金属材料的局部腐蚀损伤是制约其服役寿命和服役安全性的关键因素。目前已有的局部腐蚀评价主要基于实验室腐蚀模拟实验和实际环境腐蚀暴露实验,往往面临实验复杂度高、周期较长及经费高等缺点。随着局部腐蚀电化学理论、局部腐蚀研究方法的不断完善,以及数值计算和相应模拟软件、编程语言的快速发展,局部腐蚀模拟仿真得以实现。基于经典连续力学(classical continuum mechanics,CCM)的数值模型,采用空间微分方程描述物质点之间的作用,在求解腐蚀损伤等不连续问题时会出现奇异性。近场动力学(peridynamics,PD)是一种基于非局部思想的理论,其采用时间微分-空间积分描述物质点之间的作用,突破了CCM理论在不连续问题上的瓶颈。结合基于PD理论的局部腐蚀损伤模型的相关理论和数值实现方法,本文综述了PD局部腐蚀模型在点蚀、缝隙腐蚀、晶间腐蚀、电偶腐蚀及应力腐蚀开裂中的应用,并分析其所面临的挑战并指出未来的研究方向。

采用气雾化制粉技术原位合金化制备了AlSi10Mg-Er-Zr粉末,研究了选区激光熔化(SLM)成形AlSi10Mg-Er-Zr试样的相对密度、微观组织和力学性能。结果表明,SLM成形AlSi10Mg-Er-Zr试样的相对密度为99.20%,显微硬度为156.5 HV,室温抗拉强度达到461 MPa,屈服强度为304 MPa,相对于常规AlSi10Mg试样显微硬度提升了25.8%,抗拉强度和屈服强度分别提高了22.6%和26.7%。这是由于Er、Zr元素的加入,细化了SLM成形AlSi10Mg-Er-Zr试样的晶粒尺寸,并且使α-Al基体中Si元素的固溶度增加,由细晶强化和固溶强化机制共同作用提高了AlSi10Mg-Er-Zr合金的力学性能。

针对7xxx系铝合金的抗应力腐蚀性能对淬火速率敏感的问题,通过浸入式末端淬火和慢应变速率拉伸实验研究了淬火速率对7136铝合金应力腐蚀开裂(SCC)敏感性的影响规律。结果显示,随着淬火速率的减小,合金的SCC敏感性先增高后降低,淬火速率约为5.3℃/s时的SCC敏感性最高；SCC裂纹扩展方式由穿晶扩展转变为沿晶扩展。淬火速率越小淬火析出相越多,尺寸越大,晶界和亚晶界附近的无沉淀析出带越宽。淬火速率大于5.3℃/s时,晶界析出相中Zn、Mg元素含量随淬火速率减小迅速增加,而淬火速率小于5.3℃/s后,Cu元素含量迅速增加。晶界和亚晶界析出相形貌特征以及晶界析出相化学成分的变化是SCC敏感性随淬火速率减小先增加后降低的主要原因。

利用OM、XRD、SEM + EBSD、TEM、硬度测试以及相图计算研究了喷射成形Al25Si4Cu1Mg (质量分数,%)合金在固溶过程中的第二相和晶粒演变行为。结果表明：喷射成形过共晶AlSi合金的热挤压组织包含等轴状α-Al、微米级先共晶Si、非层片状共晶Si、共晶AlCuSiMg、共晶Al₂Cu相以及低体积分数的富Fe相。α-Al中还包含脱溶析出的微纳米和纳米级Al₂Cu相。Si相和α-Al的晶粒尺寸随固溶温度的升高而连续粗化。在475~495℃温度范围固溶时,脱溶相以及部分共晶Al₂Cu相随固溶温度的升高而回溶,残余Al₂Cu相向富Fe相聚集并粗化,AlCuSiMg相的体积分数和尺寸有所增加。515℃固溶时,第二相回溶程度继续提高,AlCuSiMg相的体积分数开始下降,但未见明显过烧现象。固溶温度超过515℃后,非平衡共晶相的熔化随温度的升高而加剧。过烧组织以晶界处的网状共晶和晶界宽化为主要特征。喷射成形Al25Si4Cu1Mg合金的硬度取决于溶质原子固溶度、残余第二相体积分数、α-Al晶粒尺寸、Si相尺寸以及非平衡共晶相熔化5个相互制约的因素。

在液氮温度下对商用纯Ti进行了动态塑性变形(DPD),利用电子背散射衍射(EBSD)技术观察变形前后微观组织的变化,分析孪生对变形前后Schmid因子(m)的影响,提出一种多晶纯Ti孪晶变体的选择机制。结果表明,经过液氮温度DPD后,纯Ti中出现高密度初级孪晶,并伴有二级孪晶和双孪晶；孪晶形成后,基面滑移的m发生明显改变,大量晶粒的m靠近0.5；在原有滑移和孪生匹配关系的几何相容因子(m')和相邻晶粒的Schmid因子(m₁)基础上提出了新的参数取向相容因子ω (ω = m₁·m')作为孪晶变体的选择依据,并定量分析了多晶纯Ti塑性变形过程中的孪晶变体。发现ω决定了多晶纯Ti孪晶变体的选择,同时发现相邻晶粒锥面<a>滑移在促进孪晶变体启动中起主要作用。

采用真空吸铸法制备了SiC_f/TiAl复合材料,利用SEM和TEM对制备态复合材料界面反应层进行元素扩散分析和产物确定。结果表明,制备态复合材料的界面反应产物主要由靠近碳层的等轴细晶TiC和靠近钛合金涂层的等轴粗晶TiC组成。对复合材料进行800℃热暴露实验,结果显示,界面反应层随热暴露时间的延长而增长,且在长大过程中出现了分层现象。根据热暴露后反应层厚度随时间的变化规律,绘制出800℃界面反应的动力学曲线,并推测出界面生长速率。热暴露200 h后的界面反应产物共有4层,从纤维一侧到基体一侧分别是细晶TiC层、粗晶TiC层、(Ti, Zr)₅Si₄层和Ti₃Sn + Ti₂AlC层。分别对制备态和热暴露态的SiC_f/TiAl复合材料界面反应产物的形成机理进行了分析,得出热暴露过程中界面分层出现的主要原因是Ti₂AlC新相的生成消耗了部分TiC相。

制备了一种中等密度(约8.0 g/cm³)的难熔高熵合金Ti_0.5Zr_1.5NbTa_0.5Sn_0.2 (摩尔比),系统研究了热处理温度对合金组织结构和力学性能的影响。结果表明：铸态Ti_0.5Zr_1.5NbTa_0.5Sn_0.2合金组织为富Zr和富Ta bcc相以及晶内的板条状Zr₅Sn₃。随着热处理温度升高,富Ta bcc相体积分数逐渐减少,Zr₅Sn₃体积分数先增加后减少。当热处理温度为1400℃时,样品呈现近单相bcc结构。准静态条件下,系列样品均具有良好的压缩塑性变形能力；随着热处理温度的提高,合金屈服强度逐渐上升,1400℃热处理样品的屈服强度为1749 MPa。动态变形时,合金表现出明显的应变率强化效应,屈服强度显著增加,1400℃热处理样品的屈服强度达到2750 MPa,塑性变形量有所下降。强度随热处理温度提升的原因是9.8%的平均原子尺寸差带来了显著的固溶强化效果。

采用急冷和深过冷快速凝固技术,研究了冷却速率与过冷度对Ti_{75 - x} Al _x Nb₂₅ (x = 22、45,原子分数,%)合金相组成、凝固组织演变、B2相形成机制及显微力学性能的作用。在自由落体条件下,随着液滴直径减小,Ti₅₃Al₂₂Nb₂₅合金凝固液滴中B2相由粗大枝晶向等轴晶转变,Ti₃₀Al₄₅Nb₂₅合金凝固液滴的B2相形核位置由γ-TiAl相晶粒内部向晶界处转移,B2相的体积分数逐渐减小。在电弧熔炼和真空吸铸条件下,随着冷却速率的增加,Ti₅₃Al₂₂Nb₂₅合金B2相枝晶尺寸显著减小,Ti₃₀Al₄₅Nb₂₅合金凝固组织发生了由非规则(γ + B2)相层片→规则(γ + B2)相层片→针状(γ + B2)的转变。自由落体条件下Ti_{75 - x} Al _x Nb₂₅合金显微硬度随液滴直径的减小逐渐增加,显微硬度的最大值分别为11.57和7.7 GPa,分别较吸铸样品增加了64%和22%,表明深过冷耦合大冷速能有效提高合金的显微力学性能。

采用SEM、TEM、EPMA及萃取相分析等多种手段相结合对GH2909低膨胀高温合金在标准热处理过程中的组织演变规律进行分析。结果表明,锻态GH2909合金中主要析出相是块状和短棒状含Si的Laves相,Laves相在980℃固溶过程中逐渐发生部分回溶,两阶段固溶后短棒状Laves相基本消失。标准热处理后GH2909合金晶界上出现颗粒状的G相呈断续排列,晶内有盘片状ε相大量析出。基体中有细小的、以Ni和Ti为主要元素的γ′相,结构式为Ni_2.26Fe_0.16Co_0.50Nb_0.62Ti_0.43Al_0.02。GH2909合金中的Laves相、ε相、G相均为富Nb、富Si相,萃取相分析结果表明GH2909合金中30%左右的Si元素在标准热处理后以析出相形式存在,GH2909合金的组织控制中应关注Si元素的作用。

采用OM、SEM、TEM、拉伸实验和硬度测试等方法,对Cr-Mo微合金化冷镦钢在不同控轧控冷(TMCP)工艺下的组织与力学性能进行了表征和测试,并分析了强化机制。结果表明,TMCP工艺参数对Cr-Mo微合金化冷镦钢的组织与力学性能有显著影响,随着终轧温度的升高及冷速的增加,钢中铁素体及珠光体的复相组织逐渐向贝氏体铁素体转变,位错密度逐渐增加,抗拉强度呈现单调上升的规律,而延伸率呈起伏趋势。在终轧温度为935℃时,显微组织主要为均匀分布的短棒状和粒状贝氏体相,其间存在位错缠结,该工艺下具有最佳的强韧性匹配,其抗拉强度和延伸率分别达到了925 MPa和20%,距淬火端部7 mm (J7)处的硬度为53.1 HRC。终轧温度为900℃时,细晶强化是最主要的强化机制,占总强度的31%~36%；终轧温度在935℃以上时,位错强化为主要强化机制,占总强度的35%~38%。淬透性结果表明,Cr-Mo微合金化冷镦钢的淬透性不受显微组织及力学性能的影响,保持着良好的淬火性能,同时建立了Cr-Mo微合金钢的端淬曲线的模型,实现了淬透性的预测。

利用Thermo-Calc软件计算与实验相结合的方法设计出一种在长时服役过程中仅存在MX相的马氏体耐热钢,成分为Fe-0.03C-10Cr-0.2Zr-0.3V,其室温屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率分别为266 MPa、413 MPa和38%。经轧制+正火处理的Fe-0.03C-10Cr-0.2Zr-0.3V钢在700℃时效1、10、100和1000 h后,进行高温硬度检测,结果表明,随着时效时间的延长,马氏体耐热钢在700℃的高温硬度保持稳定。对时效不同时间的钢中析出相进行TEM表征,发现随着时效时间的延长(1~1000 h),析出相的平均尺寸从10.8 nm增加至17.8 nm。时效1000 h时,MX相的成分为Zr_0.46Nb_0.14C_0.4,体积分数为0.29%。根据蠕变实验结果分析,其在650和700℃的门槛应力分别为54.5和28.4 MPa。

以不同Mn含量的高层错能Cu-Mn合金为研究对象,在恒应力幅控制下系统研究了短程有序对其拉-拉疲劳变形行为及损伤机制影响的规律和微观机理。结果表明,随着短程有序度的增加,微观变形机制由位错的波状滑移逐渐转变为平面滑移,疲劳裂纹萌生模式由倾向沿晶开裂转变为沿滑移带开裂,合金的拉-拉疲劳寿命显著提高。上述影响在宏观上表现为Basquin关系中疲劳强度系数($σ^{'}_{f}$)和疲劳强度指数(b)的同步增大。分析表明,$σ^{'}_{f}$的增大主要归因于Mn元素的固溶强化和位错平面滑移所引起的加工硬化能力的增强；而b的增大则源于位错平面滑移表现出的更高的变形均匀性和滑移可逆性。