利用中子衍射和XRD技术, 结合Reitveld拟合和Fourier变换, 对Laves相零基体合金Ti_0.68Zr_0.32MnCr的氘化物中氘的占位特征进行了研究. 氘化物Ti_0.68Zr_0.32MnCrD_3.0的中子衍射谱除Bragg衍射峰外, 还出现明显的漫散射包, 而相应的XRD谱却只呈现衍射峰, 未发现漫散射包. 对衍射谱与相应的RDF分析表明, 这种C14型Laves相氘化物中只有部分氘原子随机不饱和地分布在确定的4种A₂B₂四面体间隙位置, 并形成长程有序结构, 这部分氘原子在6h₁和12k位的占位系数比6h₂和24l位大. 而氘化物中的另一部分氘原子并不是随机分布, 而是不同程度地偏离间隙中心的位置, 形成比长程有序结构更大的氘原子间距的短程有序结构. 短程与长程有序的氘原子共同形成沿着合金六方晶格的c轴在Ti/Zr原子周围的四面体间隙聚集的网格团簇结构. 这种偏离有序位置的团簇结构是大量氘原子在晶格间隙中聚集所造成的.

对由铁素体和渗碳体组成的低、中、高碳钢进行振动空蚀实验, 发现它们空蚀破坏的共同特点是铁素体的严重变形和破损. 但由于铁素体的含量及分布形态不同, 材料空蚀破坏的表现形式大不相同: 铁素体含量高的低碳钢以大面积均匀塑性变形为主; 铁素体含量与珠光体含量大致相等并呈网状分布的中碳(亚共析)钢是由于铁素体隆起脱落而破坏; 以珠光体为主的高碳钢是由于铁素体从渗碳体的夹缝中向外挤出、两相分离而破坏. 微射流冲击形成的应力波使低强度相屈服是造成上述破坏的原因.

对γ/γ'--αMo定向共晶合金进行激光快凝实验. 结果表明, 激光快凝后,合金组织细化, 偏析减少, 硬度显著提高. 在激光脉冲平行于定向共晶生长方向时,熔凝区重新生长出更细密的定向共晶组织; 激光脉冲垂直于定向共晶生长方向时, 熔凝区由更致密的胞状晶和枝晶组成. 在熔凝区的枝晶组织中, 枝晶臂由γ固溶体及从该固溶体析出的细小γ'相组成; 枝晶间由含有γ'的γ固溶体和富Mo亚稳相的共晶组成, 亚稳相包括[αMo_(ordered)], Ni₃Mo和[Ni₃Mo_(ordered)].

利用原子力显微镜(AFM)和电化学方法研究了海水中硫酸盐还原菌(SRB)对18--8不锈钢(18--8SS)点蚀过程的影响. AFM探测显示, 微观蚀孔的生长速率在含SRB介质中明显高于在灭菌介质中. 阳极循环极化结果表明, SRB的代谢产物显著降低了18--8SS的点蚀电位和再钝化电位; 而且在含SRB介质中, 18--8SS在短时间内就能被活化, 表明SRB的代谢活动极大地促进了钝化层的破坏过程. 阴极极化曲线表明, 含SRB介质中单质硫或多态硫的还原是促使点蚀生长的主要因素, 其阴极还原电流密度可以达到很高的数值(>10 μA/cm²).

研究了N18锆合金(Zr--1Sn--0.3Nb--0.3Fe--0.1Cr)发生氢致延迟开裂(DHC)临界最大开裂温度(T_c)和临界最小止裂温度(T_h)随氢含量的变化规律; 同时对裂纹尖端偏聚氢含量及静水应力和发生DHC的临界氢含量进行了理论分析, 建立理论模型对临界温度进行理论计算. 结果表明: N18合金发生氢致延迟开裂的临界温度介于相同氢含量下溶解固溶温度与析出固溶温度之间, 且最大开裂温度小于最小止裂温度, 计算的临界温度值与实验值相当吻合, 因此该理论模型能够真实反映N18锆合金的氢致延迟开裂的物理过程.

采用螺旋选晶法制备Ni₃Al基单晶合金IC6SX试棒, 研究了不同拉晶速率对凝固组织和高温持久性能的影响. 结果表明, Ni₃Al基单晶合金IC6SX凝固组织为树枝状, 随着拉晶速率从1.5 mm/min增加到6 mm/min, 一次枝晶间距逐渐减小. 与普通镍基高温合金不同, 位于枝晶干处的次生γ'相尺寸比枝晶间处的大. 随着拉晶速率的增加, 枝晶干和枝晶间处的γ'相尺寸都逐渐减小, 由不规则形状逐渐立方化, 枝晶间处的初生γ'相的数量逐渐增多. 一次枝晶间距和γ'相尺寸对高温持久性能影响显著, 随着拉晶速率的增加, 组织细化, 铸态IC6SX单晶合金的高温持久寿命增加.

采用光学显微镜、扫描电镜和能谱分析研究了含W型10%Cr(质量分数)超超临界钢中δ--铁素体的组织形貌与微观结构. 结果表明, δ--铁素体的生成机理与奥氏体化加热温度密切相关. 当加热温度较低时, 极少量δ--铁素体在原奥氏体晶粒内部优先形核生长, 呈针状分布; 当加热温度较高时,δ--铁素体在原奥氏体晶界处形核, 快速生长, 呈多边形分布, 转变时发生溶质组元再分配. 两种形态的铁素体均明显降低了含W型10%Cr超超临界钢的冲击韧性, 但是, 针状δ--铁素体降低冲击韧性的幅度远大于多边形δ--铁素体;即使针状δ--铁素体的体积分数极少, 也会对钢的力学性能造成极大影响.

对低碳Mn--Si钢中的粒状组织进行了实验研究, 考察了粒状组织中小岛的形状及其分布. 结果表明, 不含Cr时, 空冷后形成了由先共析铁素体基体+岛状物所组成的粒状组织,其中的岛状物形态及分布可以是无规则的, 也可以是长条状的小岛沿一定方向分布于基体上. 对于这2种形态的粒状组织, 尤其是对后者形态的形成和铁素体基体的分析表明, 小岛的形状和分布是先共析铁素体形态的反映, 条形规则排列的小岛可能受先共析铁素体基体台阶长大机制控制, 粒状组织小岛在一定条件下也可能具有方向性. 加适量Cr后, 连续冷却后的组织中不出现粒状组织.

通过控温拉伸实验分析了在298, 373, 473和673 K温度下变形时, TWIP钢(Fe--25Mn--3Si--3Al)力学性能和显微组织的变化规律. 结果表明, TWIP钢的强度和延伸率均随温度的升高而降低. 通过热力学公式对不同温度下TWIP钢层错能$\it\Gamma$的估算可以推断, 温度T≥673 K时, Γ≥76 mJ/m², 滑移为TWIP钢主要的变形机制; 298 K≤ T≤373 K时,  21 mJ/m²≤Γ≤34 mJ/m², 孪生为TWIP钢主要的变形方式, 此时产生“TWIP”效应, 可获得较高的加工硬化速率, 从而获得高强度及高塑性.

研究了Al--5.2Cu--0.4Mg--1.02Ag合金在不同时效制度下的力学性能和显微组织, 并详细分析了合金的主要析出相Ω的形核与粗化, 同时提出了浓度台阶粗化机制. 结果表明: 合金的主要强化相是Ω相和θ'相. 欠时效时出现了大量细小的Ω相和少量的θ'相; 峰时效时Ω相和θ'相的体积分数大大增加, 且Ω相与基体呈半共格关系; 过时效时出现了球状的平衡θ'相, Ω相略为长大, 而θ'相的长度和厚度明显增大. Mg/Ag原子簇是时效初期Ω相的形核核心; Mg, Ag和Cu的浓度差异引起的台阶迁移是Ω相粗化的驱动力. 由于Mg和Ag原子在Ω相与基体界面存在时降低了晶格的畸变能, 使得Cu原子向Ω相迁移的速率受到限制, 因此Ω相能够在长时间下保持片状而不发生共格失稳.

以Mg--12Zn--4Al--0.3Mn(质量分数, %)为母合金, 制备了6种合金. 实验观察证实, Mg--12Zn--4Al--0.3Mn合金的铸态组织由α--Mg基体和沿晶界分布的准晶Q相组成. 在母合金中加入少量的Sr后, 亚稳准晶相转变为Mg₃₂(Al, Zn)₄₉平衡相以及Mg₅₁Zn₂₀共晶相. 在母合金中复合加入Sr与Ca后, 铸态组织出现了Al₂Mg₅Zn₂共晶相. 随着Sr含量的增加, 合金室温和高温下的力学拉伸强度提高, 高温蠕变性能下降; Sr与Ca的复合加入使合金抗拉强度和塑性下降, 但高温屈服强度提高. 在\linebreak 175 ℃/70 MPa条件下, Mg--12Zn--4Al--0.2Sr--0.4Ca--0.3Mn合金表现出良好的高温抗蠕变性能.

研究了高温度梯度定向凝固条件下冷却速率对DZ4125合金中γ'相形态、分布和尺寸的影响. 结果发现, 随着冷却速率的增大, 合金的枝晶逐渐细化. 当冷却速率达到36.4 K/s时, 合金的凝固组织由粗枝晶变为超细枝晶. 在此过程中, γ'相从立方形逐渐球形化,且枝晶干γ'相的球化速度比枝晶间的γ'相球化速度快. 同时, 枝晶干和枝晶间γ'相尺寸逐渐减小, 枝晶干和枝晶间γ'相的均匀化程度增加. 枝晶间γ'相比枝晶干γ'相的尺寸大, 这种差别随冷却速率的增大而减小. 造成γ'相在形貌和尺寸上变化的根本原因是冷却速率的变化引起γ'固溶体中溶质的过饱和度Δ X, 过饱和γ'固溶体的过冷度Δ T,γ'相脱溶析出的临界形核功Δ G*和溶质在γ'固溶体中扩散系数D的改变.

利用Gleeble--1500热模拟机、金相以及透射电镜对Cu--0.23%Al₂O₃(体积分数)合金高温塑性变形过程中的流变应力和显微组织变化规律进行了研究. 研究结果表明, Cu--0.23%Al₂O₃合金在热压缩过程中,热压缩条件不同流变应力变化规律会有所差异. 此外, 还求得了该合金高温变形的平均激活能和其他相关材料常数, 据此建立了峰值屈服应力--应变速率--温度之间的本构方程. 随热压缩温度的升高, 基体内动态再结晶晶粒尺寸和数量不断增加, 而在同一温度压缩时, 随应变速率的增加,组织分布不均匀性有所增加, 亚晶尺寸不断减小, 位错密度先增加后降低.

通过溶胶--凝胶提拉法在SUS 430合金表面施加LaCoO₃钙钛矿导电涂层, 并研究其对固体氧化物燃料电池(SOFC)金属连接体SUS 430合金中温氧化行为的影响. 利用X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)以及能谱仪(EDS)对施加涂层合金的氧化物相结构与微观形貌进行表征, 并采用“4点法”测量施加涂层合金表面氧化膜的面比电阻(ASR).750 ℃空气中的循环氧化结果表明, 施加LaCoO₃涂层合金的氧化动力学曲线遵循抛物线规律,氧化速率常数K为4.18×10^-15 g²/(cm⁴•s),比与未施加涂层合金降低了1---2个数量级;LaCoO₃涂层有效地抑制了Cr₂O₃相的形成, 减缓了MnCr₂O₄尖晶石的生长. 最终使得SUS 430合金的氧化抗力和氧化后的导电性得到增强.

用脉冲偏压电弧离子镀设备在保持偏压一致和工作气压恒定的条件下, 控制不同氮(N)流量,在硬质合金基体上制备了不同成分的C--N--Cr薄膜. 用SEM, XPS, GIXRD, 激光Raman谱和纳米压入等方法分别研究了薄膜的表面形貌、成分、结构与性能. 结果表明, 随着N流量增加, 薄膜中N含量先是线性增加然后趋于平缓, Cr含量先是基本保持不变然后线性减少. 在N流量不超过20 mL/min时,薄膜保持较高的硬度(>30 GPa)与弹性模量(>500 GPa); 当N流量超过20 mL/min时, 薄膜硬度与弹性模量急剧下降, 在N流量为100 mL/min时硬度与弹性模量仅为13.6与190.8 GPa.

采用射频溅射法, 在无磁场和施加72 kA/m的纵向磁场下制备了FeCuCrVSiB软磁合金薄膜样品, 对沉积态样品的软磁特性和巨磁阻抗(GMI)效应进行了测量和分析. 结果表明, 在制备过程中加磁场可明显改善材料的软磁性能, 与无磁场沉积态相比, 样品的矫顽力从1.080 kA/m降低到0.064 kA/m, 在13 MHz频率下有效磁导率比从10%增加到106%. GMI效应与磁导率比的大小密切相关. 无磁场沉积态样品没有检测到GMI效应, 而磁场沉积态样品则具有显著的GMI效应. 在13 MHz 的频率下, 最大纵向和横向巨磁阻抗比分别高达22%和20%. 这些结果都优于厚度几乎相同的退火态FeCuNbSiB薄膜的GMI特性.

采用摩擦焊对Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀块体金属玻璃进行了焊接, 当焊机主轴转速为4.0×10³---5.0×10³ r/min, 摩擦压力为80---100 MPa, 摩擦时间为0.2---0.4 s, 顶锻压力和保压时间分别为200 MPa和2 s时, 能够成功实施Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀金属玻璃的焊接. 用SEM, XRD和TEM观察分析未检测到晶化相, 焊缝处金属仍保持非晶状态. 金属玻璃的塑性在玻璃转变点T_g附近随温度变化很大, 在T_g以上具有良好的塑性变形能力, 这是实施摩擦焊焊接的重要基础.

Ni₈₀Al₁₃Cr₇合金为研究对象, 采用描述单个格点位置原子占位的时间和空间演化为特征的微观相场法, 研究了Al和Cr原子在(100)和(200)面上的原子占位变化与时效早期Ni₃(Al, Cr)结构演化之间的关系. 研究表明, 在时效最初阶段, Al和Cr原子在(100)和(200)面上的成分序参数并不发生变化, 然而在两面上的长程序参数相等并随时间逐渐增大, 以等成分有序化的形式发生第一次原位转变, 形成低有序度的L1₀结构预析出相. 当有序度增大到一定值时, Al和Cr原子的成分序参数和长程序参数在(100)面上迅速增大, 而在(200)面上则迅速降低, 相结构发生第二次原位转变, L1₀结构逐渐向L1₂结构转化.

通过微观相场方法研究了Ni₇₅Al₁₅Cr₁₀合金在1073 K时效时, 不同原子间有序能下Cr原子的替代行为. 结果表明, 在γ'有序相中, 同时存在Ni--Al原子反位和Cr原子对Ni和Al原子的替代行为, 其中以替代行为为主; 随着第1,3层Ni--Al和Ni--Cr有序能的增大, Cr原子替代Al位的趋势增大, 替代Ni位的趋势减小; 第2, 4层Ni--Al和Ni--Cr有序能增大时, Cr原子替代Ni位的趋势增大, 替代Al位的趋势减小; 第1, 3层Al--Cr有序能增大时, Cr替代Ni位的趋势增大, 替代Al位的趋势减小; 第2, 4层Al--Cr有序能增大时, Cr替代Ni位的趋势减小, 替代Al位的趋势增大.