采用Gleeble-3800热力模拟试验机在温度为1123~1423 K、应变速率为0.001~10 s^-1的条件下对2101双相不锈钢进行了热压缩实验,以研究热变形参数对其热加工行为的影响规律。结果表明,相同应变速率下,随温度升高,流变曲线由动态再结晶向动态回复转变。变形速率由0.001 s^-1增至0.01和0.1 s^-1提高了动态再结晶温度范围,而1和10 s^-1的较高应变速率不利于动态再结晶。在应变速率为0.001~0.1s^-1、变形温度为1253~1323 K时,峰值应力所对应的应变越小,奥氏体动态再结晶越容易发生,有利于等轴状再结晶组织形成。低应变速率下,变形温度升高使奥氏体再结晶晶粒长大,且Zener-Hollomon参数较大时,动态再结晶效果变差与Mn稳定奥氏体能力较Ni弱有关。基于热变形方程计算得到该不锈钢热变形激活能Q=464.49 kJ/mol,略高于2205双相不锈钢,并建立了峰值流变应力本构方程。结合不同变形条件下的应变曲线和显微组织,根据热加工图确定了最佳热加工区域为应变速率在0.001~0.1 s^-1、变形温度为1220~1350 K,该区域功率耗散系数处于0.40~0.47的较高值,发生了明显奥氏体动态再结晶。

利用拉伸试验机、SEM和TEM研究了冷拉拔珠光体钢丝力学性能的各向异性。结果表明,原始盘条(应变ε=0)中,各向抗拉强度相近;随着钢丝应变的增加,钢丝各向抗拉强度的差异逐渐明显。其中,平行于拉伸轴方向(P样品)和与拉伸轴呈45°方向(I样品)符合应变强化规律;垂直于拉伸轴方向(V样品)抗拉强度稳定在1320 MPa左右。形变钢丝中,平行方向抗拉强度最高,45°方向次之,垂直方向抗拉强度最低。原始盘条中,各向均发生穿晶断裂;形变钢丝中,平行方向的断裂机制为微孔聚集型,45°方向和垂直方向发生穿晶断裂或沿晶断裂。拉伸断口纵截面TEM像表明,平行方向上,位错均匀分布在铁素体片层中,各片层协调形变;垂直方向上,位错在铁素体/渗碳体界面处塞积缠结,产生应力集中直至断裂。表现出明显的各向异性。

研究了一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢经不同峰值温度(T_p) (760、830、1020和1320 ℃)焊接热循环后的显微组织与冲击韧性。结果表明,随着T_p的升高,特征热影响区的平均冲击功先增大后减小。粗晶区(CGHAZ,T_p=1320 ℃)和细晶区(FGHAZ,T_p=1020 ℃)的显微组织为淬火马氏体。由于晶粒粗大,造成CGHAZ冲击韧性较差,低于晶粒细小的FGHAZ冲击韧性。部分相变区(ICHAZ,T_p=760 ℃和T_p=830 ℃)的显微组织为淬火马氏体和回火马氏体组成的混合组织,由于冲击试样V型缺口处的混合组织界面所占比例具有随机性,造成ICHAZ冲击功波动较大。ICHAZ (T_p=830 ℃)中均匀的细晶组织对冲击裂纹具有止裂作用,使得该微区具有最佳的冲击性能。尽管ICHAZ (T_p=760 ℃)晶粒细小,但存在的极细晶组织(尺寸为1~2 μm)在遭受冲击载荷时易形成密集分布的次生微孔,基体中未溶的M₂C及MC析出相促使微孔连接形成裂纹,导致该微区冲击韧性最差,成为热影响区的薄弱区域。

选取服役于我国高温气冷示范电站的反应堆压力容器(reactor pressure vessel,RPV)钢A508-3和纯Fe,采用3 MeV铁离子进行高温(250 ℃)与室温(约25 ℃)辐照,辐照损伤分别达0.1、0.5和1.0 dpa,对样品分别进行正电子湮灭和纳米压痕硬度研究。结果表明,辐照会使材料内部产生缺陷,这种缺陷以空位型缺陷和溶质原子团簇缺陷为主。且高温辐照产生的缺陷密度低于室温辐照,其中高温的退火效应使材料内部缺陷发生一定程度的回复。辐照后RPV钢和纯Fe都产生了一定程度的硬化,硬化程度随辐照损伤的增加而增高。对于RPV钢,高温辐照比室温辐照使材料内部产生更少的空位型缺陷和更多的溶质原子团簇型缺陷,因而RPV钢的辐照硬化可能主要是由溶质原子团簇型缺陷引起的。

采用气相渗透方法,对国产低活化铁素体/马氏体钢(RAFM钢)之一的中国低活化马氏体钢(CLAM钢)进行了氘(D)、氚(T)渗透实验,得出了573~873 K间,氘在CLAM钢中的渗透率Φ_D=3.41×10^-8exp(-39181/(RT)) (mol/(msPa^0.5)),扩散系数D_D=1.43×10^-7exp(-22110/(RT)) (m²/s),溶解度常数S_D=2.38×10^-1exp(-17071/(RT)) (mol/(m³Pa^0.5))。在573~823 K间,氚在CLAM钢中的渗透率为Φ_T=2.50×10^-8exp(-38493/(RT)) (mol/(msPa^0.5)),并根据渗透的同位素效应比值,推导出氚在CLAM钢中的扩散系数D_T=1.95×10^-7exp(-22797/(RT)) (m²/s),溶解度常数S_T=1.28×10^-1exp(-15696/(RT)) (mol/(m³Pa^0.5))。实验还发现,风冷降温使钢的氘渗透通量出现先升后降的异常现象,其产生的机制及其对工程应用的影响有待进一步研究。

通过浸泡实验、失重实验、电化学实验对深海用厚规格X70管线钢焊接接头各区域耐蚀性进行研究,利用XRD分析其钝化膜的组成,利用SEM观察其显微组织。结果表明,焊缝的耐蚀性最优,热影响区耐蚀性次之,近热基体耐蚀性最差,且对于相同区域,内焊的耐蚀性优于外焊。内层腐蚀产物Fe₃O₄形成致密的钝化膜能有效减缓反应的进行,外层疏松的腐蚀产物Fe₂O₃、FeOOH、Fe(OH)₃对基体无保护作用。焊缝处微观组织多为晶内形核铁素体,且马氏体-奥氏体(M-A)组元细小且均匀分布,耐蚀性最好;热影响区组织梯度变化最大,M-A组元粗大,耐蚀性次于焊缝;近热基体由铁素体和贝氏体组成,贝氏体呈岛状分布,耐蚀性最差。内焊部分受外焊热循环的影响,微观组织更加细化,M-A组元体积分数较多,耐蚀性好于外焊。

利用浸泡实验分别模拟了低合金钢3Cr和X70在含有超临界CO₂的3.5%NaCl溶液和溶解有NaCl溶液的超临界CO₂相中的缝隙腐蚀行为。采用SEM、EDS和3D显微镜分析了腐蚀产物膜的形貌和成分,运用失重法测试了不同环境下低合金钢的腐蚀速率。结果表明,在超临界CO₂环境下低合金钢在缝隙内部腐蚀较轻,在缝隙边缘处发生了明显的腐蚀。这种缝隙腐蚀现象是由于缝隙内部与外部之间形成的电偶效应引起的。2种钢在超临界CO₂相中的均匀腐蚀速率均低于局部腐蚀速率,在NaCl溶液中的情况则相反。在超临界CO₂环境中,3Cr钢的耐均匀腐蚀性能优于X70钢,而耐局部腐蚀性能则劣于X70钢。2种钢缝隙腐蚀行为的差异主要是Cr含量不同造成的,而Cu在3Cr钢缝隙边缘处的富集可能对缝隙腐蚀过程起到了促进作用。

通过一次回归正交实验,建立了7075铝合金等离子-MIG复合焊接参数与焊缝熔深之间的定量关系;利用Gleeble-1500热模拟试验机对7075铝合金进行热塑性实验,确定了合金的脆性温度区间;采用鱼骨法对7075铝合金进行焊接热裂纹敏感性实验,并用SEM、EDS等手段分析了热裂纹的类型及产生原因。结果表明,7075铝合金脆性温度区间为470~620 ℃;当焊接热输入分别为2.52、2.95和3.42 kJ/cm时,随着热输入的增加,焊接热裂纹敏感性呈先降低后升高的变化规律,裂纹类型由母材部分熔化区的液化裂纹转变为焊缝金属区的结晶裂纹,其中当热输入量为2.95 kJ/cm时,焊接接头不仅获得最佳的焊缝熔深,而且其热裂纹敏感性最小,焊接热裂纹呈结晶裂纹方式。

采用分离式Hopkinson压杆装置(SHPB)测试了挤压态Mg-3Zn-1Y稀土镁合金在应变速率分别为1000、1500和2200 s^-1时的动态真应力-真应变曲线;采用OM和SEM等分析了其高速变形过程中的组织演变规律及断口形貌,从微观变形机制的角度探讨了具有强烈初始基面织构的挤压态镁合金产生各向异性的原因。分析结果表明：在高速变形条件下,由于加载方向不同,挤压态Mg-3Zn-1Y镁合金的压缩行为表现出较明显的各向异性。挤压态Mg-3Zn-1Y镁合金宏观上的各向异性是由于不同的微观变形机制所引起的。沿挤压方向压缩时,当应变较小时,变形机制主要为拉伸孪晶,当应变增加时,会有柱面滑移参与变形,当应变达到一定值时滑移成为其主要的变形方式。而沿挤压横向压缩时,随着应变速率增加,变形方式由压缩孪生为主变为基面滑移和二次锥面滑移协同变形。

采用低压化学气相沉积法(LP-CVD)在定向凝固镍基高温合金DZ466表面制备CoAl涂层,通过900 ℃下约5000 h恒温热暴露实验,研究了DZ466合金及其表面CoAl涂层的高温氧化行为和内部组织演变。结果表明,由于CoAl涂层Al含量较高,促进了表面Al₂O₃的形成,改善了DZ466合金900 ℃抗氧化性能。揭示了热暴露过程中CoAl涂层基体相及析出相的演变规律,涂层的基体相由β-NiAl/CoAl相逐渐转化为γ'-Ni₃Al相,涂层与基体合金间的元素互扩散促使基体相转变优先在靠近基体合金侧进行。热暴露后,CoAl涂层中间层中析出α-Cr相,α-Cr相倾向于在碳化物附近形核并依附于碳化物生长。涂层内层中有针状TCP相(μ相)析出,μ相的整齐排列形态与γ/γ'的立方化组织密切相关。涂层内部组织演变存在遗传效应。

为了实现Al钎料对AlN的直接钎焊,提出了一种可以在熔化后自行去除表面Al₂O₃膜的镀膜Al箔钎料,以及提高Al钎焊AlN接头强度的升温钎焊方法,研究了表面气相沉积Ni/Al双层薄膜对Al箔表面Al₂O₃氧化膜的自去除作用,以及钎焊温度对接头强度提高的作用。结果表明,由于被Ni/Al双层薄膜掩埋,原Al箔表面的Al₂O₃氧化膜在钎料加热及熔化的过程中被破碎并卷入到含1%Ni (原子分数)的Al液中,实现了Al对AlN的无界面反应过渡层直接钎焊。采用升高钎焊温度的方法,可显著提高接头的强度。680 ℃钎焊时,由于Al液不润湿AlN,接头的断裂发生在Al钎缝与AlN的界面,剪切强度为79 MPa;随着钎焊温度的提高和润湿性的改善,Al/AlN的界面强度得到显著提高,接头的断裂逐步由界面转移至钎缝金属中,接头强度也相应逐步提高,并在840 ℃后达到最高值(146 MPa)。

在镍基单晶高温合金上采用复合电镀的方法沉积Pt-Zr复合镀层,随后通过气相渗铝的方法,获得Zr改性的PtAl₂+(Ni, Pt)Al双相涂层,该涂层分为3层：外层由PtAl₂颗粒弥散分布在β-(Ni, Pt)Al中的双相区组成,中间层为β-(Ni, Pt)Al及少量Cr的析出物,内层为互扩散区(IDZ)。其中,Zr元素主要固溶在外层双相区以及中间层β-(Ni, Pt)Al中。分别对Zr改性和普通PtAl₂+(Ni, Pt)Al双相涂层在850 ℃下Na₂SO₄/NaCl (75:25,质量比)混合盐中进行热腐蚀实验,结果表明,因Zr元素具有固定S和Cl的作用,可降低S和Cl在热腐蚀过程中的破坏性,故Zr改性PtAl₂+(Ni, Pt)Al双相涂层比普通PtAl₂+(Ni, Pt)Al双相涂层具有更好的抗热腐蚀性能。经过低真空预氧化处理后,普通PtAl₂+(Ni, Pt)Al双相涂层表面生成的Al₂O₃膜较薄,在后续热腐蚀过程中并不能有效抵挡混合盐的持续入侵,涂层长期抗热腐蚀性能与原始状态PtAl₂+(Ni, Pt)Al涂层样品接近。

基于团簇加连接原子模型,通过Ta-Ti和Ni-Co互换对第一代镍基单晶高温合金进行成分设计,并对所设计的A组和B组成分系列进行选晶法单晶制备、初熔温度测试、标准热处理和900 ℃、1000 h长期时效。其中,A组为[Al-Ni₁₁Co₁](Al₁Ta_xTi_0.5-xCr₁W_0.25Mo_0.25),x=0、0.25和0.5 (对应Ta和Ti的质量分数分别为0Ta-2.65Ti、4.82Ta-1.26Ti和9.32Ta-0Ti);B组为[Al-Ni_12-yCo_y](Al₁Ta_0.25Ti_0.25Cr₁W_0.25Mo_0.25),y=1.5、1.75、2和2.5 (对应的Co质量分数分别为9.43Co、11Co、12.57Co和15.71Co)。在A组合金中,随Ta的增加(Ti的降低),初熔温度升高,均超过1330 ℃,其中9.32Ta-0Ti最高,在1335~1340 ℃之间;标准热处理后γ/γ′负错配度从-0.262%减小到-0.247%;长期时效中γ′的粗化得到抑制,9.32Ta-0Ti的粗化速率最低 (K=5.6×10^-5 μm³/h)。对于B组合金,Co含量变化未明显改变初熔温度和长期时效γ′粗化速率,但初熔温度同样超过1330 ℃,Co作用主要体现在提高标准热处理后的γ′体积分数(约69%)和减小γ′尺寸(约0.55 μm)。2组合金的粗化速率均接近三代单晶合金水平(K≈(2.08~3.82)×10^-5 μm³/h)。

采用第一性原理方法系统研究了不同六角结构金属中基面到柱面的取向转变过程及合金化影响。结果表明,在不同六角结构金属中,取向转变需要不同的激发能,其中Mg的激发能最低,而Os最高;取向转变过程由剪切变形和原子重排2部分构成。在Mg中,原子重排贡献了激发能的主要部分,而在Ti中,当剪切变形足够大时,随后的原子重排为能量下降过程。合金元素主要影响镁合金中的纯剪切变形部分,而在钛合金中,主要影响原子重排部分;在具有一定的剪切变形量或原子重排量的条件下,合金元素对后续激发能的影响较复杂。