原子探针层析技术(APT)是具有原子尺度空间和质量分辨率的材料表征和分析手段.近几年来, 在原子探针设备和数据软件分析技术方面有很大改善和进步.本文在介绍APT最新进展的基础上, 以高强度低合金(HSLA)钢和铝合金为研究对象,讨论了APT在传统结构材料研究中的独特优势.

利用元胞自动机(cellular automaton, CA)方法, 建立了模拟枝晶和显微气孔的二维数值模型.该模型基于凝固过程中显微气孔的形成机理,考虑了枝晶和气孔的形核与生长、溶质和H的再分配与扩散、界面曲率效应等因素.模拟结果可描述气孔与枝晶组织的耦合竞争生长、以及溶质和H的微观偏析.应用该模型对Al－7%Si(质量分数)合金在凝固过程中显微气孔的形成进行了模拟研究,分析了初始H含量和冷却速率对显微气孔形成的影响,将模拟结果与实验结果进行了比较. 结果表明: 随初始H含量增加,气孔体积分数增大, 气孔形核和开始生长所需要的时间缩短.随冷却速率降低, 气孔体积分数和最大半径均增大,气孔在较高的温度下开始形核和生长.气孔之间以及气孔和枝晶之间存在竞争生长.

建立了热等静压扩散连接的数学模型, 利用DICTRA软件与Thermal－Calc软件相结合的方法计算了不同温度、不同时间热等静压扩散连接界面反应层元素的互扩散规律与相分布情况,并根据计算结果给出了建议的扩散连接工艺范围, 为工艺参数的设计提供了理论依据.计算结果表明: 与时间相比, 温度对扩散连接界面的元素扩散影响更大.针对DD407/FGH95合金系, 扩散连接温度应选择在1120—1210℃的温度区间内.综合考虑扩散连接的元素互扩散区宽度及界面元素富集情况,1120℃时扩散连接的合理扩散时间为3—5 h,1170和1210℃时扩散连接的合理扩散时间为1—3 h.

对DD407/FGH95合金系进行了1120℃/120 MPa/3 h, 1170℃/120 MPa/3 h和1210℃/120 MPa/3 h 3个工艺参数下的热等静压扩散连接实验, 实验分析互扩散区元素分配规律与计算结果基本吻合,验证了利用DICTRA与Thermal－Calc软件结合计算扩散连接界面元素分布情况的准确性.进而给出了利用元素和相分布模拟结果对实验进行预测的依据,提出扩散连接温度应在1170－1200℃之间选择, 可避免界面大γ′相出现.结合理论计算和实验分析, 建立了粉末高温合金与单晶高温合金HIP扩散连接工艺选择原则.

选择GE公司开发的Ti－46Al－2Cr－2Nb工程合金,采用Bridgman定向凝固技术, 通过改变晶体生长距离(5－30 mm)的方法, 研究了晶体在渐进生长过程中领先相及其生长取向的演变规律.结果发现, 在固定的温度梯度(G=18 K/mm)与生长速度(v=20 μm/s)下, 定向凝固初始阶段合金的领先相为β相.但随着凝固距离的增加, 溶质组元Al在枝晶间的液相中富集程度逐渐增大,导致出现L+β→α包晶反应. 随着凝固距离的进一步增加,α和β 相的竞争生长加剧, 最终导致领先相由β相转变为α相.通过EBSD分析表征了与凝固进程相关的领先相生长取向,在定向凝固初始阶段, 领先相β的晶体沿其择优方向<100>_β生长; 在包晶反应过程中,凝固析出的β相和α相遵循{110}_β//{0001}_α取向关系,由此导致当领先相转变为α相后,晶体的生长方向偏离其择优方向<0001>_α.

研究了在不同温度下, 直流磁场对铝合金热电势的影响. 结果显示:当施加在样品两端的磁场强度相差较大时, Al－2.89%Fe合金熔体的热电势逐渐降低.撤除磁场作用后, 降低的热电势需要经一段时间,才能缓慢恢复到施加磁场前的初始值. 这种现象,在不同温度、不同成分的铝合金熔体(包括纯Al)中被普遍观察到.样品两端磁感应强度平方差越大, 热电势变化量越大; 在近似均匀磁场作用下,液态铝合金的热电势没有发生变化. 根据弱局域化理论,磁场使电子在传输过程中产生附加相位, 改变了体系中扩展态电子的分布,从而导致合金熔体的热电势发生变化.

基于T91钢传统的“正火+回火''热处理制度, 在Thermal－Calc软件热力学计算的辅助下,通过在正火与回火热处理间引入850℃等温处理, 设计了2种新的热处理制度.研究了3种不同热处理制度下T91钢中析出相的尺寸及分布规律.与传统``正火+回火''处理制度相比, 新设计的热处理制度使得钢中M₂₃C₆碳化物的尺寸由350 nm降至250 nm左右,并使MX碳氮化物的数密度有所增加. 通过Thermal－Calc模拟计算,M₂₃C₆碳化物析出相变的驱动力随着C含量的降低而增加.利用经典晶界形核理论并结合Thermal－Calc计算结果,定量描述了M₂₃C₆碳化物形核率与C含量的关系,较好地解释了M₂₃C₆碳化物的细化原因.

利用OM，SEM与XRD物相分析等方法，研究了一种C和N含量相近的Cr－Mn－N奥氏体耐热钢在600—1000℃温度范围内时效过程中析出相的析出特征及其对材料韧塑性的影响.结果表明, 实验钢中时效析出相主要为富Cr的M₂₃C₆型碳化物,且具有连续膜状、层片状、短杆状颗粒状等典型形貌特征,析出序列为“晶界膜状析出→胞状组织内层片状析出→晶内短杆状析出”. 此外,实验钢的时效脆性与M₂₃C₆型碳化物的析出特征密切相关.晶界处呈连续膜状特征的M₂₃C₆型碳化物显著降低实验钢的冲击韧性,是造成时效脆性的主要因素.

采用电化学测试、氢渗透电流检测、慢应变速率拉伸实验和断口分析等方法研究了X80管线钢在模拟深海条件下的氢脆敏感性,并对阴极极化电位的影响进行了考察. 结果表明,阴极极化电位对材料的氢渗透和氢致开裂行为影响明显.渗氢电流与阴极极化电位呈现良好的线性关系,X80管线钢在自腐蚀状态下没有氢脆敏感性, 在－900 mV以上的阴极电位范围内,渗氢电流密度不超过0.1157 μA/cm², 且力学性能也无明显下降,是较适合的阴极保护电位区间, 而负于该电位时, 渗氢电流增大,慢应变速率拉伸试样断口由韧窝形貌转变为准解理形貌, 材料脆断现象明显.

采用液相沉淀法合成了花簇状纳米ZnO, 利用FT－IR, UV－DRS, XRD, SEM/EDS,BET等技术对所制备的ZnO进行表征, 研究了木素磺酸钙(LS)对纳米ZnO结构和形貌的影响.以甲基橙脱色降解为模型反应, 考察了掺杂木素磺酸钙及不同煅烧温度对ZnO的物理结构和光催化脱色性能的影响.结果表明, 掺杂木素磺酸钙能明显改变ZnO形貌, 改善表面状态, 使其比表面积增加, 表面产生更多的羟基.煅烧后的木素磺酸钙掺杂ZnO较未掺杂样品具有更好的光催化活性.煅烧温度对光催化剂的晶体结构、表面性能和光催化活性产生较大影响,300℃煅烧处理后样品的结晶度较高, 颗粒粒径较细, 光催化活性较好.

采用硬度测试、金相显微镜、X射线衍射、扫描电镜、透射电镜和能谱分析技术, 研究热处理工艺对V₅₅Ti₃₀Ni₁₅合金组织和硬度的影响.不同热处理温度和时间下的合金显微组织对合金硬度有很大影响.研究结果表明:铸态合金由过饱和钒基固溶体以及非平衡的NiTi和NiTi₂相组成.合金在750和800℃热处理时, 细小NiTi粒子从过饱和钒基固溶体中析出,随着保温时间延长, NiTi粒子析出增多.NiTi粒子析出降低了钒基固溶体的晶格畸变度, 合金硬度降低.合金在850和900℃热处理时, NiTi析出粒子逐步回溶到钒基固溶体中,晶格畸变度升高, 合金硬度升高. 在900℃热处理初期,合金硬度下降是由于铸造应力的消除, 晶格畸变度降低.而随后由于NiTi₂相在相界上聚集球化, 使得合金的硬度开始升高.

以正辛基三乙氧基硅烷(TEOCS)和正硅酸乙酯(TEOS)作为前驱体,采用溶胶－凝胶法在铝合金表面制备一种硅烷改性膜层,并研究掺杂不同含量铈盐(Ce(NO₃)₃•6H₂O)对膜层性能的影响.通过原子力显微镜、接触角测试、电化学阻抗谱和扫描电化学显微镜对掺杂前后膜层的表面形貌、润湿性、耐腐蚀性和自修复性能进行了表征. 结果表明, 当掺杂铈盐的含量为0.005 mol/L时,膜层具有较少的缺陷、较好的疏水性以及良好的耐蚀自修复性.

借助超声辅助脉冲电沉积的方法在Watts－Ni电解液体系中制备了纳米晶纯Ni和Ni－CeO₂复合镀层.采用电化学阻抗谱 (EIS) 测量和等效拟合电路解析, 并结合静态浸泡腐蚀实验及其产物分析,研究了纳米CeO₂颗粒对Ni镀层在3.5% NaCl+1.5%HCl(质量分数)混合水溶液 (简称酸性NaCl溶液) 中腐蚀性能的影响. 结果表明:经600℃, 4 h 空气中的时效处理, 可促使被填埋在镀层表面的稀土复合相沿晶界析出,并形成连续致密的弥散相钝化膜, 填补并黏性钉扎由于电沉积析氢反应而遗留在镀层表面的微孔或热裂纹等缺陷,有效减少点蚀或晶间腐蚀的发生; 动态极化曲线(Tafel)测定表明,纳米晶纯Ni和Ni－CeO₂复合镀层在酸性NaCl溶液中均表现出明显的自钝化过渡区,后者自腐蚀电流较前者降低了近1.5个数量级; 此外, EIS测试显示,纯Ni镀层的EIS由一个高频容抗弧和一个中低频扩散弧组成, 时效处理前后Ni－CeO₂镀层的EIS均呈现单一容抗弧特征,且相位角在更宽的频率范围内接近90°, 从而表现出优异的抗腐蚀性能.在酸性NaCl溶液长期浸泡过程中, 少量的Ce³⁺从CeO₂弥散相中被还原释放出来作为缓蚀剂吸附在活性区域,提高了复合镀层的抗腐蚀性能; 腐蚀形貌观察显示, Ni－CeO₂镀层表面呈现轻微的均匀腐蚀并被胶状不溶解的腐蚀产物所覆盖,而纯Ni镀层表面则出现了严重的点蚀现象; 对腐蚀产物进行XRD和XPS测试分析表明,纯Ni试样表层主要积累了NiCl₂和Ni(OH)₂等腐蚀产物;而Ni－CeO₂除含有上述这些主要产物之外, 还包含CeCl₃和CeO₂等微溶相,覆盖并封堵点蚀源, 可有效地阻止Cl^-的扩散渗透行为.

通过挤压铸造的方法制备出了不同Cu含量的系列Al₂O₃·SiO_2sf/Al－Cu复合材料. 摩擦磨损实验结果表明,Cu的加入降低了复合材料的摩擦系数; 且随着Cu含量的增加, Al₂O₃•SiO_2sf/Al－Cu复合材料的耐磨性能先增加后降低. 在磨损过程中, Al₂O₃•SiO₂纤维增强相牢固地镶嵌在基体里并形成支架, 起到保护基体而提高复合材料耐磨性能的作用. Al₂O₃•SiO_2sf/Al复合材料的磨损机制主要为黏着磨损,Al₂O₃•SiO_2sf/Al－Cu复合材料的磨损机制为黏着磨损为主并伴有磨粒磨损.

研究了150℃等温时效过程中无Pb焊料Sn3.0Ag0.5Cu与Cu基体间金属间化合物(intermetallic compound, IMC)的生长速率及形貌演化, 以及IMC的生长演化对焊锡接点力学性能的影响.结果表明, IMC厚度与等温时效时间的平方根呈线性增长关系, 随着等温时效时间的增加,IMC与焊料界面由初始的凹凸不平的扇贝状形貌逐渐变得平坦.IMC厚度和界面粗糙度共同影响焊锡接点的拉伸强度和断裂模式, 随着时效时间的增加, IMC变厚, 同时焊料与IMC界面变平坦,断裂模式由焊料内部的韧性断裂逐渐转变为IMC层内部的脆性断裂.

研究了低弹性模量β－Ti合金[MoTi₁₄]Zr₁(Ti_78.2Mo_11.2Zr_10.6)和[SnTi₁₄]Mo₁(Ti_75.7Mo_10.9Sn_13.4)中第二相析出对弹性模量和力学性能的影响及其拉伸过程中合金组成相的变化.利用Cu模吸铸快冷技术制备了直径6 mm的合金棒,并采用XRD和TEM分析合金拉伸前后的相析出行为及组织. 结果表明,在β基体上只有少量α〞的析出使得[SnTi₁₄]Mo₁合金具有较低的弹性模量(70 GPa),而ω相的存在使得[MoTi₁₄]Zr₁合金的弹性模量略高(80 GPa);且[SnTi₁₄]Mo₁合金中较细的薄片状β孪晶组织使得合金具有优良的力学性能.在拉伸过程中, [MoTi₁₄]Zr₁合金中应力诱发的马氏体含量增加,而在[SnTi₁₄]Mo₁合金中β基体晶粒易于发生扭转, 从而合金塑性提高.

研究了在11.5 T的磁场强度下, 强磁场热处理对稀土－铁基合金TbFe₂和Tb_0.27Dy_0.73Fe_1.95的晶体取向、微观形貌及其磁致伸缩性能的影响. 结果表明, 强磁场退火不会改变合金的择优取向,但是取向度较退火前有显著提高. 2种样品的相组成均无变化,但11.5 T热处理使TbFe₂样品中的富稀土相明显减少, 磁性相面积增大.强磁场热处理后, Tb_0.27Dy_0.73Fe_1.95合金的磁致伸缩系数增幅较小,而TbFe₂合金的磁致伸缩系数比无磁场样品有较大提高.