S316L不锈钢压力壳点蚀失效分析

使用S316L不锈钢材质制造的压力壳下体在工作2000 h之后,其内表面存在大量的点蚀坑,压力壳内壁处于柴油燃烧产物的弱酸性气体环境。本文分析了S316L不锈钢压力壳材料的化学成分和力学性能。使用扫描电子显微镜观察了点蚀坑形貌,使用能谱对腐蚀产物进行了表征。金相分析和XRD表明,在奥氏体基体中存在大量的夹杂物和铁素体相。点蚀坑在内表裂纹深处形核。分析认为,材料的自身因素诱发了点蚀的形核,而压力壳所提供的腐蚀环境加速了点蚀的生长过程。     

热轧态Cr、Ni微合金化高强度耐候钢组织与耐蚀性能

采用电化学测试、浸泡实验及SEM、XRD等方法研究了热轧态Cr、Ni微合金化高强度耐候钢组织及耐蚀性能。结果表明:热轧态高强度耐候钢试样组织均由珠光体和铁素体组成,Cr在两相中均匀分布,Ni在铁素体相中含量更多。Cr、Ni含量较高的Q700H耐候钢在3.5%(质量分数)NaCl溶液中具有较低的年腐蚀速率。浸泡60 d后,两种钢自腐蚀电流密度增加,但Q700H钢具有较高的电荷转移电阻和较小的自腐蚀电流密度。浸泡150 d后,Q700H钢表面的点蚀坑较Q500H钢表面的更细小。Cr、Ni含量的增加促进了锈层中致密α-FeOOH的生成;Cr、Ni在锈层中发生富集,Cr集中在内锈层,Ni富集于基体和锈层界面处,且随Cr、Ni含量增加,富集越明显。     

Ni、Fe合金化及时效时间对锰铜基阻尼合金相变行为的影响

使用真空感应炉制备了Mn-20Cu、Mn-20Cu-5Ni、Mn-20Cu-5Ni-2Fe三种不同成分梯度的合金,利用动态机械分析仪测量了弹性模量及内耗与温度之间的关系,以研究化学成分及时效时间对合金反铁磁转变及马氏体相变的影响。结果表明,合金的相变特征温度和时效时间的平方根正相关,添加的合金元素通过影响调幅分解过程中溶质原子的扩散从而对特征温度发生作用,描述振荡应力和相界面之间耦合强度的l值是反映阻尼合金材料的关键因素之一。     

热轧板冷弯开裂分析

采用扫描电子显微镜和光学显微镜观察了热轧板在冷弯过程中开裂试样的断口形貌并进行了成分分析。发现裂纹内存在氧化铁且呈断续分布，裂纹两侧基体内存在着内氧化颗粒且其显微组织也有差异。分析表明，热轧板冷弯开裂是由热轧折叠缺陷造成的，但不影响整批材料的性能。实际使用中只要切除缺陷部位，即可正常使用。     

12Cr1MoV锅炉管短期爆裂分析

锅炉管在使用一月后，发生爆裂，使用金相显微镜对这种短期的爆裂行为进行了研究。     

执行欧洲标准S460NL高韧性结构管的开发

在20Mn钢的基础上,通过添加Cr、Mo、Cu、Ni、V等合金元素,采用正火处理工艺生产了S460NL钢管材料;分析了S460NL钢管的显微组织和力学性能。结果表明:该产品的金相组织为珠光体+弥散分布着细小碳化物的铁素体基体,在拉伸过程中产生位错塞积,从而使得铁素体基体内产生位错缠结与网格结构;冲击断口呈现出典型的韧窝特征。这些微观特征决定了S460NL钢管在获得高强度的同时还具有优良的耐低温冲击韧性:屈服强度∧500 MPa,抗拉强度640~680 MPa,伸长率≥22%,-50℃冲击功∧100 J,满足客户要求。     

TiPd基高温形状记忆合金的研究进展

综述了ＴｉＰｄ基高温形状记忆合金及其薄膜的研究情况,指出了进一步研究的方向。     

热轧板翘皮缺陷的渗碳行为和组织特征

 为了提高SPHC热轧带钢的表面质量,针对异常翘皮缺陷的成因展开研究。利用光学显微镜、扫描电镜、能谱仪和硬度仪分析了缺陷处与基体的组织、成分和硬度的差异。结果表明,翘皮缺陷主要是由连铸坯中存在大量的夹杂物所致,同时这些夹杂物碳含量较高,在板坯加热过程中对周围基体起到“渗碳”作用,渗碳层厚度可达5 727.2 μm。带钢横截面的组织差异是由表面与芯部的温差所导致的动态回复与再结晶差异造成的。在层流冷却段,渗碳区域的过冷奥氏体发生了离异共析转变,粒状渗碳体均匀弥散析出。     

Ti50＋xPd30Ni20—x高温形状记忆合金的弹性行为

制备了三种Ti50 xPd30Ni20-x高温形状记忆合金,使用热分析测试了合金的相变温度,发现当Ti原子分数偏离50％时,合金的相变温度随Ti成分的升高而降低,并对这种合金的力学性能进行了测试,合金在奥氏体转变结束温度以上变形仍具有形状记忆效应,应力诱发的马氏体在应力去除后不能恢复到奥氏体,研究了这种合金在不同的重复加载条件下的弹性行为,实验表明,弹性回线的形状特征与加载历程有关,在奥氏体转变结束温度附近加载可以获得完全的线性伪弹性;而对于处于稳定单相的试样,在重复加载的条件下也可以获得弹性滞后回线。     

T91连铸坯开裂分析

通过低倍观察、金相观察和相转变分析等手段对连铸过程中产生角边裂的T91管坯进行剖析。结果表明,连铸坯合金成分Cr当量高和铸坯在零强度温度和零塑性温度区间局部冷却过快是铸坯角部产生裂纹的主要原因,在后续的奥氏体向马氏体转变的过程中,残留的δ铁素体的硬度低,在管坯应力最大的角部45°方向易于沿铁素体晶界进行裂纹二次扩展。