扩展控制型. 因此, ICCGHAZ中链状M-A组元的存在是导致热影响区韧性恶化的根本原因, 并且使得断裂行为和断裂机制发生显著变化.

对20Mn2SiCrNiMo贝氏体/马氏体复相高强钢进行淬火-配分-回火(Q-P-T)工艺处理, 并采用紧凑拉伸试样进行疲劳实验. 结果表明, Q-P-T工艺参数对贝氏体/马氏体复相高强钢的疲劳断裂特性具有显著影响, 经过合理的Q-P-T工艺处理的贝氏体/马氏体复相高强钢具有较高的疲劳门槛值(ΔK_th=13.2 MPam^1/2)及较低的裂纹扩展速率. 显微组织及裂纹扩展路径观察显示, Q-P-T处理的贝氏体/马氏体复相高强钢的显微组织包括贝氏体、马氏体和残余奥氏体薄膜, 其中“柳叶状”贝氏体及纳米级残余奥氏体薄膜可以阻碍裂纹扩展, 迫使裂纹转折、分叉或“间断”, 这是贝氏体/马氏体复相高强钢疲劳断裂性能改善的主要因素.

利用EBSD技术对不同应变速率下单向拉伸高锰TRIP钢中的马氏体相变进行了观察, 使用XRD数据计算了奥氏体(γ), hcp马氏体(ε-M)和bcc马氏体(α’-M)的体积分数, 并对γ→ε-M和ε-M→α’-M两阶段相变的变体选择进行了理论计算. 结果表明, 高速拉伸时TRIP行为仍然具有取向依赖性, 这是由不同取向γ晶粒内α’-M变体的机械功差异引起的. 应变速率的提高促进ε-M→α’-M转变, 但总的马氏体转变量降低, 即高速拉伸抑制了TRIP效应. TRIP钢静态拉伸时α’-M变体选择较强, 动态拉伸时变体选择减弱. 静态拉伸时, <111>_γ和<100>_γ晶粒内α’-M变体选择可用局部应力对变体做功来计算. 高速拉伸时, 需结合应力对α’-M变体做功大小及应变能、界面能来分析这些γ晶粒内的变体选择规律. 与1个α’-M变体单独出现相比, 一对具有特殊取向关系的变体同时出现, 可以降低变体的应变能, 使得不利变体能够出现.

对球磨不同时间的雾化合金粉采用热等静压烧结方法制备9Cr-ODS钢. 利用高能同步辐射小角X射线散射(SAXS), 配合高分辨透射电镜(HRTEM), 高角环形暗场(HAADF)像和电子背散射衍射(EBSD)研究了不同球磨时间合金粉制备的9Cr-ODS钢中纳米析出相的特征及其对组织和性能的影响. SAXS和TEM实验结果表明, 9Cr-ODS钢中富Y-Ti-O纳米团簇的尺寸随着球磨时间的延长不断下降, 分布密度峰值逐渐升高, 球磨20 h样品中富Y-Ti-O纳米团簇的分布密度峰值达到2.93×10²³ m^-3; 烧绿石结构Y₂Ti₂O₇相的分布密度峰值在球磨8 h样品中最高(1.03×10²² m^-3); 少量大尺寸富Ti, Al和O的析出相的分布密度随着球磨时间延长而增加, 出现核壳结构. 晶粒尺寸随着球磨时间的延长而细化, 屈服强度随着球磨时间的延长而升高. 富Y-Ti-O纳米析出相对材料强度的贡献占主导地位.

利用EBSD和XRD技术对比分析了常化和不常化2种工艺对薄规格取向硅钢组织及织构的影响. 结果表明, 2种工艺条件下的初次再结晶和二次再结晶织构存在着明显的差异. 经过常化处理的样品初次再结晶组织中{411}<148>和{111}<112>织构组分比不常化样品的低, 但Goss织构组分比不常化样品的高; 常化处理的样品二次再结晶织构多为锋锐的Goss织构, 磁性能优异, 而不常化处理的样品二次再结晶织构多为Brass织构和偏Goss织构. 此外, 经过常化处理样品的初次再结晶组织中Goss取向晶粒周围分布的20°~45°大角度晶界所占比例高于不常化处理样品. 2种样品初次再结晶后的平均晶粒尺寸差别并不明显, 均为20 μm, 而且整体晶粒尺寸分布也相近. 常化处理对最终磁性能有决定性影响, 主要体现在提高冷轧前Goss取向“种子”的比例以及优化再结晶组织中Goss取向晶粒周围的织构环境.

采用预合金粉末热等静压工艺制备了Ti-22Al-24Nb-0.5Mo (原子分数, %)粉末合金, 对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo粉末合金环坯和板坯进行电子束焊接. 采用OM, SEM, EPMA和X射线三维成像技术对焊接接头的微观组织进行表征, 研究了焊后热处理对焊接接头显微硬度、拉伸性能和持久性能的影响. 结果表明, 热等静压温度显著影响Ti-22Al-24Nb-0.5Mo粉末合金的孔隙分布. 在1030 ^oC热等静压成型的粉末环坯经980 ^oC, 2 h, 真空炉冷热处理后表现出较好的可焊性. 焊接接头熔合区、热影响区和母材的化学成分均匀, 虽然显微组织差异明显, 但是显微硬度无明显区别. 拉伸及持久性能测试试样皆断裂于熔合区. 焊接接头熔合区存在大量的显微孔隙是焊接接头发生断裂的失效机制. 焊后热处理可以减少焊缝处的显微孔隙数量, 从而提高焊接接头塑性及高温持久寿命.

采用感应熔炼气体雾化法(EIGA)制备了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B (原子分数, %, 下同)和Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B 2种TiAl预合金粉末, 应用SEM, OM和DSC对预合金粉末进行表征. 对TiAl预合金粉末进行热等静压致密化处理, 随后对致密化所得TiAl合金进行热处理, 研究了不同时效温度和冷却速率对TiAl合金微观组织的影响. 结果表明, 预合金粉末的冷却速率在10⁵~10⁶ K/s之间, 随着冷却速率的增加, 预合金粉末雾化过程中出现β→α'的马氏体转变. DSC曲线表明, 升温过程中在700~800 ℃之间发生亚稳α₂相→γ相的转变. 在热等静压过程中, 预合金粉末初始阶段随机堆积, 通过粉末颗粒流动、转动和重排实现致密度的提高. 随着温度升高α₂相转变为γ相; 温度进一步升高, 粉末颗粒发生显著塑性变形, 颗粒间形成烧结颈. 随着保温时间的延长, 粉末间孔隙主要通过表面扩散、体积扩散和扩散蠕变连接方式完成闭合. Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B预合金粉末热等静压致密化后, 其微观组织主要为细小等轴的γ相组织, 以及少量的α₂相和β相. Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B预合金粉末热等静压致密化后, 其微观组织主要为细小等轴的γ相组织, 以及少量的α₂相和弥散分布的硅化物ξ-Nb₅Si₃. 时效温度不同, 等轴γ相、等轴α₂相和α₂/γ片层之间面积分数发生变化, 其变化规律主要取决于各相的Gibbs自由能变化. 冷却速率对Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B和Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金连续冷却相变有较大的影响. 对于 Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B 合金, 水冷主要形成等轴α₂相, 油冷、空冷和炉冷都形成全片层组织. 对于Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B合金, 水冷形成α₂相和γ_m相, 油冷和空冷形成羽毛状、Widmanst?tten片层和α₂/γ片层混合组织, 炉冷形成全片层组织. 对比2种TiAl合金连续冷却曲线可知, Nb元素的增加使得连续冷却曲线向无扩散型转变方向发展.

针对激光选区熔化(selective laser melting, SLM)制造K4202合金复杂金属零件在航空航天等领域的应用需求, 以K4202合金粉末为材料, 研究了该合金的SLM成形工艺、成形态和热处理后的显微组织和力学性能. 结果表明, K4202合金SLM成形试样显微组织由树枝晶和等轴晶构成, 树枝晶生长方向多与熔池边界近似垂直. 固溶+时效处理后, 由于再结晶的发生, SLM成形所形成的树枝晶结构完全消失, 同时晶界和晶内有金属碳化物析出. 时效处理后的组织与SLM成形态相比, 变化并不明显, 其树枝晶结构保存较完整, 晶界处同样有碳化物析出. SLM成形试样的拉伸性能优于传统铸造方法, 通过固溶+时效处理和时效处理, 试样的屈服强度、抗拉强度均提升显著, 但塑性下降明显, 其中时效处理后的拉伸强度最高.

基于Eulerian-Eulerian方法, 阐述了简化枝晶状等轴晶、柱状晶以及金属液三相完全混合的凝固模型. 模型考虑了等轴晶的移动及柱状晶对等轴晶的捕获, 跟踪了柱状晶尖端的位置并考虑了等轴晶和柱状晶的相互竞争生长, 因此该模型具备了预测柱状晶向等轴晶转变(CET)的能力; 为了在不过量增加计算量的前提下提高模型的精度, 模型对等轴晶采取了简单的枝晶化处理, 即采用简化方法描述等轴晶包络线内固相分数. 分别模拟了3.25和25 t钢锭的凝固过程, 成功预测了大型钢锭凝固过程所形成的底部锥形负偏析、“类-A型”偏析以及CET等现象. 分析认为长细形状铸锭中出现的顶部负偏析区, 是由于凝固后期所形成的局部小钢锭及等轴晶在其内部的沉积聚集而成.

与7055铝合金的传统热轧(CHR)对比, 制定了新的两阶段热轧工艺(DHR), 分别采用CHR和DHR对7055铝合金板材进行轧制, 研究了DHR工艺对7055铝合金析出相和亚结构的影响, 分析了DHR和CHR处理后合金组织、力学性能的差异. 结果表明: 增加预变形量可提高析出相的球化程度(改变析出相形貌)但不影响其面积分数; 中间高温短时退火可形成大量有序排布的亚结构; 后续进一步热轧过程中, 仍存在的大量球形析出相钉扎位错和亚晶界, 且随累积应变增大, 小角晶界逐渐转变成大角晶界而使晶粒细化. 采用最佳的形变热处理工艺(固溶+预变形(300 ℃, 20%)+中间退火(430 ℃, 5 min)+热变形(400 ℃, 60%))可在保证高强度的同时使7055铝合金板材断后延伸率比CHR工艺提高约25%.

将Zn和Y元素以原子比为6∶1的形式加入AM50合金中, 并采用金属型铸造成形, 利用OM, SEM, EDS, XRD, 热分析法及拉伸实验研究了AM50-x(Zn, Y) (x=0, 2, 3, 4, 5, 质量分数, %)合金的显微组织、凝固行为及力学性能. 结果表明: 向AM50合金中按原子比为6∶1的形式加入Zn和Y元素后, 组织得到明显细化, 组织中并未形成Mg₃Zn₆Y准晶相, 而是形成了颗粒状的Al₆YMn₆相和细小的Al₂Y相, 其中Al₆YMn₆相尺寸随着Zn和Y元素含量的增加而增大; 当x≥3时, 在组织中β相的周围逐渐形成层片状的Φ-Mg₂₁(Zn, Al)₁₇相, 且其数量逐渐增加. 热分析结果表明, Φ-Mg₂₁(Zn, Al)₁₇相约在354 ℃通过包晶反应形成, 其中α-Mg和β相析出温度随着x的增加而降低. 由于Al₆YMn₆相、Al₂Y相和Φ-Mg₂₁(Zn, Al)₁₇相的形成, 使得β相的尺寸减小、数量减少; 当x=4时, 合金组织最为细小, 且合金力学性能达到最优, 其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为206.63 MPa, 92.50 MPa和10.04%.

采用等温压缩实验获得了变形温度为200~400 ℃, 应变速率为0.001~1 s^-1的AZ80镁合金的流变应力曲线, 考虑动态硬化及软化特性描述了AZ80镁合金热变形过程动态再结晶主导的软化行为. 提出基于动态材料模型的应变速率敏感性指数表征动态再结晶引起的能量耗散, 该指数通过引入动态再结晶体积分数描述微观组织演化的耗散功. 考虑变形温度和应变速率构建了不同应变的应变速率敏感性指数图, 实现应变速率敏感性指数对动态再结晶软化行为的量化表征. 在此基础上, 研究了变形温度、应变速率对动态再结晶临界条件及演化过程的影响, 重点分析了不同应变的应变速率敏感性指数图特征. 结果表明: 随着变形温度的升高和应变速率的降低, 动态再结晶软化临界应变减小, 动态再结晶体积分数增加; 应变速率敏感性指数与动态再结晶体积分数正相关, 指数大于0.21的区域对应着高动态再结晶体积分数, 且均位于低应变速率下, 并通过动态再结晶软化的微观组织进行了验证.

设计加载阵列电极应力腐蚀实验装置, 针对我国典型的华南酸性红壤环境, 研究高强度低合金(HSLA) X80管线钢在破损防腐层(涂层)模拟缝隙下的应力腐蚀开裂(SCC)行为及影响因素, 采用电化学阻抗谱(EIS)监测加载电极的腐蚀电化学过程, 利用微电极监测防腐层剥离区局部电位和pH值变化, 探讨破损涂层下HSLA管线钢SCC行为和规律. 结果表明, 防腐层开放破损(漏点)处管线钢发生严重腐蚀: 不受力试样表面以阳极溶解占主导的均匀腐蚀为主, 而拉伸试样表面出现大量微裂纹和点蚀坑, 且沿试样划痕优先生长; 封闭的剥离区内部管线钢的腐蚀程度显著减缓. 同时, 对涂层破损点及剥离区深处管线钢的腐蚀现象和过程进行了讨论.

采用微生物分析方法研究了交流电(均方根电流密度50 A/m², 频率50 Hz)对土壤浸出液中硫酸盐还原菌(sulfate reducing bacteria, SRB)的生理影响; 通过开路电位、动电位极化曲线、电化学阻抗谱等方法研究了交流电和微生物共同作用对Q235钢的电化学行为的影响; 利用SEM观测了试样表面腐蚀产物和腐蚀微观形貌. 结果表明, 均方根电流密度为50 A/m², 频率为50 Hz的正弦交流电对SRB的生理未造成很大影响, 但交流电的交变电场降低了微生物膜的吸附性, 促进了微生物膜的脱附. 实验前期, 活性生物膜抑制金属腐蚀, 实验后期, 微生物代谢产物促进金属腐蚀. 金属在交流电作用下, 由于整流效应、交变电场作用以及点蚀的自催化效应等, 腐蚀速率加快, 腐蚀产物疏松.