随着科技的进步，人们对太空、海洋和地下资源的探索不断深化，需要在极端条件下运行的设备日益增多，对材料的热膨胀性能调控要求也越来越高。零热膨胀金属材料的尺寸在温度变化的环境中依然能够保持不变，这一特殊功能对于需要高精密、高稳定性的器件来说具有重要应用价值。本文总结了因瓦(Invar)合金被发现100多年以来的零热膨胀金属材料的研究进展，从零热膨胀金属材料的定义、分类、发展历程进行综述，介绍了诱导金属材料零热膨胀的几种主要机制，同时列举了几类零热膨胀性能优异且应用价值高的金属材料，并对不同类型金属材料的晶体结构、零热膨胀性能和热膨胀调控方法等进行了阐述，讨论了磁性、相转变与热膨胀性能之间的耦合关系。最后对零热膨胀金属材料未来发展趋势进行了展望。

高温合金服役过程中的热力耦合状态可使组织发生退化，进而影响其力学性能。对FGH4720Li粉末高温合金在近服役状态下的组织与性能演变规律进行研究，可为同类合金用于涡轮盘的制造提供参考。本工作对FGH4720Li粉末高温合金在500 MPa、600和650 ℃下进行500、1000和2000 h持久实验，研究其在持久实验过程中的组织演变规律及在650 ℃持久实验后合金屈服强度的变化规律。结果表明，FGH4720Li粉末高温合金在650 ℃持久实验后屈服强度维持在约1120 MPa，合金中二次γ'相的形貌由椭球状逐渐变为花瓣状最后演变为带圆角的立方状，三次γ'相出现聚合粗化现象。采用高γ'相含量且强化相多模态分布的沉淀强化预测模型计算了持久实验后合金的屈服强度，进一步证明了三次γ'相含量和尺寸的变化是引起合金屈服强度变化的主要原因。

镁空气电池具有高的理论放电电压(3.1 V)和比能量密度(6.8 kWh/kg)，且结构简单、成本低廉、安全性高，是理想的储能设备。然而，目前镁空气电池能够实现的放电电压和能量密度远低于理论值。为了协同提升镁空气电池的放电电压和比能量密度，本工作开发了低合金化Mg-1Ag (质量分数，%)阳极材料并研究了其微观组织、电化学行为和放电性能。结果表明，挤压态合金主要由均匀的等轴晶组成，平均晶粒尺寸为(14.19 ± 2.27) μm，展现出基极垂直于横向的织构，织构强度为11.05，Ag元素存在局部偏聚。以Mg-1Ag阳极组装的镁空气电池，在10 mA/cm²的电流密度下放电过程平稳，电池电压和比能量密度分别为1.344 V和1374.34 mWh/g。镁空气电池优异的放电性能主要与金属Ag在电极表面的再沉积、多裂纹的放电产物膜和较高体积分数的非基面取向晶粒有关。

Ti-Al基合金是一种具有较高强度/密度比，但成型性能较差的航空航天材料。为进一步优化该类合金，使其适用于粉末冶金的成分设计，本工作采用预合金粉末放电等离子烧结工艺制备了名义成分为Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-25Nb-1V的Ti₂AlNb合金，通过XRD、SEM、TEM、EBSD和Vickers硬度测试等方法，系统研究了V的添加对Ti₂AlNb合金的微观组织及硬度的影响。结果表明，相较于未掺V合金，掺V合金的显微硬度明显提高，并在时效温度为850 ℃时达到最高值503 HV。硬度提高主要是由于V的添加使得B2相晶粒细化，O/α₂相宽度减小以及晶格畸变引起的位错缠结所导致的。其中V原子部分取代了B2相中的Nb原子，导致B2相晶格常数减小，进而诱发晶格畸变。另外V和Nb原子在B2相中的偏析会诱导形成“弯曲”组织B2 (富Nb和V) + α₂ (贫Nb和V)，从而进一步提高掺V合金的硬度。

Ti-Ni二元形状记忆合金的相变温度较低，限制了其在高温领域的应用，添加Hf元素可有效提升相变温度，但也会导致合金可变形性降低。因此，需要研究三元Ti-Ni-Hf高温形状合金热变形行为，确定热加工窗口。本工作采用真空感应熔炼制备Ti₃₀Ni₅₀Hf₂₀高温形状记忆合金，利用OM和Gleeble-3800热模拟试验机等，对Ti₃₀Ni₅₀Hf₂₀高温形状记忆合金的热变形行为进行了研究，变形温度为700、800和900 ℃，应变速率为0.01、0.1、1和10 s^-1。结果表明，Ti₃₀Ni₅₀Hf₂₀高温形状记忆合金在高温热变形过程中具有负温度、正应变敏感性，其流变应力随应变速率增加而增大，随变形温度升高而减小，且随变形温度升高再结晶现象增强；利用Arrhenius热变形表达式建立了Ti₃₀Ni₅₀Hf₂₀高温形状记忆合金热加工的本构方程，其应变激活能为527.447 kJ/mol，根据本构方程计算得到的峰值应力理论值与实验值相吻合；根据Ti₃₀Ni₅₀Hf₂₀高温形状记忆合金的动态模型建立其热加工图，确定其最佳热变形加工参数为变形温度880~900 ℃，应变速率0.01~0.04 s^-1。

热轧制后的Mg-Al-Zn-Mn-Ca镁合金具有椭圆形织构特征。为解决该合金成形过程中展现出的对称性不足等问题，本工作通过热轧制-剪切-弯曲(HRSB)工艺，优化了Mg-2Al-2Zn-0.4Mn-0.5Ca镁合金板材的织构，进而改善了材料的室温各向异性。利用EBSD和XRD等表征技术，系统研究了Mg-2Al-2Zn-0.4Mn-0.5Ca镁合金板材在退火过程中的微观结构演化和非基面织构形成机理。结果表明，热轧制后退火温度高于350 ℃时，板材开始表现出沿横向(TD)扩展的椭圆形织构。剪切-弯曲及400 ℃退火处理后，变形过程产生的{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}}拉伸孪晶界未发生明显静态再结晶，导致20°~70°范围内对称织构的组分增大，甚至形成一种环形织构。当退火温度升高到450 ℃时，Mg-2Al-2Zn-0.4Mn-0.5Ca合金中基本无法观察到{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}}拉伸孪晶，析出相数量增多，再结晶过程中取向随机的晶粒形核，导致环形织构特征消失。HRSB变形过程中，锥面<c + a>滑移被大量激活，成为几何必需位错的主要组成部分。Al、Ca等元素在晶界处共偏析引发的新低能晶界以及非基面滑移导致的取向梯度共同促进了非基面织构的形成。

为了提高镁合金航空构件修复质量、延长服役寿命，本工作针对航空镁合金构件的冶金缺陷及服役损伤开展了ZM6合金激光沉积修复研究，对比分析了固溶时效(T6：520 ℃、8 h + 220 ℃、14 h)处理前后修复试样微观组织及力学性能的变化。结果表明，沉积态试样修复区组织由细小的α-Mg相和第二相组成，第二相主要以连续网状分布在晶界处，少量以点状及棒状分布在晶粒内部。修复区平均硬度为(60 ± 2) HV_0.1，修复试样的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为137.47 MPa、111.61 MPa和5.57%，其断裂位置在基材部分，断裂模式为沿晶-穿晶混合的脆性断裂；经T6处理后，修复区组织由细小的α-Mg晶粒和异常粗大晶粒组成，且晶粒内部析出了β′相。T6处理后试样修复区的平均硬度提高17.5%，异常粗大晶粒和细小晶粒导致硬度波动范围较大，抗拉强度和屈服强度分别提升了49.8%和75.6%，但延伸率有所下降。拉伸试样断裂位置在修复区，异常粗大晶粒是引起断裂的主要原因。

氢分离V_{100 - x} Cr _x (x = 8、10，原子分数，%，下同)合金冷轧时易开裂，难以室温加工成形，而稀土Y的掺杂有助于提高冷轧塑变能力，促进高通量氢分离钒合金膜的规模化低廉制备。在优良冷轧成形性能的基础上，研究透氢效率和抗氢脆使用寿命对开发新型高质量非钯合金膜具有重要理论意义和应用价值。本工作利用氧氮氢分析仪、XRD、SEM、TEM、EPMA、冷轧机、硬度计、拉伸机、氢渗透装置研究了Y对铸态氢分离V_{100 - x - y} Cr _x Y _y合金(x = 8，y = 1；x = 10，y = 0、1、3)微观组织、冷轧成形性能、透氢性能和抗氢脆性能的影响，探究了V_{100 - x} Cr _x 合金脆化成因和V-Cr-Y合金增塑机理，并分析了V-Cr和V-Cr-Y合金膜组织形成和抗氢脆性能优劣的原因。结果表明，V-Cr合金为单相等轴晶组织，而Y的掺杂导致形成枝晶状固溶体与枝晶间细小颗粒的复合组织。二元V-Cr合金中Y的掺杂显著降低了合金的硬度，且大幅度提高了合金的冷轧成形性能。在3种含Y合金中，V₉₁Cr₈Y₁合金的硬度(108.88 HV)最低，最大冷轧压下率(94.5%)最高。虽然V-Cr-Y合金的氢渗透率较无Y的低，但仍是商业化Pd₇₇Ag₂₃合金的2.5~3.0倍，且其抗氢脆性能远优于V-Cr合金，可缓冷至室温而不破裂。稀土Y作为俘获剂与体系中O和S作用形成第二相颗粒，产生净化除杂效应使基体软化，降低塑变成膜的阻力，从而成功制备出成形性能和抗氢脆性能优异的V-Cr-Y合金膜。

为了更深入地了解非晶合金过冷液体的特性和晶化行为，本工作针对具有高断裂韧性和良好生物相容性并在柔顺机构和生物植入体方面具有应用前景的Zr₆₁Ti₂Cu₂₅Al₁₂非晶合金，采用快速扫描量热和常规热分析技术相结合，实现了6个数量级(10^-2~10⁴ K/s)升温速率的调控，揭示出超宽温度范围内过冷液体依赖于升温速率的动力学特性：过冷液体的动力学行为滞后于温度的快速变化，2者符合VFT方程；脆度系数的小幅变化(m = 35~47)意味着其过冷液体结构随温度变化比较平缓，从而表现出具有一定的“强”液体行为；通过平移时间维度坐标，得出从玻璃转变到熔点整个温度范围内的平均m ≈ 45。该非晶合金晶化过程中晶体生长的温度依赖性表明生长激活能随温度升高逐渐降低，单位温度下的激活能降约为0.5 kJ/(mol·K)，在玻璃转变温度附近，晶体生长动力学与黏性流动间发生解耦，通过引入解耦指数(ξ = 0.84)使得晶体生长动力学系数(U_kin)与黏度(η)在更宽的温度范围内符合幂律关系：U_kin ∝ η^-ξ。

高强低密度钢能在保证结构安全性的前提下降低重量，减少CO₂排放，因此在汽车等交通运输工业中占有重要的地位。本工作设计并制备出一种密度为6.50 g/cm³的含Cr奥氏体钢。经35%压下率冷轧+时效 (35CR-T)和75%压下率冷轧+退火+时效(75CR-AT) 2种工艺路径所得到的样品均表现出优异的综合力学性能，2者的比屈服强度和总延伸率分别达到211.5 MPa·cm³/g、15.6%和210.0 MPa·cm³/g、21.5%。其中，35CR-T样品的显微组织由具有高密度位错的奥氏体和粗大的κ-碳化物组成；75CR-AT样品的显微组织由细小的再结晶奥氏体和更多、更细小的晶内κ-碳化物组成。因此，前者位错强化贡献值更高，而后者晶界强化和析出强化增量更高，这导致2种样品屈服强度相当。75CR-AT样品中再结晶奥氏体变形时依次形成平面滑移位错、Taylor晶格、高密度位错墙和微带等位错亚结构，而35CR-T样品中奥氏体内的微带结构限制了其变形时位错增殖和位错亚结构的形成，因此后者的塑性较前者差。

近年来，埋地油气管道受到的高压直流干扰问题引起广泛关注，如何准确评估高压直流干扰对埋地金属管道带来的腐蚀影响，并进行有效的防护成为实际生产的迫切需求，但目前较少关注管道本身的阴极保护对高压直流干扰下腐蚀行为的作用。本工作通过实验室模拟实验，研究了高压直流干扰前阴极保护条件对高压直流干扰下X80钢腐蚀行为的影响。结果表明，在20 V直流干扰1 h作用下，未施加阴极保护时X80钢的腐蚀速率为170.81 μm/h，阴极保护预处理电位为-0.85、-0.95、-1.05及-1.20 V时，腐蚀速率分别为124.39、87.13、54.56及1.45 μm/h。通过表面产物膜层、电化学阻抗谱、极化特性等分析了不同阴极保护预处理电位对高压直流腐蚀行为的影响机制，结果表明，-0.85~-1.05 V下，直流干扰后试样产物主要是绿锈(GR1)和钙镁沉积层的混合物，试样腐蚀速率随阴极保护预处理电位逐渐负移而降低，原因是试样表面生成的钙镁沉积层质量逐渐升高；-1.20 V阴极保护极化电位下，腐蚀速率远小于其他电位的原因是试样在高阴极保护电位和高压直流干扰的综合作用下产生了钝化。

针对不同Cr含量(0、3%和9%，质量分数)的耐蚀钢筋(20MnSi钢、3Cr钢和9Cr钢)在模拟高碱性混凝土孔隙液中的钝化行为，采用电化学测试技术(开路电位、EIS抗谱、极化曲线以及Mott-Schottky曲线)研究了钢筋表面钝化膜性能随时间的变化特征，并通过XPS对钝化膜成分与结构进行了分析。结果表明，在模拟高碱性混凝土孔隙液中，钢筋表面会生成层状结构钝化膜，钝化膜的结构、组成及保护性与钢筋中Cr元素含量和钝化时间密切相关。20MnSi钢钝化膜的外层主要为Fe(Ⅲ)化合物，内层主要为Fe(Ⅱ)氧化物；3Cr钢和9Cr钢钝化膜的外层由Fe(Ⅲ)和Cr(Ⅲ)的氧化物和氢氧化物组成，内层由Fe(Ⅱ)氧化物和Cr(Ⅲ)的化合物组成。3种钢筋形成的钝化膜在-0.8~0.2 V (vs SCE)电位区间内表现为n型半导体，且随浸泡时间增加，钝化膜中缺陷减少，钢的腐蚀电流密度减小，耐腐蚀性能有所提高。Cr含量越高，相同时间形成的钝化膜点缺陷密度越低，钝化膜越致密，钢筋耐腐蚀性能越好。

在合金凝固枝晶生长元胞自动机(CA)模型中，正方形元胞、邻胞构造、尖锐界面模型固有特性引起的各向异性，给枝晶择优取向生长的模拟研究带来了诸多限制，特别是难以模拟六重对称合金的枝晶生长行为。本工作在借鉴相场弥散界面模型中相场变量梯度能项建模与求解方法的基础上，构建和推导了考虑元胞状态变量的场变量梯度泛函及场变量扩散方程，提出了一种新的场变量扩散元胞自动机(FCA)模型。模型考虑了成分过冷和Gibbs-Thomson效应，采用“浓度势法”处理溶质扩散和再分配，依据杠杆定理处理界面凝固的生长动力学，通过引入场变量扩散项修正界面元胞的生长速率，并利用不同条件下Mg-6%Al (质量分数)合金的枝晶生长结果对模型进行了验证。在正方形网格离散方式下，六重对称Mg-6%Al合金的枝晶尖端稳态特征和生长动力学与LGK模型的预测结果基本吻合，模型能够呈现多重合金枝晶形貌的对称性以及枝晶的随机择优取向生长，还原凝固过程的枝晶臂生长、竞争和粗化等行为。