采用富氧燃烧实验方法,通过光学显微镜、扫描电子显微镜和能谱仪等手段对GH4169和GH4202高温合金燃烧试样进行分析,建立合金燃烧质量、热量和氧传输模型,探究两种合金的富氧燃烧机理并提出提高新型高温合金抗燃烧性能的措施.结果表明:GH4202与GH4169合金在富氧条件下均发生燃烧,GH4202抗燃烧性能优于GH4169;两种合金以液相进行燃烧,在合金燃烧前沿存在由未完全燃烧的金属颗粒和氧化物组成\燃烧层\,燃烧层中合金元素的燃烧行为是决定合金整体燃烧的关键性因素;合金元素在燃烧前沿呈现\选择性燃烧\规律,Nb、Ti、Al、Cr等元素易于与氧发生燃烧,Ni滞后燃烧且燃烧热低,起到良好的抗燃烧作用

通过Gleeble热模拟实验研究了含0.038%Nb(质量分数)的热轧TRIP钢在高温奥氏体区的热加工工艺,借助光学显微镜、扫描电镜和透射电镜分析了组织演变和Nb的析出行为,并利用电感耦合等离子体发射光谱仪定量分析了Nb的固溶/析出程度.在1250℃奥氏体化5 min后添加Nb有70%固溶于奥氏体.在1000℃以上的奥氏体再结晶区变形过程中Nb的析出量仅占总固溶量的3%,不能有效抑制静态再结晶,奥氏体晶粒得到明显细化.在900℃的奥氏体未再结晶区变形前析出Nb量已达到总固溶量的9%,再结晶被抑制而获得拉长状奥氏体.奥氏体未再结晶区变形可促进铁素体转变并细化铁素体晶粒.再结晶奥氏体或形变奥氏体状态下冷却至650℃时分别有占总添加量的48%和40%的Nb仍以固溶态存在

在实验室模拟高炉条件下研究了含钒钛铁矿球团的还原过程,采用X射线衍射仪测定含钒钛铁矿球团在不同还原温度下的物相组成,通过光学显微镜和扫描电镜观察含钒钛铁矿球团还原过程中微观结构变化,并结合能谱分析仪研究氧化物中不同元素的分布状况.含钒钛铁矿球团在还原过程中出现的铁钛分离现象会影响含钒钛铁矿球团的还原性,形成的高钛含量钛铁晶石会增加铁氧化物还原难度.高温时形成的密实金属铁球壳会阻碍内部氧化物的还原,导致还原停滞,从而造成含钒钛铁矿球团高温还原性较差.当内部熔融物滴下时,会提高高炉下部氧势,有利于减少Ti(C,N)的生成

利用光学显微镜、透射电镜和能谱分析等方法对两种不同Ti含量的铁素体基Ti-Mo微合金钢中析出相的尺寸、分布特征、析出规律和成分进行了研究.结果表明:钢中绝大多数析出相为超细碳化物,尺寸小于10 nm,析出相尺寸呈正态分布.随着Ti质量分数由0.072%增到0.092%,析出粒子平均尺寸增大,分布峰值向粒子尺寸增大的方向移动.Ti-Mo微合金钢具有栅格状的相间析出方式,栅格间距受冷速的影响较大,晶内和靠近晶界处的栅格间距不同.能谱分析发现,不同尺寸的粒子Mo含量不同,较大颗粒(50 nm左右)析出相中不含Mo,小颗粒(<20 nm)中碳化物是Ti和Mo的复合析出相,且随着粒子尺寸的减小,成分中Mo所占比重增大

在Gleeble-3500热模拟试验机上进行冷轧超高强度双相钢的连续退火工艺研究,利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜和拉伸试验研究了连续退火过程中各个参数对1000MPa级冷轧双相钢组织性能的影响.结果表明:试验用钢在退火温度800℃下保温80s,可以得到抗拉强度为1030MPa、延伸率为14%超高强双相钢;随着退火温度的升高,屈服强度和抗拉强度降低.当退火温度为830℃时,显微组织中粒状的非马氏体组织明显增多.过时效温度低于300℃时,屈服强度和抗拉强度变化不大;当过时效温度超过300℃时,抗拉强度急剧下降,屈服强度先降低后升高,在过时效温度为360℃时开始出现屈服平台

利用喷射成形和热挤压的方法制备了含锰为2%(质量分数)的高强铝合金Al-8.8Zn-2.9Mg-1.6Cu合金,用X射线衍射(XRD)、光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)等方法研究了铝合金的微观组织,并进行了力学性能测试.研究结果表明:喷射成形制备的含锰铝合金经过热挤压和固溶处理后,基体组织为细小均匀的再结晶晶粒组织,平均尺寸约8μm.MnAl6颗粒在喷射沉积过程中沿晶界析出,经过热挤压后,尺寸大的颗粒破碎,大部分的颗粒则沿挤压方向产生一定的塑性变形.固溶处理对MnAl6颗粒尺寸的影响不明显,但棒状/片状颗粒的边角处发生球化,有利于降低诱发显微裂纹的应力或应变集中.时效后,铝合金达强度为775MPa,延伸率达4.3%,断口以细小的韧窝为主,尺寸小于500nm

为了解大型铸锭在轧制过程中产生边裂的原因,通过对比铸坯中部和边部的成分、不同温度下相比例、两相硬度差等的变化规律,利用光学显微镜,扫描电子显微镜和电子背散射衍射观察分析试验钢的微观组织和断口形貌,分析了边部容易开裂的原因.结果表明,和中部相比,边部晶粒细小,且铁素体含量较多,但边部开裂更严重.这说明晶粒尺寸和相比例并不是影响使边部开裂严重的主要原因.而和中部比,铸锭边部试样两相硬度差较大,使两相在热变形过程中应变分配不均匀,容易在相界处产生应力集中,导致开裂.同时边部析出物较中部多,相界析出物的产生破坏了基体的连续性,容易在相界处产生显微裂纹,导致开裂

采用Gleeble-1500热模拟试验机,对GH625合金进行了以不同变形温度、不同应变速率变形到真应变值为0.7的热压缩试验,以研究其热变形过程的动态再结晶组织演变.利用光学显微镜(OP)和透射电镜(TEM)分析了应变速率对GH625合金热变形过程中的组织演变及动态再结晶形核机制的影响.结果表明:应变速率?=10.0s-1时,实际变形温度高于预设温度,产生变形热效应.GH625合金热变形过程的组织演变是一个受应变速率和变形温度控制的过程,在应变速率? ≤ 1.0s-1时,GH625合金动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数随着应变速率的升高而降低,动态再结晶形核机制是由晶界弓弯的不连续动态再结晶机制和亚晶旋转的连续动态再结晶机制组成;在应变速率?=10.0s-1时,由于变形热效应使动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数迅速升高,动态再结晶机制则是以弓弯机形核的不连续动态再结晶机制为主

采用Gleeble-1500热模拟试验机,对第三代汽车钢(TG钢)在不同的变形温度下进行了热拉伸试验,研究其热塑性的变化运用光学显微镜和扫描电镜分析了实验钢热变形的断口形貌及断裂机理.发现实验钢的强度随温度的升高而降低,热塑性曲线分为第Ⅰ脆性区、高温塑性区和第Ⅲ脆性区三个区域,其中第Ⅲ脆性区存在两个塑性极小值.在1300~800℃时实验钢的组织为奥氏体,断裂方式为连孔延性断裂,动态再结晶使韧窝分离前发生了较大的塑性变形,断口为大而深的韧窝;750℃时实验钢沿奥氏体晶界析出铁素体,断裂方式为界面断裂,断口既存在着铁素体内聚失效形成的小的孔洞,也存在由于裂纹沿奥氏体晶界扩展形成的石块状形貌;650℃由于出现了铁素体的准解理,实验钢的塑性下降,热塑性曲线再次出现极小值

利用Thermo-Calc软件对8Cr13MoV马氏体不锈钢的凝固过程进行计算,利用光学显微镜、扫描电子显微镜和X射线衍射分析仪对铸态组织和碳化物形貌以及类型进行观察与分析,利用Gleeble热模拟试验机测定材料的静态连续冷却转变曲线.结果表明,8Cr13MoV在平衡凝固条件下组织为铁素体和M23C6型碳化物,而在实际的凝固条件下,组织为铁素体、马氏体、残余奥氏体、M7C3型和M23C6型碳化物,由于偏析导致最终组织中碳化物以M7C3型为主,少量M23C6以薄片或树枝状分布在晶界上.由于较高的C和Cr含量,以0.1℃·s-1的冷却速率冷却时,奥氏体也会发生马氏体转变