不同取向下单晶铁纳米线拉伸行为的模拟研究

本文利用分子动力学模拟的方法研究了不同取向、尺寸和温度因素对单晶体心立方铁纳米线的拉伸变形行为的影响.铁纳米线轴向初始取向分别为<001>、<110>、<111>、<102>、<112>,模拟了不同温度(10~700 K)和不同尺寸范围(1.5~5 nm)下的变形机制.研究结果表明取向、尺寸和温度会显著影响单晶体心立方铁纳米线的拉伸变形行为.分子动力学模拟结果表明,直径为2 nm的<001>铁纳米线在300 K的拉伸载荷下,主要通过孪晶的模式发生变形,最后拉伸取向转变为<110>.而在700 K下,<001>铁纳米线的拉伸变形模式由滑移主导.不同初始取向在不同温度和尺寸下其变形机制截然不同,这导致了铁纳米线不同的力学性能.本文系统性地研究了在不同取向下的铁纳米线变形机制随尺寸和温度变化发生的转变.

00Cr12Ni双相组织不锈钢焊接接头区域特征与性能

采用熔化极活性气体保护焊(metal active gas arc welding,MAG焊)、等离子弧焊(plasma arc welding,PAW)和高频感应焊接方法获得铁素体+马氏体双相组织不锈钢00Cr12Ni的焊接接头,对其组织区域特征和力学性能进行了研究.典型的焊接接头热影响区(heat affected zone,HAZ)可分为晶粒粗大,铁素体为优势相的高温热影响区(high temperature heat affected zone,HTHAZ)和晶粒细小,马氏体为优势相的低温热影响区(low temperature heat affected zone,LTHAZ).通过测量实际焊接热循环曲线的方法确定了HTHAZ及LTHAZ的温度范围,并采用热模拟研究HAZ不同区域的力学性能.结果表明,HTHAZ的热循环峰值范围为1200℃至熔点,晶粒粗大呈现为脆性;LTHAZ热循环峰值范围为800~1200℃,室温组织为非平衡低碳板条马氏体,韧性较好,但低于0℃时呈脆性.MAG焊接头由于奥氏体焊缝为钟罩形,HAZ冲击试验时断面包括奥氏体焊缝,因此冲击性能较好;PAW接头在1000℃奥氏体快冷可获得细晶粒马氏体韧性提高;高频感应焊接接头中无HTHAZ,但焊接过程中的加工硬化导致室温呈脆性,通过去应力退火后韧性恢复.

含锰钢表面氢原子/氢分子吸附行为的第一性原理研究

采用基于密度泛函理论的第一性原理方法研究了氢原子和氢分子在纯铁表面和锰原子掺杂表面的吸附与解离行为.研究结果表明,氢原子可在纯铁(001)表面稳定吸附,吸附能按照顶位,桥位和心位依次增强;而溶质原子锰降低了氢原子距离表面的位置并强化了氢原子的吸附行为.氢分子在纯铁表面的吸附解离行为取决于氢分子距离模型表面的初始距离和初始空间构型.氢分子平行于纯铁(001)表面时,距离心位1.2Å发生解离,而桥位、顶位均不会发生解离;氢分子垂直放置时,距离桥位0.6Å、顶位1.0Å发生解离,心位不会发生解离.氢分子平行于锰掺杂纯铁(001)表面时,距离桥位0.6Å、顶位0.7Å、心位1.2Å发生解离;氢分子垂直放置时,距离桥位、心位0.8Å发生解离,而顶位放置氢分子不发生解离.归纳可知,锰溶质原子掺杂会增加铁基体表面氢原子和氢分子的吸附作用并促进氢分子发生分解.

石墨烯纳米孔道内受限水介电常数影响因素的分子动力学模拟

受限水的介电特性对于石墨烯电容器的储能效率有着重大的影响.因此本文使用分子动力模方法,研究了不同石墨烯纳米孔道宽度(0.812~10 nm)下内受限水介电常数的分布及其影响因素.结果表明,在石墨烯纳米孔道内部受限水双电层结构可分为空隙层、界面层和体相层三个部分.其整体的介电常数随孔道大小的降低而线性减少.这是由内部体相层的宽度的降低而导致的.此外电极电压大小和石墨烯-水相互作用参数εCO的强弱也会显著改变电极表面的双电层(Electric Double Layers,EDLs)结构.其中电压的增大使得介电常数分布的震荡的程度也随之增加,最终导致了整体介电常数的减小.与之类似,亲水态的石墨烯表面(高εCO)下受限水分布的震荡程度也显著增加,这导致了整体介电常数的降低.

κ-碳化物对低密度超细珠光体组织细化的影响

低密度钢已成为开发满足安全和节能要求材料的研究热点,为实现材料的轻量化,推动绿色发展,在超高强度珠光体桥索钢的合金设计中加入适量的轻质元素中Mn(质量分数为5%)和中Al(质量分数为5%)以降低材料密度,其理论计算密度由7.85 g/cm^(3)降至6.81 g/cm^(3),降幅达13.2%。在相同珠光体等温处理(600℃-0.5 h和500℃-2.0 h)后,与传统珠光体钢相比,低密度珠光体钢抗拉强度和屈服强度显著提高,分别由(1237±24)MPa提高到(1247±37)MPa、(923±12)MPa提高到(1171±34)MPa,伸长率稍微降低,由6.46%±0.20%降低到5.18%±0.06%,显微组织由传统的θ-珠光体(铁素体+渗碳体)转变为θ-珠光体和κ-珠光体(铁素体+渗碳体+κ-碳化物)。结果表明,添加适量的Al和Mn抑制C的扩散,提高珠光体的转变自由能,显著延缓珠光体的共析转变过程,同时超细珠光体的片层间距明显细化,团簇尺寸明显减小;促进了低密度珠光体钢中κ-碳化物的形成,其与位错的相互作用提高了材料的应变硬化,实现了超细珠光体桥索钢的低密度、超高强度的目标。

两种电弧喷涂涂层在中性盐雾环境下的耐蚀性能对比研究

采用电弧喷涂技术在EH36钢表面制备了5083铝合金涂层和Zn15Al涂层,结合扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、电化学测试和腐蚀失重等方法对比研究了两种涂层在中性盐雾环境下的耐蚀性能。结果表明,随着腐蚀的进行,两种涂层的腐蚀速率均逐渐下降,且5083Al合金涂层的腐蚀速率明显低于Zn15Al涂层。形貌观察结果表明,5083铝合金涂层的腐蚀产物呈致密块状,Cl-无明显渗入;而Zn15Al涂层的腐蚀产物呈疏松的细针状,盐雾腐蚀10 d后有Cl-沉积在腐蚀产物层中并逐渐渗入至涂层基体。5083铝合金涂层的腐蚀产物主要为Al(OH)3,Zn15Al涂层腐蚀产物主要由Zn(OH)_(2)和Zn_(5)(OH)_(8)Cl_(2)·H_(2)O组成。结合溶度积常数K_(sp) 和过饱和度的理论计算,Al(OH)_(3)沉积所需Al^(3+)浓度更低、沉积速度更快,因此5083铝合金涂层更倾向于形成致密的腐蚀产物层。这一结果与电化学阻抗谱(EIS)测试结果相吻合,随腐蚀时间延长,两种涂层的极化电阻逐渐增大,且5083铝合金涂层的极化电阻高于Zn15Al涂层,说明腐蚀产物致密性是影响两种涂层耐蚀性能的主要原因。

线能量对超高强度海工钢热影响区组织演变与韧性的影响

研究了超高强度海工钢在不同线能量的模拟焊接条件下粗晶热影响区的组织演变和冲击韧性,并结合超高温激光扫描共聚焦显微镜原位观察模拟焊接热循环过程中奥氏体晶粒长大及贝氏体转变行为。结果表明:随着线能量的逐步增大,高温阶段停留时间变长使得粗晶热影响区原奥氏体晶粒粗大,中温阶段冷却速度下降促使粗晶热影响区贝氏体转变时变体选择减少,导致大角度晶界减少和对裂纹扩展的阻碍能力减弱,最终低温冲击韧性呈现下降趋势,断裂特征由韧性断裂转变为解理断裂。

锰对贝氏体钢中残余奥氏体回火稳定性的影响

为探索锰含量的变化(锰质量分数为0.1%(0.1Mn钢)和1.5%(1.5Mn钢))对无碳化物贝氏体钢中残余奥氏体(RA)回火稳定性的影响,利用扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)及透射电镜(TEM)等试验方法对残余奥氏体稳定性和力学性能的变化规律进行研究。结果表明,0.1Mn钢的热轧态组织主要是由粒状贝氏体(GB)+板条贝氏体(LB)组成,而1.5Mn钢的热轧态组织主要以板条贝氏体为主,且1.5Mn钢中残余奥氏体含量较高,屈服强度和抗拉强度均优于0.1Mn钢。在经过300~500℃回火后,残余奥氏体体积分数逐渐下降至完全分解,屈服强度和抗拉强度均表现为先升高后降低,但伸长率逐步增加。300℃回火性能最佳,原因主要是由于残余奥氏体在300℃回火中,块状残余奥氏体分解为过饱和马氏体/贝氏体,碳从过饱和马氏体/贝氏体中扩散至邻近残余奥氏体中使其含量增加,热稳定性得到提高,在拉伸的过程中产生了TRIP效应,从而使试验钢的强塑性得到提升。1.5Mn钢的性能明显优于0.1Mn钢,因为锰可以与碳产生协同作用共同促进奥氏体的稳定,提高伸长率,另外锰含量的增加使碳当量也提高,强度增强。基于修正C-J模型对两试验钢在拉伸过程中的加工硬化行为进行表征,发现1.5Mn钢的应变硬化指数始终大于0.1Mn钢的应变硬化指数,且试验钢均表现3个阶段的应变硬化特性。

不同冲击载荷下10Mn钢和NM500的磨损性能及机理

为了给不同类型耐磨钢的实际使用环境提供可靠试验依据,研究不同微观组织的磨损性能和机理,分别在低载荷2 J和高载荷5 J下测试NM500马氏体钢和10Mn奥氏体钢的冲击磨损性能。NM500马氏体耐磨钢以板条状马氏体为主,板条内部存在高密度位错亚结构,同时存在少量残余奥氏体和一些棒状碳化物(TiC);奥氏体10Mn耐磨钢以奥氏体为主,还有少量马氏体和碳化物(NbC、VC)。结果表明,在低冲击载荷(2 J)下,NM500耐磨性高于10Mn钢(160 min的磨损量分别为109和181 mg),归因于NM500比10Mn钢具有更高的硬度,磨料对表面的破坏更小;在高冲击载荷(5 J)下,磨损初期,NM500耐磨性高于10Mn钢(120 min的磨损量分别为140和145 mg),但长时间磨损,NM500耐磨性低于10Mn钢(160 min的磨损量分别为222和173 mg),归因于10Mn钢发生了充分加工硬化,具有更优异的耐磨性。10Mn钢磨损后亚表面微观形貌中存在大量的高密度位错、形变孪晶、应变马氏体,优异的加工硬化能力使10Mn在5 J冲击载荷下更耐磨。

冲击载荷对10Mn钢磨损性能的影响及耐磨机制分析

通过水韧处理配合450℃时效热处理工艺,研究10Mn钢在2和5 J冲击载荷下耐磨性能。结果表明,10Mn钢在5 J冲击载荷下失重量更少,加工硬化的速率更快,并且在不同冲击载荷下磨损失重量都出现了周期性变化。磨损表面SEM结果表明,表面存在犁削磨损、凿削磨损、裂纹。通过XRD数据对亚表面奥氏体和马氏体体积分数进行定量计算,随着冲击功的增加,奥氏体含量减少,马氏体含量增加。对磨损后的亚表面微观组织进行TEM表征,磨损层存在高密度位错、层错、形变孪晶,并且位错在碳化物处堆积。亚表层的EBSD结果表明,磨损过程中产生了形变马氏体和裂纹,马氏体在高位错密度区形核长大,而裂纹沿着奥氏体晶界扩展,最终在高密度位错区和形变马氏体处受阻从而停止扩展。耐磨机制由位错强化、形变诱发相变强化、形变孪晶强化多种强化机制组成。

拉伸应变下中碳贝氏体钢中残留奥氏体转变及其稳定性

采用分阶段拉伸应变试验,研究中碳贝氏体钢在拉伸过程中TRIP效应的影响,探究残留奥氏体转变量与应变量之间的关系。试验结果表明,拉伸变形初期残留奥氏体转变较快(0%到3.0%应变量(体积分数)对应残留奥氏体转变量为13.72%),主要为分布在贝氏体束与束之间的块状残留奥氏体(尺寸为微米级)发生相变;拉伸变形后期残留奥氏体转变较慢(10.0%到18.5%应变量对应残留奥氏体转变量为7.78%),主要为分布在贝氏体铁素体板条与板条之间的薄膜状残留奥氏体(尺寸为纳米级或者亚微米级)发生相变。归因为块状残留奥氏体稳定性低,在外部应力作用下容易转变为硬而脆的马氏体组织,而薄膜状/条状残留奥氏体稳定性高,在外部应力的作用下不易发生相变,TRIP效应的发生使得钢种强度和塑性同时得到提高。通过3种模型(Hollomon模型,C-J模型,修正C-J模型)描述试验钢的加工硬化行为,将整个拉伸过程可分为3个阶段,并结合微观组织变化,详细解析了每个阶段所对应的主要加工硬化机制。

Fe-1C钢离异共析转变行为

离异共析转变(DET)是高碳钢实现快速球化退火的重要理论依据。为了深入理解离异共析转变机理,采用定量金相方法,通过奥氏体中断淬火和等温转变试验对Fe-1C钢离异共析转变行为进行研究。结果表明,在共析温度以下,Fe-1C钢中离异共析转变与珠光体转变存在竞争,DET相体积分数与奥氏体化后残留的渗碳体粒子间距L_(θ)以及珠光体片层间距λ有关,DET相体积分数随λ/L_(θ)值的增加而增大。用基于JMAK方程的离异共析转变动力学模型计算了DET相体积分数随λ/L_(θ)的变化关系并与试验结果进行了比较拟合,试验测量值与计算拟合曲线吻合较好。λ/L_(θ)的值越大,离异共析转变时碳原子扩散所需距离相对于珠光体转变越短,就越有利于离异共析转变的发生。

高强度海工钢中腐蚀活性夹杂物与耐海水腐蚀性能研究

利用金相显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)观察和分析不同厚度(12和35.5 mm)的EH36钢板中腐蚀活性夹杂物的形貌和尺寸分布;使用X射线能谱仪(EDS)分析腐蚀活性夹杂物的成分;采用电化学腐蚀和室内模拟海水加速腐蚀实验分析EH36钢板的耐腐蚀性能。结果表明:活性夹杂物主要成分为Al、Mg复合氧化物,组成主要为MgO·Al_(2)O_(3)。钢板的饱和电流密度、腐蚀失重速率和腐蚀活性夹杂物密度存在正相关性。即腐蚀活性夹杂物密度低,则饱和电流密度低,腐蚀失重速率也低;反之亦然,腐蚀活性夹杂物密度高,则饱和电流密度高,腐蚀失重速率也高,海工钢中存在的腐蚀活性夹杂物是引发腐蚀的根源。

回火热处理对低碳高强度钢低温冲击韧性的影响

采用扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)和透射电镜(TEM)等研究了淬火(950℃等温40 min)+不同回火(500~650℃回火2 h)工艺对低碳高强度钢精细组织的影响,以及探讨了试验钢低温冲击断裂行为与精细组织之间的关系。结果表明:随着高温回火温度的升高,试验钢的低温冲击吸收能量有一定的上升趋势,主要原因是随回火温度的升高,组织由马氏体转变为回火索氏体,组织中的大角度晶界取向差增加,可以有效阻碍裂纹的扩展,使得裂纹扩展方向发生改变,从而显著提高试验钢的低温冲击韧性。

30 GPa·%级中碳贝氏体钢中残余奥氏体的调控机理

为了进一步提高中碳贝氏体钢的强塑性能,研究残余奥氏体的形态及分布对中碳贝氏体钢强塑积的影响。采用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等测试技术对不同试样的显微组织进行观测对比,利用X射线衍射测试技术(XRD)对试样的组织含量进行检测,利用拉伸试验对试样的力学性能进行检测。结果表明,Al部分取代Si能够加速贝氏体相变过程,有效细化贝氏体板条尺寸和残余奥氏体尺寸,提升残余奥氏体中的碳含量,促使形成更稳定的尺寸更小的薄膜状残余奥氏体,推迟试样颈缩的发生,试样伸长率有大幅度的提升。其中,300℃等温淬火8 h工艺条件下,0.26Si-1.1Al试样的强塑积提升至30 GPa·%级别。

马氏体亚结构对F690超厚板表层强韧性能的影响

由于沿厚度方向冷却速度不同,超厚板表层与1/4 H处(H为厚度)具有不同的微观组织。为了研究微观组织对超厚板不同部位强韧性能的影响,进行了室温拉伸、低温冲击等试验,并利用SEM、TEM、EBSD等技术手段对超厚板表层及1/4 H处微观组织及力学性能进行了表征分析。结果表明,试验钢表层较为细小的马氏体板条块(Block)及高于1/4 H处的位错密度导致表层屈服强度略高于1/4 H处。表层及1/4 H处低温冲击性能差异明显,-60℃冲击功较1/4 H处降幅约为12.6%,-80℃冲击功降幅约为24.7%,这是由于表层马氏体板条块界等大角度晶界(HAGB)数密度低于1/4 H处马氏体+贝氏体混合组织的大角度晶界数密度,同时过快的冷却速度使得表层马氏体组织中具有更大的内应力集中,增加了微裂纹萌生的可能性。

中碳贝氏体钢拉伸变形中裂纹形成及扩展机制分析

残余奥氏体对中碳贝氏体钢的塑韧性起到非常重要的作用,采用贝氏体等温淬火工艺对残余奥氏体在拉伸变形作用下与裂纹形成及扩展的相互作用进行了研究。利用扫描电子显微镜(SEM)、透射电镜(TEM)和电子背散射衍射(EBSD)等对试验用钢基体及拉伸后颈缩区进行表征和分析。结果表明,拉伸过程中残余奥氏体细化明显,拉伸断裂后进行组织观察发现贝氏体板条束位错缠结形成位错网,位错密度增加,颈缩区组织变形明显,残余奥氏体薄膜拉长并破裂,应变塑性的增大导致微孔形核质点的增加,薄膜状残余奥氏体在裂纹扩展过程发生TRIP效应阻碍其前进。

临界热处理对中碳Q&P钢组织与性能的影响

对中碳钢采用Q&P(淬火-碳分配)和I&QP(临界热处理,淬火-碳分配)热处理工艺,通过对试样的显微组织,残余奥氏体的体积分数及其碳含量,硬度及其拉伸性能进行分析,研究了临界加热对中碳Q&P钢组织和性能的影响。实验结果表明,经临界热处理的Q&P钢组织中,除了马氏体和残余奥氏体,还存在部分铁素体,同时残余奥氏体的体积分数较少,马氏体板条更加细小。在相同的碳分配时间下,I&QP试样的硬度和抗拉强度都比Q&P试样低,但由于I&QP试样中软相铁素体的存在以及残余奥氏体能发挥更好的TRIP效应,使得临界热处理的实验钢的伸长率更高,加工硬化指数增加,强塑积更大。

超厚高强钢心部组织对断裂机制的影响

为了研究超厚钢板心部显微组织与微观断裂机制的关系,利用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)和电子背散射衍射(EBSD)等技术手段对试验钢板1/4厚度、1/2厚度(心部)显微组织及裂纹形貌进行表征和分析。结果表明,心部处低温冲击韧性较1/4厚度处有明显的降低,这是由于心部组织为回火板条贝氏体和回火粒状贝氏体,其中粒状贝氏体的比例较高,粒状贝氏体中M-A岛的存在促进了微孔或微裂纹的启裂;1/4厚度处为回火板条马氏体与回火板条贝氏体二者的混合组织,板条间的位错运动释放局部应力集中,而舒缓裂纹尖端区域所受应力,产生裂纹钝化、阻碍裂纹扩展,提高低温冲击韧性。

块状组织细化对贝氏体钢断裂行为的影响

中碳贝氏体钢由亚微米贝氏体铁素体板条和残余奥氏体组成,对韧性起主要作用的为残余奥氏体,通过细化块状组织能显著提高贝氏体钢的韧性。为了探究块状组织细化对断裂行为的影响,采用两步贝氏体等温工艺对中碳(碳质量分数为0.3%)贝氏体钢中块状组织进行细化,对拉伸和冲击性能及其裂纹扩展行为变化进行了研究。利用光学、扫描电子(SEM)、透射电子(TEM)显微镜、X射线衍射(XRD)等对试验钢的显微组织类型和尺寸、拉伸和冲击性能及断口形貌进行表征和分析。结果表明,与一步贝氏体工艺相比,两步贝氏体工艺中新形成的贝氏体铁素体分割细化块状马氏体+残余奥氏体,随着真应变的增加,加工硬化的效果更好;断裂形式为韧性断裂,且韧窝的数量、深度更优于一步贝氏体转变,塑韧性更佳。