通过OM, TEM和EBSD等分析手段, 并结合热膨胀测试法, 研究了Cu对690 MPa级HSLA钢焊丝熔敷金属组织转变及组织细化的作用, 并对细化机理进行了探讨. 研究结果表明, 熔敷金属的组织主要由板条状贝氏体(LB)、粒状贝氏体(GB) 和残余奥氏体(AR)组成, Cu含量从0.24%增加到0.53%时, 马氏体/奥氏体(M/A)组元数量由0.6%减少到0.31%, 并且形状也由小块状、条状向颗粒状转变; 残余奥氏体数量增多; 同时, 组织的亚结构得到明显细化, 贝氏体板条块尺寸和板条平均宽度分别从2.18和0.39 μm减少到1.99和0.36 μm, 可阻碍裂纹扩展的大角度晶界的比例也由68.5\增加到71.0%. 通过对晶粒细化原因进行分析发现, Cu能降低奥氏体转变温度, 增加奥氏体的稳定性, 使相变时铁素体自由能(G_α)和奥氏体自由能(G_γ)差值增大, 减小临界晶胚尺寸; 同时, 相变温度的降低也降低了C的扩散速率, 使已形核的晶胚长大速率减慢, 最终细化了亚晶粒结构.

利用Gleeble-3500热模拟机研究了低冷速条件下奥氏体化温度对高强度低合金钢相变组织及-20℃冲击韧性的影响. 研究发现, 随着奥氏体化温度的升高, 显微组织由粒状贝氏体逐渐变为板条贝氏体. 奥氏体化温度为1000℃时冲击韧性最佳, 显微组织中马氏体/奥氏体(M/A)岛细小弥散且大角晶界密度最大. 低于1000℃奥氏体化时M/A岛粗化显著, 大角晶界密度较低; 而高于1000℃时, 虽然M/A岛细小弥散, 但是大角晶界密度有所下降. 动力学分析表明, 随着奥氏体化温度的升高, 相变起始温度逐渐下降, 转变速率不断加快, 较低的相变起始温度及较快的转变速率有利于M/A岛细化. 所有转变过程均可分为贝氏体转变及马氏体转变两个阶段, 1000℃奥氏体化时贝氏体转变分数最大, 转变最完全. 晶体学分析进一步显示, 当M/A岛得到细化时(奥氏体化温度1000℃及1300℃), 除原奥氏体晶界外, 更多大角晶界来源于发生协变相变时, 晶体学集合内不同Bain组之间的界面. 当奥氏体化温度过高时, 在粗大的奥氏体晶粒内部, 集合内的相变产物由单一Bain组主导, 从而导致大角晶界密度的降低及冲击韧性的下降.

采用缆式焊丝进行CO₂气体保护焊,利用焊接电弧多信息采集系统拍摄了缆式焊丝CO₂气体保护焊电弧形态图像；用数码相机拍摄无缺陷焊缝横截面照片. 基于实验结果分析了缆式焊丝CO₂气体保护焊工艺机理. 建立了缆式焊丝 CO₂气体保护焊有限元模型, 对该工艺下温度场、应力-应变场进行了数值模拟. 结果表明, 缆式焊丝CO₂气体保护焊具有束状电弧, 其由多弧旋转耦合而成, 热流密度更为集中; 当缆式焊丝CO₂气体保护焊单位长度焊缝的热输入为单焊丝CO₂气体保护焊的2.9倍时, 其熔深与熔宽分别为单丝CO₂气体保护焊的4倍和1.7倍; 在相同焊接条件下, 缆式焊丝CO₂气体保护焊热效率与埋弧焊相近, 残余应力场分布与埋弧焊相似, 但熔深大于埋弧焊, 熔宽、热循环峰值温度、热影响区宽度均小于埋弧焊. 焊缝横断面的计算结果与实验结果吻合较好, 证明了所建热源模型的准确性.

采用磁控溅射先驱丝法并结合真空热压技术制备SiC_f/TC17复合材料, 并在973, 1023, 1073和1123 K进行长时热暴露实验. 结果表明, 在热压和热暴露过程中, 界面附近的元素扩散形式主要为化学反应和浓度梯度导致的界面互扩散, 以及基体相变扩散. 化学反应扩散是C和Ti扩散的主要动力, 也是反应层形成和长大的原因; 原子浓度梯度使Si, Al, Mo, Cr, Zr和Sn在C层/反应层界面进行下坡扩散, 但扩散程度有限; 基体相变扩散使Al向α相偏聚, Mo和Cr向β相偏聚, Sn向Ti₃AlC偏聚, 同时使这些元素的界面互扩散受到抑制. 界面热稳定性研究表明, SiC_f/TC17复合材料的反应层长大激活能为138 kJ/mol, 该材料界面在973 K及以下温度是长时稳定的.

将有、无δ铁素体的P92钢管样在700和750℃分别时效1000, 3000和5000 h, 采用电子探针-X射线能谱分析(EPMA--EDS)和复相分离技术(MPST)研究了δ铁素体对时效析出M₂₃C₆及Laves相体积分数及相成分的影响. 结果表明, 在时效过程中, δ铁素体的存在促进了M₂₃C₆及 Laves沿δ铁素体的界面析出, 发生聚集与粗化, 并为该过程提供Cr, Mo和W; 在无δ铁素体的P92钢管样中, 不同温度下, M₂₃C₆体积分数随时效时间的变化速率不同; 在有δ铁素体的P92钢管样中, 温度降低促进了Laves体积分数的增加, 升高温度则有利于M₂₃C₆体积分数的增加. 此外, 提高时效温度和延长时效时间可促进2种析出相的粗化.

研究了中高碳钢中复合延性夹杂物形成的热力学条件及其热稳定性. 通过Thermo-Calc热力学计算及夹杂物显微观察等方法, 分析了
S含量及Ca处理对复合延性夹杂物形成及数量的影响, 并利用高温淬火实验研究了复合延性夹杂物的热稳定性. 计算及实验结果表明:
在0.001%-0.01%S含量范围内, 不进行Ca处理时, 随着S含量升高, 复合延性夹杂物的数量增多, 但氧化物被包裹的比例不超过
90%; Ca处理能大幅度提高氧化物被包裹的比例, 使含0.006%S的钢中氧化物接近100%被包裹; S含量提高及Ca处理促进复合延性夹杂
物出现的原因是将硫化物的析出温度提高到了基体凝固点以上; 基体热履历对复合夹杂物的稳定性有重要影响, 即过高的钢坯加热温
度使硫化物从氧化物上部分或完全脱离; 在Ca处理同时, 保持S含量在0.006%以上才能抑制硫化物完全脱离, 以保证复合延性夹杂
物的热稳定性.

运用循环热膨胀法获得了块体非晶合金与其晶态合金的体膨胀差曲线Δ(dV(T)/V₀), 由此定义出块体非晶合金的 2个特征自由体积, 即结构弛豫中释放出的自由体积ΔV_f-sr和玻璃转变中生成的自由体积 ΔV_f-gt. Fe-(Er)-Cr-Mo-C-B系列块体非晶合金的实验结果表明: 非晶合金的玻璃形成能力与其特征自由体积关系密切, 临界尺寸D_c最大的非晶合金的ΔV_f-gt也最大; 且D_c随ΔV_f-sr变化趋势明显, D_c²或D_c可以拟合成ΔV_f-sr的负指数函数, 回归系数高达0.998.

采用OM, SEM, TEM和EPMA, 对Ti和Al含量不同的Fe-Ni基合金在900-1030 ℃固溶温度范围内的η相析出行为进行了研究. 结果表明, η相的形成与合金中的Ti含量和Al含量密切相关, 提高(Ti+Al)含量或Ti/Al比, 可增加η相的析出倾向; 在980 ℃固溶处理后, 低(Ti+Al)含量和Ti/Al比的合金中不存在η相, 而在高(Ti+Al)含量和Ti/Al比的合金中仍存在η相; 随合金(Ti+Al)含量或Ti/Al比的增加, γ'相可在更高温度存在, 在高温固溶处理过程中, η相消耗合金中的$\gamma'$而析出并长大; 合适的固溶温度可消除合金中的元素偏析和抑制η相的析出.

在镀液成分、pH值、沉积电流密度和脉冲占空比等工艺参数不变的条件下, 利用脉冲电沉积技术在镀液温度分别为30, 50和80 ℃时制备了包含高密度纳米孪晶片层结构的纳米晶Ni薄膜. 利用SEM, XRD和TEM研究了镀液温度对纳米孪晶Ni薄膜的沉积速率、择优取向、晶粒尺寸、孪晶片层特征尺寸(长度和厚度)以及生长规律的影响; 利用HRTEM揭示了纳米孪晶Ni的孪晶界面微观结构特征, 利用纳米压痕技术研究了温度对Ni薄膜纳米压痕硬度的影响. 研究结果表明: 脉冲电沉积纳米孪晶Ni薄膜的生长速率在20-30 nm/s之间, 镀液温度为30和50 ℃时Ni薄膜沿(220)面择优生长, 80 ℃时转变为沿(200)面择优生长; 随着镀液温度的升高, Ni薄膜的平均晶粒尺寸由900 nm减小到300 nm, 晶粒内部孪晶片层的厚度由60 nm降低到28 nm; 50 ℃时纳米孪晶Ni薄膜的纳米压痕硬度平均值最高, 达3.75 GPa.

利用磁过滤电弧离子镀技术在高速钢基体上制备了不同Si含量的Ti-Al-Si-N薄膜, 研究了Si含量对薄膜组织结构以及力学性能的影响. 结果表明, Ti-Al-Si-N薄膜主要由晶态TiAlN和非晶态的Si₃N₄组成, 随着Si含量的增加, XRD衍射峰强度减弱, 晶粒尺寸减小; 薄膜的显微组织也由明显的柱状晶转变为致密的纳米晶结构. 利用纳米硬度仪对薄膜的硬度和弹性模量进行了分析, 结果表明, 薄膜的硬度和弹性模量有着相似的变化趋势,随着Si含量的增加, 两者都先增加, 当Si含量达到一定程度时, 它们会逐渐稳定在一定范围内, 而后又随Si含量的继续增加呈下降趋势. 通过划痕测试对薄膜结合强度进行了分析, 结果表明, 薄膜与基体的结合强度随Si含量的增加先减小而后增加.

采用交变电场脉冲钝化技术表面改性Fe24Mn4Al5Cr反铁磁定膨胀合金. 在1.0 mol/L Na₂SO₄溶液中通过脉冲钝化生长钝化膜, 再在1.0 mol/L Na₂SO₄+0.5 mol/L Na₂SO₄溶液中测定电位衰减曲线, 以优化脉冲钝化工艺参数. 利用AES和XPS分析优化工艺条件下生长的脉冲钝化膜化学组成、键合状态及其深度分布; 利用阳极极化曲线和电化学阻抗谱测试脉冲钝化膜耐腐蚀性能, 并与直流 620 mV连续钝化15 min生长钝化膜相比较. 研究发现, 脉冲钝化膜中元素Al和Cr富集, 元素 Mn贫化, 具有保护性的Al₂O₃和Cr₂O₃氧化物阻碍层增厚. 脉冲钝化膜的阳极极化曲线呈自钝化, 自腐蚀电位E_corr
由连续钝化膜的-360 mV增至-100 mV, 维钝电流密度em_p由 2.6 μA/cm²降至0.7 μA/cm², 阳极极化性能与AISI 304不锈钢相当. 脉冲钝化膜的EIS与连续钝化膜相比, 其容抗弧直径及|Z|值增加, 相位角平台变宽, 利用等效电路R_s-(R_p//CPE)拟合的脉冲钝化膜电阻R_p由连续钝化膜的14.8 kΩ·cm²增至54.0 kΩ·cm^2, 计算的有效电容C_B则由14.0 μF/cm²降至10.2 μF/cm². Fe24Mn4Al5Cr反铁磁定膨胀合金脉冲钝化膜的绝缘性提高, 耐蚀性改善.

在HCO₃^-和Cl^-浓度不同的溶液中, 用循环极化的电化学测试方法和SEM, 对Cu的循环极化行为和点蚀表面形貌进行了研究. 结果表明, 该体系中Cu的腐蚀行为可概括为活性溶解型腐蚀、钝化型腐蚀、活性溶解型点蚀和钝化膜破裂型点蚀等4种类型; 在HCO₃^- 或Cl^-单独存在环境中, Cu表面不发生点蚀, 只有Cl^-和 HCO₃^-共同存在且起协同作用时, Cu表面才发生点蚀; 活性溶解型点蚀区域中, 点蚀敏感性随Cl^-浓度的升高而增大, 而随HCO₃^- 浓度的升高先增大后减小; 钝化膜破裂型点蚀区域中, 点蚀敏感性随Cl^-浓度的升高和HCO₃^-浓度的降低而增大.

对定向凝固多孔Cu热沉的传热性能进行理论分析和预测, 并将定向凝固多孔Cu热沉传热性能的理论预测结果与实验结果进行了比较. 结果表明, 将定向凝固多孔Cu热沉单元进行肋片等效, 由于实际热沉所用多孔Cu结构与其理想结构存在偏差, 理论预测结果远高于实验结果; 引入通孔率和通孔孔径对理论预测结果进行修正后, 理论预测结果与实验结果吻合. 定向凝固多孔Cu的结构是影响热沉传热性能的根本因素, 根据理论分析, 沿孔长方向长度为20 mm时, 具有优异传热性能的热沉的定向多孔Cu部分应具有如下结构: 孔径0.1-0.6 mm; 气孔率30%-70%; 高度≧4 mm.

对Ni-Ag偏晶合金开展了喷铸快速凝固实验, 获得了富Ag相粒子弥散分布于Ni基体相的复合凝固组织. 建立了Ni-Ag偏晶合金喷铸快速凝固过程中组织演变的动力学模型, 模拟分析了喷铸Ni-Ag合金凝固组织形成过程. 结果表明: 在喷铸快速凝固条件下, Ni-Ag合金液-液相变过程中富Ag相液滴的Ostwald粗化作用很弱, 初生富Ag相粒子的弥散度主要由液-液相变过程中富Ag相液滴形核率决定, 初生富Ag相粒子的数量密度和平均半径与液-液相变过程中富Ag相液滴形核阶段熔体冷却速率间满足 N\propto\dot{T}_Nuc^1.8和<R>\propto\dot{T}_Nuc^-0.6的指数关系.

研究了高低温熔体混合处理对Au-20Sn(质量分数, \)共晶合金凝固组织的影响, 分析了Au-20Sn合金凝固组织随熔体混合处理中高温熔体温度变化(低温熔体温度均为283 ℃)的演变规律. 结果表明, 高低温熔体混合处理能有效改善合金凝固组织结构, 采用适当的高温熔体(350 ℃)与低温熔体(283 ℃)进行熔体混合自然冷却凝固, 会抑制初生相ζ'-Au₅Sn的析出, 得到细小全层片共晶组织. 但当高温熔体温度偏高(360 ℃)或偏低(340 ℃)时, Au-20Sn共晶合金凝固组织中均存在初生相ζ'-Au₅Sn. 高低温熔体混合处理改善合金凝固组织的主要原因是降低了凝固过程中Au富集的偏析现象, 改变了ζ'-Au₅Sn相的结晶析出行为. 在220 ℃热压缩变形过程中, 熔体混合得到的细小全层片组织具有良好的热压缩变形能力, 表现为具有较低的屈服应力和恒应力-应变平台.

使用不同种类催化剂(NaF, NH₄F, NH₄Cl, NaBr和NaCl)经1250 ℃保温8 h扩散共渗, 在新型Nb-Ti-Si-Cr基超高温合金表面制备了Si-Zr-Y共渗层, 分析了各共渗层的结构及相组成, 并对其组织形成过程进行了讨论. 结果表明: 不同种类催化剂制备的共渗层由外至内均由(Nb, X)Si₂(X表示元素Ti, Cr和Hf)外层, (Ti, Nb)₅Si₄过渡层及富Al, Cr和Y的 (Nb, X)₅Si₃内层组成. 在5种催化剂中, 采用NaF和NH₄F时制备的共渗层较厚、组织致密, 且采用NaF时所制备的共渗层中Zr和Y的含量较高; 采用NH₄Cl, NaBr和NaCl时制备的共渗层较薄且表面分布有大量的孔洞以及ZrO₂和HfO₂氧化物. 渗包内Si的卤化物平衡气相分压较高时制备的共渗层较厚且组织致密; 而Zr和Y的卤化物平衡气相分压对其在共渗层中的含量没有显著影响.

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了未均匀化、部分均匀化和完全均匀化处理的高合金化GH742合金铸锭的等温热变形行为. 结果表明, 随着均匀化程度的提高, 合金热变形过程中的流动应力逐渐降低, 塑性提高, 动态再结晶程度增加; 元素偏析和γ'相和δ相等析出相导致变形过程中形成大量的位错和形变带, 提高了合金的变形抗力; 大块Laves相和Ni₅Ce相等脆性相破碎后容易形成微裂纹; 大块、密集分布的一次析出MC型碳化物在变形过程中容易产生条带组织, 并形成应力集中区, 导致裂纹萌生. 采用低温预处理和高温扩散相结合的均匀化制度, 能够消除元素偏析和有害脆性相, 改善碳化物尺寸和分布, 降低热变形抗力, 明显提高合金的热塑性, 获得均匀的再结晶组织.