纳米金属层状材料具有优异的力学性能、抗辐照损伤性能和热稳定性,在诸多领域有着广阔的应用前景。但强度的上升往往伴随着塑性的降低,如何有效地平衡层状材料强度与塑性之间的矛盾,仍是目前层状材料界面设计的巨大挑战。当层厚减小至纳米尺度,界面所占比重大幅上升,可动位错的密度急剧降低,界面成为塑性变形的源头。因此研究界面结构与其塑性变形行为之间的关系,是理解纳米层状金属材料微观变形机制及其对力学性能影响的关键。结合目前国内外纳米金属层状材料研究的最新进展,本文以常见层状材料体系为例,系统阐述了界面强化机制、界面结构、界面主导的强度及塑性变形行为和主要界面调控方法等关键科学问题,并对层状材料界面研究发展趋势进行了展望。

采用单轴蠕变拉伸和无应力人工时效实验对比,系统研究了蠕变时效对欠时效态7075合金力学性能的影响,并通过EBSD、SEM、TEM观察,表征位错和析出相等组织随蠕变时效时间的演变规律,定量研究了力学性能与微观组织演变之间的关系。结果表明,欠时效态7075铝合金经过蠕变时效后,保持高强度的同时塑性明显提升。合金的力学性能对蠕变应力比较敏感,在260 MPa、426 K下蠕变时效6 h的试样屈服强度最高,达到537.9 MPa,与人工时效样品相比,蠕变时效样品韧窝分布更为密集,晶粒更偏向于高Schimid因子取向,相对于人工时效样品伸长率提升15%。TEM结果表明,晶内主要为 η ′相,并且随着蠕变时效时间的延长,晶内析出相的尺寸由2 h的3.04 nm增加到6 h的4.27 nm,体积分数从0.22%增加到0.46%,晶界析出相尺寸增加,发生由连续向间断的转变。EBSD结果表明,所有样品中的再结晶、亚晶比例没有明显变化,平均晶粒尺寸保持在80 μm左右,几何必须位错(GND)的分布随着蠕变时效时间的延长先减少再增多。通过屈服强度贡献模型计算发现,晶界强化贡献基本保持在17 MPa左右,位错强化和析出强化的耦合作用是强度提高的主要原因。

针对工业化生产的7N01铝合金板材,采用拉伸实验、疲劳实验和微观组织结构表征等手段研究了预拉伸变形对欠时效态7N01铝合金板材疲劳性能和疲劳断裂特征的影响。结果表明,预拉伸变形量增大至20%,欠时效态7N01铝合金板材中合金相粒子的形状、尺寸、数量、分布以及薄带状晶粒的尺寸和形状基本保持不变。然而,板材表现出明显的加工硬化效应,其屈服强度、抗拉强度和显微硬度分别由181 MPa、233 MPa和95 HV增大至254 MPa、271 MPa和117 HV,延伸率从23.2%降低至5.2%。在应力175 MPa、应力比 R = 0的疲劳循环加载条件下,随预拉伸变形量的增加,欠时效态7N01铝合金板材的疲劳寿命呈现出先缩短再延长又缩短的趋势。未预拉伸变形试样的疲劳寿命为6.06 × 10 ⁵ cyc,5%预拉伸变形可将铝板的疲劳寿命延长75%,达到了1.06 × 10 ⁶ cyc,而3%和20%的预拉伸变形将铝板的疲劳寿命分别缩短至4.21 × 10 ⁵ 和2.89 × 10 ⁵ cyc。5%~16%预拉伸变形使欠时效态7N01铝合金板材基体中形成均匀分布的高密度位错或位错胞的显微组织,可将合金板材的疲劳寿命延长23%以上。

采用EBSD、TEM和万能试验机等研究了冷轧预变形和双级时效对Fe-30Mn-11Al-1.2C (质量分数,%)奥氏体低密度钢微观组织演变和力学性能的影响。结果表明,双级时效可以显著地提高材料的屈服强度,从固溶时的580 MPa到1120 MPa,但同时使得均匀延伸率急剧降低至几乎为0；而经过轧制预变形+双级时效处理后的样品,材料的屈服强度进一步提高,达到1220 MPa,同时材料的均匀延伸率大幅提高至18.2%,钢的综合力学性能得到明显提升。微观组织分析表明,双级时效后材料屈服强度的提升归因于 κ ′碳化物的有序化强化；预变形可以在奥氏体基体中引入有效的异质形核点,诱导晶内析出；该析出相(析出强化)结合预变形引入位错(形变强化)进一步提高材料的屈服强度,同时提高了材料的应变硬化能力,这是材料高塑性的根本原因。该工艺为奥氏体低密度钢的性能改善提供了新思路。

基于Rb的低熔点特点,提出了固/液转变+超声分散的纳米化策略,即：将熔化的液态Rb置于特定介质(甲苯)中进行超声乳化,进而冷却凝固形成固态纳米颗粒以实现其纳米化。通过这种策略,成功获得了分散在甲苯里的Rb纳米颗粒。这些Rb纳米颗粒呈近球形,平均粒径约为45 nm。金属Rb纳米颗粒的尺寸可通过调节超声功率进行控制。随着超声功率的降低,颗粒的平均粒径增加。当超声功率降至320和240 W时,平均粒径分别增加至55和70 nm。金属Rb纳米颗粒具有良好的点火作用,可实现有机物甲苯在显著低于其着火点的温度下(如120℃)快速引燃(点火时间小于1 s),且随着温度的升高,甲苯的点火时间变短。当温度为250℃时,可在0.25 s内点燃甲苯。本工作不仅为金属Rb的纳米化提供了新的途径,而且还可望为新型含能材料及点火器件的设计提供新思路与依据。

采用单辊旋淬法制备了Fe ₇₆ Ga ₅ Ge ₅ B ₆ P ₇ Cu ₁ 带材,并研究了其晶化行为和机理。结果表明Fe ₇₆ Ga ₅ Ge ₅ B ₆ -P ₇ Cu ₁ 合金的晶化过程分为2个阶段,第1个阶段为 α -Fe(Ga, Ge)相的析出,第2个阶段为Fe(B, P)硬磁相的析出。在非等温加热的情况下,初始表观激活能大于晶化表观激活能。根据Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK)方程得出,对于非完全非晶结构的合金,其晶化过程为预先存在的晶核或团簇不断长大,同时伴随着新的晶核不断析出且形核率不断下降。此外,快速升温的退火工艺更适合形成均匀弥散的纳米晶组织。通过实验验证,退火时升温速率为100 K/min的合金软磁性能优于升温速率为10和50 K/min的合金,其最优起始磁导率为2.86 × 10 ^-2 H/m,矫顽力为1.77 A/m。

利用Gleeble 3500热模拟试验机研究了块体非晶合金Zr ₆₁ Cu ₂₅ Al ₁₂ Ti ₂ (ZT1)和Zr _52.5 Cu _17.9 Ni _14.6 Al ₁₀ Ti ₅ (Vit105)过冷液相区的压缩变形性能及其流变行为。结果表明,温度和应变速率影响其在过冷液相区的变形模式,主要包括3种典型方式：低温或高应变速率时局部剪切导致的脆性断裂,较高温度或者低应变速率时的Newtonian流变,中温区间或者较高应变速率时的非Newtonian流变。给出了2种合金Newtonian流变向非Newtonian流变转变的边界条件及过冷液相区的变形图。当压缩应变速率小于1 × 10 ^-3 s ^-1 时,ZT1和Vit105分别在678~703 K和703~738 K温度区间表现出Newtonian流变行为,适合进行热塑性加工。利用自由体积模型分析发现,与ZT1相比,Vit105合金的流变激活体积( V _a = 0.123~0.234 nm ³ )明显小于ZT1 ( V _a = 0.137~0.590 nm ³ )。综合合金玻璃转变温度和脆度系数,指出在过冷液相区Vit105比ZT1具有更高的稳定性和更好的可加工性。

为了快速发现高性能银合金电接触材料,从文献中收集了32组铸造法制备的银合金电接触材料的成分和性能数据,采用特征量筛选方法识别出影响合金性能的关键合金因子,采用支持向量机算法建立了合金导电率和硬度预测模型,实现了合金成分的快速设计。选取预测性能优异的Ag-19.53Cu-1.36Ni、Ag-10.20Cu-0.20Ni-0.05Ce和Ag-11.43Cu-0.66Ni-0.05Ce (质量分数,%) 3种成分设计方案进行工业生产条件的实验验证,性能预测结果与实验结果误差均小于10%,3种合金导电率均≥ 79%IACS,Vickers硬度均≥ 87 HV,综合性能均优于已有铸造法制备的银合金电接触材料。上述研究结果表明,本工作建立的机器学习成分设计方法可靠性好,有助于提高合金成分设计效率,快速发现综合性能优异的银合金电接触材料。

从碳钢连铸坯实际凝固组织入手对典型枝晶二次枝晶间距(secondary dendrite arm spacing,SDAS)进行测量分析,并发现了铸坯表面向中心凝固过程中的SDAS突增现象。结合铸坯横断面二维温度场数值模型分析可知,柱状晶向等轴晶转变(columnar to equiaxed transition,CET)的过程会影响铸坯内部的传热过程,这种影响最终以典型枝晶SDAS突增的形式体现出来。基于典型枝晶SDAS突增现象,确立了铸坯内部CET定量判定的新方法,即将典型枝晶SDAS最大增加率的起始位置确定为铸坯内部CET起始位置。计算所得CET位置与铸坯内部温度梯度变化拐点的最大相对误差仅为8.3%,且与生长速率变化区间相对应,同时也与实际凝固组织形貌转变位置吻合,证明了该方法的有效性。