Nb-V微合金钢在1200 ℃固溶0.5 h后淬火, 在450 ℃回火不同时间, 用三维原子探
针(3DAP)研究了回火过程中合金碳化物的形核规律. 结果显示, 淬火态Nb-V微合金钢在
450 ℃回火时合金碳化物处于形核阶段, 合金元素可通过动态再分配, 实现渗碳体到合金
碳化物的原位转变, 或者在位错等缺陷处直接与C结合, 完成合金碳化物的单独成核长大, 或者
偏聚在残余奥氏体/基体和未溶的AlN粒子/基体界面处, 实现合金碳化物的异质形核长大.

Nb-V微合金钢在1200 ℃固溶0.5 h后淬火, 在450-650 ℃回火不同时间, 用显微 硬度和TEM测试并观察析出强化和组织软化现象, 用三维原子探针(3DAP)对产生二次硬化 的合金碳化物的成分进行定量分析, 研究其析出长大规律. 结果显示, 二次硬化主要是合金 碳化物析出强化的作用. 随着回火温度的升高或回火时间的延长, 合金碳化物的成分动态变 化, 即强碳化物形成元素取代或部分取代较弱的碳化物形成元素. 首先, V和Nb取代Mo, 然后Nb部分取代V, 最后形成具有一定原子比的合金碳化物. 相对回火温度, 回火时 间对碳化物内合金元素的相对含量影响不大. 在合金碳化物长大过程中, 薄片状碳化物优先 沿径向方向生长, 然后沿厚度方向长大并开始粗化.

Nb-V微合金钢在1200 ℃固溶0.5 h后淬火, 在650 ℃回火4 h, 利用SEM和HRTEM 观察显微组织、合金碳化物的形貌特征和精细结构, 用三维原子探针(3DAP)研究合金碳化物中元素分布规律. 结果表明, 淬火微合金钢在650 ℃回火4 h后, 马氏体板条内位错和板条界面因回复而消失, 粗化的合金碳化物分布在原马氏体板条界面和板条内部. 同时, 伴随着合金元素的再分配, 早期析出的圆盘状碳化物沿厚度方向生长, 出现一个与基体 (M_bcc)和原碳化物(P_inner)成半共格关系的新生过渡相(P_outer). 非碳化物形成元素Si和Al主要分布在碳化物/基体界面处; V和Mn主要分布在碳化物内层, 而Mo和Nb分布在整个碳化物区域. 粗化的碳化物是一种具有核心和外壳结构的合金碳化物, 内层主要是V-Mn-Mo-Nb的碳化物, 而外层主要是Mo-Nb的碳化物.

对AZ31镁合金在3种温度(523, 573和673 K)下进行了单向压缩变形. 在523 K, 当真应变ε达到 0.22时真应力--真应变曲线出现尖锐的应力峰值, 在应力峰值之前先后经历了缓慢加工硬化(0.02≦ε<0.06)和急剧加工硬化 (0.06≦ε<0.22)2 个阶段. 利用SEM/EBSD技术分析了这2个阶段对应的显微组织. 结果表明, 在缓慢加工硬化阶段 (ε=0.03), 仅有少量孪晶出现; 在急剧加工硬化阶段(ε=0.06), 产生了大量{1012}孪晶, 孪晶间的相互交叉导致材料产生急剧加工硬化. AZ31镁合金{1012}孪晶间交叉有5种可能存在的形式, 孪晶的形成和交叉与压缩应力方向有密切关系. 在基体应力方向分别为近似<1120>和 <1010>方向时确认了 (1012)-(0112)和 (1012)-(0112)2种交叉形式.

为了在细观尺度上更好地模拟Frank-Read(FR)位错源的演化, 本文改进了三维(3D)离散位错动力学模型中相邻位错段间作用力计算方法和位错线的离散化方法. 模拟结果表明, 所改进的位错动力学模型能更准确地模拟不同初始长度的FR位错源的临界剪切应力和临界组态. 并且加载应力越大, FR位错源形成的位错环越小, 并逐渐接近不考虑位错段间相互作用力时所形成的位错环. 在相同加载应力时, Peierls应力越大, 形成的位错环也越大. 阻尼系数只影响位错环形成的时间, 而不影响形成的大小. 位错的这种非线性演化方式, 是位错段间存在相互作用力引起的.

通过单道次压缩及连续冷却实验, 研究了变形温度(810-720 ℃)对具有超细原始奥氏体晶粒的含Nb双相钢显微组织的影响. 实验结果表明: 实验钢最终组织为铁素体加马氏体的双相组织. 压缩过程中, 实验钢应力-应变曲线上出现峰值, 且峰值应力随变形温度的降低先增大后减小; 随着变形温度的降低, 铁素体的含量先增大再减小, 但增减幅度不大, 在最低变形温度(720 ℃)时, 铁素体晶粒尺寸降低到2.8 μm, 弥散分布于铁素体晶界上的马氏体含量达到22.7%; 随着变形温度的增加, 铁素体晶粒硬度减小, 最低可降至230 GPa; EBSD取向分析显示, 随着变形温度的降低, 组织中小角度晶界增多.

采用电弧离子反应沉积技术在SCM415渗碳淬火钢基片上沉积了Cr-Si-C-N薄膜, 三甲基硅烷(TMS)反应气体作为Si和C掺杂源, 通过改变TMS流量实现了薄膜中Si和C含量的调节. 利用XPS, XRD, HRTEM和显微硬度计研究了Cr-Si-C-N薄膜的化学状态、显微组织和显微硬度. Cr-Si-C-N薄膜中的Si和C含量随TMS流量的增加而单调增加. 在TMS流量小于90 mL/min时, 薄膜中 Si和C含量较少, 薄膜由Cr(C, N)纳米晶与Si₃N₄非晶(nc-Cr(C, N)/a-Si₃N₄) 组成, 薄膜硬度随流量的增加而单调增大, 最大至4500 HK. 硬度的增加源于固溶强化及薄膜中纳米晶/非晶复合结构的形成; 当TMS流量大于90 mL/min时, 薄膜中Si和C 含量较多, 多余的C以游离态形式存在, 且随TMS流量的增加而增多, 薄膜硬度下降.

研究了普通热处理工艺以及在此基础上进行高密度脉冲电流(EP)处理对 1Cr13Mn13钢力学性能的影响. 结果表明, 普通 “退火”(AF)或者“固溶淬火+回火” (SOT)热处理工艺对1Cr13Mn13钢力学性能的影响比较有限; 而在SOT处理的基础上, 对样品进行一定强度的EP处理, 可以使材料的抗拉强度由(1250±10) MPa增加到1400 MPa, 延伸率由(20±1)\%提高到53%. 在EP处理过程中, 马氏体相在快速升温过程中转变成奥氏体相, 新生成的奥氏体相在随后的快速降温过程中又转变成为比初始马氏体相更细小的马氏体板条结构. 这一细化结构在提高材料抗拉强度的同时, 也大幅度提高了材料的塑性.

采用小线圈法对结晶器内的磁场分布进行了测量, 并对结晶器内磁场、电磁力和钢液流速分布进行了数值模拟. 在实验室连铸机上进行了合金结构钢15CrMo的连铸实验, 对连铸坯表面形貌进行了观察与分析. 提出了高频电磁场对连铸坯质量影响的机理: 施加高频电磁场后, 保护渣通道拓宽, 铸坯与结晶器壁间的渣道动压减小, 有效地抑制了铸坯表面振痕的产生; 受电磁场Joule热以及保护渣热增加的影响, 已结晶固相的温度梯度减小, 柱状晶生长受到抑制. 此外, 实验测量和数值模拟结果表明, 由于磁场在拉坯方向分布不均匀, 在弯月面区域形成上、下2个方向相反的涡流, 钢液环流造成固/液界面前沿液相的温度梯度减小, 有利于形成成分过冷而获得发达的等轴晶组织.

对Ti-50Al(原子分数, %）合金在较宽的生长速率范围内进行定向凝固实验, 研究了生长速率对固/液界
面形态、微观组织演化及片层结构形成的影响. 发现合金在1-5 μm/s的速率范围内均以α胞晶单相生长,
最终形成全片层结构; 当生长速率达到10 μm/s时, 在初始凝固的较长距离内为α胞晶单相生长, 随着凝固的
进行, 胞晶间溶质逐渐富集, 晶间出现从液相析出的γ相, 最终不能形成全片层结构; 当生长速率大于
15 μm/s时, 合金以$\alpha$枝晶生长, 枝晶间也出现γ相. 对各生长速率下形成的片层结构取向的
分析表明, 片层结构取向与定向凝固启动界面处铸态晶粒的取向的历史有关. 根据上述规律, 以Ti-50Al合金
为籽晶和主体合金, 选择确保α单相凝固的生长速率8 μm/s, 进行片层取向控制, 最终获得取向与生长方向
一致的全片层结构.

在恒定磁场作用下对Al--Pb合金进行了快速定向凝固实验, 考察了磁场强度对凝固组织的影响, 分析了磁场的作用机理. 结果表明, 恒定磁场能显著减弱熔体对流, 提高凝固界面前沿液--液相变过程的空间均匀性, 减缓液滴的碰撞凝并速度, 使凝固试样中的弥散相粒子最大和平均尺寸减小, 粒子尺寸分布范围变窄, 有助于获得弥散型偏晶合金凝固组织.

研究了一种[011]取向镍基单晶合金的拉伸蠕变特征及其变形期间的微观组织结构. 结果表明: 在750 ℃/680 MPa条件下, 合金的初期蠕变和稳态蠕变速率相对较高, 蠕变寿命较短. TEM观察显示, 蠕变期间的变形特征是1/2<110>位错在基体中运动, 发生反应形成1/3<112>超 Shockley不全位错切入γ´相后产生层错; 在870 ℃/500 MPa条件下, 蠕变中期出现不均匀滑移带并有大量超不全位错剪切γ´相, 使合金具有较高的应变速率; 在980 ℃/200 MPa条件下, 合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率. 不同Burgers矢量的位错相遇发生反应形成界面位错网, 位错网可以阻止位错切入γ´相, γ´相沿[010]方向扩散生长, 逐渐转变成筏形组织. 蠕变后期位错切入γ´相, 是合金变形的主要方式.

选用40Cr结构钢, 分别在空气、水和3.5%NaCl水溶液中进行旋转弯曲疲劳实验, 研究环境介质对该结构钢高周和超高周疲劳特性的影响. 结果表明, 40Cr钢在水环境中的疲劳强度比在空气中明显降低; 在3.5%NaCl水溶液环境中的疲劳强度比在水中低. 断面观察显示, 在水和3.5%NaCl水溶液中, 疲劳裂纹多源萌生; 在稳态扩展阶段, 裂纹沿晶界扩展并存在广泛分布的沿晶二次裂纹. 。

分别制备了[001]和[011]取向的Ni-Co-Cr-Mo-W-Al-Ti-Ta镍基单晶高温合金试样. 在 750 ℃/750 MPa条件下, [001]取向合金的平均蠕变寿命明显高于[011]取向合金, [011]取向合金延伸率稍高. 在982 ℃/248 MPa条件下, [001]取向合金的平均蠕变寿命和延伸率均高于[011] 取向合金, 各向异性主要表现在加速蠕变阶段, 但各向异性程度比低温高应力时显著降低. 在高温低应力条件下, 2种取向合金中γ´相均已形筏, [001]取向合金的筏化方向垂直于应力轴, 而[011]取向合金的筏化方向与应力轴的夹角约为45°. γ´相形筏后, 阻碍了位错运动, 导致加工硬化, 因此,  γ´ 相筏化是各向异性程度降低的主要原因. 在[011]取向合金的蠕变后期观察到孪晶组织同时穿越 γ和 γ´相, 导致试样塑性大幅度降低, 迅速断裂.

采用晶体塑性理论并结合多晶集合体模型来研究多晶Cu的塑性变形, 用双向加载方式模
拟材料的双向应力状态和分段加载路径, 得到了材料的初始屈服面及在预剪切和预拉伸2种情况下
的后继屈服面. 通过对后继屈服面形状及其演化趋势的研究, 探讨了用晶体塑性理论分析多晶材料塑
性流动规律的方法. 结果表明: 后继屈服面的形状和是否出现尖角与屈服点的定义有关, 同时
还与π平面上的预加载方向有关; 通过对多晶集合体代表性单元的塑性流动方向与后继屈服面法向
的差异进行统计分析, 发现塑性流动的正交性不仅与屈服定义相关, 也与预加载方向有关.

使用旋转弯曲疲劳试验机进行了中碳钢10⁹ cyc的疲劳实验, 分析了直径100 μm的钢球和陶瓷球喷丸处理后材料的疲劳性能及实验过程中残余应力的稳定性. 与未喷丸试样相比, 2种微粒子喷丸试样的疲劳极限分别提高了35%和23%. 根据实验过程中对残余应力的跟踪测试, 详细分析了残余应力松弛的过程及机理, 阐述了疲劳极限提高机理及其控制因素.

采用极化曲线、Tafel图和电化学阻抗谱(EIS)技术, 研究了镍基固溶体增韧Cr₁₃Ni₅Si₂金属硅化物合金
在不同Cl^-浓度Na₂SO₄+NaCl溶液中的电化学腐蚀行为, 并对其表面钝化膜进行了X射线光电子能谱(XPS)分
析. 结果表明: 由于超高的Cr含量易于在表面形成以Cr₂O₃为主的稳定钝化膜以及组成相Cr₁₃Ni₅Si₂
和Cr₃Ni₅Si₂高的化学稳定性, 合金在不同Cl^-浓度溶液中均具有良好的耐蚀性; 合金的开路电位、破裂电位和腐
蚀电流密度等几乎不随Cl^-浓度的增加而改变, 即合金对Cl^-浓度不敏感, 在中性含Cl^-介质中耐蚀性优异.

提出了一个极限固溶体合金的团簇模型, 在此基础上优化设计了添加Fe和Mn的Ni₃₀Cu₇₀ (原子分数,\%)固溶体合金成分. 在该模型中, 固溶的Fe和Mn以Ni为第一近邻形成12配位立方八面体原子团簇(Fe_1-xMn_x)Ni₁₂而分散到Cu基体中, 因此极限固溶体合金成分为 [M_1/13Ni_12/13]₃₀Cu₇₀=[(Fe_1-xMn_x)Ni₁₂]Cu_30.3, M=(Fe_1-xMn_x). 采用X射线衍射和电化学腐蚀测试等方法, 研究了[(Fe_1-xMn_x)Ni₁₂]Cu_30.3合金的微观组织与耐腐蚀性能的关系. 实验结果表明, 对应于极限固溶体状态的[(Fe_0.75Mn_0.25)Ni₁₂]Cu_30.3合金, 在3.5%NaCl溶液中具有相对好的耐腐蚀性能.

采用SEM, EDS和XRD研究了几种Mg-Al-Zn合金的成分、相组成与凝固路径的关系. 结果表明, Mg-Al-Zn合金的相组成与Zn/Al质量比有关；随着Zn/Al比值的增加, 第二相γ-Mg₁₇Al₁₂的数量减少, 逐渐被Φ-Mg₂₁(Zn, Al)₁₇ 取代, 直至完全消失. 通过搜集合金中可能存在的各相的热力学模型, 运用Pandat热力学计算软件平台, 计算并比较了平衡和非平衡(Scheil模型及金属型铸造)条件下合金的成分、相组成与凝固路径的关系. 结果表明, 金属型铸造的凝固过程偏离平衡凝固过程, Scheil模型很好地解释了大多数合金铸造组织的相组成; 但是由于Scheil模型不考虑有固相作为反应物参与的包晶反应, 对 ZA65合金凝固路径和相组成的预测结果与实际铸造组织的相组成不符.

将炭毡预制体用化学气相渗法增密至1.0 g/cm³后, 进行树脂浸渍炭化增密. 用压汞法测试了树脂浸渍炭化过程C/C复合材料孔隙率及孔径的变化, 并与完全开孔条件下孔隙变化规律进行了比较. 在此基础上, 提出了树脂浸渍炭化过程孔隙演化模型, 并用分形法进行了表征. 利用SEM观察了不同浸渍炭化次数下C/C复合材料的孔隙形貌. 结果表明: C/C 复合材料树脂浸渍炭化过程中总孔隙率呈下降趋势, 而0.04-6 μm范围的孔隙呈增加趋势, 浸渍炭化过程不断有闭孔孔隙形成. 树脂浸渍炭化过程孔隙演化符合分形, 是一种自相似的填充演化模式, 和本研究提出的孔隙演化模型类似, 孔隙分形维数随浸渍炭化次数呈减小趋势. 首次浸渍炭化后形成了大量的裂纹型孔隙, 随着浸渍炭化次数的增加, 裂纹型孔隙被逐渐填充, 进一步验证了孔隙自相似填充演化模型的合理性.