采用弯曲实验, 拉伸实验, SEM, TEM和EBSD等手段, 研究了再结晶退火对高硅电工钢冷轧带材组织、有序结构、力学性能和冷轧成形性能的影响. 结果表明, 冷轧试样经800~1200 ℃保温1 h再结晶退火随炉缓冷后, 室温塑性大幅下降, 可弯曲角度均由冷轧试样的150°下降至50°左右, 且二次冷轧出现严重的边裂; 提高再结晶退火后的空冷或油淬温度、冷却速率可显著提高试样的室温塑性, 1000 ℃保温1 h再结晶退火后, 900 ℃油淬试样的可弯曲角度增大至175°左右, 拉伸断后伸长率由随炉缓冷试样的0.2%提高至5.2%, 且二次冷轧基本不出现边裂; 提高再结晶退火后的冷却温度和速率显著提高试样的室温塑性的原因是试样的有序相尺寸明显减小, 例如, 有序相畴尺寸可从600 ℃以下油淬试样的约5 μm分别减小至700 ℃油淬试样的小于50 nm和900 ℃油淬试样的小于25 nm.

采用慢应变速率拉伸实验研究了一种新型超高强度钢在酸性环境中Cl^-和H对应力腐蚀行为的交互作用, 并采用SEM观察了试样断口形貌. 结果表明, Cl^-显著提高Cr12Ni4Mo2Co14钢的应力腐蚀敏感性, 实验条件下临界Cl^-浓度[Cl^-]_c为0.15%左右. 当Cl^-浓度高于[Cl^-]_c时, Cl^-引发严重的点蚀, 应力腐蚀裂纹起源于点蚀坑处. Cr12Ni4Mo2Co14钢在含Cl^-溶液中的断裂机理可以用“滑移-膜破裂”机制进行解释. 充氢后的Cr12Ni4Mo2Co14钢发生氢致开裂, 断口上出现二次裂纹. 临界充氢电流密度i_[H]c为10 mA/cm² (溶液pH=5, 充氢时间为30 min). 当充氢电流密度大于i_[H]c时, Cr12Ni4Mo2Co14的强度损失和塑性损失趋于最大值. 溶液中的Cl^-浓度和材料中的H有复杂的交互作用, 并非简单的加和作用.

在Zr-Ce二元稳态难混溶合金的基础上添加Co-Cu二元亚稳态难混溶合金, 设计了四元(Zr_aCe_b)_(1-x)(Co_cCu_d)_x复合难混溶合金. 通过热力学计算了Cu和Co在两分离液相中的分配系数, 并利用OM, SEM, EDS, XRD和DTA等方法研究了相形成和组织演变的机制. 结果表明, 单一均匀的(Zr_aCe_b)_(1-x)(Co_cCu_d)_x合金熔体在凝固过程中发生液相分离, Co和Cu元素分别分布在富Zr和富Ce液相中, 最终形成富Zr-Co和富Ce-Cu两液相. 在快速凝固条件下, 四元合金液-液分离形成的富Zr-Co和富Ce-Cu两液相分别发生玻璃转变, 形成锆基和铈基两非晶相. 实验研究与热力学分析相结合, 揭示了Co与Cu原子比例和Co-Cu合金添加量以及冷却速率对双非晶相形成的影响, 探索了由难混溶合金制备相分离非晶合金的方法. 当Co与Cu原子比及添加量分别为4∶1和38.5%时, 在熔体旋甩快速冷却条件下可以获得双相非晶合金.

采用双光束光纤激光热源对1.5 mm厚5083铝合金和1.8 mm厚304不锈钢异种合金搭接接头进行了激光深熔焊接工艺实验, 研究了光束相对位置对接头焊缝成形、界面组织及接头力学性能的影响. 结果表明, 在无任何填充材料条件下, 采用双光束激光进行铝合金/不锈钢异种合金激光深熔焊接能够获得良好的焊缝表面成形, 小能量分光束在前的接头界面金属间化合物(IMC)厚度相对较薄. 接头界面纳米硬度测试结果表明, IMC层平均硬度为9.61 GPa, 且明显高于不锈钢母材(4.12 GPa)和铝合金母材(1.09 GPa). 接头拉伸断裂于铝合金/不锈钢IMC界面层. 小能量分光束在前的接头获得机械抗力大于分光束在后的接头.

采用双轴肩搅拌摩擦焊(BTFSW)技术对7.8 mm厚6061-T6铝合金进行了焊接, 对焊接接头各部分的微观组织和截面显微硬度进行了分析, 并对母材和焊核在3.5%NaCl溶液中的腐蚀电化学行为和腐蚀产物膜进行了研究. 结果表明, BTFSW后焊缝表面质量良好, 热-机影响区晶粒发生再结晶和塑性变形, 部分再结晶晶粒发生了伸长和弯曲; 热影响区的部分晶粒在热循环的作用下发生粗化, 焊核呈细小的等轴晶组织; 焊接接头中前进侧热-机影响区硬度最低; 在3.5%NaCl溶液中, 6061-T6铝合金的极化曲线表现为阳极溶解和点蚀, 母材和焊核区的电化学阻抗谱均由容抗弧和感抗弧组成, BTFSW后6061铝合金的腐蚀电流降低; 浸泡480 h后, 呈疖状腐蚀的特征, 腐蚀产物为Al(OH)₃和Al₂O₃. BTFSW可提高6061-T6铝合金的耐蚀性.

采用Zn-Al钎料超声辅助钎焊连接了钛合金与铝合金, 利用OM, SEM, EDS和TEM分析了钎焊接头的微观组织. 利用数字图像相关(DIC)方法分析了Ti/Al钎焊接头在原位拉伸过程中应变变化及裂纹扩展情况. 结果表明, 在钛合金/钎缝界面上有2种化合物, 分别为Ti₇Al₅Si₁₂和TiAl₃, 而在铝合金/钎缝界面上存在一层Zn-Al扩散层, 钎缝组织由富Zn相和Zn-Al共析组织构成. 原位拉伸过程中, 钎焊接头整体应变较低, 局部高应变区呈条纹状形态分布, 接头没有发生明显屈服过程, 只有弹性变形和塑性变形阶段. 在应变相对较大的富Zn相内部产生最大应力且出现裂纹, 裂纹曲析扩展最后呈锯齿状断裂.

采用超音速微粒轰击(SFPB)和表面机械滚压处理(SMRT)相结合的混合表面纳米化方法, 在2A14铝合金上制备出梯度纳米结构(GNS)表层, 对比研究了原始样品和常温空气及低温液氮环境下混合表面纳米化样品在3.5%NaCl水溶液中的电化学腐蚀行为. 结果表明: 经混合表面纳米化处理后, 2A14铝合金晶粒尺寸由最表层约30 nm逐渐增大到基体的原始尺寸, 塑性变形层厚度约130 μm, 表面粗糙度R_a约为0.6 μm, 表面微小裂纹消失. 与原始样品相比, 经过SFPB处理的样品耐点蚀能力没有得到提高, 混合表面纳米化样品的耐点蚀能力得到提高, 其中常温空气环境下样品的自腐蚀电位和点蚀击破电位分别由-1.01228和-0.29666 V升高到-0.67445和0.026760 V, 耐点蚀能力最强. 分析表明, 表层晶粒尺寸纳米化、晶界显著增多、残余压应力以及表面粗糙度的改善有利于提高样品的耐点蚀性能.

通过等离子喷焊NiCrBSi+Ti混合粉末制备TiC硬质增强镍基复合耐磨层, 利用OM, SEM, XRD及EDS研究了喷焊层微观组织、物相及元素组成特征, 并利用显微硬度仪及磨料磨损试验机对喷焊层显微硬度及耐磨料磨损性能进行测试. 结果表明, NiCrBSi+Ti混合粉末喷焊层主要包括由保留有共晶组织形态的(γ-Ni+β₁-Ni₃Si)与过共析组织(α-Fe+FeNi₃)组成的基体相, 以及镶嵌于基体中的M₇C₃和M₂₃C₆等硬质相; CrB弥散分布于喷焊层中; 原位生成的TiC一部分作为M₇C₃和M₂₃C₆等后析出相的形核核心, 一部分以细小颗粒(<1 μm)弥散于基体中, 部分甚至偏聚为大尺寸TiC (>1 μm)块体. Ti的加入, 显著细化了喷焊层组织, Ti添加量为6%时, 喷焊层性能最好, 显微硬度可达800 HV_0.5, 磨损质量约为14.5 mg, 耐磨性为纯NiCrBSi喷焊层的2倍以上.

分别采用浸泡和电化学实验方法对Ni-W-Cu-P镀层在常温和高温20%H₂SO₄溶液中的耐蚀性进行了研究, 用SEM, EDS及XRD对镀层的沉积机制、成分结构进行了分析. 结果表明: 球形Ni-W-Cu-P核心合并生长形成条状组织; 共沉积W和Cu可显著提高Ni-W-Cu-P非晶的热稳定性; 400 ℃热处理非晶的耐蚀性优于镀态非晶和500 ℃热处理纳米晶的; 延长腐蚀时间, 非晶和纳米晶镀层的腐蚀速率和腐蚀电流密度增大, 阻抗则下降; Ni-W-Cu-P非晶和纳米晶镀层的腐蚀机制分别是选择性腐蚀和点腐蚀.

采用超音速火焰喷涂在Q345基体上制备了微米WC-12Co, 纳米改性WC-12Co和CeO₂改性WC-12Co涂层, 利用SEM, XRD和显微硬度计等手段观察表征了涂层的微观组织、相成分和显微硬度, 通过LSCM, SEM, 极化实验和浸泡腐蚀实验等方法研究分析了涂层在1 mol/L H₂SO₄溶液中的腐蚀行为和腐蚀机理. 结果表明: 纳米CeO₂的加入可以显著降低涂层的孔隙率, 有效减少局部腐蚀的发生; 同时添加纳米CeO₂可以使涂层电极电位发生正移, 降低腐蚀电流密度, 生成稳定的钝化膜, 降低涂层的维钝电流密度, 提高涂层的耐腐蚀性能; 纳米CeO₂改性WC-12Co涂层的腐蚀机制为由孔隙诱发的局部腐蚀, 孔隙处的Co黏结相不断被腐蚀导致WC颗粒失去了支撑作用而脱落, 从而露出新的Co黏结相, 促进了涂层的腐蚀, 使孔隙不断扩大形成腐蚀坑. 而微米WC-12Co涂层和纳米改性WC-12Co涂层不仅最外层的Co黏结相被腐蚀, 而且在孔隙处也发生了严重的局部腐蚀.

运用相场法研究了Fe-C合金在临界区等温过程中发生的奥氏体-铁素体相变过程. 通过分析铁素体生长过程中C的扩散行为, 发现奥氏体-铁素体相变表现为混合控制生长的特征, 奥氏体/铁素体相界面处于非平衡状态. 进一步研究了不同等温温度(1010, 1048和 1087 K)下奥氏体-铁素体相变的微观组织和C浓度场的演化情况. 结果表明, 随着等温温度的降低, 铁素体形核率增加, 铁素体相变平衡体积分数增加, 但奥氏体内部C浓度分布的不均匀程度加剧, 1010 K等温时的微观组织呈现为不规则细小铁素体晶粒围绕分散分布的残余奥氏体的两相结构. 随着等温温度的降低, 奥氏体-铁素体相变过程表现出由扩散控制生长模式向界面控制生长模式转化的趋势.

利用“团簇加连接原子”模型设计和优化具有高形成能力的Fe-B-Si-Nb块体非晶合金. 以源于Fe-B二元共晶相的Fe₂B局域结构为基础, 结合电子浓度判据, 构建Fe-B二元理想非晶团簇式[B-B₂Fe₈]Fe; 考虑到原子间混合焓的大小, 选择Si和Nb原子分别替代[B-B₂Fe₈]团簇的中心原子B和壳层原子Fe, 得到[Si-B₂Fe_8-xNb_x]Fe系列四元非晶成分. 结果表明, [Si-B₂Fe_8-xNb_x]Fe团簇式在x=0.2~1.2成分处均可形成块体非晶合金, 其中在x=0.4~0.5的成分区间内均可形成临界尺寸为2.5 mm的块体非晶合金. 考虑到原子半径的大小, 鉴于增加Nb的同时降低Si的含量可维持[Si-B₂Fe_7.6Nb_0.4]Fe非晶团簇结构的拓扑密堆性, 由此得到另一系列[(Si_1-yB_y)-B₂Fe_8-xNb_x]Fe团簇式成分. 结果表明, 在(x=0.5, y=0.05)~(x=0.9, y=0.25)成分区间内均可通过Cu模铸造法获得直径为2.5 mm的块体非晶. 新设计获得的Fe-B-Si-Nb块体非晶合金具有优良的室温软磁性能和力学性能, 其中[Si-B₂Fe_8-xNb_x]Fe (x=0.2~0.6)非晶合金的饱和磁化强度为1.14~1.46 T, 矫顽力为1.6~6.7 A/m; [(Si_0.95B_0.05)-B₂Fe_7.5Nb_0.5]Fe块体非晶合金的室温压缩断裂强度达4220 MPa, 塑性形变约为0.5%.

建立了包含Fe蒸气影响的等离子弧焊接一体化模型, 其计算区域包含W极、等离子弧、熔池和小孔, 通过在整个区域使用统一的控制方程实现各区域的自适应耦合. 使用黏性近似法处理Fe蒸气的扩散系数. 模拟了焊接电流分别为150, 170和190A时, 3种工艺条件下的穿孔过程中, Fe蒸气在阳极液态金属表面的产生、扩散及其在等离子弧中的聚集过程. 对比分析了Fe蒸气对等离子弧的温度场、电场和熔池形态的实时影响. 结果表明, Fe蒸气的产生决定于液态熔池温度分布. 在等离子流力的作用下, Fe蒸气聚集在等离子弧的边缘区域, 导致该区域的辐射损失增加、电流密度降低. 而弧柱中心区域受Fe蒸气的影响较小. 与不考虑Fe蒸气影响的等离子弧焊接模型相比, 考虑Fe蒸气影响时计算出的焊缝尺寸与实验测试值更接近.

研究了2种变形处理方式下的超细晶Cu-Cr-Zr合金从室温到600 ℃的拉伸性能、断口微观组织特征及其断裂机制. 结果表明: 经4道次等径弯曲通道挤压(ECAP)+时效+4道次ECAP变形处理的合金(No.1试样)的抗拉强度随拉伸温度的升高而降低, 室温时, 合金抗拉强度为577.17 MPa, 延伸率为14.6%; 在300 ℃开始发生动态再结晶软化, 抗拉强度迅速减小, 到600 ℃时抗拉强度仅为59.12 MPa. 经过8道次ECAP+时效变形处理的合金(No.2试样), 室温抗拉强度为636.71 MPa, 延伸率为12.1%; 从400 ℃开始析出相对晶界的钉扎作用开始逐渐减弱, 抗拉强度大幅降低, 600 ℃时的抗拉强度为65.20 MPa. No.2试样比No.1试样具有更好的室温性能和热稳定性. 2种方式处理下合金延伸率随拉伸温度的升高而升高, 在高温下都表现出超塑性. 高温拉伸断口微观形貌为大量密集、深入的韧窝, 其高温断裂机制为微孔聚集的韧性断裂.

基于同时满足连铸水模拟实验中Re准数和Fr准数相似要求, 建立了一套可全尺度模拟连铸过程流动的实验平台. 利用该平台的NI图像处理与PIV粒子测速技术, 对特厚板连铸用中间包内速度场、涡量场、RTD等流动特征进行研究. 结果表明, 中间包内流动呈现湍流漩涡状, 在注流区形成一个类似“漏斗”状的涡结构, 由于中间包内通道的存在, 在浇注区形成2个大的环流, 并对侧墙有明显冲击, 非接触测量获取的RTD与数值模拟结果吻合, 长的停留时间和大的死区体积表明该中间包补热的必要性.