工程合金的性能提升通常利用合金化来实现,但是随着材料合金化程度的不断提高,材料性能提升趋缓,而材料的资源依赖性、成本和回收利用难度不断提高。随着材料的可持续性成为当今材料发展日益重要的指标,新的材料发展途径亟待研发。本工作提出在不改变材料成分的前提下,通过调控材料不同尺度的缺陷来制造出可持续发展的“素材料”,实现材料“素化”,不(或少)依赖合金化并大幅度提高材料的综合性能。本文将介绍材料素化的概念和基本原理,并展望其工业应用。

采用两相区变形-保温-淬火(DIQ)热处理工艺,研究低碳钢两相区变形位错增殖作用下Mn元素配分行为及其对贝氏体组织的影响规律。通过OM、SEM、TEM、EPMA和XRD等手段对组织成分、位错密度、合金元素分布等进行表征。结果表明,变形后的铁素体晶粒和马氏体板条细化、块状马氏体数量减少;位错密度由0.36×10¹⁴ m^-2增加至1.20×10¹⁴ m^-2,位错滑移的相互运动提高了空位浓度及间隙溶质原子数量,加速了C、Mn元素在α相与γ相中的扩散速率,促进了Mn在两相区的配分效果,C、Mn元素富集量及富集区域增多。采用两相区变形-保温-奥氏体化-淬火-贝氏体区保温-淬火(DI&Q&PB)热处理工艺,残余奥氏体的体积分数由11.5%提高到13.9%,残余奥氏体中的C含量由1.14%提高到1.28%。

本文为低合金高强钢的解理断裂提出了一个新的理论框架：解理断裂不仅决定下平台的冲击韧性,而且对过渡温度区的韧性也起决定性的作用,因为在这个温度区间韧性取决于先前产生的塑性裂纹扩展的长度,而解理断裂终止了塑性裂纹的扩展,从而决定其长度。解理断裂包含3个不间断的阶段：(1) 裂纹在第二相颗粒起裂成核;(2) 第二相裂纹穿过第二相颗粒和晶粒边界扩展;(3) 晶粒裂纹穿过晶粒边界扩展进入相邻晶粒。本理论框架对整个过程进行了诠释：解理断裂的临界事件是在裂纹形成过程中提供最大困难的阶段,它控制了解理断裂过程,并确认了最薄弱的微观组分及其临界尺寸,这个尺寸决定了微观解理断裂应力σ_f。在断裂过程研究中最为重要的就是揭示各种条件下断裂的临界事件。提出引发解理断裂的3个准则：(1) 裂纹起裂成核准则;(2) 防止裂纹核钝化准则;(3) 裂纹扩展准则。并由这3个准则形成了一个活性区,在活性区中应力和应变的综合作用可以引发解理断裂,这个活性区被用来建立断裂的统计模型。本研究利用这个新的理论框架进行了8%Ni钢焊缝的实例研究,以说明实验研究的结果。

利用自制的模拟实验装置模拟实海潮差,监测了在模拟潮差区内AH32长尺试样的电偶电流和电极电位变化情况。结果表明,由于供氧差异形成的宏电池作用,AH32长尺试样在潮差区和全浸区内的电极电位分布不均衡,引发了内部的电偶电流,其实质为阴、阳极反应产生的净电流。在潮差区内,AH32长尺试样不同部位的电偶电流随潮位运动发生周期性变化;当潮位最高时,所有部位的电偶电流均处于极大值状态,且中间潮位部位的电偶电流最大,由此所引起的阳极电流也最大。根据电偶电流的变化计算出的干燥、润湿和浸没状态的时间分布表明,AH32长尺试样在潮位区不同部位的腐蚀量取决于润湿和浸没时间在该部位的分配。各部位在浸没态时存在宏电池作用,产生电偶电流。而在润湿态下,由于薄液膜的溶液电阻很大,导致宏电池驱动电位几乎等于在薄液膜上的电压降,因此宏电池作用极弱,且不产生电偶电流。润湿时间和润湿电量的关系显示,潮位运动中AH32长尺试样的最大润湿时间出现在平均中潮位以上的部位,表明因润湿引起的该部位的腐蚀失重最大。结合由浸没态引起的平均中潮位腐蚀失重最大的结果可以确定,在潮水涨落过程中AH32长尺试样的最大腐蚀失重量应出现在平均中潮位偏上的部位,这与腐蚀速率的测量结果一致。

测定了GH4738合金在650、700、750及800 ℃空气环境下的疲劳裂纹扩展速率da/dN-ΔK曲线及疲劳裂纹扩展寿命a-N曲线,得出了温度对合金疲劳裂纹扩展的影响规律,并结合组织性能、疲劳特征、高温及室温下晶界氧化情况等分析了温度对合金疲劳裂纹扩展的影响。结果表明,随着温度升高,GH4738合金的疲劳裂纹扩展速率(FCGR)增加,合金的断裂方式由沿晶和穿晶混合型断裂向完全沿晶断裂转变;在初始应力强度因子幅度ΔK为40 MPam^1/2、晶粒尺寸为30~40 μm时,合金的疲劳裂纹扩展寿命在650~700 ℃内显著下降,存在一个温度敏感区间,其原因并不是材料的组织和力学性能的变化,主要是高温下的氧化作用所致;O通过裂纹尖端、滑移带间接进入晶界或O直接渗入晶界的方式,与晶界处的活性元素Co、Ti、Al反应生成脆性氧化物,从而降低了晶界强度,使合金的抗疲劳性能显著下降。

为改善Ni₃Al合金的室温塑性,研究了不同电流强度的直流电场对冷坩埚定向凝固Ni₃Al合金微观组织的影响。结果表明,在直流电场作用下,随着电流强度的增加,Ni₃Al合金的定向凝固组织的一次枝晶间距变小,凝固界面变得平直。未施加直流电流时,凝固组织由L1₂型结构的Ni₃Al基体和B2型结构的NiAl析出相两相组成。当定向凝固过程中施加直流电流时,凝固组织中析出相由B2型NiAl相转变为呈薄层状、晶面对称的孪晶马氏体NiAl相。

采用单轴热压缩实验,研究了热等静压态镍基粉末高温合金FGH98的热加工变形行为。观察了形变过程中的合金组织演变,分析了显微组织不稳定性对热塑性的影响。热压缩实验在等温、恒应变速率下进行,真应变分别为0.2、0.4和0.6,温度分别为1060、1105、1138和1165 ℃,应变速率分别为0.01、0.1、1和10 s^-1。结果表明,随着真应变的增加,合金的真应力-真应变曲线上出现硬化-软化-稳态流变阶段。在低于γ′相完全溶解温度、合金处在稳态流变或高应变条件下时,发生应变诱发动态再结晶并形成特殊形态的γ+γ′显微双相晶粒组织。晶粒尺寸细小,达到1.2~6.8 μm,合金显示良好的热塑性。分析了变形过程中晶粒尺寸和流变应力的变化和γ+γ′显微双相晶粒组织形成机理,并对热加工过程中显微组织调控的可能性进行讨论。

以不同Ce含量的系列商业磁体(R_1-xCe_x)_30.5~31.5Fe_bal.B₁M₁ (质量分数,%)为研究对象,测试Ce-Fe-B磁体的抗弯强度、断裂韧性、硬度及脆性指数等性能,并对磁体的微观断口进行SEM和EDS分析。结果表明,含Ce磁体的抗弯强度和断裂韧性随Ce含量的增加呈减小的趋势,其Vickers硬度随Ce含量(x)的变化规律不明显。当x=0.15时,磁体力学性能出现极大值,磁体的抗弯强度、断裂韧性及脆性指数等力学指标均明显优于普通烧结Nd-Fe-B磁体;在此磁体中发现较多的“絮状”氧化物相存在,絮状相在裂纹扩展过程中会吸收一部分能量,可以缓解裂纹尖端的应力集中状态,因而起到强化和韧化的作用,对提高磁体的力学性能有利。当磁体中的Ce含量达到x=0.45时,磁体的力学性能明显变差,这是因为：此时磁体中有大晶粒出现,磁体的微观结构明显劣化。不同Ce含量磁体的断裂微观机制主要为沿晶断裂。

研究了合金元素Mg、Ni和Zr以及退火工艺对Al-Mn系合金显微组织和高温性能的影响。结果表明：Al-Mn系合金经冷轧+873 K保温10 min得到细小等轴晶,而冷轧+623 K保温1 h+873 K保温10 min可获得有利于高温性能的长条状组织。合金元素Mg促进了热处理过程中AlMnSi相的析出,合金元素Zr、Ni增加了沉淀相的数量和种类,析出了Al₃Zr、 AlMnSiNi耐热相。Mg和Ni联合添加时高温力学性能最优,523 K下抗拉强度达102 MPa (比Al-Mn合金提高50 MPa),523 K、40 MPa条件下稳态蠕变速率为3.93×10^-8 s^-1,比Al-Mn合金低2个数量级。由于Al-Mn合金的蠕变过程受位错攀移控制,基体中耐热相越多,对位错运动的钉扎作用越强,越有利于提高Al-Mn系合金的高温抗蠕变性能。

利用SEM观察了22MnB5钢在900 ℃不同奥氏体化时间下,热镀Al-10%Si (质量分数)镀层的微观组织变化情况,利用EDS和GD-OES分析了奥氏体化后热镀Al-10%Si镀层的元素分布。结果表明,22MnB5钢奥氏体化前,热镀Al-10%Si镀层主要由纯Al、纯Si和二者共晶反应形成的金属间化合物Fe₂SiAl₇组成,在Fe₂SiAl₇和钢基体之间存在一层薄薄的由Fe₂Al₅和FeAl₃组成的化合物层。900 ℃奥氏体化后,热镀Al-10%Si镀层中的三元共晶相Al+Si+τ₆逐渐转变为三元Al-Fe-Si或二元Fe-Al金属间化合物。奥氏体化时间为2 min时,镀层由Fe₂SiAl₇、Fe₂Al₅和FeAl₂组成;奥氏体化时间为5 min时,镀层由FeAl₂、Fe₂SiAl₂和Fe₅SiAl₄组成;奥氏体化时间为8 min时,镀层由FeAl₂和Fe₅SiAl₄组成。由于Fe₂SiAl₂和镀层/钢基体界面扩散层中Al原子的扩散系数远大于Fe原子,导致从镀层向钢基体晶界及晶粒内扩散并与之反应所消耗Al原子的量远大于从钢基体扩散到镀层中的Fe原子量,从钢基体中流入到镀层中的空位数量远大于从镀层中流入到钢基体中的空位数量。原子的不平衡扩散及镀层/钢基体界面空位数量的富余使得扩散反应层与镀层的交界区域形成了Kirkendall空洞。22MnB5钢奥氏体化时,热镀Al-10%Si镀层表面形成一层稳定的Al₂O₃氧化膜,镀层的高温氧化现象非常有限,热镀Al-10%Si镀层可以作为22MnB5钢热成形时的保护层。但热镀Al-10%Si镀层扩散过程中产生的脆性金属间化合物因高温塑性不足而导致镀层中产生大量垂直于镀层/钢基体界面并贯穿整个镀层的微裂纹,从而影响镀层的防护性能。

对CMSX-4合金表面Pt改性铝化物(NiPtAl)高温涂层进行了短期高温氧化实验,研究了NiPtAl在1150 ℃形成表面氧化膜的微观结构。结果表明,氧化1 h后形成的氧化膜包含亚稳态和稳态Al₂O₃区域,同时部分区域发生氧化膜脱落,并在氧化膜内部观察到空洞和Pt颗粒。分析表明,在涂层初期氧化过程中,NiPtAl涂层表面亚稳态θ-Al₂O₃向稳态α-Al₂O₃转变,导致氧化膜中α-Al₂O₃与θ-Al₂O₃呈区域层状分布,氧化1 h后NiPtAl涂层表面会形成约0.5 μm厚的θ-Al₂O₃层。随着θ-Al₂O₃的快速生长,NiPtAl中β-NiAl向γ'-Ni₃Al转变,由于Pt在γ'相比β相中溶解度小而发生偏析,从而导致在氧化膜α-Al₂O₃与θ-Al₂O₃层界面处含有Pt颗粒。另外,初期Al₂O₃层的快速生长导致氧化膜内部形成空洞,氧化膜的生长和相变导致的内应力和内部空洞等缺陷降低了表面θ-Al₂O₃层的黏结性能,最终导致氧化层脱落。

利用高频电磁场计算软件FEKO对Al薄膜与玻璃纤维增强树脂基复合材料的电磁波反射率进行了仿真计算。研究了复合材料介电常数实部ε_r、电损耗角正切tanδ_ε、磁导率μ_r及磁损耗角正切tanδ_μ对反射率的影响,并通过仿真计算与实际测试结果对比,确定了仿真模型中玻璃纤维增强树脂基复合材料的等效电磁参数。研究了Al薄膜与玻璃纤维增强树脂基复合材料结构中Al薄膜厚度对反射率的影响,仿真计算与测试结果表明,Al薄膜厚度对复合材料的反射率影响较大,Al薄膜与玻璃纤维增强树脂基复合材料结构中存在一个最佳电阻值,使该结构谐振反射最小。根据传输线理论,利用MATLAB对谐振最强时对应电阻的大小进行了求解。通过计算不同结构的Al薄膜与玻璃纤维增强树脂基复合材料,得到了仿真模型中Al薄膜与磁控溅射制备Al薄膜的厚度关系。确定了仿真模型中各材料的等效电磁参数,仿真计算结果与测试结果吻合较好。

为准确预测浇不足及冷隔,在已有的处理液固转变方法基础上,提出基于固相率变化的糊状区流动行为计算模型,该模型可以有效地处理液固转变过程中糊状区不同阶段的流动行为,即高固相率糊状区采用临界固相率方法,低固相率糊状区采用变黏度方法,中等固相率糊状区采用多孔介质拖拽模型。模拟了S型铸型水模拟实验,模拟结果与实验结果吻合很好,验证了不考虑液固转变时所采用模型的准确性。针对简单形状的底注式铸造工艺,对比分析了处理液固转变过程中采用不同控制参数的计算效果,证明了糊状区流动行为计算模型的合理性。

系统地研究了在经受多重热循环的作用下,P92钢板中焊接残余应力的演化过程与形成机理。基于SYSWELD有限元软件,开发了计及“热-冶金-力学”耦合的计算方法,数值模拟了Satoh试验和2道重熔平板接头的应力场。在数值模拟中,详细考虑了固态相变引起的体积变化、屈服强度变化和相变塑性对残余应力形成过程的影响。同时,采用了盲孔(HD)法和X射线衍射(XRD)法测量了P92钢两道非熔化极气体保护焊(TIG)重熔的平板接头残余应力分布。计算结果和实验结果表明2者吻合较好,验证了所采用的计算方法的有效性和准确性。模拟结果表明,P92钢两道重熔平板接头的纵向残余应力呈现出清晰的拉-压相间分布形态。每道焊缝及其热影响区(HAZ)的纵向残余应力为压应力,HAZ外侧附近产生了较大的纵向拉应力。此外,还采用数值模拟方法探究了横向拘束对焊接残余应力的影响,数值模拟结果表明,横向约束可以明显降低横向残余应力,特别是焊缝端部的应力峰值。