本文系统总结了Mg中{10$\bar{1}$2}-{10$\bar{1}$2}双拉伸孪晶及其构成的复合孪晶结构的研究进展。连续多向变形可以显著降低Mg的拉/压不对称性,其基本步骤是连续双向变形,该过程在Mg中激发大量双拉伸孪晶形成,它有36个变体,可分为4个取向差组,其中一组显著择优,无法用Schmid因子(SF)完全解释。一次和二次拉伸孪晶在晶界处或晶内孪晶界处交汇,形成晶间或晶内复合孪晶结构,它们的形成路径具有多样性。SF法则和衡量孪生切变穿越界面的m' 因子,对解释晶间或晶内复合孪晶结构的形成,部分或者完全失效,这对人们揭示较复杂条件下孪晶的形成机理提供了机遇和挑战。建议未来的工作重点围绕模拟晶内复合孪晶结构的形成以及实验观察一次拉伸孪晶间界面和二次拉伸孪晶界的界面结构展开。

选用直径2 mm的2319铝合金丝材进行电子束熔丝沉积快速成形,制备出尺寸为150 mm×35 mm×52 mm的打印样品。研究了样品在不同方向上的微观组织与力学性能。结果表明,通过控制电子束增材制造的参数,可获得致密无宏观缺陷的块体材料,其致密度可达到99.3%。打印态2319铝合金的平均晶粒尺寸小于10 μm,并含有初晶Al₂Cu相、细小析出相和粗大杂质相。样品中存在少量的微小孔洞,其尺寸为5~15 μm。样品在长、宽、高3个方向的拉伸强度分别约为161、174和167 MPa。经T6处理后,粗大相基本熔解,析出尺寸更细小、分布更均匀的沉淀强化相,孔洞尺寸有所增大。由于沉淀强化起了主导作用,T6处理后样品力学性能显著提高,3个方向的拉伸强度分别提高到约423、495和421 MPa。

以AZ31与AZ91镁合金为母材,AZ61与AZ92镁合金为填充焊丝,利用冷金属过渡焊接(CMT)方法进行横向拘束环行焊缝裂纹实验,探究AZ系列镁合金部分熔化区的液化现象,并结合液化裂纹产生机理提出一种定性判断镁合金液化裂纹敏感性的方法。结果表明,焊接过程中,AZ91镁合金焊缝边缘发生了γ (Mg₁₇Al₁₂)相与富Mg α相的共晶反应,产生了液相,形成了部分熔化区;在AZ31镁合金中不存在γ (Mg₁₇Al₁₂)相,液化现象不明显,部分熔化区较小。同时,提出了基于二元合金相图的镁合金液化裂纹敏感性判断方法,以判断镁合金母材和焊丝成分对焊缝部分熔化区液化裂纹敏感性的影响规律,即,母材为AZ91时的液化裂纹敏感性比母材为AZ31时更高,焊丝为AZ92时的液化裂纹敏感性较焊丝为AZ61时更低。

在800~1600 r/min工具转速和100 mm/min固定行进速度的较宽热输入范围内,对6 mm厚的热挤压态Mg-Zn-Y-Zr耐热镁合金板进行搅拌摩擦加工(FSP),获得了由均匀、细小的等轴再结晶晶粒和细小、弥散的Mg-Zn-Y三元W相构成的FSP样品。随着工具转速的增加,FSP样品中W相被显著细化且分布更加弥散,高角晶界(晶界错配角≥15°)比例明显增加,再结晶晶粒被细化。工具转速的增加使超塑性变形的最佳应变速率和延伸率均显著增加,1600 r/min工具转速的FSP样品在1×10^-2 s^-1的高应变速率和450 ℃的变形温度下,获得了1200%的最大延伸率。通过对超塑性变形数据进行分析和超塑性样品表面形貌观察可以得出,不同转速下所获得的FSP样品超塑性变形控制机制均以晶界滑移为主。随着工具转速的增加,超塑性动力学被明显加速,在1600 r/min工具转速的FSP样品的超塑性动力学与晶界滑移控制的细晶镁合金超塑性本构方程吻合。

对高锰相变诱发塑性(TRIP)钢冷轧过程的组织转变特征以及奥氏体(γ )和bcc结构马氏体(α'-M)的织构演变规律进行了研究,对形变诱发α'-M在高温时的逆转变行为进行了分析。结果表明,中等变形量下γ 已经大部分转变为α'-M,此时残余的γ 和hcp结构马氏体(ε -M)接近机械稳定化。变形量进一步增加时,主要发生α'-M的形变并形成平行于轧向(RD)的长条状组织。中等变形量下,α'-M主要具有{113}<110>、{554}<225>和旋转立方({001}<110>)等典型的相变织构。随变形量增加,α'-M的{113}<110>取向明显转向稳定取向{223}<110>,形成典型的冷轧织构(<110>∥RD)。在650~850 ℃退火时发生了α'-M的逆转变(α'-M→γ )及γ 的再结晶。α'-M的逆转变以扩散方式进行,存在Mn、Al元素在γ 和α'-M中的再分配。α'-M的逆转变是通过γ 直接吞并临近的形变α'-M完成的,形成的γ 晶粒为长条状且存在较多的亚晶。逆转变形成的γ 与形变γ 的织构类型相同,这种织构遗传是由于残余γ 直接长大产生的。随退火时间延长,长条状γ 晶粒又通过亚晶合并的方式发生再结晶而被等轴γ 晶粒取代。

使用有限元法研究了不同层间温度(IPT)时,在9%Cr热强钢管道多层多道焊接头残余应力演化中马氏体相变作用的差异,揭示了层间温度对残余应力作用的机理。结果表明,提高层间温度可以显著降低接头内的残余拉应力,特别是管道中部区域焊缝(WM)内的残余拉应力降低明显。其机理主要有2方面：一是提高层间温度可保留较高含量的奥氏体,屈服强度低的奥氏体在冷却时积累的残余拉应力较低;二是高的层间温度阻止了马氏体相变在每道焊道焊完后立即进行,从而避免了马氏体相变降低拉应力的效果被后焊焊道的焊接热循环所消除和在随后焊道的焊接热循环中重新积累较大的拉应力。层间温度对9%Cr热强钢管道多层多道焊残余应力分布的影响取决于热收缩和马氏体相变的综合作用,当层间温度较低(低于马氏体转变终了温度M_f)时,热收缩占主导作用,此时接头的大部分区域以残余拉应力为主,只在末道焊道焊缝及其热影响区(HAZ)内形成较大的压应力;当层间温度较高(高于马氏体转变开始温度M_s)时,马氏体相变占主导作用,此时接头以残余压应力为主。

利用室温单向拉伸实验,结合OM、TEM、SEM-EBSD等观察手段,对比研究了2种Mn含量(13Mn和22Mn,质量分数,%) Fe-Mn-C系高锰奥氏体孪生诱发塑性(TWIP)钢的拉伸性能、孪生演化规律及应变硬化行为。结果表明,随Mn含量的增加,钢的屈服强度与抗拉强度降低而断裂延伸率增加。在低应变时,Mn含量的增加延缓了钢中形变孪晶的形成;但在高应变时,Mn含量的增加加快了孪晶的形成速率,进而使高锰钢中的孪晶体积分数反而比低锰钢中的高。同时,形变孪晶的厚度随Mn含量的增加而增加。最后,对2种Mn含量的Fe-Mn-C系TWIP钢的孪生及拉伸变形行为进行了讨论。

采用API X90管线钢,对不同厚度的单边缺口拉伸(SENT)试样进行断裂韧性实验,并结合全场应变测量技术和断口分析,研究SENT试样面外拘束(试样厚度)对裂纹尖端张开位移(CTOD)的影响。结果表明,在相同的载荷水平下,随着试样厚度的增加,最大纵向应变峰值急速下降,高纵向应变区域由裂纹尖端迁移至距裂纹面一定距离的未开裂侧,裂纹尖端的塑性变形能力降低。CTOD值对厚度变化很敏感,随着试样厚度的增加而降低。当试样厚度宽度比≥4时,临界CTOD值达到下平台并保持基本不变。因此,在管线工程设计中,可将试样厚度宽度比等于4作为SENT试样断裂韧性与试样厚度无关的一个参考试样尺寸。

测试了不同B含量(5%~17%,原子分数)的Mo-Si-B合金在1000~1300 ℃的抗氧化性能,并对其微观组织及抗氧化机制进行了分析。结果表明,Mo-Si-B合金的氧化行为受B含量和氧化温度共同影响,B元素主要通过改善表面玻璃相流动性和调节合金内α-Mo、Mo₃Si和Mo₅SiB₂三相的体积分数和微观组织来影响氧化膜的形成和生长过程。B含量的增加虽然有助于提升玻璃相在低温下的流动性而促使表面氧化膜快速成形和均匀覆盖,但在高温下氧化膜充足的流动性却不利于合金抗氧化性能的提升。在低温时Mo-Si-B合金的抗氧化性能受控于B含量,而在高温时抗氧化性能取决于α-Mo相含量。对于B含量较高的细晶Mo-12Si-17B合金,由于含有较多的Mo₅SiB₂相和较少的α-Mo相,在1000~1300 ℃整个氧化温度区间内,表面均能形成一层完整、致密的氧化膜。金属间化合物弥散分布的细晶结构可以确保Mo-Si-B合金表现出优异的抗氧化性能。

采用低网格各向异性元胞自动机(cellular automaton,CA)模型研究了激光重熔条件下的反常共晶生长机制。为了验证模型的可靠性,建立了二维层片规则共晶CA 模型,针对CBr₄-C₂Cl₆共晶合金,模拟了1λO失稳形态向2λO失稳形态转变过程,计算结果与实验、相场模拟结果吻合。模型通过设定含三相(α、β和液相)的界面元胞,使CA模型中α和β相体积分数能够连续变化,从而更易于捕捉二维层片共晶的失稳过程。与相场模拟结果相比,本工作计算得到1λO-2λO失稳形态,即1λO和2λO失稳的中间状态,并与实验结果吻合。在上述二元共晶CA模型基础上,对Ni-Sn合金粉末床激光重熔条件下,熔池底部出现的从规则层片状向非规则反常共晶组织的转变过程进行模拟研究,发现在初始低冷却速率条件下,细小的层片共晶发生失稳,即β-Ni₃Sn相超越α-Ni相,形成β-Ni₃Sn单相定向生长,在后续加速冷却过程中,固/液界面前沿液相中α-Ni相形核,并发生β-Ni₃Sn相包裹α-Ni相生长形成反常共晶组织。激光重熔过程中,由熔池底部到顶部的凝固过程中确实存在一个由凝固速率为零到接近扫描速率的快速变化过程,因此与CA模拟采用的变抽拉速率的凝固条件吻合。

采用单纤维十字架结构试样测试分析了SiC纤维增强TC17复合材料横向力学性能,利用SEM对拉伸断口及横切面进行了显微观察,分析了界面失效位置,并结合有限元数值模拟计算,研究了界面损伤失效机制及裂纹扩展规律。结果表明,在横向载荷的作用下,单纤维试样应力-应变曲线的非线性拐点应力为(271±12) MPa,该点是界面完全失效的起始点。基于双线性内聚力模型的有限元分析结果与实验结果一致,表明复合材料界面失效模式为剪切失效,裂纹萌生于反应层和碳涂层的界面。有限元分析预测的裂纹萌生位置在与加载方向成40°~50°的圆周之间,实验中不同最大载荷下裂纹出现在与拉伸方向成24°~68°之间不同位置,预测宽度略小于实验结果,这种差异的主要原因是有限元模拟中界面设定为理想刚性界面且沿周向一致,而实际碳涂层和反应层的界面是非光滑的,沿圆周存在微缺陷。裂纹萌生后,在剪切应力作用下沿轴向和周向同时扩展,在沿周向扩展过程中,0°附近界面在径向拉伸应力作用下先于90°附近界面失效,随后90°附近界面在周向剪切应力作用下失效。界面完全失效后,应力重新分配,随载荷增加,界面张开程度加大,基体局部出现屈服,直至材料完全断裂。

采用水冷Cu坩埚悬浮熔炼-Cu模吸铸法制备了 Ti-Ni基块体金属玻璃复合材料(BMGCs)试棒,研究了合金的微观组织、热力学行为以及室温和高温力学性能。结果表明,该铸态合金组织由非晶基体和过冷奥氏体及热致马氏体组成,且晶体相尺寸由表及里增大。在室温压应力加载时,合金表现出优异的综合力学性能,其屈服强度为1286 MPa,断裂强度为2256 MPa,且塑性应变为12.2%。在过冷液相区压应力加载时,合金在高的变形温度和低应变速率下,表现出近Newtonian流变特征,其最佳变形温度为T>480 ℃且与过冷液相区(SLR)的交集部分。温度为560 ℃、应变速率为5×10^-4 s^-1时,合金应力敏感指数m和能量耗散率ψ分别为0.81和0.895。

在K38G高温合金基体上分别设计涂覆了75%搪瓷釉+25%Al₂O₃ (E25A)和70%搪瓷釉+20%Al₂O₃+10%NiCrAlY (E20A10M) 2种搪瓷基复合涂层,对比研究了2种搪瓷基复合涂层在900 ℃下模拟燃气热冲击条件下的防护机制。热冲击的火焰采用C₃H₈+O₂混合气体产生,喷射到试样涂层表面的压力为0.4 MPa,火焰喷射到试样涂层达到900 ℃后保持15 s,而后空气中冷却120 s为一个热冲击循环周期。结果表明,经燃气冲击150 cyc后,2种涂层与合金基体界面结合牢固,表现出优异的抗界面剥落能力。其中,E25A涂层热冲击前后的涂层组织结构无明显变化,表面完好,Al₂O₃第二相的加入提高了搪瓷的高温稳定性;而E20A10M涂层热冲击后表面产生了孔洞、开裂,发生了轻微的表层剥离。金属粉与搪瓷的界面反应Cr_(NiCrAlY)+ZnO_(enamel)→CrO_(interface)+Zn↑,致使涂层表面鼓包,在燃气切应力和界面热应力作用下,表层金属颗粒以及搪瓷发生剥离。

针对选区激光熔化(SLM)的技术特点,采用低温喷雾干燥与热处理相结合的新方法,制备得到了物相纯净、球形度高、流动性好且粒径分布窄的球形Ni粉。比较分析了喷雾干燥法制备的Ni粉和气雾化法生产的商业化Ni粉的显微组织和激光吸收率及其对3D打印件组织和性能的影响。结果发现,喷雾干燥法制备Ni粉的激光吸收率是气雾化法生产Ni粉的2倍以上;打印过程中形成更宽的熔道,且颗粒熔化后表面张力和颗粒间液桥力均较小,大大减少了金属粉末打印中极易出现的表面球化现象。喷雾干燥法制备Ni粉打印件的相对密度达到99.2%,其显微组织由细小的柱状晶和胞状晶构成,且柱状晶穿过层间边界生长,使打印件具有致密的层间结合。