中华不锈钢网资讯部获悉:镍中间层的引入，使得焊缝区域的化学成分和组织结构与母材不一致。在拉伸过程中，未反应的软质镍中间层进入塑性状态时，母材和界面固溶合金仍然处于弹性状态，因此镍层的塑性变形受到两侧高强材料的拘束作用，使镍层处于三向受拉状态，从而被强化。因此，中间层的“接触强化效应”
接头界面区域显微硬度3接头高温力学性能高温下的接头表现出与常温性能迥异的特点，接头高温抗拉强度和延伸率随着焊接温度的上升而提高。但在850°G焊接的DB1试样高温性能急剧下降，接头高温抗拉强度只有常温的36.4%，延伸率仅为常温的15. 1%.在高温拉伸过程中，DB2、DB3样品都出现了非常明显的屈服现象，接头高温性能比常温有了大幅度的提高。在1050°C焊接的DB3接头的高温抗拉强度等于其常温强度，高温延伸率是其常温延伸率的9.86倍。虽然DB3接头的高温短时拉伸性能良好，但柯肯达尔孔洞在高温环境中，有可能成为蠕变裂纹扩展的发源地，因此镍中间层对316L不锈钢扩散焊接头的作用需要进一步的高温蠕变实验来检验。
无氧钝化；1Cr13不锈钢；掺杂态聚苯胺；伽伐尼阳极保护；作用机理0前言自DewbenyDW111首次发现聚苯胺（polyanilne以下简称PANI）具有防腐蚀性能以来，有关PANI作为防腐蚀涂料基料和应用的研究越来越多12|，并对其防腐蚀机理提出了一些理论，包括机械屏蔽作用131、缓蚀剂作用141、阳极钝化作用151、阻碍电子传递作用16等。其中最引人注目的阳极钝化作用理论认为，PANI导电高分子材料覆盖在金属表面，能促进铁基金属（包括铁、碳钢和不锈钢）的钝化，使其维持在钝化区，大大降低了金属的腐蚀速度。PANI促进铁基金属钝化机制的主要观点是“催化氧还原机理”13 61：当氧化态PANI与金属表面接触时自身被还原而使金属氧化生成钝化膜还原态的PANI又可被氧气氧化变成氧化态，如此循环往复，使金属维持在钝化区。其反应式可以表示为：至目前为止，还未见有关除氧的PANI也能促进金属钝化的报道。PANI在jH=1的Na2SO4中与2Cr13不锈钢和20A碳钢耦合时，能促进钝化的阴极电流来源于自身的氧化还原反应，与溶液中溶解氧的关系不大|7.因此，为了更深入解释PANI对金属钝化电化学作用的过程和机制，在除氧的条件下研究了1mol/LH2SO4中PANI膜电极本身的电化学性质，在此基础上进一步研究了除氧条件下PANI与不锈钢电化学耦合时的行为及防腐蚀机理。
1试验11PANI的电化学聚合所用药品均为上海试剂集团的分析纯试剂，其中苯胺经减压蒸馏后使用，蒸馏时加入少量锌粉以防止氧化。采用两电极体系恒电流聚合，阳极为18 8不锈钢板（面积为625 12极化曲线的测量PANI膜电极制备的过程及膜的电极结构见。1Cr13不锈钢为工业级产品，组成见表1工作面积为0785on2.溶液在连续通高纯氮气中（纯度为9998%滁氧2h后，米用CHI660B电化学工作站进行动电位扫描测量lCrl3不锈钢电极的阳极极化曲线和PANI膜电极的阴极极化曲线，扫描速度为0表1 1Cr13不锈钢的组成（质量分数）％为了确定除氧的效果，比较除氧前后溶液中溶角￥氧的浓度，效仿TumbullA等181测量了lmol/L NEfeSO4溶液中氧在铂电极上的极限扩散电流密度。采用中性的N92SO4溶液，是因为在中性溶液中铂电极上氢析出的电流较小，较易得到准确的氧还原电流。从铂电极除氧于1molLN92S4溶液中的极化曲线可知，铂电极在此溶液中氧扩散控制的电位窗口在-05~-08V.因此，可将铂电极电位控制为-0 65V通过测量电流-时间曲线来测定氧的极限电流密度。表2为对05mol/LNa2SO4溶液除氧1~3h后，测得的氧的极限扩散电流密度。由表2可见，随着除氧时间的延长，氧的极限扩散电流开始急剧减小，至2h时，较敞开时降低了2个数量级，约为0 /cm2；除氧时间超过2h后，随着除氧时间的延长，氧的极限扩散电流密度减小得非常缓慢。因此，对溶液连续除氧2h后的情况进行了研究。
对经过与高温拉伸实验相同条件处理的金相试样XRD分析表明（（b）），接头焊缝的Fe0.6rNk36发生了相变。对比（a）和5（b）可知，在进行高温拉伸实验时，DB1试样继续发生铁、镍固溶合金反应，大量Fe0.MNi0.36合金生成导致DB1接头脆性增加、高温强度显着下降。而DB2样品的Fe0.64Nk36的衍射峰强减弱，出现了宽而矮的FeNi3衍射峰。由此可知，DB2接头中部分的Fe0.6rNk36合金发生了相变生成了FeNi3.DB3样品的Fe0.64Ni0.36的衍射峰消失，完全转变为尖而窄的结晶良好的FeNi3衍射峰。由于铁镍固溶合金的强度和韧性随着镍含量的提高而增强，所以在高温短时拉伸时，相变生成韧性更好的FeNi3合金是接头高2.4断口形貌分析室温时，扩散焊接头为脆性断裂占主导作用的脆性和韧性混合断裂模式，接头断裂的位置不同。850°C焊接的DB1接头室温拉伸断口呈现出层叠状的解理台阶，属于脆性断裂，且接头断裂位置位于镍中间层内，但是其良好的焊合率和中间层的知，断面的未焊合区，具有与磨削加工痕迹吻合的条纹，焊合区的形貌呈现典型的脆断，个别区域出现韧窝，韧窝尺寸小且分布不均匀，断裂发生在母材与中间层界面处。而DB3断口SEM像（（c））显示，中间层和母材接触的部位为韧性断裂，凹陷处被镍中间层填充且为脆性断裂。对接头断面XRD分析发现，断口表面为Feo.64Nio.36，没有镍的衍射峰存在，可见断裂发生在镍中间层和固溶合金Fe.64Ni.36的界面处。
对高温拉伸试件断口电镜分析表明，850°C焊接的DB1接头呈现出了少量韧窝，偶尔也可见切削的痕迹，其断裂方式接近于DB2常温的断裂方式（（d））。DB2接头高温微观形貌和其常温断口形貌相比，出现韧窝的面积稍稍增加，沿晶脆断面积减少（（b）、7（e））。DB3高温试样断口为等轴韧窝和板片状解理层片组成的具有撕裂特征的混合形貌，从韧窝包围处可以看出，沿晶粒生长边界断裂的圆滑一次晶特征，韧窝大而均匀。相变产生的FeNi3固溶合金韧性和强度都要比Feo.64Nio.36高，需要更大的载荷才能使之断裂，因而提高了接头高温延伸率和强度。
中华不锈钢网资讯部获悉:双相不锈钢Y相应发马氏侧变温度（MJ高于室温，但室温以下姓的热毅马氏体腋至今没有进行过研究由于双相不锈钢使用温度在-53-253 *C之间，在这一温度区间奥氏体相的相变行为，以及对韧性的影响值得注意，为此本文研究了1CraNi5Ti双相不锈钢Y相在室温——50C之间的马氏体相变并探讨了马氏体相变对冲击韧性的影响。
1实验材料及方法炼，将冶炼坯锻造后按GB/T229力旺成U型缺口冲击试样，并切取10mmX10mmX10mm的方块试样研究马氏体相变持征上述两种试样经1050*CX30min同炉加热，水冷至室温后迅速移至0C-20C和-50°C的液氮酒精混合溶液内保持30mh将冲击试样分为二组第1组试样固溶态直接进行冲击试验；另一组根据Xlh加热后，以1⑴°c/h速度冷至300°c后空冷）后再进行冲击试验。将10mmX 10mmX10mm制成金相样品观察同时切取0.3mm厚的薄膜薄膜样品采用化学减薄至0.05mm后，用电解双喷室温减薄电解液为5%的高氯酸-水醋酸溶液制成的薄膜用H -800型透射电镜观擦操作电压为200IV. 2实验结果与分析2.1e马氏体的形成固溶后冷至室温的样品金相组织中没有观察到马氏体但用透射电镜（TEM）观察表明：奥氏体相内形成少量e马氏体是典型的实例，从b的复合衍射谱可以看出：e马氏体与母相（Y）之间存在下列位向关系」
即密排面、密排方向分别平行（d）所形成的e马氏体形貌、晶体学取向关系与奥氏体不锈钢类似，但形成条件不同，奥氏体不锈钢中e马氏体是应变诱发形成的1451. 2.2bcc板条马氏体形成及其惯习面固溶后冷至0*C以下从金相组织中已观察到Y相内形成马氏体（），高倍SEM形貌表明：形成的马氏体具有板条形貌，固溶时终冷温度（0~-50*C）下降，形成的板条马氏体数量虽有增加但不十分明显，因此7相内马氏体不具有爆发形成的特点，7相内一些区域、甚至许多7相冷至-50*C仍没有形成马氏体但一些Y相形成的马氏体较密集同一Y相内形成的板条马氏体也并非随机、均匀分布，尽管也形成长而窄的单一马氏体板条但板条马氏体倾向于群集在一起构成板条马氏体束，这一结果表明：5Ti双相不锈钢马氏体相变具有自触发现象，即一个马氏体板条形成时或形成后可触发邻近的母相发生马氏体相变。
对7相内形成的单一马氏体板条进行透射电镜（TEM）观察表明：板条马氏体具有bcc结构，马氏体与奥氏体界面有其特殊性，板条马氏体与奥氏体的一个界面是平直的倾转试样到edge -on位置后，马氏体奥氏体界面迹线是直线（（a）），而相应的另一界面则是不规则的。根据Sanlvk等人的意见，不规则的界面迁移使板条马氏体的厚度增加1这一平直的界面是马氏体相变时最初形成的，据此可确定马氏体相变的惯习面。具体方法如下：如前所述，倾转试样使M/A平直界面的厚度条纹消失后成为一条直线（edge-on位置），此时平直的界面与电子束入射方向接近平行，将这一迹线用线段AB表示，拍摄迹线两侧板条马氏体高的两相复合衍射谱确定位向关系精度可达到*1*781，因此从（b）马氏体奥氏体复合衍射谱可确定两相间的位向关系为K -S关系，即口过衍射谱的中心斑点画出迹线的平行线ab自透射斑引ab线的垂线，垂线所对应的倒易矢r*即为近似惯习面指数（hkl）f根据a和b计算的惯习面指数为（22.822），这与通常所说的板条马氏体111惯习面相差约9'15'之多，更接近于（575）。
2.3马氏体的形成对1Ci21Ni5T潮韧性的影响对固溶后分别冷至室温（20*C）、0*C、- 20C和-50*C样品直接冲击；以及将上述4种固溶态和奥氏体的复射哮（（榀趣，称性bli试样经过标准脆化处理涵进行冲击魏根据。net双相不锈钢的使用温度（不低于-50*C），试验温度确定为3010-10-30和-50K测试结果见可以看出：尽管固溶时终冷温度不同，但在五个试验温度下，冲击韧性随终冷温度变化不明显，说明马氏体的形成对固溶态韧性没有实质性的影响；但经过标准脆化处理后，冲击韧性随固溶时终冷温度的降低而下降。如脆化处理后，终冷温度-50*C冲击韧性比室温冷却后的样品相比下降20-30J说明马氏体的形成使脆化处理后的韧性表现出下降趋势。中华不锈钢网资讯部获悉
