针对高锰TRIP钢、纯Cu、IF钢及装甲钢, 利用Hopkinson杆在应变率为10³~10⁴ s^-1进行动态压缩实验, 考察其抗冲击性能及剪切带形成时微观组织的差异. 结果表明: 动态剪切变形下, 纯Cu和IF钢不易形成绝热剪切带, 缺乏加工硬化能力, 从而抗冲击性差; 具有马氏体组织的装甲钢快速形成绝热剪切带, 但剩余强度高, 抗高速冲击性强; 以奥氏体为主的TRIP钢有最高的加工硬化性, 形变中产生的bcc马氏体(α′-M)可有效推迟绝热剪切带的产生且裂纹不易扩展, 适于作为抗冲击材料. 纯Cu及IF钢扩展的剪切组织为拉长的亚晶和小角晶界, 剪切微织构弱, 而TRIP钢及装甲钢绝热剪切带为细小的等轴晶和大角晶界, TRIP钢形成较强的{111}-{112}<110> fcc剪切微织构, 装甲钢则形成弱的{110}<111> bcc剪切微织构.

通过TiB₂和Al共溅射方法制备了约7.1%TiB_x (原子分数)的铝基复合薄膜, 采用三维原子探针并结合X射线衍射仪、透射电子显微镜和微力学探针表征了薄膜的微结构和力学性能. 结果表明, 在溅射粒子的高分散性和薄膜生长的非平衡性共同作用下, TiB₂靶的溅射粒子以TiB_x化合物的形式被超过饱和地固溶于Al的晶格中, Al固溶体晶粒细化为纳米晶并逐步非晶化, 薄膜形成了较低溶质含量(约2%TiB_x)纳米晶弥散分布于高溶质含量非晶基体中的两相结构并获得高硬度.结合实验结果讨论了超过饱和固溶体薄膜微结构形成的热力学和动力学原因.

针对无Nb和添加0.06%Nb的2种中碳钢, 研究了Nb对0.47%C中碳钢相变及组织细化的影响规律. 2种实验钢正火组织均为铁素体+珠光体, Nb微合金化能够有效细化中碳钢的奥氏体晶粒, 从而导致正火后组织中铁素体体积分数明显增加. 含Nb中碳钢的屈服强度相对无Nb钢提高了18% (70 MPa), 抗拉强度基本保持不变, -20 ℃冲击韧性则由7 J提高到19 J, 呈现显著提高. 此外, 由连续冷却转变(CCT)曲线发现, Nb微合金化中碳钢可在冷速≤10 ℃/s时获得较高体积分数的铁素体, 因此, 可保证工件在较大冷速范围内不出现大块珠光体或贝氏体/马氏体组织. 结合TEM观察发现, Nb元素以微小析出物Nb(C, N)的状态均匀分布在钢中. Nb(C, N)析出物能有效细化奥氏体晶粒, 并因此提高铁素体形核率, 这是Nb在中碳钢中影响相变并提高韧性的主要机制.

开展316L奥氏体不锈钢块状试样低温气体渗碳实验, 测量渗碳层内沿深度方向的C浓度和应力的大小及分布; 基于应力-扩散耦合作用理论, 建立渗碳后渗碳层内的C浓度和应力分布的计算模型, 利用该模型计算上述渗碳实验后试样沿深度方向的C浓度和应力分布, 并将模型计算结果和实验结果进行比较. 结果表明, 低温气体渗碳后钢在表层产生一层含高C浓度的渗碳层, 渗碳层内重现高的压应力, C浓度和压应力均在表面处最大, 随着深度的增加而逐渐降低, 压力和浓度的大小之间呈直线关系; 考虑应力-扩散的耦合作用的扩散计算模型计算得到的C浓度分布和实验测量结果符合的较好, 表明扩散引起的应力在低温气体渗碳的C扩散中扮演重要角色; 扩散压应力的产生显著增加了C的表观扩散速度, 在低温气体渗碳等类似的渗碳或氮的扩散机制研究中, 需考虑扩散引起的扩散压应力与扩散之间的相互作用关系.

对高锰奥氏体孪晶诱发塑性(TWIP)钢室温单向拉伸与拉压疲劳行为进行了研究. 单向拉伸和疲劳实验的应变速率均为6×10^-3 s^-1. 疲劳实验采取轴向总应变控制, 应变比为-1. 结果表明, 随拉伸应变的增加, 应力-应变曲线上的锯齿状塑性流动呈现出不同的特征, 具有很强的应变敏感性. 在不同应变幅下的低周疲劳实验中, 高锰奥氏体TWIP钢表现出很强的循环硬化能力. 低应变幅时表现为初始循环硬化, 随后稳定; 中等应变幅时, 表现为初始循环硬化后出现不同程度的循环软化, 然后稳定; 高应变幅时经短暂循环硬化后开始循环软化, 直至失效. 较高应变幅下循环失效后的奥氏体晶粒内产生了大量的位错、位错墙、迷宫结构以及位错胞等位错结构, 在部分晶粒内还观察到了细小的形变孪晶.

采用表面机械磨擦处理(SMGT)在Fe-20Mn-3Al-3Si钢的表面制备梯度相变强化层, 并研究了该强化层的微观组织和硬度. 结果表明, 在SMGT 过程中, Fe-20Mn-3Al-3Si钢的表层非常容易发生γ→ε→α马氏体相变. SMGT相变受晶粒取向和外力的共同影响: 在小载荷SMGT下, 晶粒的{111}或者{110}晶面越靠近试样的表面越容易形成片条状组织; 在大载荷SMGT下, 表层晶粒严重细化, 次表层中片条组织最多, 然后片条组织数量逐渐减少. 室温车削形成的强化层厚度大于400 μm, 硬度在表面最高(450 HV), 然后随深度增加而逐渐下降至基体硬度(约220 HV). 另外, SMGT强化层的热稳定性高, 经400 ℃, 1 h退火后其微观组织和硬度基本不变.

采用顶端淬火、化学相分析和热力学计算, 研究了合金元素对含B特厚钢板淬透性和力学性能的影响. 结果表明, 由于Ti与N的结合力远高于B, 微量Ti的加入(0.015%, 质量分数, 下同)可形成TiN, 固定N元素, 使B游离, 提高淬透性. 常规Al含量(0.02%)对N的竞争力略低于B, 无法阻止BN的析出; 增加Al含量至0.07%以上, 可提高Al对N的结合力, 固溶B含量增加, 可同样起到提高淬透性的作用. 通过B和固氮元素的组合, 促进淬透性的提高, 可使含B特厚钢板心部的显微组织状态显著改善, 粒状贝氏体数量降低, 马氏体/奥氏体(M/A)岛组分尺寸减小, 低温冲击韧性和强度均有明显提高.

采用冷轧与热处理相结合的方式研究了铁素体晶粒尺寸对力学性能的影响. 将C含量为0.1% (质量分数)的板材经不同道次的冷轧, 随后在600 ℃进行再结晶退火5~300 min, 获得晶粒直径在5.2~40.4 μm之间的铁素体. 室温拉伸实验结果表明, 细化铁素体晶粒不仅提高了强度, 还有效增加了屈服平台延伸率. SEM观察表明, 细化晶粒促进了塑性形变在不同晶粒间的均匀性, 宏观上累积成了较长的屈服平台. 结合Hollomon和Hall-Petch公式导出屈服平台延伸率δ_L与晶粒尺寸d_α之间存在的定量关系, 并确定了公式的适用范围. 采用狭缝喷水实现快速冷却的新方法对HRB400钢筋进行热处理, 不仅获得细晶铁素体, 而且得到高比例的非平衡珠光体, 使材料在获得高强度的同时还具有相当的塑性, 由此开发出具有明显的屈服平台的600 MPa级高强塑性螺纹钢, 该商业用钢的成功开发进一步印证了理论分析的正确性.

利用TEM和三维原子探针(3DAP)研究了一种Fe-Cr-Ni-Mo高强钢中碳化物随回火温度的变化及其对力学性能的影响. 结果显示, 回火温度较低(400 ℃)时, 钢中析出M₃C合金渗碳体及M₇C₃合金碳化物, M为Fe, Cr和Mn的组合, 其中M₃C长度约为1 μm, 而M₇C₃尺寸较小, 小于200 nm; 回火温度较高时(500和600 ℃), 碳化物析出数量增加, 但M₃C合金渗碳体尺寸变小, 数量减少甚至不出现, 同时析出尺寸较小的M₂C和M₆C(小于200 nm); 继续提高回火温度(650 ℃), 除M₂C外还出现MC型碳化物, 其尺寸小于100 nm, 析出数量减少. 合金碳化物M₂C, M₆C和MC的合金元素主要以V, Cr和Mo为主. 高强钢的强度随回火温度的升高而下降, 但在500~600 ℃回火温度区间, 由于V碳化物析出会引起二次硬化效果, 强度下降不明显, 因此实验钢在530~600 ℃内回火后可获得较好的强韧性配合.

采用XRD和SEM分析了Ti_0.7Zr_0.3(Cr_1-xV_x)₂ (x=0.1, 0.2, 0.3, 0.4)合金的相组成、晶体结构和元素成分; 采用Sieverts装置、差热和热重分析仪(DTA-TG)测量了合金的活化性能、吸放氢P-C-T曲线、热力学参数及高温放氢特征. 结果表明, 合金为多相组织, 存在C36(P6₃/mmc)和C15(Fd3m) 2种Laves相和几种晶格常数近似的钒基bcc固溶体相. 当V含量较低时, 合金主要由C36型Laves相和少量bcc固溶体相组成. 随着V含量增加, C36型转变为C15型Laves相, 其中第3种(C层)堆垛存在几率增加, 而且合金中bcc固溶体相含量增加. 合金在2 MPa氢压和常温下能迅速活化; 表面氧化后, x=0.1和0.2合金仍表现出优异的活化性能. 随着V含量增加, 合金的贮氢量增加、平台压力减小. 合金氢化的相对偏摩尔焓变(ΔH)和熵变(ΔS)的变化范围为-7~ -28 kJ/mol和-35~ -95 J/(mol·K). DTA-TG分析表明, 合金氢化物分解主要出现在500~600 K温度区间, 并呈现对应不同类型氢化物的2个分解温度, 加热到800 K时合金中稳定的氢化物完全分解.

利用电子背散射衍射技术, 对激光立体成形GH4169镍基高温合金沉积态试样以及1100 ℃保温5和30 min水淬后试样的显微组织、晶界特点和晶体取向等进行了分析. 结果表明, 再结晶过程中随晶粒尺寸得到细化的同时, 各晶粒的晶体取向逐渐变得随机, 消除了沉积态材料中原本存在的各向异性, 合金的界面特点也发生变化, 大角度晶界数量逐渐增多, 且再结晶后期<111>60°孪晶界大量出现, 占总界面体积分数的44%, 孪晶的形成对激光立体成形GH4169合金的晶粒细化起了很重要的作用; 再结晶形核机制在再结晶初期以原始晶界的亚晶形核和晶界弓出机制为主, 孪晶相关的晶粒细化机制是再结晶后期晶粒细化的重要机制.

超塑性自由胀形实验中准确测量胀形件轮廓曲面以及曲面上各点的变形是建立超塑性自由胀形解析理论的重要基础. 本工作依据自由胀形件轮廓为轴对称旋转曲面这一重要特征, 将曲面测量问题转化为曲面上特征点的测量, 采用双目立体视觉系统测量特征点的三维坐标, 并进行曲线拟合以确定其轮廓曲面, 计算几何参数, 通过分析轮廓曲面上特征点位置变化以及两相邻特征点之间间距的变化来测量应变. 介绍了双目立体视觉系统的组成和测量方法, 以及系统模型、标定方法、消除高温影响和图像处理等关键环节, 给出了胀形件几何参数和变形测量的方法, 进行了测量实验.

研究了在250~470 ℃下感应加热连续退火对冷拉拔铜包铝复合线材包覆Cu层和Al芯组织、界面层金属间化合物组成和厚度的影响, 并与传统炉式等温退火的实验结果进行了比较. 结果表明: 当感应加热温度为250 ℃时, Cu层和Al芯只发生回复现象; Cu层和Al芯分别在300和330 ℃时开始发生再结晶, 在430 ℃时均发生完全再结晶, 平均晶粒尺寸分别约为6.0和7.3 μm. 当温度为360 ℃时, Cu/Al界面形成了不连续分布的CuAl₂金属间化合物; 当温度为390 ℃时, 界面形成了连续分布的CuAl₂层, 430 ℃时形成了CuAl₂和Cu₉Al₄ 2种化合物层, 平均厚度分别约为0.52和0.48 μm. 进一步升高温度, Cu层和Al芯的晶粒明显长大, 界面化合物层厚度呈增大趋势. 在本工作实验条件下, 冷拉拔铜包铝复合线材合理的感应加热连续退火温度为430 ℃. 与炉式等温退火工艺相比, 感应加热连续退火方法可明显细化铜包铝复合线材Cu层和Al芯的再结晶晶粒, 显著减小界面金属间化合物层厚度.

在工具转速800 r/min, 焊接速度100 mm/min的工艺参数下, 对6 mm厚的15%SiC_p/2009Al (体积分数)板材在软态(固溶态)和硬态(自然时效态)下进行搅拌摩擦焊接, 均获得致密无缺陷的接头. 结果表明, 样品原始状态对焊核区的晶粒尺寸、析出相(Al₂Cu)分布和硬度均影响不大. 2种样品的热影响区均存在2个低硬度区. 靠近焊核区的低硬度区在焊接热循环过程中温度较高, 2种样品均发生Al₂Cu相的粗化, 硬度值相同; 但在远离焊核区的低硬度区, 固溶态样品不发生固溶原子团簇回溶, 该区域的硬度略高于自然时效态样品, 并且位置更靠近焊核中心. 2种接头横向拉伸时均断裂在靠近焊核的低硬度区, 强度基本相同, 可达母材强度的83%. 这表明, 固溶软态下进行15%SiC_p/2009Al板材的搅拌摩擦焊接, 可以取得常规时效硬态下焊接的效果, 有助于扩大焊接工艺窗口, 减少焊接工具磨损.

在基于新型淬火-分配-回火(Q-P-T)钢微观组织的有限元模型中, 建立了产生马氏体相变的一维应变等效模型, 模拟了单轴拉伸条件下的相变诱发塑性(TRIP)效应, 由此揭示了该效应的微观机制. TRIP效应产生的应力松弛有效地缓解了未转变的残余奥氏体和邻近马氏体的应力, 阻止了裂纹的形成, 并使较多的残余奥氏体在较大的应变下存在, 这是TRIP效应的起因; 模拟结果还显示, 相变形成的新(应变诱发)马氏体比原始(热诱发)马氏体承载更大的应力, 由此预测裂纹首先在新马氏体中或其边界处形成. 应力松弛效应使应变诱发马氏体断续缓慢地生成, 这与实验观察结果相符. 通过比较有应力松弛效应和无应力松弛效应的有限元模拟结果发现, 无应力松弛效应使应变诱发马氏体相继快速地生成, 这与实验不符, 由此反证TRIP效应必然产生应力松弛.

通过对金属-氢共晶定向凝固过程的热力学分析, 建立了一个用来描述Gasar工艺中工艺参数对气孔直径及气孔间距影响的理论模型, 并用该模型与相关实验数据进行比较. 结果表明, 理论计算结果与实验结果吻合较好. Gasar多孔Cu试样的气孔直径及气孔间距l随下拉速率v的增加而不断降低; l和v的关系为: vl²=B (B是与熔体温度和H₂压力有关的常数). 低下拉速率下, 气孔结构与模型假设理想结构的偏离, 以及固/液界面附近的熔体对流, 是造成理论计算值与实验值存在一定偏差的主要原因.