脉冲电流处理技术作为一种新的材料处理技术,近年来被广泛应用于材料中残余应力的消除与调控。本文简要综述了残余应力的产生、危害及其传统控制手段,详细回顾了多种脉冲电流作用方式下的残余应力演变特征,并对各处理方式下的残余应力演化机理进行了简要讨论。结果表明,高能脉冲电流作用下,金属材料内部和表面的残余应力在极短的时间内(通常小于1 s)可以得到有效消除,消除率最高可达100%；电流密度越大,残余应力消除率越高,金属材料内部初始残余应力越大残余应力越容易得到消除。低能连续脉冲电流处理的实验结果则存在着残余应力变大、变小、不变等多种响应方式,其与材料类型和脉冲电流参数有重要关系。采用脉冲电流和外加应力耦合的处理方式对材料中的残余应力进行调控效果良好。在材料加工过程中耦合低能连续脉冲电流能够有效地在材料表面引入残余压应力,提高材料的抗疲劳和抗腐蚀性能。脉冲电流通过材料时产生锤击的电冲击技术,可以将材料表面的拉应力转化为压应力,从而提升材料的性能,此技术有效突破了高能脉冲电流消除残余应力能量要求过高的限制,并能实现工件服役现场直接定区域处理。脉冲电流处理消除残余应力的机理是：脉冲电流导致的Joule热效应和电致塑性效应促进位错运动,降低材料的流变应力,从而使材料可以在更低的应力水平上发生塑性变形,其中起关键作用的是电致塑性效应。脉冲电流导致的应力改变(热应力、箍缩效应、磁致伸缩效应、瞬时热膨胀应力)、外加应力(变形、冲击)和残余应力的联合作用构成了促进塑性变形的驱动力。

采用热压和热轧方法制备了三维石墨烯纳米片网络/Cu复合材料(3D-GLNN/Cu),组织表征结果表明,在块体复合材料中石墨烯网络结构保持完整,有效限制了Cu基体晶粒长大,热压态和热轧态3D-GLNN/Cu的硬度分别较纯Cu提高了8%和46%。采用电化学方法和空蚀失重分析研究了其在模拟海洋环境中的腐蚀和空蚀行为。极化曲线测试结果表明,3D-GLNN/Cu的阳极溶解电流与热压态纯Cu相比显著降低,热轧处理对复合材料的耐蚀性影响不大。腐蚀电位下的电化学阻抗谱(EIS)及电化学等效电路拟合分析结果表明,3D-GLNN/Cu的电极过程动力学较为复杂,主要受电荷转移和扩散过程共同控制。欧姆电阻校正后的Bode图结果表明,高频区的相位角大于-90°而阻抗模斜率约为-0.9,Cu及2种3D-GLNN/Cu复合材料在模拟海水中均存在常相位角元件(CPE)特征,这主要是因为电极表面材料结构和成分不均一性导致的局部界面电容和电荷转移电阻存在差异。随着浸泡时间延长(从1 h到9 d),EIS高频区容抗弧均是先增加后减小,主要是因为腐蚀生成的CuCl盐膜在表面的覆盖与局部脱落有关,EIS低频区出现扩散阻抗特征,且低频区相位角为18 °~23 °,说明电极过程不是单一反应物的Warburg扩散阻抗特征,而是受阴阳极传质过程共同控制。空蚀失重结果表明,热轧后的3D-GLNN/Cu与热压态的材料相比,耐空蚀性能显著下降,这主要是因为石墨烯与Cu基体的弹性模量的差异,在空蚀机械冲击力作用下形变不协调,易产生凹坑。

利用真空非自耗电弧炉熔炼了3种Fe22Cr5Al3Mo-xTi (x = 0、0.5、1.0,质量分数,%)合金,在静态高压釜中进行500℃、10.3 MPa过热蒸汽的腐蚀实验。采用XRD、OM、FIB/SEM、EDS和TEM观察分析腐蚀前后样品的显微组织、晶体结构和成分。结果表明,3种合金腐蚀不同时间形成的氧化膜均发生了分层现象,氧化膜外层均为Fe₂O₃,中间层均为hcp-Cr₂O₃,内层均为Al₂O₃；在靠近氧化膜和合金界面处的Al₂O₃膜中存在α-(Fe, Cr)。0Ti、0.5Ti和1.0Ti合金的Cr氧化膜厚度与氧化膜总厚度的比值(R)遵循R_0.5Ti > R_1.0Ti > R_0Ti,这说明与0Ti和1.0Ti相比0.5Ti合金的耐腐蚀性能最优。添加Ti可抑制合金中Cr₂₃C₆第二相的析出,降低合金的氧化膜总厚度,提高保护性hcp-Cr₂O₃膜的厚度,从而提高合金的耐腐蚀性能。

采用粉末冶金方法制备了一种具有双峰晶粒结构的超低碳9Cr-ODS (氧化物弥散强化)钢,通过OM、SEM、TEM、显微硬度和拉伸性能测试,研究了热处理工艺对其显微组织和力学性能的影响。结果表明,超低碳9Cr-ODS钢经正火+回火后为回火马氏体组织,具有粗、细晶分明的结构特征。细晶区的平均晶粒尺寸约为1.6 μm,粗晶区的平均晶粒尺寸约为4.3 μm。同时,基体中存在大量的位错结构,且纳米级氧化物数密度可达约10²² m^-3。不同的热处理工艺不会改变超低碳9Cr-ODS钢粗、细晶双峰晶粒结构特征。经热处理后,细晶区比粗晶区具有更高的硬度。随正火温度升高,粗、细晶区的显微硬度先上升后下降,且在1100℃正火时达到最高。正火温度一定,回火温度从700℃升高至800℃时,粗、细晶区的显微硬度先下降后上升。700和750℃回火时,组织得到回复,发生软化,温度越高硬度越低；而在800℃回火时,超低碳9Cr-ODS钢因发生部分奥氏体相变导致硬度提高。25℃拉伸实验结果与硬度的变化趋势一致,随回火温度升高,超低碳9Cr-ODS钢的强度先降低后增加,延伸率则呈现相反趋势。700℃拉伸实验结果表明,超低碳9Cr-ODS钢的强度随回火温度的升高稍有降低。结合力学性能及断口分析结果,分析了双峰晶粒结构超低碳9Cr-ODS钢的断裂机制。经1150℃、1 h正火+ 750℃、1 h回火后,超低碳9Cr-ODS钢具有最优的强塑性匹配。

研究了Ce元素对薄带连铸无取向6.5%Si钢凝固组织、有序相、高温拉伸性能和断裂模式的影响。结果表明,添加Ce可以在薄带连铸过程中形成高熔点Ce₂O_2.5S和Ce₄O₄S₃,促进钢液异质形核,细化铸带凝固组织。Ce对有序相变无明显影响,铸带有序度由高至低所对应的拉伸温度分别为650、400和800℃。随拉伸温度提高,铸带的屈服强度与抗拉强度降低,断后延伸率提高。当拉伸温度高于500℃,Ce元素的钢液净化和凝固组织细化作用有助于提高晶界强度,避免沿晶断裂。铸带在拉伸过程中发生动态回复和再结晶,最终发生韧性断裂,断后延伸率得到显著提高。研究结果证实,稀土处理可以作为薄带连铸无取向6.5%Si钢增塑的一种有效途径。

利用Gleeble热模拟、SEM、EBSD和EPMA等方法,研究了3Mn-0.2C中锰钢热变形中发生的形变诱导铁素体相变的组织转变行为,分析了中锰钢形变诱导超细晶组织的形成机理及其在热变形后亚动态过程中的组织稳定性。结果表明,3Mn-0.2C中锰钢在α + γ两相区变形时会诱发形变诱导铁素体相变,通过相变形成由超细晶铁素体、细小残余奥氏体和马氏体组成的多相组织。形变诱导铁素体以不饱和形核和有限生长的模式进行相变,这是导致铁素体晶粒超细化的重要机理。同时,在超细晶铁素体晶界及三叉晶界处形成的细小富Mn残余奥氏体使形变诱导相变组织具有优异的组织稳定性。

为研究高应变速率冲击载荷下预压缩轧制态AZ31镁合金的退孪生行为与动态力学性能,将原始试样沿轧制方向(RD)进行真应变为4%的准静态预压缩,引入大量的{ \mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}}拉伸孪晶。利用分离式Hopkinson压杆(SHPB)装置对原始及预压缩AZ31镁合金样品沿板材法向(ND)进行应变速率为700、1000、1300和1600 s^-1的高速冲击实验,并利用EBSD技术对原始试样、预压缩试样以及不同应变速率下的冲击试样进行微观组织分析。结果表明,相比于原始试样,预压缩AZ31镁合金试样内的基面织构强度明显减弱并形成c轴与RD平行的孪晶织构,由于拉伸孪晶界对母晶粒的分割作用使得平均晶粒尺寸明显降低。预压缩AZ31镁合金试样沿ND高速冲击时的主要变形机制为退孪生,随着冲击应变速率的增大,孪晶织构逐渐恢复至初始的强基面织构,孪晶面积分数和孪晶平均厚度均逐渐降低,平均晶粒尺寸逐渐增大。此外,沿ND冲击原始试样相比于预压缩试样具有更高的强度和更低的塑性,且在塑性变形过程中预压缩试样呈现出更加明显的应变速率敏感性。

采用SEM、EBSD和TEM等手段研究了FGH96合金在650~750℃、690~810 MPa条件下的蠕变特征,揭示FGH96合金在不同服役条件下的蠕变机理。结果表明,当蠕变温度为704℃时,FGH96合金的蠕变性能随着应力水平的提高而降低；当加载应力为690 MPa时,FGH96合金的蠕变性能随着温度提高而显著降低,且FGH96合金的稳态蠕变速率对服役温度更为敏感,服役温度每提高30℃,将会导致蠕变速率提高一个数量级。当温度处于650~750℃范围、应力处于690~810 MPa范围时,FGH96合金的蠕变变形均以位错滑移为主,且位错在滑移过程中,会在(\mathrm{11}\overline{\mathrm{1}})原子面上形成大量的微孪晶。在不同服役条件下,FGH96合金的蠕变断裂均呈现典型的沿晶断裂特征。

以粉末高温合金FGH4096为研究对象,开展了2个不同最大应力条件下的疲劳小裂纹扩展实验。利用SEM结合EBSD观察了小裂纹扩展路径,表征了扩展路径上晶粒的取向,重点从小裂纹的三维属性和扩展物理基础出发,研究了小裂纹的扩展和停滞行为。结果表明：小裂纹自萌生到总长度超过1.0 mm后始终保持沿八面体滑移面扩展的行为；晶界和孪晶界是阻碍小裂纹扩展、导致小裂纹扩展停滞的微观组织,这些晶界/孪晶界的M因子都较邻近晶界的M因子低,表明M因子可用作表征晶界/孪晶界阻碍小裂纹扩展的能力。根据晶界性质和载荷的不同,小裂纹在晶界/孪晶界处发生扩展停滞后可以有3种行为：一是在经历一定循环数后,裂纹穿越晶界继续扩展；二是在裂纹停滞期间,裂纹转到所在晶粒内的其他滑移面或沿扩展路径上其他晶粒内的滑移面继续扩展；三是二次裂纹在停滞的主裂纹尖端附近1~2个晶粒范围萌生,并与主裂纹连接后继续扩展成为新的主裂纹,该裂纹行为仅出现在最大应力接近屈服强度范围下限的试样中。

利用原位中子衍射室温压缩实验、EBSD和TEM等手段研究了变形速率对GH3625合金弹-塑性变形行为的影响。结果表明,GH3625合金宏观应力-应变曲线包括弹性变形阶段(施加应力σ ≤ 300 MPa)、弹-塑性转变阶段(300 MPa < σ ≤ 350 MPa)和塑性变形阶段(σ > 350 MPa),这与细观晶格应变行为一致。同时,变形速率与晶体弹性和塑性各向异性密切相关。通过特定hkl反射的晶格应变、峰宽和强度的研究结果表明,变形速率对晶体弹性各向异性影响较小,而对晶体塑性各向异性影响较大。随变形速率的增加,大角度晶界逐渐向小角度晶界转变,孪晶界的比例逐渐减小,晶粒由均匀变形向不均匀变形转变。随变形速率的增加,合金的总位错密度(ρ)先减小后增加,而几何必须位错密度(ρ^GND)单调递增,统计存储位错密度(ρ^SSD)单调递减；同时,试样在变形速率为0.2 mm/min时表现出反常的加工硬化行为,这主要与均匀变形产生的统计储存位错(SSD)有关；此外,位错强化贡献和TEM观察证实了GH3625合金的塑性变形机制以位错滑移为主,其加工硬化机制是位错强化。