“异质结构”或“异构”作为强韧化领域前沿构型范式，为突破金属材料的强度、塑性与韧性等难以兼顾的矛盾提供了全新的解决思路。受天然材料的跨尺度构筑启发，本研究团队提出了仿生“多级层片异构”的协同设计策略，且实现了更突出的强-塑-韧性同步提升。本文主要聚焦本研究团队多年来在多级层片异构金属材料方面的研究进展，提炼了仿生鱼骨型、微层片遗传型、蚕茧位错网型等典型多级层片异质结构的理念、设计原理和强韧化机制，重点回顾了如何有效突破不可控裂纹、超细晶组织以及高密度位错诱导的强塑性掣肘难题，并将该新型异构策略和相应的突出性能改善成功拓展至多金属体系，制备出新一代高铁关键接触线材，综合性能国际领先。最后，展望了更先进的多级层片异构材料的开发及未来潜在发展方向。
微量Al含量的变化可极大地影响TiAl合金的凝固路径，进而影响其热变形时所处相区。本工作通过电弧熔炼设备制备了不同Al含量的Ti-(43~45)Al-4Nb-1Mo-0.2B合金 (原子分数，%，简称TNM合金)铸锭，并根据Al含量分别命名为43Al、44Al和45Al。随后，采用热包套轧制法制备了TNM合金板材，系统研究了Al含量对TNM合金轧制过程中显微组织演化及力学性能的影响。结果表明，不同Al含量的TNM合金在1250 ℃变形时处于不同的相区。在轧制温度保温1 h后，43Al合金主要以等轴α/α2晶粒为主；44Al合金形成了特殊的核(α2/γ片层团)壳(α/α2晶粒)结构；而45Al合金主要以大尺寸α2/γ片层团为主。轧制前初始组织状态影响了轧制过程中显微组织演化规律，也决定了最终板材的组织形貌。随着Al含量的增多，TNM合金轧板的显微组织由近片层转变为双态，最终转为近γ。此外，在43Al和45Al轧板中分别观察到新生α2/γ片层团和残余α2/γ片层团。44Al合金由于特殊的核壳结构，轧制后可以同时获得上述2种类型的α2/γ片层团。TNM轧板的室温力学性能测试结果表明，随着Al含量的增加，TNM合金轧板的室温强度逐渐降低。43Al合金轧板由于新形成的片层组织而表现出最佳性能，而44Al和45Al合金轧板由于等轴γ晶粒增多、团聚、异常长大或残余片层团的存在等因素而快速断裂失效。
共晶合金作为重要的金属材料，其性能主要由凝固组织决定。强磁场对金属凝固过程的潜在调控效果逐渐得到证实，开展强磁场下的金属凝固理论研究具有重要意义。本工作在有无强磁场和不同凝固速率条件下进行了Al-12.7%Si (质量分数)共晶合金的定向凝固和淬火实验，考察了磁场和凝固速率对合金定向凝固组织及溶质迁移行为的影响。结果表明，Al-12.7%Si共晶合金随着凝固速率的增加，发生了从粗大共晶向细小共晶，再向亚共晶组织的转变。而在相同凝固速率下，施加强磁场同样可以诱发从粗大共晶向细小共晶，再向亚共晶组织的转变。合金固/液界面淬火组织和溶质分布结果表明，上述强磁场诱发的组织演变是由于Lorentz力抑制液相中的对流，显著影响固/液界面前沿溶质迁移行为导致。相比于凝固速率，强磁场可以作为调控共晶合金凝固组织的另一个工艺参数。
针对Ti2AlNb薄板拉伸性能不均匀的问题，研究了Ti2AlNb薄板的显微组织、织构及其对拉伸性能均匀性的影响。结果表明，Ti2AlNb合金薄板显微组织由α2、B2和O相三相组成，各相均存在强烈的织构。B2相形成有所偏转的立方织构，O相形成明显的与α2相和B2相取向相关的<100>//ND (ND为法向)相变织构，α2相形成轧制热变形导致的强烈的{112¯0}<uvtw>织构。板材的室温(24 ℃)和650 ℃高温拉伸性能均存在明显的各向异性，横向拉伸强度均高于纵向，但拉伸延伸率低于纵向，这是由于板材中的α2相近T型强织构和O相<100>//ND相变织构使各自的柱面<a>滑移在板材的横向方向更难启动所致。随拉伸实验温度升高到700 ℃，α2相和O相中锥面<c + a>滑移的启动显著削弱了拉伸性能的各向异性。
针对大尺寸涡轮盘固溶后处理冷却速率受限的问题，以直径1500 mm的GH4706合金盘锻件为对象，研究了980 ℃固溶4 h后分别进行空冷(AA)、炉冷至825 ℃稳定化处理后空冷(FSA)、炉冷至825 ℃后空冷(FA)和炉冷至825 ℃后石棉冷却(FAs) 4种固溶后处理对合金时效析出相演化特征及力学性能的影响。结果表明，降低980~825 ℃间的冷速，促进了晶界η相的析出和长大，消耗了Ni、Ti元素，抑制了大尺寸η相周围γ'/γ"相析出，形成了胞状组织；降低825~600 ℃间的冷速，显著加速了γ'/γ"相长大呈立方状；FSA、FA和FAs处理后胞状组织体积分数分别为4.1%、1.0%和1.8%。AA和FA处理基本不影响合金的室温拉伸性能，FSA处理小幅降低了合金的拉伸塑性，FAs处理大幅损害了合金的室温屈服强度。胞状组织加速了室温冲击时合金中裂纹的形成和扩展，造成FSA处理合金冲击韧性较AA处理降低64%。但胞状组织可阻碍合金650 ℃持久实验过程中裂纹扩展并抑制微孔长大聚集，提高了合金的持久寿命。FAs处理时由于大尺寸γ'/γ"相降低了合金强度，从而缩短持久寿命。FA处理使合金析出了适量的胞状组织，显著提高了合金持久寿命，同时保持良好的室温拉伸和冲击性能，具有优异的综合性能。
GH4151合金化程度高，凝固偏析严重，析出相多且复杂，易造成合金开裂。本工作采用OM、SEM、DSC、萃取相分析、XRD、热压缩模拟和热力学计算方法研究了GH4151合金铸态组织与开裂敏感性，分析了GH4151合金的元素偏析、铸态组织、相析出行为以及开裂特征。结果表明，GH4151合金中Nb元素偏析严重，偏析系数高达2.3。元素偏析促进铸锭枝晶间析出大量γ′相、约0.176%的Laves相 (质量分数)、0.289%的MC碳化物、γ/γ′共晶相和η相等。枝晶间析出尺寸较为粗大且形貌不规则的复杂析出相，析出相与基体相界面处易萌生裂纹并沿着界面处扩展。同时，γ′相含量高达41.177%，高γ′相含量使得GH4151合金的热导率降低，导致合金铸锭在冷却过程中更容易积累热应力。凝固偏析、不规则析出相与热应力易积累的共同作用，导致GH4151合金铸锭呈现易开裂敏感性。
为了研究多组元复合添加对钨基合金晶粒组织稳定性的影响，本工作制备了晶粒组织均匀、平均晶粒尺寸相近的W-10Cr和W-5Cr-5Sc超细晶合金，研究了2种钨基合金晶粒组织的热稳定性。结果表明，2种钨基合金晶粒突发长大的温度约为1300 ℃，比纯W提高了约200 ℃。在热失稳温度下晶粒长大指数和晶粒长大激活能均达到最小值，2种钨基合金的晶粒长大指数远大于纯W热失稳的晶粒长大指数，当温度超过热失稳温度后，W-5Cr-5Sc合金的晶粒长大速率比W-10Cr合金更小。W-10Cr合金的高温稳定化机制归因于富Cr相的析出和Cr的晶界偏聚，W-5Cr-5Sc合金的高温稳定化机制为富Sc相的析出以及Cr、Sc在晶界的共偏聚作用。
{111}/{111}近奇异晶界比一般晶界更耐蚀，研究此类晶界的形成条件、影响因素和生成机制，设法调控此类晶界并提高其比例是改善相关铝合金晶界间耐腐蚀性能的根本途径。为了解铝合金生成{111}/{111}近奇异晶界的本征行为，本工作选择高纯Al (99.99%)为实验材料，首先经室温反复多向锻造和370 ℃再结晶退火获得晶粒尺寸均匀(平均晶粒尺寸约为20 μm)且晶粒取向随机分布的组织均匀化初始样品；再将初始样品分别在室温(25 ℃)和-196 ℃深冷条件下进行厚度减缩量为80%的轧制变形，及370 ℃、30 min再结晶退火处理。采用EBSD和基于五参数分析的晶界界面匹配定量表征方法对2种样品进行测试和分析。结果表明，经-196 ℃深冷轧制并再结晶的样品，其{111}/{111}近奇异晶界比例达到6.0%，相比室温轧制并再结晶的样品提升了122%。XRD、EBSD及硬度测试结果表明，经室温和-196 ℃深冷轧制的样品中均形成了较强的{011}<111¯>形变织构；相比于室温轧制，经-196 ℃深冷轧制的样品内残余压应力更大，晶粒碎化更严重、储能更高。在后续370 ℃退火过程中，经室温和-196 ℃深冷轧制的样品，其再结晶机制均以{011}<011¯>取向生长为主；相比于室温轧制，经-196 ℃深冷轧制的样品可提供更大的晶界迁移驱动力，其样品再结晶组织的平均晶粒尺寸更大且{011}<011¯>再结晶织构更强。统计结果表明，{011}<011¯>取向晶粒与其他取向的晶粒毗连所形成的晶界中存在较高比例的{111}/{111}近奇异晶界；同时，{011}<011¯>取向晶粒与其相邻的且具有{011}<011¯>漫散取向的晶粒间也形成较多的{111}/{111}近奇异晶界，这是导致经-196 ℃深冷轧制及再结晶的样品中{111}/{111}近奇异晶界比例较高的主要原因。
在发生失水事故(LOCA)过程中，锆合金包壳可能会暴露于空气和蒸汽的混合气氛中发生高温氧化，进而失去其结构完整性，威胁到核反应堆的安全，因此锆合金在高温空气/蒸汽混合气氛中的氧化行为是一个值得深入研究的问题。本工作熔炼并制备了Zr-0.75Sn-0.35Fe-0.15Cr-xNb (x = 0、0.15、0.30、0.50、1.0，质量分数，%)合金板状样品。采用同步热分析仪研究了5种锆合金在模拟LOCA工况下800~1200 ℃的20%空气+ 80%蒸汽混合气氛中的氧化行为，利用OM、SEM和配置波谱仪的电子探针显微分析仪分析了氧化样品横截面的显微组织和N、O元素分布。结果表明，Nb含量对锆合金高温氧化行为的影响非常复杂，锆合金抗高温氧化性能并不随Nb含量的变化呈单一变化规律，总体上添加Nb会使Zr-0.75Sn-0.35Fe-0.15Cr合金的抗高温氧化性能降低。5种锆合金的氧化动力学曲线大多遵循抛物线-直线或直线规律，随氧化温度升高和Nb含量增加而发生改变，并且在1000和1200 ℃发生氧化转折。在高温蒸汽中含有空气时会由于O2和N2的存在明显加速锆合金的氧化，其中N对锆合金的氧化起到类似“催化”作用；ZrN的形成和再氧化促进了疏松多孔氧化物的生成，导致氧化膜的保护作用减弱。在氧化过程中，Nb含量变化会影响锆合金基体的α↔β和氧化膜单斜(m)↔四方(t)的复杂相变过程。此外，Nb有增大O在α-Zr中固溶的趋势，并且Nb的氧化促进氧化膜的开裂，对锆合金抗氧化性能产生不利影响；另一方面，Nb含量的增加又会降低阴离子空位浓度，Nb与O结合也会阻碍O的扩散，对锆合金的抗氧化性能起到改善作用。
利用选区激光熔化技术制备析出强化型高性能多主元合金存在难以成形的问题，极易开裂。本工作通过选区激光熔化制备Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 (含0.02%B，质量分数)多主元合金，揭示其裂纹形成机理，探索抑制裂纹形成的途径。结果表明，裂纹沿粗大柱状晶的晶界开裂，且优先出现在大角度晶界处，裂纹表面呈现光滑、清晰的树枝晶形貌，为典型的凝固裂纹。形成凝固裂纹的主要原因是：在凝固末期，B元素偏析于晶界，促进低熔点液膜产生，大角度晶界使得液膜保持稳定状态，循环加热/冷却导致的残余应力作用于液膜进而触发凝固开裂。热输入与开裂敏感性并非线性关系，仅通过调控热输入无法消除裂纹，只能在一定程度上抑制裂纹。通过添加TiB2纳米颗粒，增加晶界密度，缓解局部应力集中，成功消除了凝固裂纹。
为了提高Cr-Ni-Co-Mo马氏体时效不锈钢的耐腐蚀性能，本工作设计了高温固溶+时效(HS)、低温固溶+时效(LS)和循环固溶+时效(CLS) 3种热处理工艺，研究了固溶处理方式对马氏体时效不锈钢晶粒尺寸、逆转变奥氏体体积分数的影响，并探究特征组织对马氏体时效不锈钢在3.5%NaCl (质量分数)溶液中的耐腐蚀性能的影响。结果表明，相比于高温固溶处理，低温固溶处理显著细化了马氏体板条块的尺寸(2.1 μm→943 nm)，逆转变奥氏体体积分数增加至7.8%。循环固溶处理通过引入高密度位错和残余奥氏体，为时效过程中逆转变奥氏体的形成提供了形核位点和元素扩散通道，逆转变奥氏体体积分数提高至33%。周期浸润腐蚀实验表明，晶粒细化和逆转变奥氏体体积分数的增加显著提高了材料的耐腐蚀性能。晶粒细化通过增加晶界密度，促进表面钝化膜的形成，降低材料的晶间腐蚀敏感度。逆转变奥氏体通过增加钝化膜的稳定性和厚度，提高点蚀区的电荷转移电阻，显著增强了材料在含Cl⁻环境中的抗点蚀能力。
为了探究回火温度对针状铁素体耐腐蚀性能的影响，采用动电位极化曲线测试、电化学阻抗测试和恒电位测试等手段对低合金高强度钢焊缝熔敷金属中针状铁素体高温回火前后的耐海水腐蚀性能进行了研究，结合组织和力学性能进行进一步分析。结果表明，经不同温度回火后，低合金高强度钢焊缝熔敷金属中针状铁素体的自腐蚀电位均有小幅上升，腐蚀倾向减弱；提高回火温度，自腐蚀电流密度显著减小、阻抗逐渐增大，恒电流密度也逐渐降低，说明针状铁素体经回火后耐腐蚀性能提高。针状铁素体回火耐腐蚀性能的提高主要归因于回火后组织更加均匀，使电偶效应降低，以及针状铁素体能态和电位差更低，而非钝化膜。
为制备兼具大玻璃形成能力和一定塑韧性的锆基非晶合金新成分，实现其在含能破片领域的应用，本工作以Zr-Al-Ni-Cu合金体系为研究对象，利用XRD、DSC、SEM及万能试验机等测试分析了Hf替换Cu对Zr55Al10Ni5Cu30 - x Hf x (x = 0、1、3、5、7、10，原子分数，%)块体非晶合金玻璃形成能力和性能的影响。结果表明，适量的Hf替换Cu有利于增强Zr55Al10Ni5Cu30非晶合金的玻璃形成能力、热稳定性和压缩塑性。当Hf含量为7%时，非晶合金具有最大的临界直径12 mm和最大的过冷液相区间(85 K)。当Hf含量为5%时，非晶合金具有10 mm的临界直径和75 K的过冷液相区间，且压缩塑性应变高达13.3%，较原始成分获得了显著提升。采用真空压铸法制备了直径9.4 mm的Zr55Al10Ni5Cu25Hf5球形非晶破片，并对其进行准密闭箱冲击超压实验。结果表明，破片临界超压速率约为600 m/s，在1360 m/s的冲击速率下，最大超压峰值可以达到0.3291 MPa，此时破片具有最大释能效率(63.17%)。
为了揭示H原子与铝合金晶界在原子尺度的相互作用机制，为抗氢脆设计提供理论支撑，本工作采用第一性原理计算，系统探究了H原子在铝合金中的吸附、扩散行为及其与晶界的原子尺度相互作用机制，并提出抗脆化设计策略。计算结果表明，H原子在Al表面的(001)晶面最稳定的吸附点为短桥位(吸附能为-3.051 eV)，且倾向于占据基体四面体间隙(TIS)；H原子向基体内部的扩散路径遵循TIS-OIS-TIS机制(其中OIS为八面体间隙)，迁移能垒显著。Mg和Zr原子均易于偏析至Al Σ3(111)[110]晶界特定位置，但作用相反：Mg原子通过耗尽电荷削弱晶界结合，而Zr原子通过高电荷密度、强电子局域化及d-p轨道杂化显著强化晶界结合；Zr偏析不仅能够捕获H原子(捕获能最低至-0.459 eV)，还可有效抑制H对邻近Al—Al金属键的破坏，维持晶界强度，但Zn偏析对晶界强化作用有限且可能促进H捕获。本工作首次从原子尺度阐明了Zr元素通过强化晶界结合及抑制H弱化作用的双重机制提升抗氢脆性能。
6XXX系时效强化铝合金工程应用价值显著，但尚缺乏系统性的从微结构模拟到性能预测的计算框架。本工作旨在构建完整的多尺度计算流程，根据晶体塑性理论对6XXX铝合金设计了一个基于物理机制从微结构演变到塑性大变形力学响应分析的全序列计算模型。以“结构-性能”关系为切入点，将晶粒尺寸和形貌、析出相和固溶相信息、晶界无析出带特征等对力学性能的主要影响因素考虑在内，通过几何建模、构建本构关系的方式建立模型，对6XXX铝合金的力学行为进行描述。使用Kampmann-Wagner Numerical (KWN)方法模拟析出相的尺寸分布和体积分数演变并追踪固溶相含量；基于位错密度的材料强度学本构理论持续追踪屈服强度和加工硬化等特性随时效时间变化的规律；给出了晶界无析出带的强度贡献计算方法和几何建模策略；基于晶体塑性有限元方法模拟了塑性变形行为并获得应力-应变曲线。本工作分析流程已拓展为了对各类铝合金材料研究具有普遍适用性的晶体性能计算工具包，本文介绍了该工具包的特点与功能。
