介绍了塑性有限元在金属轧制领域中应用的发展历程和新进展, 包括: 刚塑性有限元理论及应用研究; 弹塑性有限元在轧制过程分析中的进展; 用于轧制过程建模的快速有限元; 元胞自动机与有限元结合进行轧制过程多尺度综合模拟; 利用晶体塑性有限元研究轧制过程中取向织构; 轧制过程中裂纹和夹杂物演变的有限元模拟. 最后对今后的发展趋势做了展望.

利用“团簇+连接原子”结构模型研究了典型低弹bcc β-Ti固溶体合金的成分特征. 对现有低弹β-Ti固溶体合金的成分分析表明它们均满足团簇式[CN14团簇](连接原子)_x. 根据该式, 设计了Ti-Mo-Nb-Zr系列合金 [MoTi₁₄]Ti (质量分数表达时为Ti-11.8Mo), [MoTi₁₄]Nb (Ti-11.2Mo-10.8Nb), [MoTi₁₄]Nb₂ (Ti-10.1Mo-19.5Nb)和[Mo(Ti₁₃Zr)]Nb₂ (Ti-9.2Zr-9.6Mo-18.7Nb), 并采用Cu模吸铸快冷技术制备直径为3和6 mm的合金棒. 结果表明, 吸铸制备的合金均为bcc结构; 当连接原子由Ti变成更低弹的Nb时, 合金弹性模量降低; 低弹Zr替代Ti进一步降低了合金的弹性模量, [Mo(Ti₁₃Zr)]Nb₂ 合金的弹性模量E=72 GPa. 铸态样品经过固溶和水淬处理后弹性模量降低.

为了研究Mg-Gd-Zn-Zr合金中的长周期堆垛有序(LPSO)结构的形成及其演化, 对铸态、固溶态和时效态Mg_96.32Gd_2.50Zn_1.00Zr_0.18合金的显微组织进行了观察. OM, SEM和TEM观察表明, 合金铸态组织由α-Mg固溶体、晶内层片状14H-LPSO结构和晶界处树枝状α-Mg+β-(Mg, Zn)₃Gd共晶相组成; 500 ℃/35 h固溶处理后, 晶界处发生β→X的固态相变, 层片状X相也具有14H-LPSO结构; 再经200 ℃/128 h 峰时效处理后, 晶内析出椭球状$\beta^{\prime}$相和片状$\beta_{1}$相与14H-LPSO结构共存. 室温拉伸实验和Vickers硬度测试表明, 500 ℃/35 h+200 ℃/128 h处理改善了合金的力学性能, 抗拉强度为290.7 MPa, 屈服强度为162.5 MPa, Vickers硬度为108.0 HV, 延伸率为10.4%. 力学性能的改善与晶界、晶内的14H-LPSO结构及时效相等复合强韧化作用有关.

在Ar气和空气环境中激光立体成形了Inconel 718镍基高温合金坯. 显微组织观察、拉伸性能和高周疲劳性能测试结果表明: Ar气和空气环境中成形合金的沉积态和热处理态组织基本相同, 沉积态组织为沿沉积方向连续生长的粗大柱状枝晶, 组织细密、均匀; 热处理后发生再结晶, 柱状晶转变为等轴晶; 2种气氛下成形件热处理后的静载拉伸性能满足锻件标准, 空气环境中成形试样的拉伸强度略高于Ar气环境中成形的试样, 但是前者的塑性略低; 前者的疲劳性能比后者约低30%, 这主要是由于空气中成形的试样中存在较多的氧化物夹杂和显微气孔等缺陷; 二者的疲劳性能均低于锻件标准, 主要原因是试样中存在氧化物夹杂、显微气孔等冶金缺陷以及热处理后的晶粒尺寸较大.

对80%冷轧形变量的IF钢板进行不同温度和保温时间的再结晶退火处理, 观测了晶粒长大过程中, 小晶粒、中等晶粒和大晶粒集合的平均晶粒尺寸和织构演变. 结果表明: 退火温度显著影响晶粒长大速率和3种尺寸晶粒的织构特征; 但在相同温度不同保温时间退火时, 3种尺寸晶粒织构类型相似, 仅强度随保温时间延长而增强, 且不同尺寸晶粒集合的织构和其平均晶粒尺寸间的关系可由经验公式近似描述.

对Ti-4Al-4.5Mo合金经不同固溶温度淬火处理后的相组成进行了分析. 结果表明, 当合金在相变点以上温度淬火后, 可以获得hcp结构α´马氏体; 随固溶温度降低, 淬火后斜方α´´马氏体出现, 并在一定的温度范围内与α´马氏体共存; 在800 ℃淬火, α´´马氏体消失, 合金由 α和β相构成; α´´马氏体显著降低$\beta$转变组织的硬度. EDS分析表明, Mo含量并不是决定马氏体类型的唯一因素.

通过盐浴热处理实验, 研究了Fe-0.6C二元合金和Fe-0.6C-1M/2M三元合金(质量分数, %, M为Mn和Si)在1073 K下的组织演化和相变动力学. 结果表明, Fe-0.6C合金在1073 K保温约5.5 s完成珠光体→奥氏体转变, 珠光体中渗碳体先于铁素体转变成奥氏体; 添加1%Si减缓了奥氏体化速率, 但未改变渗碳体先消失的特征; 添加1%-2%Mn略微缩短了奥氏体转变完成时间, 但珠光体中渗碳体和铁素体几乎同时完成奥氏体转变. 在C扩散控制长大的假设下, 奥氏体在单个珠光体片层间的一维长大模拟结果表明, 通过改变界面处奥氏体的C浓度, Mn提高奥氏体生长速率而Si减缓奥氏体生长速率, 与奥氏体化动力学实验结果一致. 1073 K下Fe-C-Mn/Si三元合金的珠光体-奥氏体相变由C扩散控制.

采用液态金属冷却(LMC)定向凝固技术, 对镍基高温合金DZ125在凝固速率为1.5 μm/s的条件下其平界面生长的微观组织演化规律进行了研究. 结果表明: 凝固组织演化经历3个不同的阶段, 当凝固分数f_s<0.26时, 为单相γ组织, 基体中零星分布着细小的颗粒状的未熔HfC; 当0.26<f_s<0.86时, 为γ/MC共生组织, MC为纤维状或者板片状; 当f_s>0.86时, 为 γ/γ´共晶组织和分布于其中的粗大块状$M$C. EPMA结果表明: Al, Ti, Ta和Mo含量随f_s的增大而增大; 而W, Cr和Co含量随f_s的增大而减小. 分析指出, 凝固组织转变是由于溶质再分配产生的宏观溶质分布不均匀造成的.

采用激光立体成形技术制备了Ti-80%Ni(质量分数)合金, 研究了工艺参量对显微组织和力学性能的影响. 结果表明, 激光立体成形 Ti-80%Ni合金由η-TiNi₃板条和TiNi(B2)+η共晶构成. 随着激光扫描速率的增大, η板条逐渐转变为 η板条+(TiNi(B2)+η)共晶, η板条尺寸随着扫描速率的增大而减小; 随着激光功率的增大, 共晶体积分数逐渐增大, η板条逐渐碎断转变为一定取向的块状组织, 功率越大, 块状组织越细, 形成(TiNi(B2)+η)离异共晶组织+板块间 (TiNi(B2)+η)共晶组织. 激光扫描速率和激光功率的增大均导致硬脆η板条含量减少, 合金的成形性和塑性增加.

利用SEM观察了疲劳裂纹在具有片层组织的TC4ELI合金中的扩展路径, 通过统计疲劳裂纹与α片层所呈的角度, 分析了α和 β两相晶体学取向对疲劳裂纹扩展路径的影响. 基于对疲劳裂纹扩展路径的研究, 测试并讨论了片层组织中晶粒和α片层对近门槛值阶段及Paris区阶段疲劳裂纹扩展速率的影响. 研究表明, 疲劳裂纹在片层组织中扩展时, 疲劳裂纹在穿过α片层时倾向于沿平行或垂直于α片层的方向扩展, 导致疲劳裂纹扩展路径每隔几个片层宽度出现扩展台阶; 影响近门槛值阶段疲劳裂纹扩展速率的主要因素是α片层厚度, 而与晶粒尺寸无关; 在Paris阶段, 晶粒尺寸、α片层厚度和片层长/宽比均对裂纹扩展速率产生影响.

采用开路电位-时间和电化学阻抗谱等测量方法, 研究了3.5%NaCl水溶液中总余氯(TRC)含量对船用低碳钢Q235腐蚀行为的影响. 结果表明, 舱体金属腐蚀可以分为表面迅速氧化, 表面形成氧化物覆盖层, 覆盖层发生破损导致腐蚀3个阶段. TRC含量较低 (如5和10 mg/L)时, 压载舱壁金属的腐蚀略有增强. 而当TRC含量较高时(如20 mg/L), 则可以促进舱体金属表面钝化并形成致密腐蚀产物而堵塞氧化物覆盖层的破损, 致使舱体金属的开路电位提高, 电荷传递电阻增加, 使舱体金属的抗腐蚀能力增强. 电解法压载水处理在杀灭水生生物的同时对于压载舱壁金属腐蚀而言是安全的, 且较高的TRC含量在提高杀灭效率、缩短杀灭时间的同时, 并不会导致严重的舱壁金属腐蚀.

利用纳米压痕技术对沉积在Si衬底上1 μm厚Cu膜的硬度H和弹性模量$E$进行了测量. 结果表明, 由单一刚度测量(SSM) 和连续刚度测量(CSM) 2种方法测得的$E$值基本一致. 然而由于Cu膜的室温蠕变行为显著, 用SSM 方法测得薄膜的H值显著小于用CSM方法测得的$H$值. 对加载曲线进行分析表明, 在压入深度为528-587 nm时薄膜硬度显示基体效应, 压入深度与薄膜厚度的比值与有限元计算结果吻合较好.

利用多孔结构的表面活性, 采用以硫酸镍(NiSO₄?7H₂O)为主盐, 次亚磷酸钠(NaH₂PO₂?H₂O)为还原剂且无其它特殊组分的常用化学镀Ni溶液, 经无敏化活化预处理直接在微弧氧化形成的多孔MgO薄膜表面制备出化学镀Ni层, 并对Ni层的相组成、显微结构、导电性和耐蚀性进行了表征. 结果表明: 平均厚度约5 μm的化学镀Ni层颗粒均匀, 组织致密; Ni层进入MgO薄膜的孔洞, 形成交错咬合状态. XRD分析表明, Ni层由晶态Ni与非晶态Ni--P组成. 四探针和极化曲线测试结果说明 Ni层的导电性良好, 同时由于Ni层的存在, 试样的腐蚀电位显著提高. 化学镀Ni过程中, 溶液中的Ni²⁺在还原剂离子的作用下首先在多孔MgO薄膜的微孔处还原沉积生成微小的初生Ni颗粒, 初生Ni颗粒进而长大并扩展, 最终形成完整的化学镀Ni层. 多孔结构以其特有的活化作用实现了氧化物表面无敏化活化预处理的化学镀.

提出了一种研究多流中间包钢液流动特性的分析方法. 首先, 利用多流中间包各流的实验数据得到多流中间包的总体停留时间分布(RTD)曲线; 其次, 采用经典的分析模型研究多流中间包的总体 RTD曲线; 最后, 以平均停留时间作为关键参数来评估多流中间包各流钢液流动特性的一致性. 此方法的优点在于避免了负死区体积的出现, 并且死区体积分率大小符合物理 事实.

采用激光喷射钎料球键合技术以及Sn3.0Ag0.5Cu(质量分数, %)无Pb钎料球对厚Au焊盘进行了键合实验. 采用SEM和EDS对焊点界面的微观组织进行了分析. 采用冷热循环处理研究了焊点微观组织的演变及其对接头强度的影响. 结果表明, 由于钎焊过程的热量有限, 导致焊盘上的Au层不能全部溶解到钎料中去, 界面处形成Au+AuSn+AuSn₂+AuSn₄多层结构, 其中AuSn₄呈指向钎料内部的针状. 经过 100 cyc以上冷热循环处理, 界面处针状AuSn₄层平坦化, 而残余Au通过固相扩散全部消耗, 并在界面处形成(Au, Ni, Cu, Sn)四元相, 导致焊点强度弱化.

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.

在有无磁场条件下进行了Cu-25%Ag(质量分数)合金的凝固实验, 研究了强磁场对Cu-25%Ag合金凝固组织中富Cu枝晶内部Ag析出相的影响, 测试了合金的硬度和电导率. 发现有无磁场条件下, 在不同大小的富Cu枝晶内部, Ag析出相的形态和尺寸各不相同, 大尺寸富Cu枝晶内部的Ag析出相呈连续的棒状结构, 小尺寸富Cu枝晶内部的Ag析出相呈非连续的颗粒状结构. 另外, 无磁场条件下析出的Ag相数量较多, 尺寸较细小; 有磁场条件下析出的Ag相数量较少, 尺寸较粗大. 受到Ag析出相的影响, 强磁场条件下合金的硬度降低, 电导率升高. 对强磁场下Ag析出相的影响机理进行了探讨, 并分析了析出相对合金硬度和电导率的影响机制.

利用Fourier变换红外(FTIR)光谱、XRD和SEM技术以及恒电流测试技术, 研究了表面沉积NaCl和NaHSO₃的低合金钢和碳钢在干湿交替条件下的腐蚀行为. 结果表明, 低合金钢和碳钢的腐蚀速率都随着实验周期的延长而减小, 且其失重量基本相同, 低合金钢并未表现出比碳钢优越的耐蚀性. 主要腐蚀产物为α-FeOOH, Fe₃O₄, γ-FeOOH和硫酸盐, 此外还存在大量的δ-FeOOH, 导致腐蚀速率降低.

利用三维原子探针(3DAP)研究了超超临界电站锅炉过热器/再热器管材Super304H在650℃时效富Cu相的析出行为. 结果表明, 富 Cu相的析出经历了富Cu原子偏聚区的快速形成以及Cu原子不断聚集到富Cu偏聚区中而渐变形成富Cu相. 富Cu相的析出速率极快, 时效仅5 h富Cu相已明显析出. 随时效时间的延长在富Cu相中逐步排斥出其它元素, 使Cu原子成为富Cu相的主要组成元素. 时效500 h富Cu相中Cu原子的浓度已经达到90%, 时效1000 h富Cu相仍然保持纳米级的尺度且均匀分布, 对Super304H耐热不锈钢具有非常好的强化作用.

采用微观相场法模拟了Ni₇₅Al₅Cr₂₀合金的时效过程, 研究了Cr和Al原子在无序fcc固溶体(001)和(002)面上序参数变化与相结构演化之间的关系. 结果表明, 合金时效序列为: 无序基体→L1₀(M=1)预析出相→DO₂₂相. 在时效的最初阶段, 原子只在面内跃迁, 发生面内原子有序化, 形成L1₀(M=1)结构; 此后, 原子在面间跃迁, 原子在(001)面上进一步有序化, 在(002)面上无序化, L1₀(M=1)结构向DO₂₂结构转变. 随温度降低, L1₀(M=1)预析出相孕育期和存在期缩短, 从而导致DO₂₂相的孕育期缩短; L1₀(M=1)预析出相在低温下容易形成.