金属增材制造技术是一种短流程、近终形的新型材料成形技术.在金属增材制造技术中, 设备是载体, 材料是关键, 工艺是基础, 三者是影响金属增材制造技术发展的关键因素.本文通过对具有代表性的金属增材制造技术的特点进行总结, 分析了设备、材料和工艺之间的关系以及三者在金属增材制造技术中的重要作用; 综述了金属增材制造设备的原料供给系统、成形系统和控制系统的研究现状; 总结了金属增材制造材料中钛合金、镍合金、铝合金和钢铁材料的典型组织特点和力学性能; 论述了金属增材制造工艺参数对残余应力、孔洞、精度和组织的影响; 指出了目前金属增材制造技术在设备方面存在设备成本高、产品成形尺寸受限、成形效率低等问题, 在材料方面存在生产成本高、适用性差等问题, 在工艺方面存在参数匹配困难、热积累严重等问题; 从降低设备和材料成本、扩大产品成形尺寸范围、提高产品精度和成形效率、拓展材料种类和适用范围、减少工艺参数匹配难度、提升产品质量及综合性能、开发金属增材制造新技术方面展望了金属增材制造技术的发展方向

为研究锈蚀植筋下新老混凝土的黏结性能，采用某工程锈蚀钢筋作为植筋，制备了不同植筋率（0、0.223%、0.446%、0.502%、0.893%、1.004%、1.396%、1.786%和2.792%）的新老混凝土试件.在RYL-600微机控制岩石伺服剪切流变仪上进行了不同初始静压力（0、1、2、3和4 MPa）下混凝土试件的剪切试验.对试件的剪应力-位移曲线进行了归纳总结，得到了锈蚀植筋下新老混凝土试件在外力作用下产生变形乃至破坏的演化规律；分析了锈蚀植筋下新老混凝土黏结面的抗剪强度，得到了抗剪强度随植筋率及初始静压力变化的规律.同时根据试件试验破坏结果，着重分析了不同植筋率和不同初始静压力对其破坏模式的影响.试验结论为新老混凝土力学性能的研究提供了理论依据

利用扫描电镜分析了自耗电极和电渣重熔钢中夹杂物的特征，结合热力学计算，分析了氧硫复合夹杂物在电渣重熔过程中的转变机理。结果表明，电渣重熔采用气氛保护结合脱氧操作可以将自耗电极全氧质量分数由0.0017%降低至0.0008%。电渣重熔之后钢中小于3 μm夹杂物的比例显著增加。自耗电极中的夹杂物为CaS与含质量分数3%和11%左右MgO的CaO–Al2O3–SiO2–MgO结合的两类复合夹杂物。电渣过程未被去除的氧化物夹杂中的SiO2被钢液中酸溶铝还原，保留至电渣锭中。电渣锭中含约1%MgO和2%SiO2且成分均匀的CaO–Al2O3–SiO2–MgO是在电渣过程中新生的夹杂物。自耗电极中的CaS通过分解为钢液中溶解Ca和S，以及通过与液态氧化物夹杂中Al2O3反应的途径在电渣过程被去除。电渣锭中低熔点氧化物夹杂周围环状CaS是钢液凝固过程中溶解S、酸溶铝Al与氧化物夹杂中CaO的反应产物，高熔点氧化物夹杂周围环状CaS是钢液凝固过程中Ca和S偏析后反应新生的夹杂物。复合夹杂物中补丁状CaS是在电渣重熔钢液冷却过程中由复合夹杂物熔体中析出的

通过构建ND钢连铸坯凝固两相区内溶质的微观偏析模型, 不仅研究了C、S和P元素对固液两相区内钢的高温力学参数以及溶质再分配的影响, 还对P元素偏析比随冷却速率(CR) 的变化规律进行了探究.通过分析模型结果表明: 初始C的质量分数在0.075%~0.125%之间时, 随着初始C含量的增加, P、S元素的偏析加剧, 凝固末端温度下降幅度变大, 导致脆性温度区间增大; 增加P和S元素的初始含量, P、S元素的偏析比降低, 但会加剧其在枝晶间残余液相中的富集, 直接导致零塑性温度(ZDT) 下降; ND钢中的Cu含量低于显著提高裂纹敏感性的临界含量, 且凝固过程中Cu元素的偏析比较低, 因此在ND钢凝固过程中Cu元素不能主导裂纹的诱发; 在一定的冷却速率波动范围内, P元素的偏析比随着冷却速率(CR)的提高略有下降

从锌铝镁镀层的熔池界面反应、镀层组织、表面和切边腐蚀机理、腐蚀产物类型变化等方面, 对高耐蚀锌铝镁镀层的研究进展进行了详细分析. 根据Al成分含量的不同, 将商用及实验室锌铝镁镀层分为\低铝\、\中铝\和\高铝\锌铝镁三种类型: 不同类型的锌铝镁镀层的金属间化合物层生长动力学存在差异, 为了控制镀层厚度, 应合理控制浸镀时间、温度与熔池成分; 凝固组织也存在差异, \低铝\与\中铝\会析出Al或Zn初晶、Zn/MgZn2二元共晶组织、Zn/MgZn2/Al三元共晶组织, \高铝\会产生富Al枝晶、枝晶间富Zn相、Mg2Si相、MgZn2相, 不产生共晶组织; 发生表面腐蚀时, \低铝\与\中铝\中MgZn2相先电离, 并生成碱性锌盐、双层氢氧化物等致密的腐蚀产物, 抑制腐蚀; 发生切边腐蚀时, 锌铝镁会出现自修复现象, 在切边钢基或镀层破损处形成碱性锌盐, 保护基体

为了探讨Cr3C2强化相提高Cr3C2/Ni3Al复合材料耐磨性的机制, 本文采用热等静压技术制备了Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料, 借助纳米压痕仪对Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料中各组成相的力学性能进行了表征, 利用销-盘式摩擦磨损试验机研究了热等静压Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料的耐磨性能, 并结合扫描电子显微镜和纳米压痕仪分析了材料磨损表面形貌和磨损次表面层硬度变化.结果表明, Cr3C2的添加提高了复合材料基体的硬度, Cr3C2/Ni3Al复合材料中各组成相的纳米硬度和弹性模量由基体相、扩散相到硬芯相是逐渐增大的, 呈现出梯度变化, 有利于提高Cr3C2/Ni3Al复合材料的耐磨性.在本研究实验条件下, Ni3Al合金和Cr3C2/Ni3Al复合材料表面的磨损形式主要为磨粒磨损, Cr3C2/Ni3Al复合材料表现出更加优异的耐磨性能.Cr3C2/Ni3Al复合材料耐磨性能的提高主要跟碳化物强化相阻断磨粒切削、减弱摩擦副间相互作用、减小加工硬化层厚度、磨粒尺寸等因素有关

超低碳钢是一种重要的汽车用钢材料, 钢中通常添加钛元素, 使其形成析出物, 提高钢材的深冲性.然而钛元素作为一种脱氧能力较强的元素, 进入钢液中通常首先形成氧化物.为了减少含钛氧化物夹杂的生成, 基于\转炉-RH-连铸\的超低碳钢生产流程, 对RH精炼过程进行系统取样, 分析了铝脱氧剂加入后及合金化元素钛加入后的氧、氮气体含量变化及夹杂物特征变化, 并使用FactSage热力学计算软件对Fe-Al-Ti-O夹杂物稳定相图进行计算.研究结果显示, 含钛类氧化物夹杂通常以Al2O3类夹杂物作为形核质点, 对其形成包裹状夹杂物.若避免含Ti夹杂物的生成, 当钢中Ti质量分数为0.1%时, 钢中溶解Al质量分数应在0.01%以上.对含钛氧化物的生成及长大流程进行研究, 通过对Al2O3夹杂物及Ti2O3夹杂物粗化率的计算及附着功的比较可知, Ti2O3夹杂物在1600℃时的熟化生长速率较Al2O3较大且Ti2O3夹杂物与Al2O3夹杂物相比不容易相互碰撞融合并从钢液中去除.若提高精炼过程中的氧化物夹杂物去除率, 应严格控制含钛氧化物类夹杂物的生成

介绍了基于直流电压降法测量蒸汽发生器传热管690合金轴向疲劳裂纹扩展速率的销加载拉伸方法.该方法与其他方法相比较,可以直接采用原始管状材料,在线连续测量管状试样在不同应力强度因子下的疲劳裂纹扩展.通过对标准紧凑拉伸试样的类比分析,建立传热管试样的销加载拉伸模型,并对该模型进行电学和力学有限元模拟分析,确定直流电压降数据采集方法.验证试验采用核电蒸汽发生器用690合金传热管,分别研究了室温和高温325℃空气中载荷和温度对材料疲劳裂纹扩展速率的影响,试验结果采用Paris-Erdogan公式进行拟合,吻合度较好.扫描电镜下观察端口形貌,疲劳裂纹的扩展为穿晶形式,在穿晶断口上观察到明显的疲劳辉纹和微塑性区

利用Thermal Calc热力学软件、光学金相显微镜、扫描电镜等手段分析了GH4710合金原始态和不同条件热物理模拟变形后的析出相及加工损伤特征，系统研究了析出相特征与该合金热加工塑性损伤及开裂的关联性.结果表明：GH4710合金的原始组织主要由γ'、MC及M23C6碳化物、γ+γ共晶组织组成；热加工时微孑洞等损伤在MC碳化物及γ+γ共晶组织处形核后沿晶界扩展，最终相互连接导致合金大面积破坏；γ'相优先在MC碳化物及共晶组织附近析出，并通过其共格应力场的作用增加了损伤形核和扩展阻力，使合金在较低温度下的塑性损伤值明显小于高温条件下

基于经典晶体塑性理论,建立了耦合孪生的晶体塑性本构模型并进行了全隐式积分的数值实现.该本构模型采用饱和硬化法则,并采用孪生阻力与滑移硬化之间的正比关系来描述孪生对滑移硬化影响及孪生硬化行为.针对该本构模型的13个参数,结合各参数物理意义提出了参数的分类确定方法.以孪生诱导塑性（TWIP）钢Fe-22Mn-0.6C为例,着重对硬化参数的局部灵敏度进行了分析,研究了各硬化参数对宏观力学响应、孪生激活和演化的影响,根据变形机制的不同宏观变形过程可区分为孪生硬化阶段和孪生硬化失效阶段,进而给出了硬化参数确定的步骤及其建议取值范围.结果表明：初始滑移阻力与屈服极限线性相关,取值范围在80~160 MPa之间;孪生硬化指数增大使得孪生硬化阶段减弱,其取值范围应在0~3之间;孪生阻力与滑移阻力比值增大,则孪生增长率降低,硬化率拐点后移,直至拐点消失,其取值范围在1~1.3之间