研究了Mg-4Zn-2Al-2Sn合金在225, 250和275 ℃挤压变形后的微观组织、织构及其力学性能. 结果表明: 在3种挤压温度下合金均发生了完全动态再结晶, 晶粒尺寸分别为4.4, 7.1和10.5 μm. 挤压温度直接影响到晶粒内部第二相的析出, 在225 ℃挤压时, 在晶粒内部可观察到尺寸为20~60 nm的不规则形貌的Mg₂Sn析出相, 挤压温度升高到275 ℃, 第二相析出增多, Mg₂Sn颗粒长大到500 nm左右, 并观察到沿挤压方向呈流线分布的微米级Mg₃₂(Al, Zn)₄₉. 在225和250 ℃挤压时, 形成了单一的平行于挤压方向的基面织构, 当温度升高到275 ℃时, 棱柱面滑移临界剪切应力急剧降低, 棱柱面滑移系启动, 形成了除基面织构以外的棱柱面平行于挤压方向的{1010} <0002>织构, 这种取向在沿挤压方向压缩时, 压应力平行于c轴方向, 不利于拉伸孪晶{1012} <1011>的形成, 导致275 ℃挤压样品拉压不对称性不明显, 压缩与拉伸屈服强度之比为0.95.

高熵合金是近年来涌现出的一种新型金属材料。不同于传统合金设计以1种或2种元素为主添加其它合金元素为辅的方案,高熵合金由多种元素以等原子比或近等原子比的成分组成,具有独特的原子结构特征,因而呈现出诸多不同于传统合金的独特性能。自高熵合金被首次报道以来,目前已经研发出了一系列的高熵合金体系,在物理、化学、热力学性能方面显示出独有的优势,尤其在力学行为方面显示出高强、高硬、耐磨、耐蚀、抗高温软化等优异的性能,在国际学术界引起了广泛的关注和研究兴趣,已经成为新的研究热点。本文从高熵合金变形机理研究存在的挑战出发,主要综述了高熵合金的力学性能和变形行为特点,已经提出的强韧化方案及相关机理,并对未来高熵合金变形行为的研究进行了简单展望。

本文综述了金属基复合材料的进展情况，包括其所处地位、现有品种、制备工艺、应用情况和存在问题报道了目前本领域的研究热点，如：界面问题，凝固过程，一些金属基复合材料的制备科学以及原位复合工艺等方面的现状，并在此基础上展望发展前景

在Watt镀液中加入玻璃球, 玻璃球以不同频率垂直撞击试样表面形成机械研磨. 考察了震荡频率和球直 径对镍镀层晶粒细化的影响以及机械研磨对晶粒生长的影响. SEM表面观察表明, 机械研磨改变了镀层晶粒的生 长方式, 使镀层晶粒明显细化, 镀层表面光滑. 在电沉积过程中施加机械研磨, 玻璃球的撞击会在镀层表面产生 宏观和微观缺陷, 增加形核中心, 提高形核速率; 玻璃 球撞击晶粒尖端, 使得镀层表面变得平整, 有利于电力线均匀分布, 促进形核, 避免了晶粒不均匀长大.

研究了铸造镍基高温合金K44在850---900℃, 225---380 MPa的高温拉伸蠕变行为.结果表明, 实验合金蠕变曲线具有较短的初始阶段和较长的加速阶段, 加速阶段较长是由于筏形化的r’粒子和位错相互作用促成的. 加速蠕变为应变软化阶段时, 可以由关系式来描述. 蠕变断裂数据遵守Monkman--Grant规律, 裂纹起源于晶界或枝晶界的空洞.

采用双相区保温+奥氏体化淬火+低温退火的热处理工艺, 研究了合金元素配分行为对C-Si-Mn系高强钢微观组织和力学性能的影响. 结果表明, 在760 ℃随着保温时间的延长, 双相区中奥氏体相的体积分数逐渐增多直至达到饱和, 而铁素体向奥氏体扩散的Mn元素含量也逐渐增多直至在两相间达到化学势平衡, 后加热至930 ℃保温120 s, 再淬火至220 ℃, 配分过程中发生了C从马氏体向奥氏体中的扩散偏聚. 经该工艺处理后实验用钢的抗拉强度为1310 MPa, 延伸率可达12%, 强塑积达到15720 MPa·%, 相比传统淬火+碳配分工艺, 双相区保温+奥氏体化淬火+低温退火的热处理工艺过程中Mn配分和C配分共同作用能够显著提高钢中残余奥氏体的含量和稳定性, 从而提高高强钢的室温成形能力.

对比研究了电磁感应及传统箱式炉2种不同回火加热方式对1000 MPa级别高强度低合金钢淬火后组织中碳化物的尺寸、形貌、分布及其对力学性能的影响. 结果表明, 实验钢淬火后组织包括下贝氏体及板条马氏体. 2种加热方式回火后, 对于下贝氏体组织, 随着回火温度由400 ℃升高至550 ℃, 碳化物由针状向短棒状转变. 其中, 经550 ℃传统加热回火后, 贝氏体内部碳化物长轴尺寸约为200 nm, 而经该温度电磁感应加热回火后其长轴尺寸约为60 nm. 对于板条马氏体组织, 经传统加热回火后, 碳化物主要沿着板条边界连串析出; 电磁感应加热回火后, 马氏体板条中析出的碳化物在板条内部及边界均匀弥散分布. 经550 ℃传统方式回火后, 马氏体中的碳化物尺寸约为200 nm, 而电磁感应回火的碳化物尺寸均小于100 nm. 经过不同加热方式回火后, 实验钢的硬度差别不显著, 随着回火温度升高, 2种加热方式回火试样冲击功均升高, 但感应加热回火后冲击功升高更为显著, 实验钢经550 ℃电磁感应加热回火后-20 ℃冲击功达到133 J, 是传统加热回火工艺的4.5倍, 实现了1000 MPa级高强度低合金钢良好的强韧化组合.

对系列低碳、超高强度贝氏体钢(LUHSBS)，通过审慎地使用硅、锰、镍等合金元素并有效地控制相变温度、冷却与回火参数，强韧性结合良好，又冲击能(AKV ≥185 J)与同强度(＞1500 MPa)的高级马氏体钢23MnNiCrMo相比提高三倍以上。强度与韧性增强的根本原因在于组织细化、贝氏体铁素体(BF)中含碳量增加、碳化物消除以及存在较高体积分数的膜状残余奥氏体(AR)。原子力显微镜和扫描隧道显微镜分析证实：钢中不存在损伤韧性的块状AR区。不仅亚单元被超细化，而且超细亚晶粒的平均尺寸小于20 nm以及部分切变单元的平均厚度仅约1.6 nm。所有这些都是影响钢的强度、AR稳定性和AKV的主要原因。此外，对强度与韧性改善的物理机制还进行了深入的分析。

本文简要综述了近年来国内外关于梯度纳米结构材料的研究进展, 包括梯度纳米结构的分类, 梯度纳米结构材料的主要性能特点及制备加工技术. 对梯度纳米结构材料面临的一些基础科学问题和工业应用探索进行了讨论和展望.

通过拉伸实验, OM, SEM, TEM观察以及EBSD测试等手段研究了不同尺寸粒子对Al-Mg-Si-Cu系合金板材力学性能、组织和织构的影响规律. 结果表明, 随着溶质元素浓度的增加, 合金屈服强度和抗拉强度均不断增加, 但是延伸率却略有降低, 且3个方向存在一定差异. 此外, 合金的平均塑性应变比 r - 也随溶质元素浓度增加而增加. 3种合金基体内的不同尺寸粒子主要为Mg₂Si, Al₁₅Mn₃Si₂和α-Al(Fe, Mn)Si富铁相, 这些粒子尺寸和浓度搭配合理不仅可以诱发粒子刺激形核效应(particle stimulated nucleation, 简称PSN), 而且可有效抑制晶粒长大, 最终使得合金固溶时形成大量细小再结晶晶粒, 而织构组分以旋转立方织构Cube_ND18, Goss织构{011}<100>, P{011}<122>和Cu{112}<111>为主. 此外, 根据合金成分、热加工工艺以及显微组织间的定量关系提出了不同尺寸粒子影响再结晶形核和长大过程的模型示意图。

在2050℃的熔体温度下, 在自行研制的定向凝固炉内实现了Nb-Ti-Si-Cr-Hf-Al-B-Y超高温合金的有坩埚整体定向凝固. 采用XRD, SEM, EDS等方法分析了凝固速率分别为2.5, 5, 10, 20, 50和100 μm/s时的整体定向凝固组织、组成相的择优取向及固/液界面形貌, 并讨论了其共晶生长机制. 结果表明: 合金的定向凝固组织主要由沿着试棒轴向排列的横截面为多边形的柱状初生(Nb, X)₅Si₃(X=Ti, Hf, Cr)相与耦合生长的层片状Nbss/(Nb, X)₅Si₃共晶团(Nbss表示铌基固溶体)组成. 横截面上共晶胞界明显.当凝固速率由2.5 μm/s变化到100 μm/s时, 定向凝固组织细化, 固/液界面经历粗胞状→细胞状→胞枝的演化过程. Nbss/(Nb, X)₅Si₃共晶两相较低的熔化熵及其前沿较大的动力学过冷度是形成规则共晶的主要原因.

金属纳米块体材料具有独特的力学性能, 如高强度, 超高延展性等, 近年来得到了广泛深入的研究, 对其新进展进行简要评述的基础上, 讨论了它的强度、塑性、弹性模量, 应变强化、超塑性、蠕变及变形机理等相关问题.

简述了具有密排六方(hcp)结构镁合金材料各种可能的滑移和孪生系统及其临界切变应力; 以镁合金塑性变形机理为主线, 分别对单晶和多晶镁合金材料塑性变形行为及微观机理的影响规律, 轧制、挤压及不同严重塑性变形模式下镁合金织构的形成机理, 形变镁合金材料退火过程中回复与再结晶及镁合金材料在热变形过程中的动态再结晶机理, 以及沉淀硬化镁合金塑性变形机理、特别是沉淀相与位错滑移及孪生的交互作用机理等进行了总结与评述. 同时, 对高成形性镁合金及提高镁合金塑性成形能力的塑性变形机理进行了讨论.

研究了晶界角度对一种镍基双晶高温合金持久性能的影响. 结果表明, 双晶试样的持久性能低于单晶试样. 随着晶界角度的增加, 试样的持久性能降低, 断裂方式逐步由穿晶断裂向沿晶断裂过渡. 随着温度的升高, 由穿晶断裂过渡到沿晶断裂的临界晶界角度变小. 871 ℃, 552 MPa条件下, 12°晶界断口开始出现沿晶断裂特征; 1100 ℃, 120 MPa条件下, 4.5°晶界断口开始出现沿晶断裂特征.

设计了一种新型1500 MPa级Si-Mn-Cr-Ni-Mo多组元系低合金超高强度结构钢, 对比研究了控轧+控冷(TMCP)、控轧+空冷、控轧+直接淬火、控轧+直接淬火+250 ℃回火4种不同工艺对其微观组织和力学性能的影响. 结果表明: 直接淬火态钢板抗拉强度最高, 可达1890 MPa, 屈服强度为1280 MPa,  延伸率为13\%; 250 ℃回火30 min后抗拉强度降低为1820 MPa, 而屈服强度升高为1350 MPa, 分析认为这归因于位错亚结构的回复软化过程与残余奥氏体分解为马氏体、析出ε-碳化物强化机制的综合作用; 空冷与TMCP工艺获得板条贝氏体+马氏体+少量残余奥氏体的复相组织, 贝氏体分割马氏体板条束, 使实验钢具有良好的强塑性. 低碳马氏体相变过程存在C扩散现象. 研究发现, 回火过程不仅包含残余奥氏体分解, 也包含C从马氏体或贝氏体向奥氏体的分配过程. 证明了立方结构的析出粒子在奥氏体中形核, 在整个冷却过程长大、粗化, 而相变后的马氏体或贝氏体未出现大量第二相析出核心.

对粉末冶金法制备的20%SiC_p/2009Al(体积分数)复合材料进行了一次挤压和二次挤压, 对2种挤压棒材微观结构的观察表明, 相对于热压复合材料, 挤压可以减少SiC_p团聚; 而二次挤压可进一步细化 SiC_p, 使SiC_p沿挤压方向定向分布, 增大SiC_p的长径比, 但对基体合金晶粒尺寸和<111>织构影响不大. 此外, 二次挤压使SiC_p沿挤压方向的平均间距进一步增大, 更易于产生近似垂直于挤压方向的贫SiC_p层, 导致复合材料屈服和抗拉强度下降而延伸率增加.

采用OM, SEM和TEM等手段, 分析了Nb/Ti 比对铸造镍基高温合金长期时效微观组织演化的影响. 结果表明, 在长期时效期间, Nb/Ti 比对γ'相形貌演化和粗化影响不大, 但对γ'相体积分数有一定影响. 初生MC中Nb/Ti 比和(Nb+Ti)/(W+Mo) 比与合金Nb/Ti 比具有很好的线性关系. 随合金Nb/Ti 比下降, 2 个比值线性下降, 使MC分解程度提高, 热稳定性降低; 但是, 2 个比值的显著改变并不能导致MC分解程度的大幅变化, 还存在其它因素对MC热稳定性具有重要影响. MC的分解程度可通过分解前后体积分数的变化来计算, 而热稳定性强弱则可由分解程度来定量表达. Nb/Ti 比降低, 晶界粗化更加严重, 晶界析出M23C6的倾向增大, 析出M6C的倾向减小. 但是, 合金中m 相的析出演化行为并未受到Nb/Ti 比的明显影响.

采用涂盐方法研究了新型钴基钎料BCo46的抗热腐蚀性能, 并与BNi-2和基材合金DZ468进行了对比. 评估了完全热处理后的采用BCo46钎焊DZ468合金接头的抗热腐蚀性能. 研究表明， BCo46合金的热腐蚀抗力优于DZ468和BNi-2合金, 热腐蚀过程中3种合金都发生了氧化膜溶解和硫化物析出, 合金的腐蚀进程可以用硫化-酸碱熔融的热腐蚀模型解释; 钎焊接头中形成的硼化物会显著降低合金的热腐蚀抗力, 完全热处理后的钎焊接头组织均匀, 接头抗热腐蚀性能与DZ468合金相当.

基于前期工作对压缩孪晶静态再结晶的分析, 主要利用XRD和EBSD技术进一步研究AZ31镁合金中拉伸孪晶静态再结晶过程中组织和织构的演变规律, 以及再结晶初期新晶粒的取向特征. 结果表明: 拉伸孪晶不能有效地促进再结晶形核, 其细化晶粒的效果不显著, 其再结晶速率显著延迟于压缩孪晶; 退火过程中并没有生成新的再结晶织构组分, 表现为初始基面织构的减弱; 新晶粒优 先在拉伸孪晶的变体交叉处, 或拉伸孪晶与压缩孪晶的交叉处形核, 但其取向规律性不强, 没有遵循初始拉伸或压缩孪晶内的取 向规律. 同时还对拉伸与压缩孪晶的再结晶行为进行了比较.

高温合金在能源领域中有着广泛的应用. 煤电用高参数超超临界发电锅炉中, 过热器和再过热器必须使用抗蠕变性能良好, 在蒸汽侧抗氧化性能和在烟气侧抗腐蚀性能优异的高温合金管材; 在气电用燃气轮机中, 涡轮叶片和导向叶片需要使用抗高温腐蚀性能优良和长期组织稳定的抗热腐蚀高温合金; 在核电领域中, 蒸汽发生器传热管必须选用抗溶液腐蚀性能良好的高温合金; 在煤的气化和节能减排领域, 广泛采用抗高温热腐蚀和抗高温磨蚀性能优异的高温合金; 在石油和天然气开采, 特别是深井开采中, 钻具处于4-150 ℃的酸性环境中, 加之CO₂, H₂S和泥沙等的存在, 必须采用耐蚀耐磨高温合金. 本文简要介绍了国内外高温合金在上述领域中应用的现状与发展.

本文研究了HR3C钢在750℃下时效500 h前后的显微组织变化和第二相的种类.研究结果表明, 时效后HR3C钢中的析出物主要为形状各异的M₂₃C₆和NbCrN,其中M₂₃C₆在晶界和晶内均有析出, NbCrN以极其细微的尺寸大量弥散分布于晶内; 时效过程中弥散析出的M₂₃C₆和极其细微的NbCrN提高了HR3C钢的硬度. 晶内及晶界析出的M₂₃C₆晶格常数均为基体的3倍, 并与基体保持完全共格的关系, 晶界处部分 M₂₃C₆转变成了高Cr的$\sigma$相.

通过在600, 630, 680, 700和720℃保温1 h空冷, 以及在630℃短时时效后炉冷和空冷的热处理, 研究了不同时效温度、时效时间以及冷却方式对沉淀硬化马氏体不锈钢FV520B的组织和力学性能的影响. 结果表明, 630℃短时时效后钢中即可析出 一定量的逆转变奥氏体, 且钢中的析出相尺寸较小并弥散分布, 由此提出了一种沉淀强化马氏体不锈钢的热处理工艺优化, 即FV520B钢经630℃短时时效并炉冷后, 可以获得较佳的高强度和高韧性组合.

针对Al-Ag合金溶质的Spinodal亚稳互溶隙曲线的特点, 考虑溶质场与析出相的相互作用,通过构造时效温度和溶质浓度相关联的局域相互作用自由能密度函数,  建立了低Ag溶质的Al-Ag合金析出过程的相场模型. 模拟了Ag溶质浓度分别为4.2%和22%的体系中溶质场的Spinodal分解和析出Guinier-Preston 区 (GPZ), 以及在析出相附近形成一种无沉淀区(PFZ)的演化过程. 模拟结果表明, 在析出相周围形成了 椭圆形的PFZ, 其宽度大约是棒宽度的2倍,而在远离PFZ的区域出现了由于Spinodal分解而形成的Ag溶质分布图案.经过足够长的时效时间, 溶质场析出GPZ. 当Ag溶质浓度较高时, 浓度场会在PFZ周围形成多条液滴状的平行流线环绕着的析出相. 模拟结果与实验观察结果很好地吻合.

本文描述了我国高温合金的发展历程, 近期的科技进步与创新和今后需进行的工作.

选用了具有相同织构的Zr-4, N18和ZIRLO锆合金片状样品, 利用高压釜在360℃,  18.6 MPa的0.01 mol/L LiOH水溶液中进行了280 d腐蚀实验, 采用EBSD和SEM研究了织构及合金成分对锆合金耐腐蚀性能的影响. 结果表明, 腐蚀280 d后, Zr-4样品表现出明显的腐蚀各向异性特征, 在织构因子较大的轧面(S_N面)上氧化膜较厚, 耐腐蚀性能差, 而在织构因子较小的垂直于轧向的截面(S_R面)和垂直于横向的截面(S_T面)上氧化膜较薄, 耐腐蚀性能好. 添加合金元素Nb的N18和ZIRLO样品氧化膜生长的各向异性受到抑制, 在S_N, S_R和S_T 3个不同面上氧化膜的厚度相同, 耐腐蚀性能比Zr-4样品的S_N面优良. 但是, 如果只以样品的S_R和S_T面进行比较, 氧化膜的生长速率会随Nb含量的增加而增大, 耐腐蚀性能变差. 从改善合金的耐腐蚀性能考虑, Nb的添加量不应该高于0.3%(质量分数).

研究了回火温度对Mn系低碳贝氏体钢(LCMB)组织及低温冲击韧性的影响. 显微组织分析表明, LCMB钢的轧态组织以贝氏体板条为主, 经460 ℃回火2 h后, 部分贝氏体板条开始粗化, 经600 ℃回火2 h 后, 出现准多边形铁素体组织, 并观察到少量铁素体再结晶现象. 对力学性能的测试结果表明, LCMB钢板经460 ℃回火2 h后达到最佳的强韧性配合, 屈服强度保持在725 MPa, -40 ℃ Charpy冲击功 A_KV为146 J, 冲击断口呈现明显的韧性断裂形貌, 韧脆转变温度由轧态的-18 ℃降低至-48 ℃. EBSD和TEM分析表明, 低温韧性的改善是由于在回火过程中贝氏体板条的回复引起的大角度晶界比例增加及有效晶粒尺寸降低造成的.

研究了Fe--18Mn低C高Mn TRIP/TWIP钢在应变速率范围为1.67×10^-4---10³ s^-1的室温拉伸实验过程中力学性能和组织的变化. 在准静态拉伸应变速率范围内(1.67×10^-4---1.67×10^-1 s^-1), 应变速率对高Mn~TRIP/TWIP钢的抗拉强度产生逆效应, 随着应变速率的加快, 抗拉强度和延伸率都降低; 而在动态拉伸应变速率范围内 (10¹---10³ s^-1), 应变速率对高Mn TRIP/TWIP钢的延伸率产生逆效应, 抗拉强度和延伸率都随着应变速率的加快而增加; 在应变速率为10³ s^-1时, 高Mn TRIP/TWIP钢抗拉强度可达到957 MPa, 延伸率达到55.8%, 具有较好的综合力学性能; 随着应变速率的提高, 马氏体转变量减少, 孪生变形向多个方向发展. 采用SEM, TEM和XRD等方法对变形前后的组织进行了分析, 在所有应变速率范围内的拉伸变形过程中都产生了奥氏体向马氏体转变和形变孪晶, 并且在应变速率为10³ s^-1 的高速拉伸过程中产生绝热温升效应, 使得基体软化.

研究了强化固溶对提高7075和7055铝合金力学性能的效果.结果表明,逐步升温固溶处理可使最终固溶温度超过多相共晶温度而不产生过烧组织,提高残余可溶结晶相的固溶程度和合金力学性能.强化固溶的7075和7055合金的抗拉强度分别达到660和750 MPa,且延伸率保持约10%.一般固溶7055合金的强度仅与强化固溶7075合金的强度相当断口分析显示,两种合金的断裂属晶内韧窝断裂与沿晶断裂的混合断裂.强化固溶后,残余结晶相引起的晶内韧窝断裂减少,沿晶断裂增加

研究了顺磁性Al-4.5Cu合金添加Al-5Ti-1B细化剂后, 在强磁场下定向凝固时凝固组织中织构的形成规律和晶界特征分布. 结果表明: 当温度梯度为27 K/cm, 未施加磁场时, 细化后晶粒取向杂乱; 施加磁场后, 随着磁场强度的提高, 晶粒位向发生变化, 晶粒沿a-Al易磁化轴〈310〉发生取向排布. 伴随〈310〉织构的生成, 晶粒中重位点阵(CSL)晶界比例提高. 熔体中具有磁晶各向异性的a-Al晶粒在磁场下受磁转矩作用发生转动, 是织构生成的主要原因. 还讨论了磁场下流体流动对织构生成和晶界的影响.

介绍了新型超声雾化制备金属粉末技术原理及工艺特点,研究了采用新型超声雾化技术制备的合金粉末形貌、粒度分布、氧含量和微观组织,并与气雾化粉末进行了比较.新型超声雾化技术直接利用超声振动雾化金属,雾化基本以静态模式进行而没有高速运动,制备的粉末光洁圆整、球形度好、粒度分布窄,具有设备和工艺简单、可控性高、成本低等显著技术优势.

针对Inconel 718合金的Delta工艺, 采用金相显微镜、扫描电镜和定量X射线衍射技术研究了变形温度为950℃、应变速率为0.005 s^-1的等温压缩变形中δ相的演变机制. 结果表明: 在变形前的加热和保温阶段, 时效处理过程中晶内析出的颗粒/短棒状δ相全部溶解消失, δ相含量由8.14%降低为7.05%; 在变形过程中δ相发生了溶解, 含量由7.05%进一步降低为5.14%; 由于变形断裂和溶解断裂的综合作用, 片层/长针状δ相发生球化, 由片层/长针状δ相转变为颗粒/短棒状δ相; 在变形量最大的芯部, 片层/长针状δ相全部消失, 颗粒/短棒状δ相分布于晶内与晶界.

按照起步(1974~1985年), 热潮(1986~1995年), 兴起(1996~2005年)和特定应用(2006年~) 4个阶段回顾了钛铝金属间化合物的研发历程, 评述了各阶段对钛铝合金发展起到主导作用的里程碑事件, 简要总结了在合金化、显微组织类别、一次加工(熔炼)、二次加工(热加工)、性能、三次加工(成形)等6个方面的主要进展. 提出了钛铝合金未来发展面临的5方面挑战: 铸造合金与技术的进一步发展、低成本变形合金技术、第三代合金研制、基于新制备技术的新应用以及新成形工艺研发。

系统总结了面心立方(fcc)金属材料在等通道转角挤压(ECAP)变形后的晶粒细化、微观结构演化规律和力学性能. 根据ECAP变形的特点, 利用具有特殊取向的Al单晶体和Cu双晶体, 经过一道次ECAP挤压发现: 材料在ECAP模具对角面附近发生严重塑性变形; 除了沿模具对角面切应力的作用外, 沿垂直于模具对角面的切应力也起重要作用. 此外, 通过设计特殊取向的Cu单晶体、Al单晶体和粗晶Cu-3%Si合金经过一道次ECAP挤压, 系统研究了层错能、晶粒尺寸和晶体学取向对fcc金属形变孪生所需的孪生应力的影响. 对具有不同层错能的Cu-Al合金进行多道次ECAP挤压表明, 随着层错能降低, Cu-Al合金的晶粒细化机制逐步从位错分割机制转变为孪生碎化机制, 最小晶粒尺寸逐步减小, 具有较高或较低层错能材料比中等层错能材料更容易获得均匀的微观组织; Cu-Al合金的拉伸强度和均匀延伸率随着层错能的降低同步提高, 即随着层错能的降低, Cu-Al合金的强度--塑性匹配性提高.

本文结合本研究组近几年的部分研究结果, 围绕制备-结构-性能之间的相互关系和内在机制, 通过调控合金熔体加热和凝固过程以及复合材料界面结构的设计, 制备出几种结构可控和性能优异的非晶合金及非晶复合材料. 其中(Ti, Zr)基非晶块体材料尺寸在50 mm以上, 非晶复合材料特别是结构可控的晶态/非晶态双连续相复合材料具有良好的力学性能. 研究工作涉及锆基、镁基、镍基和钛基等主要合金体系及其复合材料, 在综合分析和论述的基础上, 力图清晰地认识和理解制备--结构--性能之间的内在关系. 非晶合金的大量应用一直是待攻克的重要目标, 期望颇具特色的非晶复合材料能得到实际应用.

洁净钢是针对客户提出的质量要求, 钢厂不断改进工艺、装备后, 逐步提高洁净度的各类钢. 介绍了典型钢种的洁净度要求及近半个世纪来商用钢中杂质能达到的最低水平. 钢中总氧量对钢的洁净度至关重要, 列举了国内外主要钢厂精炼、凝固过程中钢中总氧量的变化及降低总氧量的相关理论. 减少钢中夹杂物数量及控制其形态也是洁净钢的重要任务, 讨论了脱氧产物、脱氧剂再氧化及顶渣与耐火材料成分的影响, 对430系不锈钢中夹杂物控制及精炼时最佳搅拌强度作了介绍, 简述了钙处理使铝镇静钢夹杂物转形的基础理论. 对超低磷、超低硫钢生产的冶金原理作了重点阐述, 介绍了抗氢致开裂(HIC)的管线钢中超低硫和硫化物的形态控制. 对钢中其它杂质元素去除的可能途径也进行了讨论.

采用OM, TEM, SEM, EBSD, XRD等手段, 分析了不同Al加入量(0%, 0.6%, 1.2%)的M2高速钢的铸态组织,研究了Al对高速钢凝固组织转变特别是共晶碳化物形貌和微观结构的影响规律. 结果表明, M2高速钢铸态组织主要由位错型马氏体和M₂C共晶莱氏体组成. 过量Al (1.2%)促进大量铁素体和针状碳化物形成. Al提高了共晶碳化物的分布均匀性, 促进M₂C形貌由纤维状转变为片状, 并使碳化物微观结构发生明显改变. 片状碳化物表面平行于(0002)晶面, 内部存在微孪晶、层错等缺陷, 片层之间具有不同的晶体取向, 而纤维状碳化物内部缺陷极少, 呈单晶取向. 与纤维状碳化物相比, 加Al后形成的片状碳化物高温加热时不易团球化, 对碳化物尺寸细化不利. 添加过量Al (1.2%)形成的铁素体无法通过常规热处理消除, 使高速钢淬火硬度显著降低.

材料的强化通常是在材料内部引入各种缺陷以阻碍位错运动来实现, 如固溶强化、弥散强化、细晶强化和应变强化等,但这些传统的强化途径无可避免地会影响材料的塑性形变能力, 导致塑性和韧性的降低. 利用纳米尺度孪晶界面实现材料强化可避免上述缺点. 本文对纳米孪晶强化原理和纳米孪晶金属研究进展进行了简要综述, 分别讨论了纳米孪晶变形机制、纳米孪晶金属的部分力学行为(如强度、塑性、应变速率敏感性和加工硬化等)和物理性能(如导电性), 以及纳米孪晶金属的制备技术等相关问题.

氢脆是一种由于金属材料中氢引起的材料塑性下降、开裂或损伤的现象. 常用的抗氢合金有奥氏体不锈钢、沉淀强化奥氏体合金、低合金钢及铝合金等. 由于奥氏体基体具有良好的抗氢脆性能, 并且奥氏体合金可以通过沉淀强化提高其强度, 因此这种合金作为结构件在氢环境下被广泛应用. 中国科学院金属研究所开发了系列抗氢合金HR-1, HR-2, HR-3, J75和J100以及Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr抗氢铝合金, 这些合金具有高的综合力学性能和抗氢性能. 此外, 合金的冶炼、铸、锻、焊、热处理都遵循各自的制备规律, 严格控制其组织结构以达到提高抗氢损伤等性能的目的.