低合金钢水介质中的应力腐蚀机构

用抛光的恒位移试样对不同钢种、不同强度的高强钢在水介质中应力腐蚀裂纹的产生和扩展进行了金相跟踪观察。结果表明:超高强钢(σ_b≥160公斤/毫米~2的30CrMnSiNi_2A,ZG-18铸钢)应力腐蚀时,裂纹前端塑性区逐渐扩大,闭合后形成不连续裂纹,以后随塑性区中变形量增大主裂纹扩展並与新裂纹相连。当强度降低时,(σ_b≤138公斤/毫米~2的30CrMnSiNi_2A,40CrNiMoA,30CrMnSiA)塑性区随时间增大,但不闭合,随其变形量增大,原裂纹沿弹塑性边界向前扩展。强度更低(σ_b<110公斤/毫米~2的30CrKnSiNi_2A,σ_b≤120公斤/毫米~2的40CrNiMoA)塑性区不增大,裂纹也不扩展。 同样试样在电解充氢条件或干氢条件下,加载裂纹前端同样能产生滞后塑性变形,而且裂纹产生和扩展的情况完全和水介质中类似。由此可知,裂纹前端滞后塑性变形是由氢引起的。 高强钢或超高强钢在水介质中应力腐蚀的机构如下:阴极放氢,它进入裂纹前端引起滞后塑性变形,从而导致裂纹的产生和扩展。     

构建高校和谐校园运行机制探析

党的十六届六中全会明确提出“社会和谐是中国特色社会主义的本质属性”，高校作为社会的重要组成部分肩负着重要使命。因此，构建高校和谐校园运行机制对培养优秀大学生、实现校园和谐运行、推动社会和谐发展具有重大的现实意义。     

钢在H_2S中的应力腐蚀机构

用抛光的WOL型恒位移试样跟踪观察了各种低合金钢在H_2S中应力腐蚀裂纹产生和扩展的规律。结果表明:当钢的强度和K_I均大于临界值之后,在裂纹前端将会发生滞后塑性变形,即裂纹前端塑性区的大小及其变形量将随时间延长而逐渐增加,当这种滞后塑性变形发展到临界状态时就会导致应力腐蚀裂纹的产生和扩展。 对超高强钢来说,当这个滞后塑性区闭合后应力腐蚀裂纹就在其端点形核,随着滞后塑性变形的发展,这些不连续的应力腐蚀裂纹逐渐长大并互相连接。对强度较低的钢,随滞后塑性变形的发展,应力腐蚀裂纹沿着滞后塑性区边界向前扩展。 已经证明这个滞后塑性变形是由氢引起的,称作氢致滞后塑性变形。 利用WOL型试样测量了在H_2S气体以及H_2S饱和水溶液中的K_(ISCC)和da/dt研究了它们随强度变化的规律,以及阴极极化和阳极极化对超高强钢K_(ISCC)和da/dt的影响。     

高强度钢水介质应力腐蚀研究

本文对应力腐蚀试验的WoL型恒位移试样作了评述。并用它测最了四种高强度钢(30CrMnSiNi_2 A、30CrMnSiA、40CrNiMo、ZG-18铸钢)在水介质中的止裂K_(ISCC)以及da/dt。对其中的30CrMnSiNi_2A钢研究了热处理工艺对K_(ISCC)、da/dt的影响,同时探讨了强度和组织的作用。结果表明,对同一类处理,随强度下降K_(ISCC)提高。在相同强度时,等温后回火组织的K_(ISCC)明显比马氏体组织和不回火贝氏体组织高得多。当强度σ_b≤130～140公斤/毫米~2时,裂纹扩展特征发生了变化,da/dt也大幅度下降。当σ_b<110公斤毫米~2时在水介质中不再产生应力腐蚀裂纹。 我们用不同曲率(ρ)的恒位移缺口试样(B=20mm)测量了缺口形成应力腐蚀裂纹的界限应力强度因子K_(ISCC)(ρ),结果表明A是材料常数。对σ_b=160公斤/毫米~2的30CrMnSiNi_2A钢,A=426公斤/毫米、σ_b=140公斤/毫米~2的30CrMnSiA以及40CrNiMo钢的A值更高。 根据实验数据,运用线弹性断裂力学对30CrMnSiNi_2A钢(σ_b=160公斤/毫米~2)螺桩的应力腐蚀断裂进行了定量分析,并提出了提高螺桩安全性的具体办法。     

放电等离子烧结TiAl基合金的显微组织及力学性能

以Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金粉末为原料,采用放电等离子烧结工艺制备出TiAl基合金,并研究了制备工艺、显微组织与室温力学性能三者的关系.结果表明,采用放电等离子烧结方法可制备出致密度高、组织均匀的TiAl基合金.烧结温度对合金的显微组织影响显著,且其室温力学性能与显微组织密切相关,显微组织越细小,室温强度和塑性越高.当烧结温度为1100℃时,制备出的TiAl-V-Cr合金显微组织类型为细小双态组织,具有35.2%的压缩率和3321MPa的断裂强度,显示出较好的室温压缩性能.     

Ti-47．5Al-2．5V-1．0Cr注射成形

以Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr(原子分数,%)气雾化预合金粉末为原料,采用粉末注射成形工艺制备了TiAl合金材料,研究了该TiAl合金脱脂工艺对脱脂坯碳氧残留量和组织的影响规律及烧结工艺对烧结体显微组织、密度和压缩性能的影响规律. 结果表明:在脱脂温度600℃、保温时间为1h和真空脱脂气氛条件下脱除坯体中剩余粘结剂,坯体中残余碳氧含量(质量分数)分别为0.059%和0.12%;脱脂温度从600℃升到1000℃,粉末由枝状组织转变为近γ组织;烧结温度在1410～1450℃,保温时间在1h以内,烧结体可以快速致密化;在1450℃保温30min,烧结体相对密度可以达到95%,烧结体的抗压强度为2105MPa,压缩率达到30.9%,接近铸态合金力学性能;随烧结温度升高,烧结体中的γ相逐渐减少,组织由近片层组织逐渐转变为全片层组织.     

氢对表观屈服强度的影响——氢致滞后塑性变形的原因研究

应用光滑拉伸试样,弯曲试样以及预裂纹WQL型试样具有对广泛拉伸强度的多种低碳及低合金钢研究了电解充氧对表观屈服强度的影响,并对氢致滞后塑性变形进行了金相观察。结果表明:氢对光滑拉伸试样屈服强度的影响不明显。随钢种不同,充氢后屈服强度可能没有变化,也可能升高或降低,但其差值小于10％。对存在应力梯度的无裂纹弯曲试样以及预裂纹WOL试样,当钢的强度和进入的氢量超过临界值后氢能使表观屈服强度明显降低,从而引起氢致滞后塑性交形,最终导致氢致滞后裂纹的产生和扩展。随钢的强度升高,进入的氢量增加,氢致表观屈服强度下降也愈明显。另外,具有更大应力梯度和三向应力的裂纹试样,下降效应比无裂纹弯曲试样更为明显。氢致表观屈服强度下降作用是扩散控制过程,明显依赖变形速度和试验温度。另外,它具有可逆性,随着氢的逐渐消除,表观屈服应力也逐渐回到未充氢状态的数值。氢致表观屈服强度下降和原始变形量及是否存在加工硬化关系不大。根据上述实验事实,本文对屈服强度下降的原因作了探讨。     

钢中氢致裂纹机构研究

用抛光的恒位移试样对处理到不同强度(σ_b=92～185公斤/毫米~2)的4种低合金钢在各种致氢环境(如电解充氢、纯氢、气体H_2S、水介质、H_2S水溶液、缓蚀剂水溶液、丙酮、酒精等有机溶液)下跟踪观察了氢致裂纹的产生和扩展过程。与此同时也测量了各种致氢环境(电解充氢、H_2S水溶液、水溶液、水中阴极化和阴极极化)下的K_(ISCC)(或K_(IH))和da/dt。并研究了它们随强度变化的规律。 结果表明,当加载裂纹前端的K_I>K_(ISCC)(K_(IH))后,在上面所说的任何一种致氢环境下都能产生氢致滞后塑性变形,并由此导致裂纹的产生和扩展。即随着氢的扩散进入,原裂纹前端塑性区及其变形量逐渐增大。对超高强钢,在滞后塑性区端点形成不连续的氢致裂纹,它们随滞后塑性变形的发展逐渐长大以致互相连接。当强度降低时,氢致裂纹沿滞后塑性区边界连续地向前扩展。这就表明,在Ⅰ型裂纹条件下,“氢脆”是氢致滞后塑性变形的必然结果。 在所有致氢环境下,止裂K_(ISCC)(K_(IH))均随钢的强度下降而升高。强度相同时,水中加缓蚀剂和阳极极化使K_(ISCC)升高,阴极极化使K_(ISCC)下降,,da/dt升高,而在H_2S饱和溶液以及加载电解充氢时K_(ISCC)(K_(IH))最低,da/dt最高。 实验也表明,在电解充氢条件下还能以另一种机构形成裂纹。它们的产生和