采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的深过冷技术, 对比研究了深过冷凝固和过冷熔体Cu模激冷凝固Fe₄₄Co₄₄Nb₇ B₄Cu₁块体合金的组织特征. 结果表明, 随过冷度增大,深过冷和深过冷Cu模激冷凝固组织均由最初的发达树枝晶逐渐演变为细小的粒状晶,并且Cu模激冷可显著减小树枝晶向粒状晶转变的临界过冷度. 在相同过冷度下,过冷熔体Cu模激冷凝固组织更加细小均匀, 其根本原因在于Cu模激冷和熔体深过冷的双重作用不仅提高了熔体的形核率并抑制了晶粒长大, 而合金化元素在晶界聚集并不是阻碍晶粒长大的主要原因.

采用SEM, TEM和物理化学相分析等方法对铁素体基Ti-Mo微合金钢在2种不同轧制工艺下的析出相分布和粒度进行了观察和统计, 结合热力学和动力学计算研究了γ相区变形过程中形变储能对诱导析出的影响, 分析了γ相区形变诱导析出量对后续γ→α相变以及相变后α相基体中继续析出时析出相的临界晶核尺寸、相对形核率和相对沉淀开始时间的影响.结果表明, 在总变形量相同的情况下, 与γ相再结晶区和未再结晶区两阶段轧制相比较, 采用γ相再结晶区单阶段轧制更有利于获得析出量大、尺度分布均匀的个位纳米级碳氮化物, 这类碳氮化物占析出物总量的75%(质量分数).

研究了固溶态0Cr13铁素体不锈钢经室温2道次等径转角挤压(ECAP)及退火处理后的微观结构和力学性能.光学显微镜和透射电镜观察表明, 经ECAP挤压变形和650--750 ℃退火后, 样品发生部分再结晶, 内部残留约10%-35%(体积分数)均匀分布的岛状超细晶基体. 统计表明, 再结晶晶粒和超细晶晶粒尺寸呈双峰分布, 平均晶粒尺寸分别为5.1---8.3 μm和418---525 nm. 拉伸和冲击测试结果表明, 优选的ECAP挤压变形+700℃退火处理工艺, 能够使实验钢获得与常规使用态(锻后700℃退火)相当的冲击韧性(212 J/cm²),以及比后者更高的屈服强度、均匀塑性和静力韧度(分别提高10%, 35%和70%). 组织细化和应变硬化能力的提高是造成挤压后退火样品综合力学性能提高的原因.

研究了SUS304不锈钢薄板光纤激光焊接时激光功率、焊接速度、保护气对焊道驼峰倾向的影响规律,利用Ti示踪元素和CCD图像, 考察了熔池的流动状态. 结果表明, 焊道驼峰倾向对激光功率不敏感; 当焊接速度超过18 m/min时, 焊缝出现驼峰现象, 且驼峰倾向随着焊接速度的提高而增大; 当焊接速度和功率一定时, 不同保护气流方向的焊缝驼峰倾向有明显差异, 与焊接方向同向吹送保护气有助于降低驼峰倾向. 分析认为, 焊接速度的提高使熔池流动更加剧烈, 进而增加了驼峰倾向; 与焊接方向反向吹送保护气体, 焊缝几何形状呈“柱状”, 与焊接方向同向吹送保护气体, 焊缝的几何形状呈“杯状”, “杯状”焊缝增加了U形区域的截面积, 降低了熔池流动的剧烈程度, 进而降低了驼峰倾向. 通过调整保护气流方向改变焊缝的几何形状以增加U形区域的截面积, 是降低驼峰倾向的可行途径.

对压铸AZ91D镁合金进行CO₂激光局部重熔, 采用OM和SEM观察了母材预存气孔和重熔区气孔特征, 利用粒径分析软件Nano measure 1.2测量了气孔尺寸, 着重研究了重熔区气孔同母材气孔的关联性.结果表明: 压铸镁合金母材预存气孔在重熔过程表现出明显的遗传性; 重熔区出现的微观气孔具有近圆形截面, 内壁光滑, 是氢致气孔; 重熔区出现的宏观气孔呈蠕虫状, 内壁存在气体通道, 并具有明显的金属冲刷痕迹. 分析认为, 氢致气孔主要遗传于母材固溶的原子氢和存于压铸缺陷的分子氢, 宏观气孔主要遗传于母材压铸过程卷入的气体. 分析了两类气孔的形成机制, 建立了母材预存气孔同重熔区宏观气孔内在关联的数学模型.

采用挤压AZ31B镁合金薄壁圆筒试样, 分别进行了单轴和多轴加载下的对称应变控制疲劳实验,研究了不同加载路径对疲劳寿命的影响. 单轴加载包括对称拉压和扭转路径, 多轴加载包括45°比例加载和90°非比例加载路径. 结果表明, 在加载的等效应变幅值为0.3%-0.55%附近, 4种加载路径下的应变-寿命曲线均出现了不连续的拐点;比例加载路径在等效应变幅大于0.45%时疲劳寿命最高, 拉压路径在等效应变幅小于0.45%时疲劳寿命最高; 非比例加载路径的疲劳寿命最低. 使用基于临界平面法的多轴疲劳模型FS,SWT以及修正SWT分别预测了各个路径加载下的疲劳寿命. 预测结果表明,  SWT模型对于拉压和循环扭转加载下寿命预测结果误差较大; FS模型与修正SWT模型可以较好地预测挤压AZ31B镁合金各个路径加载下的疲劳寿命.

在不同温度下对5456铝合金进行拉伸实验, 观察到低温下的正常临界行为和高温下的反常临界行为. 对比不同温度下的应力--应变曲线, 分别定义上下包络线. 临界应变之前的应力在低温时遵循下包络线, 在高温时遵循上包络线. 锯齿状应力-应变曲线在上下包络线之间振荡, 且在低温时, 锯齿方向朝上; 高温时锯齿方向朝下. 通过对应力和微观位错运动的分析讨论, 提出了分别对应于上下包络线的2种稳定塑性变形, 并给出相应的位错运动情况: 下包络线对应着位错没有被溶质原子钉扎,上包络线对应着一部分位错已经被溶质原子钉扎但未能脱钉. 正常临界行为取决于第一次钉扎, 而反常临界行为取决于第一次脱钉.

采用冷拉拔方法制备了高强高导Cu-Cr合金导线, 考察了合金界面结构随拉拔变形量的演变, 探讨了界面结构变化与合金性能的关系.结果表明, 随变形量增大, Cu和Cr相均被逐渐拉长成纤维状, 且两相的晶面之间逐渐趋于(111)_Cu//(110)_Cr, Cu/Cr界面由非共格关系演变为共格关系, 同时, 通过Cu/Cr界面的互扩散增强. 界面密度的增加是导致电阻率随变形量增加持续增大的主要因素. 界面共格化是造成合金强度增大并趋于恒定的原因.

研究了不同形态Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀非晶合金(块体和粉末)在不同升温和冷却条件下的晶化行为.发现Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀在不同热历史下的晶化行为有较大差别. 对于块体非晶合金, 在常规热处理条件下, 合金的升温和冷却速率较低, Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀块体非晶合金在初始晶化温度T_x以上开始晶化, 形成CuZr₂纳米晶. 随着热处理温度的升高, 晶粒尺寸增大, 当热处理最终温度超过熔点后, 合金在随炉冷却过程中形成了粗大的CuZr₂板条+板条间(CuZr₂)+(Zr, Cu, Al, Ni)共晶组织; 在激光熔凝条件下, 合金的升温和冷却速率较高, Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀块体非晶合金随单点熔凝次数的增加, 晶化效应逐渐累加, 热影响区中逐渐出现微米级球晶的弥散析出, 并长大, 随后失稳形成沿熔池边界带状分布,尺寸可达几百微米的等轴晶. 对于粉末非晶合金, 由于Zr₅₅Al₁₀Ni₅Cu₃₀非晶粉末的冷却强度不如块体非晶, 冷却速率较块体低, 造成粉末颗粒在激光熔凝过程中晶化为微米级的等轴枝晶, 并随着激光能量的升高, 等轴枝晶尺寸增大.

采用液相原位反应法制备了Cu-0.9Y₂O₃(体积分数, %)复合材料. TEM观察与SAD分析表明: Cu基体上均匀分布着纳米Y₂O₃颗粒, 其平均尺寸和颗粒间距分别为5.0和20 nm,Y₂O₃颗粒与基体共格, 晶面(422)Y₂O₃//(111)_Cu,晶带轴[011]Y₂O₃//[112] _Cu. 实验结果表明,Cu--0.9Y₂O₃复合材料的抗拉强度为568 MPa, 其强化机制为Orowan机制和切割机制共同作用, 其中Orowan机制产生的强度增值为185 MPa, 切割机制引起强度增加195 MPa.

采用激光悬浮区熔定向凝固方法制备了高致密度Al₂O₃/YAG/ZrO₂共晶自生复合陶瓷材料,研究多元复相陶瓷在高温度梯度、不同生长条件下的凝固组织形态演化规律, 定量表征凝固速率与氧化物陶瓷共晶间距的关系, 在此基础上, 考察其力学性能并分析凝固组织与断裂韧性的关系. 研究结果表明:激光悬浮区熔Al₂O₃/YAG/ZrO₂三元自生复合材料呈现与热流方向平行、定向性良好的非规则层片共晶形貌, 共晶组织随凝固速率的增大而快速细化, 凝固速率为200 μm/s时, 最小层片间距达到0.46 μm. 平均层片间距λ_av与凝固速率V之间符合关系:λ_avV^0.5=12.4 μm^1.5?s^-0.5,且明显小于同等凝固速率条件下Al₂O₃/YAG二元共晶的平均层片间距.Al₂O₃/YAG/ZrO₂三元共晶平均硬度为(19.0±1.0) GPa, 室温断裂韧性为(3.31±0.2) MPa?m^1/2. 与二元共晶相比, 裂纹捕获、偏转以及共晶相热胀系数失配是三元共晶室温断裂韧性提高的主要原因.

利用静态高压釜腐蚀实验研究了Zr-0.7Sn-0.35Nb-0.3Fe-xGe (x=0.05, 0.1, 0.2, 质量分数, %)系列合金在360 ℃/18.6 MPa/0.01 mol/L LiOH水溶液中的耐腐蚀性能; 利用TEM和SEM分别观察了合金基体的显微组织和氧化膜的显微组织. 结果表明: Ge可以显著改善Zr-0.7Sn-0.35Nb-0.3Fe金在高温高压LiOH水溶液中的耐腐蚀性能, 当Ge含量为0.1\%时, 合金的耐腐蚀性能最佳. 在Zr-0.7Sn-0.35Nb-0.3Fe-xGe系列合金中发现尺寸较小的hcp结构的Zr(Fe, Cr, Nb)₂型、Zr(Fe, Cr, Nb, Ge)₂型第二相和尺寸较大的四方结构的Zr₃Ge型第二相. 腐蚀220 d的Zr-0.7Sn-0.35Nb-0.3Fe-0.1Ge合金氧化膜致密,厚度较薄, 几乎没有微孔隙和微裂纹, ZrO₂柱状晶较多. 这说明添加适量的Ge不仅可以有效延缓氧化膜中空位扩散凝聚形成微孔隙和微孔隙发展形成微裂纹的过程, 还可以延迟ZrO₂由柱状晶向等轴晶的演化, 从而改善合金的耐腐蚀性能.

从锈层中分离出黄色细菌, 经分子生物学技术鉴定为海藻希瓦氏(Shewanella algae, SA)菌. 采用分光光度法研究了其生长曲线的变化, 发现该细菌的生长分为3个阶段: 指数生长阶段、稳定阶段和衰亡阶段. 采用电化学交流阻抗技术、扫描电镜和荧光显微技术等方法研究了SA菌对Zn--Al--Cd牺牲阳极材料腐蚀行为的影响.结果表明, 含SA菌培养基的试样的开路电位要高于无菌培养基中试样的电位,电荷传递电阻R_ct值大于无菌培养基的R_ct值,说明该SA菌能够抑制试样的腐蚀. 分析原因是细菌在试样表面形成生物膜,隔离了腐蚀介质与试样的接触, 同时, 细菌的生长消耗了氧气, 抑制了腐蚀的发生;试样在含SA体系中, 5 d时, 其表面覆盖比较致密的生物膜; 而在不含细菌的体系中,试样表面有明显的腐蚀坑; 试样在含SA体系中7 d时, 生成比较完整的生物膜, 随着体系中营养物质及氧气的减少, SA菌逐渐减少, 11 d后试样表面附着的SA菌所剩不多.

用双环电化学动电位再活化法(DL-EPR)和临界点蚀温度(CPT)分别评价了在不同温度(600-950℃)下敏化处理2 h对SAF2304双相不锈钢的耐晶间腐蚀性能和耐点蚀性能的影响, 并通过电化学蚀刻技术结合SEM对材料的微观组织演变进行了表征. 结果表明, 随着敏化温度的升高, SAF2304双相不锈钢的耐晶间腐蚀性能和耐点蚀性能都是先变差后增强, 在700和750 ℃下敏化处理2 h后其耐局部腐蚀性能最差. 对材料微观组织形貌的表征显示, Cr₂N的析出及其周边贫Cr区的形成是导致材料耐蚀性能下降的主要原因.

通过引入动态再结晶的演化速率, 分析了基于Avrami方程的经典动态再结晶动力学模型的不足, 提出了一种新的具有单参数的动态再结晶动力学模型, 反映了动态
再结晶过程缓慢--快速--缓慢的特点. 采用Gleeble-1500热模拟试验机,对典型的具有动态再结晶特性的材料镁合金AZ31B进行了热压缩实验,通过进行参数回归得到了其动态再结晶动力学模型, 并与实验结果相对比,验证了该模型的正确性. 进一步将稳态变形条件下获得的微观组织演化模型改写成分步叠加形式, 与动态再结晶晶粒尺寸模型相结合, 应用到非稳态条件的晶粒预测, 模拟与实验的对比表明计算结果和定量金相法所获得的结果基本一致,说明了非稳态变形过晶粒的叠加预测方法的合理性.

建立了TiNiFe形状记忆合金管接头变形和恢复两个过程的三维本构模型, 采用有限元分析方法, 对内脊型管接头组件的应力分布和拉脱力进行模拟, 分别研究了内脊和脊高对拉脱力的影响. 模拟所用到的TiNiFe合金材料参数由实验测得. 结果表明: 内脊的引入能够提高连接组件的拉脱力, 在计算范围内, 随脊高增加拉脱力线性增大. 拉脱力实测值与模拟结果吻合较好, 数值偏差在4%以内.

利用中子衍射和有限元法分析不锈钢复合板补焊残余应力, 结果表明: 计算结果与测试结果具有一致性. 焊缝和热影响区产生了较高的残余应力, 远离热影响区, 残余应力逐渐降低.由于局部补焊加热, 沿厚度方向产生了弯曲应力; 在不锈钢覆层, 最大残余应力位于热影响区, 由于加工硬化的影响, 其值已超过屈服强度. 因此, 采用常规标准假设会使评定结果与实际存在差异, 利用中子衍射与有限元法相结合, 不仅可以准确获得残余应力大小, 而且可以获得沿厚度方向分布的残余应力, 满足安全评定标准有关处理焊接残余应力的要求.

构建了埋地管线钢在鹰潭土壤模拟溶液中的矩形缝隙剥离涂层模型, 采用原位电化学测量方法对剥离区的X80钢进行电化学交流阻抗谱(EIS)表征,并对其腐蚀行为进行了研究. 结果表明, 腐蚀初期剥离区各位置的电化学反应特征相同, EIS由高频容抗弧和低频感抗弧组成. 随着腐蚀反应进行,高频容抗弧半径增大, 低频感抗弧消失. 距漏点不同距离的X80钢试样的腐蚀程度有所区别: 漏点处和剥离区底部的腐蚀最严重, 为吸氧腐蚀和阳极溶解所致; 剥离区中部腐蚀较弱, 去除腐蚀产物的X80钢表面出现明显的点蚀坑, 点蚀倾向加重, 腐蚀类型由全面腐蚀向局部腐蚀转变.根据EIS规律和实验结果, 剥离区的腐蚀进程可分为氧耗尽、阴离子迁移和腐蚀扩展3个阶段.