采用OM, TEM, SEM, EBSD, XRD等手段, 分析了不同Al加入量(0%, 0.6%, 1.2%)的M2高速钢的铸态组织, 研究了Al对高速钢凝固组织转变特别是共晶碳化物形貌和微观结构的影响规律. 结果表明, M2高速钢铸态组织主要由位错型马氏体和M₂C共晶莱氏体组成. 过量Al (1.2%)促进大量铁素体和针状碳化物形成. Al提高了共晶碳化物的分布均匀性, 促进M₂C形貌由纤维状转变为片状, 并使碳化物微观结构发生明显改变. 片状碳化物表面平行于(0002)晶面, 内部存在微孪晶、层错等缺陷, 片层之间具有不同的晶体取向, 而纤维状碳化物内部缺陷极少, 呈单晶取向. 与纤维状碳化物相比, 加Al后形成的片状碳化物高温加热时不易团球化, 对碳化物尺寸细化不利. 添加过量Al (1.2%)形成的铁素体无法通过常规热处理消除, 使高速钢淬火硬度显著降低.

利用高温高压CO₂模拟实验及SEM, EDS, XRD等分析技术, 研究了超临界CO₂/油/水系统中J55钢的腐蚀速率、腐蚀形态和腐蚀产物膜的结构特征, 建立了不同含水率下的腐蚀模型, 并阐述其腐蚀机制. 结果表明: 含水率低于30%时, 原油浸润整个金属表面, J55钢发生均匀腐蚀, 处于耐蚀状态; 含水率在30%~75%之间时, 腐蚀速率近似线性增长, 原油吸附不均匀性及在腐蚀膜沉积部位水优先润湿导致局部孔蚀; 含水率高于75%以后, 水相浸润整个金属表面, 原油的缓蚀作用被屏蔽, 腐蚀膜局部破坏引发台地腐蚀, 腐蚀速率急剧增加. 含水率达到100%时, 超临界CO₂溶于水形成的强腐蚀环境导致整个金属表面的均匀腐蚀. 原油能够削弱超临界腐蚀介质对腐蚀膜的溶解, 改变腐蚀膜晶粒尺寸、堆积形态及化学组成, 提高腐蚀膜的保护性能.

基于GH4738合金的热流变应力模型及晶粒组织演变模型, 提出并实现了利用Deform 3D^TM软件对该合金涡轮盘从自由锻前预热直至模锻完成的整个锻造过程的集成式模拟. 借助集成式模拟实现了对锻件在整个锻造过程中温度、平均晶粒尺寸等参数的定量控制. 同时采用直径300 mm涡轮盘的实际锻造结果验证了所用模型和该模拟方法的可靠性. 最后, 把集成式模拟运用于直径1450 mm涡轮盘盘件的锻造过程模拟, 并根据模拟优化方案在8×10⁴ t锻压机下成功锻制直径1450 mm涡轮盘盘件. 为大型变形高温合金涡轮盘的锻造成型提供了工艺优化的理论依据和研究方法.

采用XRD, SEM及TEM分析研究间隙原子C作用下Ti-46Al-8Nb-xC (x=0, 0.7, 1.4, 2.5, 原子分数, %)合金中析出相的形成规律、析出相与基体相的位向关系及其在热处理过程中的演变规律. 结果表明, 在C含量为1.4%和2.5%的合金中有长条状Ti₂AlC析出, 该析出相在铸锭制备的过程中形成, 在时效热处理中尺寸、数量和分布均无明显变化, 表现出较好的稳定性. 不同C含量合金经固溶处理和时效后析出细小针状的Ti₃AlC, 该析出相从γ相中析出, 并与γ相存在位向关系: {100}_Ti3AlC //{100}_γ, <001> _Ti3AlC//<001>_γ, 延长时效时间, Ti₃AlC尺寸略有增大, 数量变化不明显; 升高时效温度, Ti₃AlC的尺寸和数量均有显著增加.

通过传统铸造方法和细晶铸造工艺制备一种铸造镍基高温合金的6种不同形态与尺寸的晶粒. 结果表明, 细晶铸造工艺制备的样品心部为0.5 mm左右的等轴晶, 外部为柱状晶. 相比传统铸造方法, 细晶铸造工艺获得的晶粒较为细小. γ'相和 碳化物随晶粒尺寸减小而变得细小. 室温拉伸性能和550 ℃下高周疲劳性能随晶粒尺寸降低而提高; 在760 ℃和应力662 MPa条件下, 合金的持久性能随晶粒尺寸减小而增加; 但在982 ℃和应力186 MPa条件下, 合金的持久性能随之降低. 细化晶粒提高了合金的中、低温力学性能, 但对其高温力学性能不利.

以4种不同Ni含量(15%~45%, 原子分数)的新型γ′相强化Co-Al-W基合金为研究对象, 通过时效与高温热处理显微组织分析以及显微硬度测试, 研究了Ni对相转变温度、g /γ′两相组织演变、γ′相高温溶解行为和显微硬度的影响. 结果表明: 随着Ni含量的增加, γ′相溶解温度升高, 固相线温度未发生明显变化. 4种合金经900 ℃, 50 h热处理后, 基体均为γ/γ′两相组织; 随着Ni含量的增加, γ′相形貌由立方形逐渐向近似球形转变, γ′相体积分数不断降低. 经300 h长时间热处理后, 合金的γ′相形貌没有明显改变, γ′相体积分数出现不同程度的降低. 对900 ℃, 300 h热处理的合金进行970~1060 ℃高温处理后, γ′相体积分数随着热处理温度的升高而逐渐减少, 并最终全部溶解而消失; 低Ni含量(15%和25%)合金和高Ni含量(35%和45%)合金的γ′相形貌分别转变为球形和立方形. 900 ℃, 50 h和300 h显微硬度测试结果表明: 随着Ni含量的增加, 合金的硬度降低; 热处理时间的延长使合金的硬度小幅增加.

研究了5种不同含量的C对单晶高温合金凝固组织及持久性能的影响. 结果表明, 随着C含量的增加, 共晶数量明显减少, 碳化物数量增多, 且碳化物主要分布在枝晶间区域, 当C含量较高时, 在枝晶干上也有少量碳化物出现. 经过热处理后, 合金的枝晶间粗大的γ/γ′共晶基本消除, 枝晶间少量未被固溶掉的γ/γ′共晶, 达到了较好的均匀化效果; 碳化物形貌比铸态更为简单, 尺寸明显减小, 体积分数减小, 且分布更加弥散, 碳化物类型更加丰富, 出现了粒状和链状的M₂₃C₆碳化物. 随C含量增加合金的高温持久寿命先增大后减小, 当C含量为0.045%时, 高温持久寿命最大. 引起持久性能变化的主要原因是由于合金中未消除的共晶、碳化物及缩松的存在, 未消除的共晶以及碳化物都是裂纹萌生的位置, 而共晶和碳化物的数量随着C含量的增大又呈相反的变化趋势, 因此C的加入要适量.

采用拉伸测试、TEM和电导率测试等方法, 研究回归再时效(RRA)处理中预时效处理对喷射成形7075合金组织及性能的影响. 结果表明, 采用120 ℃, 16 h的欠时效预处理比120 ℃, 24 h峰值时效预处理和120 ℃, 32 h过时效预处理更有利于在回归处理过程中合金晶内析出相的回溶, 比120 ℃, 8 h的早期预时效处理更有助于晶界相在再时效处理后断续分布. 120 ℃, 16 h预时效处理的合金经RRA处理后, 其抗拉强度和屈服强度分别为782和726 MPa, 均高于T6峰值时效和常规回归再时效水平; 电导率为22.7 MS/m, 晶界析出相断续分布, 合金抗腐蚀性能优良.

通过TC18钛合金热模拟压缩实验, 得到不同变形条件下的高温变形真应力-真应变曲线. 通过加工硬化和动态软化效应, 分析变形参数变化对TC18钛合金应力-应变曲线形态和峰值应力的影响. 不同变形条件下, TC18钛合金流变曲线呈现出相似的特征, 而峰值应力对变形参数的变化却十分敏感. 通过Poliak-Jonas准则, 分析了不同条件下TC18钛合金在高温变形过程中的软化机制. 相同温度下, 动态再结晶机制主要发生在低应变速率下的高温变形过程中, 并且软化机制的选择对温度不敏感. 基于传统的Arrhenius型方程, 针对TC18钛合金热变形过程中不同的软化机制, 分别建立动态再结晶和动态回复机制下的本构方程. 针对识别出的TC18合金在不同变形条件下的软化机制, 通过适用的本构模型来描述TC18合金在应变为0.7时真实应力对变形温度、应变速率的响应过程. 以动态再结晶为主要软化机制的变形过程, 其变形激活能和应变速率敏感系数远远大于以动态回复为主的过程.

采用高功率脉冲磁控溅射与直流磁控溅射并联的复合高功率脉冲磁控溅射技术, 研究直流磁控溅射部分耦合直流电流变化对Ti靶在Ar气氛中放电及等离子体特性的影响. 采用表面轮廓仪、扫描探针显微镜、X射线衍射与纳米压痕仪对Ti薄膜厚度、结构特征以及力学性能进行表征. 结果表明: 耦合直流电流增加, 靶平均功率增加, 脉冲作用期间靶电流降低, 等离子体电子密度增加; 在耦合直流电流为2.0 A时, 等离子体电子密度和电子温度获得较大值, 分别为2.98 V和0.93 eV; 耦合直流电流增加, Ti薄膜沉积速率近似线性增加, 粗糙度增加, 硬度和弹性模量略有降低; 相同靶平均功率时, 采用复合高功率脉冲磁控溅射技术制备Ti薄膜与采用传统直流磁控溅射技术相比, 沉积速率相当; 靶平均功率650 W时复合高功率脉冲磁控溅射所制Ti薄膜比传统直流磁控溅射所制Ti薄膜更加光滑, 平均粗糙度降低1.32 nm, 力学性能更加优异, 硬度提高2.68 GPa.

采用晶体相场模型, 分别模拟了小角对称倾侧双晶体系在高温接近熔点温度和达到固-液共存温度时, 在外加应变作用下的小角度晶界以及位错的湮没过程. 研究表明, 没有加外应变时, 当体系接近熔点温度情况下, 晶界处的晶格位错周围出现预熔化现象, 此时预熔化区域内的位错结构并没有发生改变; 当温度达到高温固-液共存温度时, 预熔化区域明显增大. 经高温预熔化后, 再施加外应变作用, 这时, 已存在预熔化的晶界位错发生滑移运动, 然后出现位错相遇湮没, 晶界消失, 同时, 伴随的预熔化区域也消失. 在预熔化温度情况下的晶界位错的湮没规律基本相同. 预熔化温度越接近熔点温度, 位错缺陷周围预熔化区域出现晶格原子软化现象越明显, 降低了位错周围原子之间的结合强度. 这时, 在施加外应变作用下, 晶格原子对位错滑移运动的阻力降低, 位错运动得更快. 对于达到高温固-液共存温度情况, 此时施加外加应变后, 原预熔化区域会出现应变诱发更大面积的预熔化区域. 观察到外加应变诱发预熔化区域变化过程中, 出现了位错成对地增殖, 并发生位错对的旋转和湮没等相互作用; 同时, 外加应变诱发的预熔化区域的形状随预熔化区内的位错的相互作用而发生变化, 出现了预熔化区域相向扩展、连通, 然后又分解、分离; 尽管这时的预熔化区域形状随外应变作用在不断变化, 但此时的预熔化区并不会出现合并消失现象, 与较低的预熔化温度的位错运动情况完全不同.