快速凝固可明显细化NiAl-Cr(Mo)-0.5Hf共晶合金的组织, 使合金中的富Hf相部分以 Hf固溶体的形式存在, 改善了Heusler相(Ni₂AlHf)和Hf固溶体的形态和分布, 明显提高了合金的室温压缩性能. 快凝合金热等静压或高温热处理后, 合金中的Heusler相进一步向Hf固溶体转变, 而且Heusler相和Hf固溶体均由原来的近连续分布转变为不连续分布；热等静压处理快凝合金中的初生NiAl相呈现粗化的趋势, 而高温热处理快凝合金中的初生NiAl相有所减少. 热等静压和高温热处理工艺进一步改善了快凝合金的高温压缩性能.

以高纯Nb和Si粉末为原料, 通过机械球磨+真空热压烧结制备了高致密度的Nb-16Si难熔合金. 利用SEM和XRD分析了球磨后复合粉末的形貌变化以及热压烧结后材料的显微组织和相组成. 机械球磨后粉末颗粒获得细化, Si固溶于Nb形成间隙固溶体, 烧结后材料由铌基固溶体(Nb_ss), Nb₅Si₃, Nb₃Si及少量高Si含量的铌基固溶体(Nb_ssI)组成, 平均晶粒尺寸约为2 μm, 呈等轴状. 烧结材料呈现典型的穿晶断裂模式及韧性相增韧. 测定了材料的Vickers硬度及各相的纳米硬度, 利用单边切口直通梁法(SENB)测定其室温断裂韧性. 利用烧结-锻造技术成形了Nb-16Si难熔合金推力室模拟件, 其微观组织与热压烧结材料相似, 力学性能较烧结材料有所降低, 与金属间化合物的大小有关.

采用有坩埚整体定向凝固技术研究了铌硅化物基超高温合金在不同过热温度下的定向凝固组织和固/液界面形态演化. 研究结果表明: 在抽拉速率均为15 μm/s的条件下, 当过热温度为1950 ℃时, 定向凝固组织由初生铌基固溶体(Nb_ss) 枝晶和耦合生长< 的花瓣状(Nb_ss+γ--(Nb, X)₅Si₃)共晶组成; 当过热温度为2000和2050 ℃时, 凝固组织为耦合良好的花瓣状共晶; 但随着过热温度进一步提高到2100和2150 ℃, 凝固组织演变为粗大树枝状Nb_ss和细小共晶. 随着过热温度的提高, 固/液界面形态出现树枝状界面→胞状界面→树枝状界面的形貌变化.

利用基于密度泛函理论的第一原理精确Muffin-Tin轨道(EMTO)方法结合相干势近似(CPA), 研究了Ti_1-xV_x与Ti_1-xNb_x合金中α(α'), ω及β相的晶格常数、体模量及相稳定性随成分的变化. 结果表明, Ti-V合金中随着V含量的增加, α(α')相晶格参数a_α$减小, c_α/a_α略有增加, ω相晶格参数a_ω及c_ω/a_ω同时减小, β相晶格参数a_β减小; Ti-Nb合金中随Nb含量的增加, a_α几乎不变, c_α/a_α增加, a_ω增加, c_ω/a_ω减小, a_β几乎不变. 随V及Nb含量的增加, ω与β相的晶格错配度线性增加. V和Nb均能提高三相的体模量, 且增加 β相对于其它两相的稳定性.

采用第一原理赝势平面波方法计算了D0₁₉结构的α₂-Ti-25Al-xNb(x=0-12, 原子分数, %) 晶体的弹性模量(B, G和E) 和抗拉强度 (σ_b), 并利用Cauchy压力(c₁₂-c₄₄)与G/B比值表征和评判了不同浓度Nb合金化时α₂-Ti-25Al-xNb合金的韧脆化倾向. 结果表明: 在 x=2-12时, α₂-Ti-25Al-xNb晶体的抗拉强度 (σ_b)与α₂相合金的弹性模量(B, E和G)随$x$增加而增大; 在x=0-6时, α₂-Ti-25Al-xNb合金脆性有一定改善, 且x值越大韧化效果越好; 但在x=7-9 时, 相对于α₂-Ti₃Al, 合金脆性不但没有得到弱化, 反而随x增加而加剧; 随后, 当x进一步增大时, 合金脆性又随x增加再次得到改善, 至x=12时, α₂-Ti-25Al-xNb合金的韧化效果最好. 通过电子态密度 (DOS) 和投影电子态密度 (PDOS)等电子结构的分析, 初步解释了Nb的这种强化与韧化作用.

采用新型超快速变换HPVP-TIG电弧焊接工艺进行2219-T87高强铝合金焊接, 研究脉冲电流特征参数对焊接接头组织和力学性能的影响. 结果表明, 加入超音频脉冲方波电流(UPSWC)作用后, 铝合金焊缝区显微组织由粗大柱状晶转变为细小等轴晶, 在焊缝区内除了等轴树枝晶外, 还存在一种呈带状分布的极细小等轴非枝晶组织, 同时焊缝熔合区宽度明显减小, 焊接接头抗拉强度和断后伸长率显著提高. 在一定范围内增加脉冲电流幅值, 提高脉冲频率, 减小占空比, 可增强组织细化作用, 提高接头力学性能. 与未加入UPSWC作用相比, 脉冲电流幅值100 A, 脉冲频率40 kHz, 占空比20%时, 接头抗拉强度和断后伸长率分别提高约22%和111%.

采用含Nb及不含Nb两种焊丝对高速列车转向架用S355J2G3钢板进行焊接, 分析了焊态下接头各区域的性能差别, 研究了合金元素Nb和焊后热处理制度对焊缝金属组织和性能的影响. 结果表明: 焊缝金属的韧性是焊接接头性能的薄弱环节. 焊态下Nb的加入提高了焊缝金属的强度, 但对塑性和韧性无明显影响. 经去应力退火后, 不含Nb焊缝金属的强度降低, 延伸率和冲击功升高, 而含Nb焊缝金属的强度升高, 延伸率和冲击功降低, 退火后含Nb焊缝金属中 NbC颗粒析出是影响焊缝金属组织和性能的主要因素. 在焊后正火处理条件下, 随着正火温度的升高, 不含Nb焊缝金属的组织和性能均无明显变化, 而含Nb焊缝金属的强度明显升高, 延伸率和冲击功显著降低. 严格控制正火温度是含Nb焊缝金属获得高强韧性的关键. 含Nb焊缝中魏氏组织的含量随正火温度的升高而明显增多. 电镜观察表明, 经920 ℃正火处理后, 焊缝中的NbC颗粒尺寸大于退火态焊缝金属中的NbC相, 而在1200 ℃正火处理后NbC颗粒溶解消失.

基于高速气体金属电弧焊(GMAW)驼峰焊道形成过程的实验观测结果, 充分考虑熔池中后向液体流的动量和热焓, 在熔池表面变形方程中加入后向液体流的动能项, 并将熔滴热焓分布在整个熔池表面层, 建立了高速GMAW驼峰焊道形成过程的数值分析模型. 模拟了一定焊接条件下的驼峰焊道形成过程及其三维形状与尺寸, 与实测结果进行了对比, 证明本文模型能够较好地模拟高速GMAW过程, 可定量分析驼峰焊道形成过程.

提出了一种针对超细晶和纳米晶金属(主要是fcc金属)晶间断裂的微结构计算模型, 即采用基于机制的应变梯度塑性(CMSG)理论描述晶粒内部材料塑性变形过程中的变<形、强化和尺度效应; 采用黏聚力界面模型来模拟晶界的滑移和分离现象, 以及晶间裂纹的萌生和演化, 直至晶间断裂导致的材料失效. 利用该计算模型模拟了纳米晶Ni的拉伸实验过程, 对纳米晶Ni宏观力学行为和晶间微裂纹萌生与扩展之间的关系进行了研究, 验证了针对超细晶和纳米晶力学性能的计算模型的有效性; 同时, 模拟结果表明, 非均匀塑性变形导致高应变梯度效应, 晶粒塑性变形强化显著, 使晶界主导的变形机制对纳米晶金属的整体力学性能产生重要影响.

冷轧TWIP钢经1073, 1173, 1273和1373 K固溶处理10 min后, 得到了晶粒尺寸分别为7, 13, 30和63 μm 的奥氏体组织. 拉伸实验表明, 随着晶粒尺寸的增加, 加工硬化速率(dσ/dε)与真应变 (ε)的变化关系由2阶段变为3阶段. 当晶粒尺寸大于30 μm时, 加工硬化速率与真应变关系中的第2阶段对应的应变长度随着晶粒尺寸的增加而迅速增加. 当真应变为0-0.2时, 加工硬化指数随真应变的增加而迅速增加; 在随后的变形中, 与上述4个晶粒尺寸对应的试样的加工硬化指数分别稳定在0.47, 0.53, 0.56和0.68. OM和TEM观察显示, 随晶粒尺寸的增大, 变形过程中形变孪晶数量增多. 对于较大晶粒尺寸的试样, 形变孪晶在拉伸变形过程中形核的临界应力较低, 随变形量增加, 形变孪晶可持续形成, 使其加工硬化能力增加, 从而增大了TWIP效应; 相反, 晶粒尺寸减小使变形过程中的形变孪晶形核临界应力增大, 抑制形变孪晶的产生, 从而减小了TWIP效应.

通过Zr+Ti, Ti+WC以及Zr+Ti+WC的复合添加, 运用激光熔覆技术在中碳钢表面原位合成了颗粒增强铁基复合材料涂层, 研究了复合碳化物颗粒相的形貌特征. 结果表明, 当Zr+Ti复合添加时, 颗粒相具有包覆结构; 当Ti+WC复合添加时, 颗粒相易长大成花瓣状, 具有层状结构; 当Zr+Ti+WC复合添加时, 若WC含量较低, 颗粒相具有不规则多边形特征, 随着WC含量的增加, 颗粒相逐渐长大成花瓣状甚至粗大的树枝晶状. 通过热力学计算, 对复合碳化物的形成过程进行了讨论.

采用动态力学分析仪(DMA)结合显微组织观察, 研究了淬火后时效温度以及微量Zr+Si对Zn-22%Al合金阻尼性能的影响. 结果表明, 随着时效温度的升高, 过饱和铝固溶体(α'相)分解加速, 片层状组织数量增加并粗化, 相界面数量减少, 合金的阻尼性能降低. 向Zn--22%Al合金中添加微量的Zr+Si后, Zr可抑制合金内粗大树枝晶的生成, 细化枝晶; Si可降低α'相分解速率, 部分α'相在较低温度下分解成粒状组织, 增加铸态合金内相界面数量, 同时初生 Si相与基体形成非共格界面, 产生Si相/基体界面弛豫行为, 从而显著提高合金的阻尼性能. Si相与基体因热错配引入的位错通过原子的互扩散而逐渐消失, 对合金阻尼性能的影响较小.

在Gleeble 1500D热模拟试验机上进行单轴压缩实验, 研究了低合金高碳钢连续冷却至珠光体转变孕育期变形时的组织演变过程, 并探讨了所得组织的超塑性. 结果表明: 组织演变过程包括珠光体相变、渗碳体球化和铁素体再结晶3个阶段, 最终形成微米级(约1 μm)铁素体等轴晶粒+亚微米及纳米级渗碳体颗粒的复相组织; 利用速率突变法测得该复相组织在700 ℃, 1×10^-4-2×10^-4 s^-1应变速率下m值(应变速率敏感性指数)可达0.40; 随预变形量增大, 所得组织在700 ℃各应变速率下的流变抗力降低.

利用SEM和TEM原位拉伸方法研究了轧后冷却制度对X80级抗大变形管线钢组织的影响及低屈强比的微观机理. 结果表明: 采用轧后弛豫+控制冷却的工艺可以获得铁素体 +贝氏体双相组织, 弛豫终止温度是影响铁素体体积含量和晶粒大小的决定因素. 当弛豫终止温度区间为690-705 ℃时, 试样的强度和塑性达到了较好的匹配, 满足X80级抗大变形管线钢的性能要求. 弛豫终止温度越低, 铁素体体积含量越高, 晶粒尺寸越大, 屈强比越低. 对拉伸过程进行动态原位观察的结果表明, 铁素体(软相)和贝氏体(硬相)的协调变形机制是屈强比降低的原因.

采用T型通道挤压(TCP)对Mg-1.5Mn-0.3Ce合金(质量分数, %)进行了4道次热挤压变形, 其平均晶粒尺寸由原始轧制态的35 μm细化至2 μm; TEM观察表明, 经TCP变形后细小的第二相粒子Mg₁₂Ce弥散分布于晶内及晶界处. 变形合金在573-673 K及 1×10^-1-4×10^-4 s^-1应变速率范围内显示良好的超塑性变形; 在温度为673 K及3×10^-3 s^-1条件下, 得到最大的断裂延伸率为604%, 应变速率敏感系数$m$为0.36. 超塑性变形后断裂区域显微组织观察表明, Mg-1.5Mn-0.3Ce合金超塑性变形的主要机制为晶界滑移, 在较高温度、较低应变速率条件下超塑性变形时出现晶内滑移现象, 作为超塑性变形的协调机制促进晶界滑移, 随应变速率的降低或温度的升高晶内滑移越明显.

用电弧离子镀方法在质子交换膜燃料电池(PEMFC)不锈钢双极板表面沉积一系列 Cr_1-xN_x(x=0.28-0.50)改性薄膜, 对薄膜的成分、相组成以及改性双极板的导电、耐蚀等性能进行了分析测试. 结果表明, 双极板的导电与耐蚀性能因沉积Cr_1-xN_x薄膜而显著提高, 并且与薄膜的成分和相组成密切相关: 当x值从0.28增加到0.50, 薄膜由Cr+Cr2N转变为Cr₂N, 再转变为Cr₂N+CrN, 最终变为CrN; 当薄膜由单相组成时, 双极板既导电又耐蚀、综合性能最好, 与原始不锈钢相比, 导电性能提高2个数量级以上, 而耐蚀性能提高近3个数量级.

应用楔型缝隙模型研究了腐蚀介质中Cl^-浓度对X70管线钢缝隙腐蚀的影响规律. 实验结果表明: 在自然腐蚀状态下, 当缝口宽度为0.15 mm以及实验周期为120 h时, 随着缝外腐蚀介质中Cl^-浓度(c^m_Cl-)的提高, 从缝口到缝底缝内溶液中的Cl^-浓度(c^c_Cl-)逐渐增加, pH值逐渐降低, 试样的电极电位也逐渐降低, 表明随着腐蚀介质中c^c_Cl-的增加, X70管线钢的缝隙腐蚀倾向逐渐增强.

以十六烷基三甲基溴化铵对α-Fe₂O₃纳米颗粒进行表面修饰, 控制体系pH值, 将聚苯乙烯磺酸钠(PSS)掺杂的纳米聚苯胺(PANI)静电自组装在α-Fe₂O₃粒子表面, 形成结构均匀的Fe₂O₃-PANI复合粒子. 系统研究了体系的pH值、反应温度、反应时间等因素对复合粒子结构的影响, 确定了形成结构均匀复合粒子的最佳工艺条件. 应用TEM, XRD, FTIR和电化学工作站对复合粒子进行了结构和性能表征. 循环伏安曲线和FTIR光谱分析结果表明, 与PANI相比, Fe₂O₃-PANI复合粒子保持了PANI良好的电化学活性, 红外吸收能力增强.

通过γ氨丙基三乙氧基硅烷--双酚A二缩水甘油醚与微米片状Fe粉表面的化学反应, 制备了表面修饰环氧树脂膜的微米片状Fe粉. 用FTIR, SEM, AFM和矢量网络分析仪分析了表面修饰环氧树脂膜的微米片状Fe粉的结构、形貌、表面状态和微波电磁性能. 结果表明, 在微米片状Fe粉表面修饰环氧树脂, 能在其磁导率基本保持不变的前提下显著降低介电常数, 其中虚部降低达到30%-80%以上, 从而明显改善吸波性能.

DSC测试表明, Ga的形核过冷度随其熔体高温保温时间的延长而增大, 随熔体降温后保温时间的延长而减小, 表现出明显的滞后性. 通过对熔体温度与熔体中原子团尺寸之间关系的热力学和动力学研究, 得到了金属熔体原子团中的原子数随温度变化的关系式, 获得了确定熔体温度变化后其形核温度变化滞后幅度的方法, 确定的Ga的形核温度变化滞后幅度与实验结果相吻合, 其误差只有3.9%-4.8%.