利用XRD和EBSD研究了长轴分别平行于轧向(RD)、横向(TD)和轧面法向(ND)的柱状晶样品在热轧、冷轧及退火过程中的组织、织构演变规律, 并分别从几何诱导和取向诱导两个方面分析了晶界的交互作用. 结果表明, 热轧时由表面摩擦剪切作用引起的组织和织构梯度直接影响并遗传给后续冷轧及退火样品. 热轧后, 不同样品的初始晶粒形状各向异性差异消失, 形成相同的各向异性晶界组织, 但晶体学各向异性发生改变, 导致随后冷轧、退火组织及织构的变化均不同于直接冷轧的柱状晶样品. 研究中特别关注了对磁性能有利的{100}取向区域与晶界的关系.

通过冷轧变形结合变形后在820~870 ℃退火, 在316L奥氏体不锈钢中实现了微米(3~5 μm为主)和亚微米(300~500 nm为主)双峰晶粒尺度分布. 在奥氏体冷变形过程中, 形变孪生与应变诱导马氏体相变都集中发生于大变形阶段, 据此推断奥氏体形变孪生是产生应变诱导马氏体的微观机制. 在820~870 ℃范围内退火时, 样品的硬度和晶粒尺寸分布几乎保持恒定. 通过对退火过程中变形奥氏体和应变诱导马氏体演化驱动力的比较分析, 推断奥氏体双峰尺度晶粒尺寸分布的来源是: 微米尺度晶粒来自冷变形时未转变的变形奥氏体的再结晶, 而亚微米尺度晶粒主要由应变诱导马氏体逆转变而产生.

在除氧的HC{O}_3^{-}溶液中, 采用原位测量开路电位方法研究了HC{O}_3^{-}浓度对低碳钢腐蚀活化/钝化状态的影响, 用SEM观察了低碳钢电极在除氧的HC{O}_3^{-}溶液中长期腐蚀后的表面形貌, 用电化学阻抗谱(EIS)方法研究了电极的腐蚀演化特征及规律, 用XRD方法检测了腐蚀产物的相组成. 结果表明, 低碳钢的开路电位随浸泡时间的延长以及HC{O}_3^{-}浓度的升高而升高; 长期浸泡后, 在0.01 mol/L HC{O}_3^{-}溶液中低碳钢的阳极溶解处于极限扩散状态, 而在高于0.02 mol/L HC{O}_3^{-}溶液中处于钝化状态; 锈层的主要腐蚀产物为α-FOOH和Fe₃O₄.

利用OM, SEM, EDS, EBSD, 硬度测试及冲击韧性实验等分析手段, 对比研究H13钢和添加0.06%Nb (质量分数)H13钢 (H13-Nb) 芯棒偏析、液析碳化物、组织及力学性能. 结果表明, 与标准H13钢相比, H13-Nb中Nb加重了偏析, 导致高温扩散过程偏析未能有效改善; Nb使MC液析碳化物类型由以VC为主变成以 (V, Nb)C为主, 提高了MC液析碳化物的析出温度, 并使液析碳化物数量增加; 退火态H13-Nb的严重偏析组织在淬、回火后表现为有效晶粒尺寸较大且不均匀, 其较多的液析碳化物未减少; 在冲击实验中, 链状液析碳化物聚集的地方易产生开裂, 断口上表现为横向条纹, 导致韧性较低.

运用多相场模型模拟了Sn/Cu互连体系中晶界扩散系数D_{GB}及界面初生金属间化合物(IMC)相( \eta相)与液相Sn(L相)间界面能{\sigma }_{\eta L}对界面Cu₆Sn₅组织演化和生长动力学行为的影响. 研究表明, 界面IMC层Cu₆Sn₅晶粒以紧密排列的扇贝状形貌存在, 其扇贝状形貌同时受D_{GB}和{\sigma }_{\eta L}的竞争性影响. IMC的生长过程由3阶段组成: Cu₆Sn₅晶粒快速生长铺满Cu基底阶段、Cu₆Sn₅晶粒转变为扇贝状形貌的过渡阶段以及Cu₆Sn₅层增厚和晶粒粗化同时进行的正常生长阶段. IMC层厚度随D_{GB}增大而增加, 随{\sigma }_{\eta L}增大而减小; 而Cu₆Sn₅晶粒的平均横向粒径随D_{GB}增大而减小, 随{\sigma }_{\eta L}增大而增加. 界面Cu₆Sn₅层厚度和晶粒横向粒径随反应时间呈指数规律变化, 采用较大 D_{GB}和晶界能{\sigma }_{GB}=2{\sigma }_{\eta L}获得的生长指数符合理想的固/液界面反应的生长过程.

通过直流电沉积技术制备具有高密度纳米孪晶结构的Ni, 并对该材料中存在的五次孪晶结构进行了深入系统的电子显微分析. 获得了纳米孪晶Ni中五次孪晶结构的HRTEM图像和SAED花样; 研究了单个晶粒内部五次孪晶的结构特性、分布规律. 结果表明, 五次孪晶是由5个{111}晶体旋转组成, 五次旋转孪晶产生的7.35°本征间隙至少由五次孪晶中的2个孪晶界分担; 而且分担间隙的孪晶界呈现宽化现象, 并且分解为新的孪晶, 导致五次孪晶晶粒在整体形状上不具有五次对称性, 呈现出一定的不规则形状. TEM截面形貌分析表明, 电沉积纳米孪晶Ni呈现{110}面平行样品表面织构, 晶粒为柱状晶分布, 柱状生长方向为[110]. 通过综合结构表征, 给出了五次孪晶在三维空间的结构模型.

采用焊接热模拟实验, 研究了焊接热循环对一种700 ℃超超临界火电机组高温部件候选材料—Ni-Fe基高温合金组织和力学性能的影响. 结果表明, 固溶态Ni-Fe基高温合金在经过峰值温度为1249 ℃的焊接热循环后, 25和700 ℃屈服强度和抗拉强度都降低, 延伸率升高. 对经过焊接热循环后的合金再进行时效处理发现, 在25 ℃时, 焊接热循环后再时效样品的屈服强度和抗拉强度与母材时效态相当; 在700 ℃时, 焊接热循环后再时效样品的强度高于母材时效态的强度. Ni-Fe基高温合金在高温焊接热循环过程中, 强化相γ'以及难溶相MC发生溶解, 导致强度下降. 经过时效处理后, 强化相γ'再次大量析出, 同时晶界析出了M₂₃C₆. M₂₃C₆存在于晶界, 并没有造成拉伸性能的弱化. 高温焊接热循环使MC发生部分溶解, 为M₂₃C₆的时效析出提供了C元素.

利用扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)研究了Inconel 625熔敷金属中δ相的形成机理, 并揭示了焊后热处理(PWHT)过程中δ相粗化的内在规律. 结果表明, 经850 ℃焊后热处理的Inconel 625熔敷金属中大量析出的针条状δ相呈网格状分布在基体γ相中, 且其附近出现了贫γ"相区域. δ相的形成是一个类贝氏体转变的固态相变过程, 其晶核是在γ"相密排面的层错上通过切变方式形成的. 同时, δ相的粗化行为是扩散控制的长大过程. 保温时间较短时, 实际δ相颗粒的平均尺寸符合LSW理论, 随着保温时间的延长, δ相的高密度、不同向析出特征使得其实际尺寸偏离了经典LSW理论的预测值.

研究了二元Cu-Cr合金Cu-0.5Cr, Cu-7.0Cr和Cu-15.0Cr (原子分数, %)在700和800 ℃空气中的高温氧化行为. 合金的氧化动力学基本遵循抛物线规律, 其中Cu-0.5Cr合金的氧化近似于纯Cu的氧化行为, 氧化产物主要为Cu的氧化物, Cr₂O₃颗粒弥散分布于氧化膜内层靠近膜/基体界面; Cu-7.0Cr和Cu-15.0Cr氧化后外层形成CuO和Cu₂O, 内层为Cr₂O₃和Cu₂O·Cr₂O₃混合氧化物, 并含有部分未氧化的Cr颗粒. 合金的氧化速率随Cr含量的增加而降低, 并且β相尺寸减小也利于提高Cu-Cr合金的抗氧化能力. 合金氧化膜结构和生长规律与合金的原始显微组织和β相分布状态有关.

采用元胞自动机-有限差分(CA-FD)方法对DD6高温合金高速凝固法(HRS, high rapid solidification)定向凝固树枝晶三维生长过程进行模拟研究. 建立温度场和溶质场耦合控制的枝晶生长模型, 考虑抽拉速率和温度梯度等凝固条件的影响, 同时考虑成分过冷、溶质分配系数、晶体择优取向等合金物性参数, 模拟研究了枝晶形态的演化过程. 模拟结果反映了高温合金树枝晶的竞争生长及形貌特征, 描述了凝固过程的溶质分布变化及枝晶间距的动态调整过程. 研究工作将模拟结果与实验结果进行了对比, 两者吻合良好. 模拟能够预测DD6高温合金HRS法定向凝固过程的枝晶形貌及一、二次枝晶间距动态调整过程.

利用等转变量方法和恒速升温时效过程中的电阻实验研究了NZ30K镁合金的析出动力学, 获得了动力学模型的激活能E_{{\alpha }_r}和修正指前因子A^{\text{'}} {}_{{\alpha }_r}, 可用于准确描述不同时效条件下强化相的析出过程. NZ30K镁合金欠时效阶段和峰时效的力学性能显示, 在180~250 ℃范围内峰时效屈服强度一致, 约为150 MPa. 通过最小二乘法确定了NZ30K镁合金180~250 ℃范围内时效时析出强化模型参数C, 约为93 MPa, 实验数据和模型预测数据一致, 证明该模型能应用于NZ30K镁合金欠时效和峰时效条件下屈服强度的预测.

采用化学方法在Al₁₈B₄O₃₃晶须表面涂覆Bi(OH)₃, 对所制备的晶须预制件进行不同温度的烧结, 在晶须表面获得不同结构的涂层. 利用挤压铸造方法制备相应的纯铝基复合材料. 研究了烧结温度对复合材料微观组织和阻尼性能的影响. 结果表明: 晶须预制件烧结温度对涂覆复合材料界面微观组织和阻尼性能有显著影响, 当烧结温度为530及830 ℃时, 2种复合材料中均存在2个阻尼峰(位错阻尼与界面阻尼), 后者的阻尼在整个测试温度范围内最高; 当预制件烧结温度为1000 ℃时, 复合材料中仅存在一个界面阻尼峰, 产生这种现象的原因主要是由于它们的界面状态不同造成的.

利用Al-Ti-B₄C体系通过燃烧合成辅助铸造法成功制备了TiC-TiB₂颗粒局部增强钢基复合材料, 研究了Al含量对局部增强复合材料的组织及耐磨性的影响. 结果表明, 不同Al含量(0~50%, 质量分数)的Al-Ti-B₄C压坯在约1873 K钢液浇注下都能原位反应生成TiC和TiB₂陶瓷颗粒, 而且钢液都向预制块发生了不同程度的浸渗. 压坯内Al含量的变化不仅影响了合成产物的相组成及陶瓷相的分布、尺寸和数量, 而且还影响了局部增强区和钢基体界面处陶瓷颗粒的分布状况. 随Al含量的增加, 合成陶瓷的颗粒大小、数量以及颗粒间的孔隙均变小, 产物中形成的金属间化合物的种类和数量增多, 且陶瓷颗粒在界面处的梯度分布趋势减弱并最终消失. 磨损测试结果表明, 复合材料局部增强区的耐磨损性比钢基体显著提高, 而且在Al含量为0时为最好, 然后依次为含30%Al, 10%Al和50%Al的复合材料.

运用循环阳极极化曲线研究了不同温度和浓缩度的海水介质中316L不锈钢的点蚀行为. 结果表明, 在1~3倍浓缩度范围内, 316L不锈钢的点蚀电位和再钝化电位均随着温度的升高而线性降低, 但当浓缩度高于2倍、温度大于85 ℃时, 点蚀电位变化较小; 在25~95 ℃温度范围内, 点蚀电位和再钝化电位与海水浓缩度的对数呈线性关系. 浓缩度对316L不锈钢点蚀性能的影响比温度更小, 并根据点缺陷理论分析了二者对点蚀的作用机制.

采用OM, XRD, TEM等分析手段, 并结合静、动态力学测试方法, 研究了亚共析U-Nb合金激光焊接接头的微观结构和力学性能. 结果表明, 等温热处理下的亚共析U-Nb合金焊接基材为α-U+γ-U珠光体结构, 激光焊缝在预热条件下为单相正交结构α'板条马氏体, 非预热条件下为单相正交结构α'孪晶马氏体. 两类焊接接头的抗拉强度皆约为400 MPa, 远小于基材和焊缝组织强度, 焊接接头未熔透和焊缝微观结构的断裂韧度较低是主要原因. 比较基材和焊接接头的动态冲击压缩性能, 相同冲击速率下, 焊接接头应变率低于基材, 而屈服强度高于基材. 应变速率在2000~4000 s^-1间, 接头的流变应力均随应变速率的增加而增加, 表现出明显的应变率强化效应, 在2000 s^-1 应变速率下, 接头发生了选择性塑性变形, 绝热剪切带仅形成于基材和热影响区.