通过拉伸实验, 并利用OM, SEM, TEM观察以及EBSD测试手段, 研究了不同热加工工艺对Al-Mg-Si-Cu系合金板材力学性能和组织, 包括织构的影响规律. 结果表明, 热加工工艺的变化对T4P预时效态合金的强度和应变硬化指数n基本无影响, 但是对平均塑性应变比r-, 平面各向异性度∆r以及不同方向延伸率影响显著; 热轧之后首先进行一定量的冷轧变形然后再进行退火处理获得的合金板材(工艺Ⅱ)较热轧后直接进行退火处理(工艺I)获得的合金板材在固溶之后的成形性能要好, r-可达0.6187, 同时各向异性明显减小; 虽然工艺I处理的合金板材固溶过程中PSN效应显著, 但是工艺Ⅱ固溶处理前的冷轧变形量和不同尺寸粒子分布情况设计合理, 再结晶晶粒基本呈等轴状, 且仅含有强度较低的Cube_ND, Cube和H织构. 并根据热加工工艺对合金板材显微组织的影响规律, 提出该系合金随热加工工艺进行的组织演化模型示意图.

通过制备不同尺寸的Ti_45.7Zr₃₃Ni_2.9Cu_5.9Be_12.5非晶复合材料样品, 研究了冷却速率和高径比对内生枝晶相增强钛基非晶复合材料力学性能的影响. 随着制备过程中冷却速率的降低, 非晶复合材料中枝晶相的尺寸逐渐增大, 同时枝晶相熟化的现象也趋于明显. 在力学性能方面表现为非晶复合材料的强度降低而塑性增强. 与以往非晶复合材料性能对高径比比较敏感所不同的是, 本工作中的Ti_45.7Zr₃₃Ni_2.9Cu_5.9Be_12.5非晶复合材料的力学性能对高径比的变化并不敏感, 原因在于晶态相的存在以及其中的形变诱发马氏体相变行为的发生对非晶复合材料内部应力分布的调节.

采用EBSD技术研究了AZ31镁合金在平面应变压缩过程中的孪生行为. 结果表明, 当压缩方向为TD, 约束方向为RD时, 孪生类型主要以{101-2}拉伸孪晶为主, 孪生变体的选择主要由沿TD的孪生Schmid因子(m)决定, 并受RD的影响. 可用孪生应变张量来解释不同类型孪生晶粒的差异. 对于晶粒内部只发生1个{101-2}孪生变体的情况, 孪生变体在约束方向上的平均孪生应变张量会使得样品伸长; 对于晶粒内部含有2个及以上变体的情况, 孪生m较大的变体在约束方向上的平均孪生应变张量使得样品伸长, 而m较小的变体使得样品在约束方向缩短, 在平面应变压缩变形过程中, 不同类型的孪生变体相互协调变形.

在转速1600 r/min, 焊速200 mm/min; 转速800 r/min, 焊速200 mm/min; 转速400 r/min, 焊速400 mm/min 3组参数下对2 mm厚的退火态7B04铝合金薄板进行搅拌摩擦焊接, 研究了焊接参数对焊缝质量及微观组织的影响, 并分析了焊核区的低温超塑性变形行为. 结果表明, 通过控制焊接参数, 可获得良好的焊接质量, 接头强度系数达100%. 焊核区发生动态再结晶, 生成细小等轴晶, 母材晶粒尺寸约为300 μm, 转速为1600, 800和 400 r/min时晶粒尺寸分别为2, 1和0.6 μm. 这种细晶组织有利于焊核区超塑变形, 在300 ℃, 焊核区在1×10^-3和3×10^-4 s^-1应变速率下获得了160%~590%的延伸率, 在350 ℃, 1×10^-3 s^-1条件下获得高达790%的最大延伸率, 在约400 ℃时超塑性变形行为消失.

通过数字图像相关方法获取全场应变信息, 从应变非均匀性的角度研究Ni单晶体的加工硬化行为. 首先提出一种适用于描述单晶体变形的数字图像相关方法, 用于准确获取应变场. 拉伸实验结果表明, Ni单晶体的塑性应变具有显著的局部化特征, 这与滑移带的形成、发展密切相关. 根据应变场的演化特征, 3种变形机制可被确定, 且发现它们与材料的3个加工硬化阶段具有一一对应关系. 在位错理论框架下, 两者之间的内在联系得到了合理的解释, 并通过对材料微观结构演化的实验观测得到了很好的验证.

采用工厂生产线上的冷拔机对镍基825合金管材进行冷拔加工后再退火, 进行晶界工程(GBE)处理. 利用EBSD和取向成像显微技术(OIM)研究了不同冷拔变形量和不同退火温度对825合金晶界特征分布(GBCD)的影响. 结果表明, 合金在冷拔变形5%, 1050 ℃退火10 min时, 低Σ值重合位置点阵(ΣCSL, coincidence site lattice, Σ≤29)晶界的比例可提高到75%以上(Palumbo-Aust标准), 同时形成大尺寸的“互有Σ3ⁿ取向关系晶粒的团簇”显微组织(n=1, 2, 3, ...). 随着再结晶退火前冷拔变形量的增加, 晶粒团簇的尺寸减小, 同时低ΣCSL晶界的比例也下降, 并且低ΣCSL晶界的比例随晶粒尺寸的增加而下降. 当合金经过5%的冷拔变形后, 在1050~1125 ℃退火处理10 min时的晶界特征分布无明显变化, 退火温度对合金的低ΣCSL晶界比例影响较小; 当经过3%, 7%和10%的冷拔变形后, 合金的低ΣCSL晶界比例随着退火温度的升高不断下降.

通过蠕变性能测试、组织形貌观察及位错组态的衍射衬度分析, 研究了镍基单晶高温合金在中温/高应力稳态蠕变期间的变形机制. 结果表明, 在760 ℃, 760 MPa和800 ℃, 650 MPa蠕变期间, 剪切γ′相的位错可发生分解, 分解后领先的α/3<112>超点阵Shockley不全位错切入γ′相, 拖曳的α/6<112>Shockley不全位错滞留在γ′/γ相界面, 2个不全位错之间形成超点阵内禀堆垛层错(SISF); 此外, 剪切进入γ′相的超点阵位错可由{111}面交滑移至{100}面, 形成具有非平面位错芯结构的K-W锁, 可抑制位错的滑移和交滑移, 提高合金的蠕变抗力. 在850 ℃, 500 MPa蠕变期间, 合金中的层错消失, 部分剪切进入筏状γ′相的α<110>超点阵位错可分解形成“2个α/2<110>不全位错加反相畴界(APB)”的组态, 而合金中K-W锁的消失是由高温热激活致使立方体滑移的位错重新交滑移至八面体所致.

采用OM, SEM和TEM对V微合金化钢与V-N微合金化钢的组织与析出相进行了分析, 研究了强化机制. 结果表明, V微合金化钢与V-N微合金化钢的显微组织主要为铁素体与少量珠光体的混合组织. 随着卷取温度的升高, V-N微合金化钢的强度呈现出先增加后下降的规律, 600 ℃时获得了最优的力学性能, 其屈服强度与抗拉强度分别达到了605与687 MPa, 延伸率为24.5%. 与V微合金化钢相比, V-N微合金化钢的铁素体晶粒更细小, 平均晶粒尺寸达到4.5 mm, 析出相更细小弥散, 尺寸在3~50 nm之间, 平均尺寸达到8.0 nm, 以及更高的位错密度. 晶粒细化、析出强化与位错强化是V-N微合金化钢具有高屈服强度的主要原因, 其中细晶强化是最主要的强化机制, 占总屈服强度的43.05%, 析出强化与位错强化对屈服强度的贡献高达34.44%.

研究了不同保护气(Ar+5%CO₂, Ar+10%CO₂, Ar+20%CO₂和Ar+30%CO₂)对1000 MPa级高强熔敷金属组织及强韧性的影响. 结果表明, 当CO₂含量为20%时, 熔敷金属力学强韧性最佳, 屈服强度为980 MPa, 室温冲击功为72.6 J, -40 ℃冲击功为52 J. 组织观察和分析结果表明, 随着保护气中CO₂含量增加, 熔敷金属组织中贝氏体板条含量增多, 且贝氏体板条分布形态由平行状向交织状转变, 交织状贝氏体板条分割细化原奥氏体晶粒, 从而细化马氏体板条. 贝氏体含量和马氏体/贝氏体板条的分布形态是决定熔敷金属力学性能的根本原因. 贝氏体含量并非越多越好, 存在最佳含量比例; 随着保护气CO₂含量的进一步增加, 熔敷金属夹杂物数量增加, 尺寸增大, 且主要成分含量发生变化. 当保护气中CO₂含量为30%时, 出现较大尺寸的夹杂物, 导致熔敷金属韧性降低.

针对316L奥氏体不锈钢表面强化, 进行了低温表面渗碳实验并测量了渗后试样渗碳层内C浓度沿深度方向的分布. 建立了以“陷阱-去陷阱”质量传递机制为基础的动力学模型, 认为Cr原子在C的扩散过程中对C原子具有陷阱作用, 利用该模型计算出渗后试样中C浓度沿渗层深度方向的分布, 并与实验结果进行比较. 结果表明, 实验测得的C浓度沿渗层深度方向的分布形状呈现凸状, 与简单Fick定律得出来的结果不同, 而基于“陷阱-去陷阱”模型得到的计算结果与实验结果符合较好, 表明陷阱作用在C扩散过程中起重要作用. Cr原子通过对C原子陷阱作用, 降低C的扩散系数, 对实验数据拟合得到C的去陷阱激活能为165 kJ/mol. 所提出模型仅适用于未发生碳化物析出的低温渗碳, 且并未考虑扩散应力的影响.

基于已建立的单晶体塑性模型, 建立了耦合孪生的孪生诱发塑性(TWIP)钢多晶体塑性模型, 该模型采用有限元多晶均匀化处理相邻晶粒间的几何协调和应力平衡条件, 获得了单晶体与多晶体状态变量的关系, 开发了基于ABAQUS/UMAT的计算程序. 采用EBSD研究了TWIP钢拉伸应变分别为0.27和0.6时的织构变化, 并对模型进行了应力应变及织构演化的验证. 用该本构模型分别建立了拉伸、压缩和扭转3种简单加载条件下的有限元模型, 分析了不同变形条件下的宏观力学响应及织构演化规律. 结果表明: 拉伸变形过程中, 应变硬化现象和织构密度水平随应变增加而增强; 在压缩过程中, 织构类型随应变增加而发生变化, 但是织构密度水平基本不变; 而在扭转过程中, 当扭转应变较小时, 基本无织构形成, 随着应变增加, 织构逐渐显现出来, 这是因为变形较小时, 圆柱沿径向方向内部变形量较小, 故织构不明显.

采用OM, EPMA, XRD和IXRD等手段, 研究了低温超饱和渗碳(low temperature colossal carburization, LTCC)工艺中CO气体浓度对316L 不锈钢表面渗碳层的微观组织、C浓度分布、表面相结构以及残余应力的影响. 基于热动力学理论建立了LTCC传质和扩散模型, 利用DICTRA软件计算了渗碳层的C浓度和活度分布, 并与实验结果进行比较. 结果表明, 经LTCC工艺处理后的316L 不锈钢表面会形成高硬度的S相, 并产生压缩残余应力. 另外, 增加渗碳工艺中CO 浓度可以显著提高不锈钢表面渗碳层中的C浓度, 进而提高其硬度和压缩残余应力. 在C浓度较低时, 计算的C浓度和活度分布与实验结果吻合很好, 当C浓度较高时, 由于陷阱阵点的减少以及较大压缩残余应力的作用导致计算结果偏低.

依据气体放电等离子体物理学知识, 通过增加靶材的电流密度将靶面气体放电引入至辉光与弧光放电之间的辉弧放电过渡区. 借助Ar⁺轰击靶面的碰撞动能和电子传输所产生的Joule热能, 共同诱发靶面电子与原子克服表面逸出功的自发射. 由此获得高密度、高离化和高能量的沉积粒子. 实验分别在辉光放电区和辉弧过渡区各制备2组纯Ti薄膜. 利用激光共聚焦显微镜(CLSM)对不同靶基距处的薄膜厚度进行测量, 通过XRD, SEM, AFM和TEM对薄膜的微观结构进行观察, 并使用涂层附着力划痕仪对薄膜的膜基结合力进行测试. 实验结果表明: 在辉弧放电过渡区内所沉积的纯Ti薄膜具有纳米尺度的晶粒、致密的组织、均匀的薄膜厚度、较快的沉积速率和优异的膜基结合强度.

采用固定Ti间隔层厚度, 改变TiN层厚度的方法在Ti6Al4V合金表面制备Ti/TiN多层膜, 研究循环周期对Ti/TiN多层膜的相结构、形貌特征、结合力、硬度和在模拟人体液中摩擦磨损行为的影响. 结果表明, 与TiN单层膜相比, Ti/TiN多层膜中TiN由(111)择优取向转变为(200)择优取向, 多层膜表面粗糙度、硬度和结合力得到显著改善. 增加循环周期降低Ti/TiN多层膜表面硬度, 但有利于提高结合强度. 多层Ti/TiN膜的强韧化主要来自于TiN层的细晶强化和界面共格强化效应. 当TiN与Ti层厚度比为30, 循环周期为3时, Ti/TiN多层膜具有良好的综合性能, 硬度为15.8 GPa, 结合强度为50 N, 摩擦系数为0.35, 体积磨损率低于4.0×10^-6 mm³/ (Nm).

采用OM, SEM, TEM, EPMA和二次离子质谱(SIMS)等手段, 研究了B对J75抗氢合金晶界η相析出的抑制作用机制, 采用饱和热充氢、三维原子探针(3DAP)技术和氢渗透实验方法, 研究了B对合金抗氢性能的影响机制. 结果表明, 不含B合金中存在Ti的晶界偏聚, 导致晶界η相在时效过程中析出; 含B合金中, 由于B抑制了Ti的晶界偏聚, 使η相难以形核长大, 从而抑制了晶界η相的析出. B和H原子存在位置竞争关系, B降低合金的氢扩散系数, 阻碍H原子的扩散和迁移, 减少晶界偏聚H原子数量, 抑制氢致裂纹形成.

选用织构相同的Zr-0.72Sn-0.32Fe-0.14Cr-xNb (x=0, 0.12, 0.28, 0.48, 0.97, 质量分数, %)合金片状样品, 利用高压釜在500 ℃, 10.3 MPa过热蒸汽中进行500 h的腐蚀实验, 用TEM和SEM分别观察了合金的显微组织和氧化膜断口形貌, 研究了Nb含量对锆合金耐腐蚀性能的影响. 结果表明, 5种合金样品都未出现疖状腐蚀, 并且各自的轧面(S_N面)、垂直于轧向的截面(S_R面)和垂直于横向的截面(S_T面)上氧化膜的厚度没有明显差异, 没有腐蚀各向异性的特征. 当Nb含量超过0.28%后, 腐蚀250 h后合金的腐蚀速率随着Nb含量的增加而增加, 合金的耐腐蚀性能变差. Nb的添加会对合金中第二相的晶体结构产生影响, 低Nb的合金中主要含fcc结构的Zr(Fe, Cr)₂或Zr(Fe, Cr, Nb)₂型第二相, 而高Nb的合金中主要含hcp结构的Zr(Fe, Cr, Nb)₂型第二相.