将C含量(质量分数)分别为0.05%和0.4%的Fe-C-Mn-Si钢进行等温处理得到贝氏体组织, 采用EBSD技术对奥氏体共格孪晶界上形成的贝氏体铁素体变体进行分析. 结果表明, 2种钢中的贝氏体铁素体与母相奥氏体均成近似K-S取向关系. 奥氏体孪晶界两侧形成取向相同的变体对.此变体对形成后, 孪晶界基本不再显现. 晶体学分析表明, 共格孪晶界两侧可能出现的变体对最多不超过3组, 且这3组变体对的惯习面均与孪晶界平行,因此, 贝氏体铁素体变体都将沿孪晶界生长. 含C量为0.05%的Fe-C-Mn-Si钢中奥氏体孪晶界上只观察到一组贝氏体铁素体变体对的形成, 这是因为C含量较低,贝氏体铁素体生长速度较快, 消除了其它变体对的形核机会, 先形核的变体对一旦形核就迅速覆盖整个孪晶面. 而在含C量为0.4%的Fe-C-Mn-Si钢中,由于C含量较高, 贝氏体铁素体生长速度较慢, 3组变体对均有机会形核,因此, 在孪晶界上可以观察到这3组变体对同时出现.

利用XRD, SEM-ECC, TEM和EBSD技术, 研究了Zr-Sn-Nb系新型锆合金板材加工过程的微观组织及织构演变. 结果表明, β相淬火得到的随机织构经热轧后形成沿横向倾斜的基面织构, 随后的加工过程均保留该织构;热轧及两次冷轧后的基面织构都为<1010>方向平行于轧向(<1010>//RD), 而退火后转变为<1210>方向平行于轧向(<1210>//RD).淬火形成的网状魏氏组织经热轧转变为不均匀形变组织, 两次冷轧使组织的不均匀性更显著, 最终退火得到完全再结晶组织; 轧制形成的难变形晶粒多为晶粒C轴平行于轧板法向(C//ND)的取向; 最终退火板材的大晶粒多为<1210>//RD的基面织构, 小晶粒则以<1010>//RD为主. 结合锆合金的变形及再结晶机制对轧制时产生的不均匀组织及再结晶过程的织构转变进行了分析.

研究了Ni-Cr-Mo-B超厚钢板表面低碳回火马氏体组织. 对表面区域不同位置处取样进行了冲击性能测试, 并借助OM, SEM, EBSD, XRD和正电子湮没谱(PAS)等技术手段对马氏体组织及其亚结构进行了研究. 结果表明,实验钢表面韧性异常恶化, 马氏体组织中相对粗大的板条束和板条块以及较高的位错密度是其表面韧性恶化的主要原因.

提高了Cu含量的核反应堆压力容器(RPV)模拟钢经过880 ℃水淬和660 ℃调质处理,在370 ℃时效不同时间后, 利用原子探针层析技术(APT)进行分析. 结果表明:样品经过1150 h时效后, 富Cu团簇正处于析出过程的形核阶段;经过3000和13200 h时效后析出了富Cu团簇, 团簇的平均等效直径分别为1.5和2.4 nm,团簇中Cu的平均浓度分别为45%和55%(原子分数), 团簇的数量密度约为4.2×10²² m^-3; 样品经过13200 h时效后,α-Fe基体中的Cu含量为(0.15±0.02)%,仍然高于Cu在α-Fe中平衡固溶度的理论计算值,说明这时富Cu团簇的析出过程还没有达到平衡. 对渗碳体的分析结果表明,Ni, Si和P偏聚在渗碳体和α-Fe基体的相界面附近, Mn, Mo和S富集在渗碳体中;并没有观察到Cu在相界面上偏聚的现象.

采用毛细管微电极测试方法、扫描Kelvin探针技术和数值分析方法,对2024-T351高强铝合金裂纹尖端在3.5NaCl溶液中的微区电化学特性和腐蚀行为进行了研究. 结果表明, 裂纹尖端的腐蚀电位较远离裂纹尖端的基体位置更负, 裂纹尖端处的电化学活性明显增加. 在外加应力的作用下,裂纹尖端处表面氧化膜的厚度减薄, 其稳定性和保护性变弱. 裂纹尖端处优先发生阳极溶解, 浸泡24 h后在裂纹尖端处出现腐蚀产物的堆积.由于腐蚀电位和电化学活性的差异, 在裂纹尖端(阳极)和远离裂纹尖端的基体(阴极)之间可形成电偶对, 进一步促进裂纹尖端局部区域内腐蚀过程的进行.

利用自主设计的腐蚀实验槽模拟实海潮差, 并借助恒电位仪、电化学工作站对Q235B低碳钢在潮差区不同位置以及全浸区的腐蚀过程进行原位监测. 结果表明, 试样处在潮差区的不同位置时的腐蚀规律不同, 低碳钢在中潮区和低潮区的腐蚀速率高于最高潮区及全浸区的腐蚀速率; 在一个潮差涨落周期内, 低碳钢开路电位的变化与表面经历的干、湿状态及所发生的阴、阳极反应有关; 在长期潮差腐蚀进程中, 低碳钢开路电位的变化规律与锈层的厚、薄状态有关.

在600-650℃, 100-240 MPa对用埋弧自动焊工艺制备的P92钢焊接接头进行高温蠕变实验, 采用OM, SEM和TEM等研究焊接接头的IV型蠕变断裂特性. 结果表明, P92钢焊接接头的IV型断裂发生在高温和低应力条件下, 存在一个临界Larson--Miller参数LMP和临界应力, 它们的值分别约为35.5和120 MPa; IV型断裂部位的变形很小, 位于靠近临界热影响区的细晶区, 即加热峰值温度在A_C3附近,  该部位显微结构退化为铁素体等轴晶及蠕变过程中Laves相在晶界析出和长大是影响IV型断裂的主要因素, M₂₃C₆粗化的影响较小; 焊接接头IV型断裂是一种晶界孔洞聚集型蠕变断裂, 孔洞在粗大Laves相附近形核, 可用损伤晶界上孔洞面积分数f或孔洞面积分数a作为发生IV型断裂的微观判据, 它们在650℃时的临界值分别约为0.5%和1.2%.

利用超快速冷却技术, 通过控制轧后冷却路径, 调整不同的终轧温度和终冷温度, 研究了冷却路径对热轧后经退火处理的中碳钢组织和扩孔性能的影响. 结果表明, 通过后续退火处理可以在铁素体基体上形成弥散分布的球化渗碳体组织; 随着终轧温度和终冷温度的降低, 退火处理后的渗碳体更加细小, 且弥散程度提高. 在扩孔实验中, 当切向延伸率达到材料成形极限时, 裂纹优先在冲孔的边缘出现, 裂纹主要通过微孔集聚的方式形成; 均匀细化的铁素体和球化的渗碳体组织能够明显提高实验钢的延伸率, 有效阻止相邻微孔聚合, 从而提高材料的扩孔性能.

两阶段控制轧制后, 采用不同的冷却路径进行冷却, 研究冷却路径对 Nb-Ti微合金钢组织和性能及沉淀行为的影响. 结果表明, 超快冷+空冷冷却路径可获得细晶组织, 晶粒平均尺寸约为7.76 μm, 屈服强度高达425 MPa, 抗拉强度高达500 MPa. 超快冷+炉冷试样中存在细小的沉淀粒子, 沉淀粒子尺寸主要集中在2-7 nm, 而超快冷+空冷试样中只存在少量球形沉淀粒子, 轧后直接空冷可获得相间沉淀粒子. 不同冷却路径获得的热轧板在700 ℃下退火300 s后, 沉淀粒子发生明显的粗化; 退火处理后, 超快冷+炉冷试样的晶粒平均尺寸减小为6.47 μm, 相对于退火前, 其屈服强度和抗拉强度分别增加50和 30 MPa, 强度的增加主要源于细晶强化. 对于含0.03%Nb(质量分数)的 Nb-Ti微合金钢, 由于沉淀粒子的体积分数有限, 因此细晶强化效果远高于沉淀强化效果, 强度的变化与晶粒尺寸的变化具有很好的对应性. 另外, 加工硬化指数与晶粒尺寸密切相关, 随着晶粒平均尺寸的增加使加工硬化指数增加.

研究了C和Nb含量对TP347HFG钢在650 ℃析出相参量(成分、体积分数和尺寸)和持久寿命的影响. 对ASME成分范围内的2种不同C和Nb含量的TP347HFG钢在650 ℃, 230和 150 MPa条件下进行持久实验, 持久寿命分别为199, 420 h和2426, 8837 h, 其中C含量较低Nb含量较高的样品持久寿命较长. 对持久管样的EPMA-EDS+MPSM 和TEM-EDS分析表明, 较低的C含量和较高的Nb含量对应较少的M₂₃C₆和较多的 MX, 并阻碍了M₂₃C₆的聚集粗化, 同时基体中可保留较多的Cr, 有利于延长持久寿命. 此外, 运用热力学软件Thermo-Calc分析了在500--1300 ℃范围内C和Nb组合含量的变化对各相成分和体积分数的影响, 与实验结果相吻合.

为了提高高强厚钢板低温韧性, 对550 MPa级厚钢板进行了730-910℃淬火和600 ℃ 回火的热处理, 研究不同淬火温度对其组织及力学性能的影响. 实验结果表明: 在亚温区淬火后回火, 随淬火温度升高, 试样强度和韧性均表现为先降低后升高, 淬火温度升高到完全奥氏体区, 试样强度进一步升高, 但韧性降低. 760℃亚温淬火后回火, 试样组织为粗大的多边形铁素体, 大量呈长条状、针状M/A组元断续分布在铁素体基体和晶界上, 严重恶化韧性, 力学性能最差. 相比完全奥氏体化淬火后回火, 850℃亚温淬火后回火, 试样具有最佳强韧配合, 这是由于组织细化, 铁素体的出现增加了大角晶界比例, 以及存在大量均匀位错胞状亚结构和稳定薄膜状残余奥氏体引起的.

采用电弧离子镀(AIP)技术在镍基单晶高温合金基体上制备了NiCoCrAlYSiB涂层 (普通涂层)和(Ni- CoCrAlYSiB+AlSiY)复合涂层, 研究了高温合金基体与2种涂层分别在900和700 ℃下的涂盐(Na₂SO₄+K₂SO₄和Na₂SO₄+NaCl)热腐蚀行为. 结果表明: 高温(900 ℃)热腐蚀条件下, 基体合金表面主要生成NiO; 普通涂层表面主要生成Cr₂O₃, 而且涂层内部出现内氧化和内硫化现象; 复合涂层表面主要生成Al₂O₃, 外层出现程度较轻的内氧化, 涂层表层Al含量仍然较高, 维持表面Al₂O₃膜的形成和修复. 低温(700 ℃)热腐蚀条件下, 基体合金表面主要生成NiO; 普通涂层表面主要生成Cr₂O₃, 涂层内部出现严重的内氧化; 复合涂层表面也出现了内氧化, 高Cr的内层未受腐蚀, 有助于提高涂层的抗腐蚀性能.

通过非平衡磁控溅射的方法制备了不同C含量的ZrCN复合薄膜, 采用XPS, XRD, SEM, AFM, 纳米压痕仪和摩擦磨损仪等对薄膜的化学成分、微结构、表面形貌、力学性能及摩擦磨损性能进行了研究. 结果表明, ZrCN薄膜中(C+N)/Zr原子比对薄膜的相组成、微结构和力学性能都有很大的影响. 当(C+N)/Zr原子比小于1时, C进入ZrN的晶格间隙并形成Zr(C, N)固溶体. 而当(C+N)/Zr原子比大于1时, 多余的C形成非晶态的CN或单质C, ZrCN复合膜呈fcc结构. 随着C含量升高, ZrCN复合膜的硬度先增大后减小, 而摩擦系数逐渐减小, 磨损所产生的磨痕逐渐变窄、变浅. C的加入使得ZrCN复合膜的摩擦磨损形式发生改变, 摩擦磨损性能得到提高. 含C量为13.2%的ZrCN薄膜硬度达到31 GPa, 摩擦系数仅为0.26, 综合具备了硬度高、摩擦磨损性能好的优良特点.

采用表面活性剂增强高能球磨技术及颗粒清洗、分级筛选工艺, 制备了具有较高矫顽力、颗粒尺寸分布狭窄的SmCo₅纳米颗粒与纳米薄片, 利用XRD, SEM, TEM, 激光粒径分析(LPSA)和振动样品磁强计(VSM)等手段分别对其相结构、微观形貌、颗粒尺寸分布及磁性能进行了表征. 结果表明, 平均颗粒尺寸分别为9.8和47.5 nm的SmCo₅ 纳米颗粒, 其室温矫顽力分别为6.8×10$⁴和7.3×10⁵ A/m; SmCo₅纳米薄片的平均颗粒尺寸为1.4 μm, 平均厚度为 75 nm, 具有明显的c轴织构和较强的磁各向异性, 其难磁化轴和易磁化轴上的室温矫顽力分别可达5.5×10⁵和1.6× 10⁶ A/m; SmCo₅纳米颗粒和纳米薄片的矫顽力表现出显著的颗粒尺寸依赖性.

研究了电流及其极性对浸铜碳滑板摩擦磨损性能的影响. 利用SEM观察浸铜碳滑板磨损表面的形貌. 结果表明, 施加电流显著增加浸铜碳滑板的磨损量, 但降低摩擦系数. 浸铜碳滑板为正极时的磨损量比其为负极时的大, 而2种极性条件下的摩擦系数相近; 电流越大, 磨损表面损伤越严重; 正极磨损表面的氧化比负极剧烈. 磨损机理主要为磨粒磨损、黏着磨损和电弧烧蚀.

采用相场方法模拟了Ti-Al-Nb合金α₂→ O相转变, 探讨了有无外力场作用下弹性应变能对O相颗粒形貌、取向、数目、体积分数及平均尺寸的影响. 结果表明: 在弹性应变能作用下, 颗粒形貌为长方块状, 且沿弹性软方向分布; 无外力场时, 弹性应变能越大, 沉淀相越易形核, 稳定时颗粒数目越多, 体积分数及平均尺寸越小; 在外力场作用下, 取向有利的变体优先长大, 取向不利的变体长大受到抑制; 在较小压应力作用下, 沉淀相易于形核, 稳定时颗粒数目增多, 体积分数减小; 在拉应力或较大压应力作用下, 应力越大, 越难于形核, 稳定时颗粒数目越少, 体积分数越大.

本文运用固体与分子经验电子理论(EET)计算了Al₃M(M=Ti, Zr, Hf)的3种晶体结构(L1₂, D0₂₂, D0₂₃)的价电子结构和最强键键能, 并依此对各种结构的相稳定性及相变顺序做半定量分析. 结果显示: 各平衡相, 即D0₂₂-Al₃Ti, D0₂₃-Al₃Zr 和D0₂₂-Al₃Hf, 其最强键键能分别为57.7, 71.6和 75.6 kJ/mol, 与对应平衡相的熔点高低次序一致, 确认了EET计算结果的可靠性. 使用这一方法计算获得Al₃Ti, Al₃Zr 和Al₃Hf的最强键键能, 依此得出各亚稳相向平衡相的转变顺序与实验结果及第一性原理计算的结果相同. EET计算的最强键键能可作为评价亚稳相稳定性的一个判据. 据此, 由计算获得 L1₂型Al₃M最强键键能推论各相的稳定性次序为Al₃Ti3Zr3Hf, 与实验所得的相稳定性次序一致, 表明最强键键能作为亚稳相稳定性判据的正确性.

通过循环极化曲线、Mott--Schottky曲线以及电化学阻抗谱等方法研究了温度对 Cr26Mo1超纯高铬铁素体不锈钢在3.5%NaCl溶液中耐点蚀性能的影响. 结果表明: 随着温度升高, Cr26Mo1超纯高铬铁素体不锈钢的自腐蚀电位降低, 腐蚀电流密度增大, 点蚀电位下降, 钝化膜阻抗降低. Cr26Mo1不锈钢钝化膜的半导体类型和性质在不同温度下发生改变. Cr26Mo1不锈钢发生点蚀的孕育期随着温度的升高而缩短, 点蚀敏感性增加, 已发生点蚀的试样不能够自修复.

采用恒电位法, 以石墨箔为工作电极, 通过聚苯胺(PANI)和二氧化铈(CeO₂)的电化学共沉积, 制备了PANI/CeO₂复合膜. 利用SEM, TEM和电子衍射(EDP)观测了PANI/CeO₂复合膜的形貌和结构, 利用Fourier变换红外光谱(FTIR)研究了 PANI/CeO₂复合膜的组成, 利用循环伏安法研究了PANI/CeO₂复合膜的电化学行为. 研究了电化学沉积条件对PANI/CeO₂复合膜形貌的影响. 结果表明, 在1.1 V (vs SCE) 进行PANI与CeO₂的电化学共沉积时, 由于苯胺电化学聚合和CeO₂电化学沉积过程中均释放一定量的H⁺, PANI/CeO₂复合膜以“羊角”形貌存在; 而0.8 V电化学沉积的复合膜则以纳米颗粒形式存在. “羊角”形的PANI/CeO₂复合膜上形成很多上部宽大、底部稍窄的楔形空间, 有利于客体粒子进入复合膜深处与活性组分充分接触, 提高性能. 复合膜的FTIR谱上出现了PANI的典型振动吸收, 循环伏安测试结果表明复合膜主要呈现PANI的电化学性能.