对热轧态与固溶处理后Fe-Mn-Al轻质高强钢进行力学性能检测及组织形貌观察, 分析950~1100 ℃固溶处理工艺对其组织和力学性能的影响规律, 根据真实应力-应变曲线和加工硬化曲线分析拉伸变形特征, 对比拉伸变形前后微观组织形貌和XRD谱, 研究其微观变形机理. 研究结果表明, 所设计的成分体系实验用钢, 热轧后为奥氏体基体与少量带状铁素体的双相组织, 密度为6.55 g/cm³, 达到了轻质高强的设计目标. 固溶处理有利于奥氏体晶粒长大与带状铁素体的破碎分解, 使钢板强度降低而塑性提高, 但是过高的固溶温度会促进铁素体长大, 使铁素体体积分数增大, 钢的断后伸长率降低. 1050 ℃固溶处理后Fe-Mn-Al钢抗拉强度为925.9 MPa, 断后伸长率为50.20%, 强塑积为46.48 GPa·%. 连续的应变强化行为使得Fe-Mn-Al钢获得高强度与塑性的良好匹配, 稳定硬化阶段应变范围越宽, 断后伸长率越大; 较高的层错能使其变形机理区别于TRIP和TWIP效应, 变形后仍为奥氏体+铁素体双相组织, 变形后奥氏体中可以观察到Taylor晶格、高密度位错墙以及微带结构, 为明显的平面滑移特征.

对不同O, N和Ni含量的0Cr25Ni7Mo4N双相不锈钢进行了1200 ℃, 4道次热轧实验. 利用OM, SEM和EBSD观察分析了实验钢的组织和夹杂物. 结果表明, 低O, N和Ni含量的实验钢热轧塑性良好. O含量为0.0059%的实验钢中夹杂物主要为Al₂O₃和MgO·Al₂O₃, 分布于晶粒内部, 未对热塑性造成不良影响. O含量为0.038%和0.046%的实验钢则发生了轧制边裂, 开裂处为α/γ相界, 相界内的大颗粒Cr₂O₃和MnO₂夹杂是造成开裂的主要原因. 其中O含量较低(0.038%)的实验钢, 由于N和Ni含量过高, 使钢中γ相体积分数在热轧状态时高达60%. 过多的γ相降低了γ晶粒内部的总应变量, 使其不足以发生再结晶软化, 最终造成更严重的热轧开裂.

利用TEM, SEM及物理化学相分析法, 研究了回火温度对高Ti微合金直接淬火高强钢显微组织和力学性能的影响. 结果表明, 随着回火温度的升高, 抗拉曲线出现明显的转折点, 抗拉强度先降低后升高, 而屈服强度缓慢升高. 回火温度为600 ℃时, 实验钢具有最佳的综合力学性能; 抗拉强度为1043 MPa, 屈服强度为1020 MPa, 延伸率为16%, -40 ℃冲击功为67.7 J. 其主要原因是600 ℃时, 纳米级的析出相数量最多, 体积分数最大, 分布最均匀. 600 ℃回火时, 实验钢的固溶强化和沉淀强化的强度增量分别约为149.82 和171.72 MPa.

采用单室Gasar工艺, 通过实验研究和Procast凝固模拟相结合, 研究了坩埚抽拉速率对凝固界面形貌、铸锭平均凝固速率、藕状多孔Cu气孔形貌、气孔生长方向以及相应多孔结构参数的影响规律. 研究表明, 随着抽拉速率的升高, 凝固界面从凸界面向平界面再向凹界面演化. 当凝固界面为凸界面和凹界面时, 气孔生长方向都会偏离铸锭抽拉方向. 而只有在合适的抽拉速率条件下使凝固界面以平界面方式推进, 才能获得气孔完全平直生长的优质藕状多孔Cu. 实验和模拟结果显示, 在本实验条件下, 当抽拉速率为1 mm/s时, 铸锭凝固界面基本以平界面方式推进; 藕状多孔Cu铸锭的气孔率不受抽拉速率的影响, 但随着抽拉速率的增大, 平均孔径和通孔率会逐渐降低.

建立了缓冲梁结构焊接有限元模型, 利用有限元法分析了焊接残余应力分布规律. 结果表明: 应力模拟结果与采用压痕应变法实测结果吻合较好, 模型可靠; 缓冲梁下翼板边部和工艺孔区域存在较大且分布不均匀的焊接应力, 工件挂的焊接对下翼板边部应力分布影响较大; 采用A6N01铝合金代替A7N01铝合金作为母材可有效降低缓冲梁结构应力, 当角补板和缓冲梁整体成型时, 原焊缝附近的残余拉应力明显降低, 采用双人对称同时施焊能显著降低缓冲梁下翼板的残余拉应力.

对Ti-23Al-17Nb合金在温度为940~1000 ℃, 恒应变速率为1.7×10^-3~5.5×10^-5 s^-1下的单向超塑拉伸变形行为进行了研究. 结果表明, 随着变形温度的升高, 延伸率先增加后减小, 在960 ℃, 5.5×10^-5 s^-1条件下获得最大延伸率为1447.5%. 低应变速率条件下, Nb含量的增加使合金的加工硬化阶段增加. 超塑变形有利于消除原始织构组织, 对比原始组织, 超塑拉伸过程中长条α₂相发生了球化, 并且其尺寸和含量随着温度升高逐渐减少, α₂和B2相比例为50∶50时可达到最佳变形. 利用Zener-Hollomn参数和Arrhenius方程建立了TAC-1B合金的峰值应力本构方程, 其变形激活能Q=390.76 kJ/mol, 为科学设计和有效控制Ti-23Al-17Nb合金的超塑成形工艺提供了理论依据.

采用恒速及跃迁减速定向凝固方法制备了Al-40%Cu (质量分数)过共晶合金, 对金属间化合物初生Al₂Cu相的组织及取向演化进行了研究. 结果表明, 当定向凝固速率恒定为10 μm/s, 抽拉100 mm时, 合金成分随着凝固距离的增大而减小, 初生Al₂Cu相枝晶由规则棱面V型转变为非棱面形貌, 在抽拉距离80 mm附近消失, 其生长方向由[110]方向转变为(121)晶面的法线方向; 当定向凝固速率由10 μm/s跃迁减速至2 μm/s时, 合金成分在变速界面后随着凝固距离的增大先增大后减少, 初生Al₂Cu相枝晶由规则棱面V型变为非棱面长条状形貌而后消失, 其体积分数先增大后减少, Al₂Cu相的生长方向由[110]方向转变为平行于热流方向的[001]方向. 定向凝固恒速与跃迁变速下初生Al₂Cu相枝晶生长机制存在异同, 凝固工艺参数成为影响枝晶最终组织形态和生长方向的主要因素.

将Al-20Mg合金在不同压力下凝固, 采用OM, XRD以及拉伸实验对合金凝固后的物相组织及力学性能进行研究. 结果表明, 随着凝固压力的升高, Mg元素在Al基体中的固溶度提高, 当凝固压力为2 GPa时, Al-20Mg合金转变成为过饱和固溶体, 其力学性能显著提高, 合金的抗拉强度提高到474.8 MPa, 是常压凝固之后合金抗拉强度的8.9倍, 屈服强度达到232.8 MPa, 延伸率也达到11.1%. 当凝固压力增加到3 GPa时, 合金的屈服强度有所下降, 这是由于更高压力下凝固后Mg在固溶体中的均匀分布会降低合金的力学性能. 高压凝固后Al-20Mg合金的断裂机制由常压下的解理断裂转变为高压下的韧性断裂.

在773 K时, 采用循环伏安法、方波伏安法和计时电位法研究了Gd(III)和Al(III)在LiCl-KCl-AlCl₃-GdCl₃熔盐体系中的电化学行为及共电沉积制备Al-Li-Gd合金, 并借助XRD, SEM-EDS对所得合金进行表征. 结果表明, Gd(III)在预先沉积的Al上欠电位沉积形成了两种Al-Gd金属间化合物, 当电流密度超过-279.5 mA/cm²时, Al, Gd和Li能同时析出. 通过调节熔盐中AlCl₃的含量可以获得不同相的 Al-Li-Gd合金. Al-Li-Gd合金含有Al₂Gd和Al₂Gd₃, Gd在合金中分布不均匀, 而Al的分布相对均匀.

基于激光视觉测量原理, 采用2台同规格的CCD摄像机实时同步采集了钨极惰性气体保护电弧焊熔池自由表面和背面熔宽动态变化视频图像, 利用熔池自由表面三维恢复算法获得熔池三维自由表面形貌, 并对不同熔透状态的熔池三维自由表面高度变化与同步采集的背面熔宽变化间的相关性进行了定性分析实验. 通过建立理想熔池自由表面, 入、反射激光束光学变换及成像屏数学模型, 逆向仿真研究了不同熔透状态的熔池表面对反射激光点阵形态的影响规律. 结果表明, 基于激光视觉法获得的熔池三维自由表面动态变化与焊缝熔透之间具有相关性, 当焊缝由未熔透过渡到熔透时, 熔池表面由凸形逐渐变为凹形, 且塌陷量随背面熔宽的增加而缓慢增大, 反射激光点阵行曲率变小, 激光点逐渐聚为一点. 当过熔透时, 背面熔宽增加, 熔池表面塌陷量迅速增加, 反射激光点阵行曲率反而变大, 聚集的激光点阵纵向逐渐被拉开. 熔池表面逆向建模仿真结果与实际测量结果基本一致, 利用反射激光点阵的形态变化可以表征熔透变化.

以轧制态、铸态、铸后均匀化三种状态的Inconel-718镍基合金薄板为对象, 进行钨极氩弧焊(TIG)接头部分熔化区(PMZ)的研究. 通过OM, SEM, EDS等手段观测不同焊接线能量下PMZ的微观组织. 通过EDS测得晶内奥氏体、偏析区、Laves相的合金元素含量后, 采用热力学软件Themo-Calc计算其理论固液相线温度, 比较当母材状态不同时焊接接头PMZ各相的液化及凝固温度, 分析液膜存在的温度范围大小. 结果表明, Inconel-718镍基合金TIG焊接接头PMZ存在微观组织遗传性, 铸态、铸后均匀化接头PMZ中仍然保持树枝晶的结构特征, 而轧制态接头PMZ中仍是等轴晶. 接头PMZ中皆析出链状Laves和颗粒状MC相, 母材中原有偏析区消失. 铸态母材固液相线间距最大, 铸后均匀化的次之, 轧制态的最小. 当母材状态、几何尺寸相同时, 随着焊接线能量的增加, PMZ宽度增大. 当焊接线能量相同时, 铸态PMZ宽度大于铸后均匀化和轧制态PMZ宽度.

研究了不同热处理对一种含Re的新型镍基单晶高温合金组织和性能的影响. 结果表明, 通过差热分析法确定合金的固相线和液相线温度分别为1339和1371 ℃, 由金相测试法测出初熔温度介于1305~1310 ℃范围内. 初熔组织中主要表现为Ti的严重富集, 其次为B和S. 在1080, 1100和1120 ℃分别时效4 h后空冷, 获得的γ' 相均具有较高的正方度. 合金的最佳热处理制度为1290 ℃, 2 h+1320 ℃, 4 h, A.C.+1100 ℃, 4 h, A.C.+900 ℃, 24 h, A.C.. 采用该制度处理后的单晶高温合金中各元素偏析系数明显降低, 持久性能优异, 在1070 ℃, 140 MPa条件下的持久寿命达到78.2 h.

研究了Hf对一种高温合金与陶瓷材料润湿性及界面反应的影响. 测量了合金熔体与陶瓷材料的平衡润湿角, 通过SEM, EPMA和XPS研究了合金与陶瓷材料的界面组织形貌、反应区元素分布及界面反应产物, 分析了Hf对合金熔体与陶瓷材料润湿性及界面反应的影响, 阐述了润湿性与界面反应的关系. 结果表明, 高温合金中Hf元素的含量会影响合金熔体与陶瓷材料的润湿性. 对于本工作的合金, 当Hf含量从0.1%逐渐增大至2.0%时, 润湿角由132°逐渐减小至112°, 润湿性显著增强; 当Hf含量达到1.5%时, 合金熔体与陶瓷材料发生界面反应, 界面反应使润湿角明显减小, 反应产物为HfO₂. 界面反应热力学分析结果表明, Hf和SiO₂满足发生置换反应所需的热力学条件.