运用EBSD技术观察HiB钢在大压下率冷轧条件下薄规格样品的二次再结晶行为, 从而研究薄规格样品二次再结晶难以发生的原因. 通过渗氮处理添加抑制剂使二次再结晶能顺利发生, 并研究渗氮量对薄规格样品二次再结晶的影响, 以及 114 418 织构对黄铜与Goss取向晶粒异常长大的影响. 结果表明, 在二次再结晶退火时, 相对于其它取向的晶粒, 两侧表层的 114 418 取向附近的晶粒具有明显的长大优势, 并向中心层生长, 如果样品表层抑制剂强度不足, 其容易长大到样品的中心层吞并掉二次再结晶的核心而不利于二次再结晶的发生, 经渗氮补充抑制剂后能有效抑制表层晶粒的长大, 从而有利于二次再结晶的发生和磁性能的提高; 在二次再结晶初期, 114 418 取向附近的晶粒容易保留在发生异常长大的偏转Goss取向晶粒和黄铜取向晶粒的中心处并形成岛晶而不利于它们的异常长大, 但该取向的晶粒对Goss取向晶粒异常长大的影响较小.

以作者前期提出的位错塞积模型为基础, 结合断裂强度与晶粒尺寸的关系, 建立了晶粒细化导致超细晶粒钢总伸长率降低的临界晶粒尺寸的计算模型. 以晶粒尺寸从10 mm减小到0.2 mm为例, 计算结果表明, 钢的总塑性伸长率随着晶粒尺寸的减小首先呈现增加的趋势, 但是当晶粒尺寸减小到大约2.5 mm后, 随着晶粒尺寸的减小, 钢的总伸长率不仅不再增加, 反而出现了显著的降低, 这一结果较好地吻合了近期超细晶粒材料研究的实验现象. 本工作的研究说明, 导致超细晶粒钢伸长率降低的主要机制在于当晶粒细化到一定程度后, 晶界对位错源开动的阻力增大, 由此导致的可动位错数目显著降低使得应变量显著减少.

以复合添加Nb, V和Ti的低碳微合金钢为研究对象, 采用热模拟试验机模拟高温轧制+超快速冷却+缓冷工艺, 采用OM, HRTEM和显微硬度计等对超快冷至不同温度实验钢的组织转变和析出规律进行研究. 结果表明, 随着超快冷终冷温度的升高, 显微组织由贝氏体向珠光体和铁素体转变, 碳化物形核位置从贝氏体转变为铁素体, 铁素体中的析出物密度大于贝氏体中的, 且在620 ℃达到最大. 超快冷至不同温度时析出物的尺寸均小于10 nm, 纵横比均接近于1, 即析出物形态更接近于球形, 且随终冷温度的降低, 析出物尺寸逐渐减小. 利用Orowan机制计算了析出强化增量, 得出在620 ℃析出强化对屈服强度的贡献最大, 可达到25.6%.

采用强磁场下物理气相沉积的方法, 通过提高蒸发源温度获得晶粒尺寸逐渐降低的纳米晶Fe薄膜, 研究了强磁场对不同晶粒尺寸Fe薄膜生长和磁性能的影响. 结果表明, 当蒸发源温度为1440 ℃时, Fe薄膜的晶粒细小, 强磁场使薄膜从层状生长变成了柱状生长, 有效降低了薄膜缺陷. 当蒸发源温度为1400和1350 ℃时, Fe薄膜的晶粒较粗大, 强磁场不能改变其柱状生长方式, 但是却提高了柱的宽度. 强磁场提高了Fe薄膜的平均晶粒尺寸以及颗粒(由晶粒构成)尺寸、降低了薄膜表面粗糙度. 随着晶粒尺寸的降低, 强磁场提高Fe薄膜矫顽力、饱和磁化强度和剩磁比的能力增强.

采用OM, SEM和TEM研究了一种Ni-Cr-W-Fe合金在760 ℃长期时效过程中的显微组织变化, 测试了合金室温和高温力学性能, 对拉伸断口进行了分析. 结果表明, 1100 ℃固溶后合金平均晶粒尺寸约为80 mm, 晶内包含退火孪晶. 760 ℃时效后合金中析出M₂₃C₆和g' 相. g' 相尺寸约为29 nm, 体积分数约为19%. 760 ℃长期时效后, g' 颗粒平均尺寸与时间t满足Ostwald方程. 固溶态合金具有优异的室温塑性, 拉伸断口具有韧性断裂形貌. 时效态合金室温屈服强度明显增加, 塑性下降. 随760 ℃保温时间延长, 合金室温和高温屈服强度缓慢降低. 与时效态合金相比, 1000~3000 h时效后的合金室温塑性降低, 高温塑性维持在15%左右, 与时效态基本相当.

综合评述了作者几年来先后完成的Hf含量对Ni-16Si, Hf和Sn对Ni-20Ti-5Cr-3Al-18Si, Zr含量对Ni-22Ti-16Si, Ta含量对Nb-22Ti-16Si-7Cr-3Al和稀土元素Dy和Ho对Ni-23Ti-10Ta-2Cr-18Si和Ni-22Ti-16Si-7Cr-3Al-3Ta-2Hf等合金组织结构和力学性能影响的研究工作. 合金元素Hf, Zr, Sn+Hf, Ta, Dy和Ho加入Nb-Si二元系或多元系合金, 明显提高其室温和高温屈服强度和塑性以及断裂韧性. 强度的提高与合金元素的固溶强化有关, 塑性、韧性的改善与组织的细化和超过临界尺寸的固溶体(Nb, Ti)ss颗粒增多等因素有关.

研究了Zr的添加对含Ti和Hf的NiAl/Cr(Mo)基共晶合金微观组织及压缩性能的影响. 结果表明, 少量Zr的添加会显著细化合金共晶胞内的NiAl/Cr(Mo)层片, 优化共晶胞界区域的NiAl和Cr(Mo)相尺寸; 随着Zr含量的增加, 共晶胞界的NiAl和Cr(Mo)相明显粗化, 且共晶胞界的Heusler相呈半连续状分布; 当Zr的含量增加至1% (原子分数)时, 共晶胞界的Heusler相形成连续的网状, 且有粗大的富Cr相形成. Zr的添加促进了合金中NiAl和Cr(Mo)相中粗大b-NiAl和a-Cr相的析出, 且Heusler相形成元素在析出相界面的偏聚导致了大量界面位错的形成. 此外, Zr的添加导致了细小Heusler颗粒在NiAl相中的析出. 适量Zr的添加可显著提高Ni-33Al-28Cr-5.5Mo-1.0Ti-0.3Hf共晶合金的室温和高温压缩强度, 且几乎不降低其压缩塑性, 较多Zr的添加会降低合金的压缩塑性.

研究了GH4169合金在750 ℃长期时效中的组织演化及其对低周疲劳行为的影响规律. 结果表明, 随时效时间的延长, 合金中g″相尺寸逐渐增大、体积分数减少; d相尺寸增大、体积分数增加; 长期时效后合金低周疲劳最大循环应力响应降低, 疲劳寿命缩短. 随循环周次的增加, 合金循环应力响应均依次呈循环硬化、稳定、而后软化的特征. 合金时效过程中g″相尺寸增大和体积分数降低, 导致其对合金的强化效果减弱, 由此循环应变的应力响应降低; 而时效中长针状d相及其周围的无析出带的生成成为裂纹扩展路径, 导致疲劳寿命下降.

研究了脉冲磁场作用下K4169高温合金矩形截面试件的凝固组织以及具有不同宽厚比矩形截面试件的晶粒细化效果, 计算模拟了脉冲磁场作用下试件熔体中电磁场和流场的分布情况, 并对细化机理进行了分析. 实验结果表明, 施加脉冲磁场后, K4169高温合金矩形试件的凝固组织得到了不同程度的细化, 当试件宽厚比为1时, 施加脉冲磁场可以使凝固组织晶粒显著细化; 随着试件宽厚比增大, 脉冲磁场的晶粒细化效果减弱. 计算模拟结果表明, 脉冲磁场在熔体中产生周期性的压-拉电磁力, 导致熔体产生周期性振荡和呈环流形式的对流. 在相同磁感应强度的脉冲磁场作用下, 试件宽厚比越接近1, 试件内的电磁力和流速越大, 有利于模壁晶核游离及枝晶臂破碎, 从而使晶粒得到细化.

采用座滴法研究了C对一种高温合金与陶瓷型壳的界面反应及润湿性的影响. 通过SEM和EPMA研究了合金与陶瓷型壳的界面组织形貌及反应区元素分布. 利用Thermo-Calc软件计算了合金熔体中C, Cr和Al的活度, 分析了C含量对合金熔体中C, Cr和Al的活度的影响. 探讨了合金/陶瓷界面反应与润湿性的关系. 结果表明, 合金中C含量高于0.1%时, C的活度明显增大, 合金熔体与陶瓷型壳发生界面反应, 合金熔体/陶瓷体系由非反应润湿变为反应润湿, 合金表面产生黏砂层且合金中Cr和Al扩散到陶瓷表面.

研究硅化物(Nb₅Si₃相)析出对高Nb-TiAl合金组织及室温拉伸性能的影响. 实验结果表明, 硅化物脱溶析出温度在1000~1200 ℃之间, 析出物位于片层团晶界处、b(B2)相偏析处以及片层之间. 添加Si元素后, 合金室温拉伸性能有所增加. 因为Nb₅Si₃相的形成使得b(B2)相稳定元素Nb含量下降, 导致脆性相b(B2)相体积减少. 但是, 含Si高Nb-TiAl合金经过热处理后, 室温拉伸性能随热处理温度提高而逐步降低. 因为沿片层析出的硅化物会导致裂纹沿片层产生与增殖, 而且应力会导致硅化物进一步析出, 加速裂纹扩展. 而且, Si的加入会导致g相区扩大, 在1280~1300 ℃之间形成g单相区. 硅化物析出在片层边界处, 会导致块状g+b(B2)相组织, 脆化晶界; 而硅化物析出在片层内部会导致二次g板条形成, 割裂了初始片层组织.

采用二元晶体相场模型研究了Kirkendall效应诱发的相界空洞的形成及扩展过程. 模拟结果表明: 对于取向差角较小的相界, 空洞向原子迁移率高的一侧(a相) 方向移动, 空洞的形状由最初的平行四边形向六边形演化, 空洞周围原子湮没速率大于产生速率, 从而造成空洞扩大, 空洞扩展过程中伴有相界的移动及相的长大和缩小. 对于取向差角较大的相界, 空洞还会沿相界方向扩展, 使得空洞连通, 将相界割裂开, 割裂后的两侧相界呈现锯齿状. 扩散过程中, 体系的自由能逐渐降低. 对于取向差角较小的相界, 原子迁移率差值增大, 自由能下降无明显差异. 对于取向差角较大的相界, 原子迁移率相差越大, 自由能下降速率越快. 随着相界取向差角的增大, 自由能的下降速率逐渐增大. 相界空洞的模拟结果与实验观察一致.

采用二元合金晶体相场模型模拟研究了Sn/Cu互连体系Cu/Cu₃Sn界面及金属间化合物层中Kirkendall空洞形成和形貌演化及长大过程, 对Kirkendall空洞生长的微观机制进行了剖析, 同时还模拟和分析了界面Cu₃Sn层厚度和杂质含量对Kirkendall空洞形貌和生长动力学的影响. 研究表明, Kirkendall空洞的生长过程由4个阶段组成: Cu/Cu₃Sn界面形成大量原子错配区, 原子错配区迅速成长为空洞, 空洞的长大及随后的空洞合并生长. Kirkendall空洞优先在Cu/Cu₃Sn界面处形核, 其尺寸随时效时间的延长而增大, 并在时效后期空洞的生长伴随有空洞的合并. Cu₃Sn层厚度增加和杂质含量增多均使得Kirkendall空洞数量和生长指数增加以及尺寸增大, 并且2种情况下空洞数量随时间的变化均呈现先增后减的规律.

对Cu-10%Co-10%Fe (质量分数)亚稳液态组元不混溶合金开展了气体雾化快速凝固实验, 制备了富Fe-Co相球形粒子均匀分布于基体Cu的复合粉末, 建立了Cu-Co-Fe合金雾化液滴冷却过程中的温度场、浓度场和液-液相变动力学控制方程, 研发了耦合合金热力学和相变动力学的模拟方法, 模拟分析了Cu-10%Co-10%Fe合金雾化液滴的凝固组织形成过程. 实验和模拟结果表明, 在气体雾化快速凝固条件下, 液-液相变过程中富Fe-Co相液滴Marangoni迁移和Ostwald熟化的影响很弱, 粉末中心绝大部分区域内富Fe-Co相粒子的空间分布均匀. 对于直径小于220 mm的Cu-10%Co-10%Fe合金粉末, 富Fe-Co相粒子的平均半径R_a和数量密度N与雾化粉末直径d之间符合指数关系.

运用热-力耦合有限元法对SiCp/2009Al复合材料进行了热轧模拟, 研究了复杂应力状态下的轧制成型过程、温度场、变形场及应力场分布, 得到了轧制过程中表面和中心区域的温度、应力、应变以及应变率的变化曲线, 从而可以更好地理解复合材料的热轧机理. 模拟结果表明: 在轧制入口处, 最大主应力由压应力向拉应力转变, 与出口处变化规律相反. 在轧制稳定阶段, 变形区的最大主应力则以压应力为主; 轧板表面的热传递温降效应远大于摩擦温升效应, 而轧板中心温度主要由塑性变形温升效应控制; 此外, 在轧制入口和出口处, 应变率对流动应力的贡献起主导作用; 在轧板变形区, 轧板表面的流变应力主要由应变和温度决定, 但表面黏着区是由应变率控制; 轧板中心的流动应力在变形区主要受温度影响.