利用像解卷方法对3 keV氩离子减薄后合金相NiAl3中出现的一维无公度调制结构进行了研究.分析了调制结构的形成机理, 提出该调制基本属于成分调制.

用分子动力学模拟方法研究了过冷Ni3Al熔体的微观结构演变过程和晶态 相形核的动力学细节. 结果表明, 非晶团簇在形核前已经消失, 不参与形核过程; 晶核为fcc结构和hcp结构的混合体, 呈现不规则形状.

应用分子动力学研究了一个熔融Cu55团簇冷却过程中变为二十面体的结构变化. 根据原子密度分布函数和对分布函数随温度变化的分析表明, 在降温过程中由于原子之间连续地交换位置, 团簇结构发生了三个阶 段的变化: 首先形成三壳层结构, 继之初步形成四壳层结构, 并在团簇内部开始形成由13个原子组成的二十面 体结构, 最终形成原子分布于4个壳层内具有二十面体结构的Cu$_{55}$团簇. 模拟中由原子密度分布函数确定了不同壳层的原子位置.

在“等效裂纹”概念及裂纹扩展理论基础上,从微裂纹扩展导致材料破坏的角度出发, 得到了一种新的疲劳蠕变寿命预测模型.该模型在处理微裂纹扩展时考虑了时间无关疲劳以及时间相关静蠕变、循环蠕变的影响.时间无关疲劳裂纹扩展采用Tomkins模型,时间相关蠕变裂纹扩展采用C*控制参量. 用该寿命预测模型对1.25Cr0.5Mo钢540 ℃应力 控制下疲劳蠕变寿命进行了预测, 预测结果与实验结果符合较好.

通过构建局域自由能函数, 并考虑晶界对析出过程的影响, 建立了低体积分数相析出过程的相场模型, 模拟了溶质体积分数为2%的体系中第二相在晶界和晶内析出及其演变过程. 结果表明, 在相同相场步条件下, 晶粒空间矢量平方和的幂指数项（Ση2i）μ决定了第二相在晶界和晶内的析出比例; 晶内析出相的比例随μ值的减小而增加; 析出相尺寸的大小取决于浓度场梯度能系数kφ值的高低; μ=1或较大kφ时, 析出相全部集中于晶界上.

建立了基于元胞自动机(CA)和热力学相平衡计算引擎(PanEngine)的二维耦合模型, 并应用于铝 基四元合金枝晶组织和微观偏析的数值模拟. 在该耦合模型中, 采用CA方法模拟枝晶组织的演变. 以固/液界面的平衡液相线温度和实际温度的差值作为枝晶生长的驱动力, 同时考虑了固/液界面曲率的Gibbs-Thomson效应. 通过求解溶质传输方程获得固/液界面处三种溶质的液相成分, 耦合PanEngine获得固/液界面处的平衡液相线温度及三种溶质的平衡固相成分. 为提高计算效率, 采用预制数据表格的优化策略将CA与PanEngine进行耦合. 将Al-4.5Cu-0.5Mg-1Si(质量分数, %)四元合金凝固时的固相分数随温度的变化以及固相分数和固相成分分布关系的模拟结果与Scheil模型和平衡凝固模型的预测结果进行了对比, 结果表明, 该模型不仅可应用于模拟多元合金中的枝晶生长形貌, 而且能对铝基四元合金系凝固的微观偏 析进行定量预测.

考虑马氏体岛的塑性变形, 采用Eshelby等效夹杂模型对粒状组织钢单向应力状态下的弹塑性变形行为进行了数值模拟.结果表明: 粒状组织钢的屈服强度及马氏体处于弹性变形阶段的加工硬化率均随马氏体岛的体积分数的增加而增加, 并呈一定的非线性; 马氏体岛的形状对粒状组织钢均匀变形阶段的应力-应变曲线影响较小; 马氏体岛的强度对粒状组织钢的屈服强度影响不大; 马氏体岛的体积分数越低, 马氏体岛越难发生塑性变形.

利用Gleeble-2000热/力模拟实验机模拟了柔性化薄板坯连铸连轧(FTSR)生产线轧制低碳含Nb钢的动态软化行为. 根据不同Nb含量试样在不同变形温度下的应力-应变曲线, 得出Nb含量对动态再结晶数学模型中各参数的影响规律.结果表明: 随Nb含量的增加, 动态再结晶激活能逐渐增加, 且高于传统流程的动态再结晶激活能; 随Nb含量的增加, 模型参数中A值线性增加, Avrami指数m线性减小, n值线性增加, B值逐渐增加, 动态再结晶变得困难. 所计算的动态再结晶率以及峰值应力与实测的结果吻合良好.

基于液态渣动量和质量守恒原理,建立结晶器非正弦振动模式下弯月面区液体摩擦力计算模型, 通过分析 2.0m×min$-1拉速时液体摩擦力极值问题, 提出新的液体摩擦机制. 研究表明:液体摩擦力受渣道形状、熔渣池深度 和结晶器与铸坯间相对运动状态等影响,并随振动波形变化; 理想状态下最大液体摩擦力发生在振动速度与拉速相等时刻附近; 表面裂纹生成于临近负滑脱段的正滑脱时段内,并在负滑脱段得到愈合.

建立了底吹钢包内气/钢液/渣三相流动数学模型, 利用多相流动体积法(VOF)模拟了渣层运 动行为. 模型结果再现了底吹钢包内气/钢液/渣三相流动现象. 当Ar气被吹进钢包时, 在 钢液内产生气泡, 上升的气泡间 歇地冲击并突破渣层, 产生渣眼; 同时, 渣层发生波动, 波动频率随着Ar气流量的增加而增加. 参数研究显示: 220 t钢包底吹流量由100增加到 300 L/min, 渣眼直径由0.43增加到 0.81 m. 计算的无量纲渣眼面积与文献中渣眼的实 验结果很接近. Ar气喷吹期间, 渣层发生重大的变形, 近渣眼处的渣层变薄, 近钢包壁 处的渣层变厚. 渣眼周围钢液流速很大, 并导致部分渣滴卷入钢液中.

采用数值模拟方法对离心中间包内钢液的流动结构及混合特性进行了研究,并用水模型结果进行了验证. 流场 的研究结果表明: 旋转室内强烈的湍流极大地促进了夹杂物的湍流碰撞生长. 另外, 在旋转室切向出流的影响下,分配室内形成了较大的水平环流. 环流的形成增强了钢液的混合程度, 且延长了夹杂物沿着液面运动的距离, 增大了夹 杂物的去除机会. 对钢液停留时间分布(RTD)的预测结果表明: 由于钢液的旋转流动, 离心中间包内的死区体积明显减小, 活塞区及混流区体积增加, 从而夹杂物的上浮去除率提高.

研究了中间退火温度对多道次冷轧Al-Mg-Sc-Zr合金力学性能的影响.结果表明: 在各道次轧制前采用 400 ℃/ 1 h中间退火, 合金强度无明显变化;采用450 ℃/1 h中间退火, 合金强度随加工次数增加而明显降低. 对其机理分析表明, 冷变形产生的高密度位错等缺陷在较高温度的中间退火过程中为Sc和Zr原子提供了快速扩散的通道, 促进了Al3(Sc, Zr)相颗粒的粗化. Al3(Sc, Zr)颗粒的粗化不但使其阻碍位错运动的能力降低, 而且还削弱了其对回复进程的抑制作用.两种因素的共同作用导致了退火态合金强度的下降.

B元素对Ti-46Al和Ti-46Al-5Nb(原子分数, %)合金的柱状晶组织均有明显的细化作用, 且对后者的细化效果更显著. 这一现象可归结为: B元素在Ti-46Al-5Nb合金中 的溶解度较低, 硼化物析出量增加, 柱状晶组织进一步细化.

研究了强磁场对Fe-49%Sn(质量分数)偏晶合金凝固组织演变及磁性能的影响. 结果表明: 施加强磁场可以显著改变富Fe相枝晶形貌, 进而改善材料的磁性能.在无磁场作用下富Fe相为无方向性的枝晶及网状组织形貌; 随磁感应强度增加, 富Fe相沿平行磁场方向定向排列程度增加, α-Fe的(110)晶面衍射强度增强. 分析认为, 这是由于强磁场诱使晶体磁各向异性能增加, 使得α-Fe枝晶择优取向作用增强. 根据样品磁滞回线计算的磁各向异性能结果与理论分析一致. 另外, XRD分析表明, 有、无强磁场作用下凝固样品的物相均不变, 都由α-Fe, β-Sn,FeSn及FeSn2组成.

考察了冷却速率、磁场强度及高梯度磁场对Al-2.89%Fe(质量分数)过共晶合金中Al3Fe 相形貌及分布规律的影响. 结果表明, 在无磁场条件下, 初生Al3Fe相沉积在试样下部; 施加12 T强磁场后, 初生Al3Fe相所受磁力作用和重力作用相平衡, 在整个试样中均匀分布, 且沿着易磁化方向[121]发生定向排列, 其取向程度不受冷却速率的影响, 但随着磁场强度的增大而加强; 在高梯度磁场中, 初生Al3Fe相所受磁力作用大于重力作用而偏聚在试样的上部, 且多个针状初生Al3Fe相结合在一起, 形成近似星状聚合体. 此外, 对强磁场的作用机理进行了分析和探讨.

采用区熔定向凝固方法,制备出近似<110>取向Tb0.36Dy0.64(Fe0.85Co0.15)2合金棒. 采用交流阻抗分析仪测定其在不同偏磁场和预压应力条件下的阻抗谐振频率,求出磁机械耦合系数(k33). 结果表明, 在无预压应力状态,k33随偏磁场的增大而增加, 在50.9 kA/m达到峰值0.513; 施加10 MPa的轴向预压应力状态, k33值降低, 其原因是预压应力导致71°畴壁能增加,阻碍了磁矩在磁场中的运动, 使得磁能与机械能之间的能量转换效率降低.

采用真空感应熔炼法, 制备Fe1-xMnx(x=0.30, 0.35, 0.40, 0.50,0.55(原子分数))合金, 在1000 ℃保温24 h, 炉冷至室温. 研究了不同结构Fe1-xMnx合金样品的室温磁致伸缩性能. 结果表明, x≤0.40时, Fe1-xMnx合金样品为γ＋ε双相结构, 并且ε相体积分数随Mn含量增加而减小, 磁致伸缩性能较差; x>0.40时, 合金样品为单一的γ相, 具有良好的磁致伸缩性能. Fe0.50Mn0.50合金样品在1.9 T磁场中的磁致伸缩可达8.73×10-4.

在微弧氧化法制备TiO2光催化薄膜的过程中, 采用向电解液中添加氧化物的方法对薄膜进行改性. 实验结果表明, 过渡金属、重金属及稀土元素掺杂可在不同程度上影响薄膜的光催化性能, 其中, V, Ag, Ce元素掺杂可使光催化120 min的降解率提高10%以上. 采用半导体掺杂也能很好地提高TiO2薄膜的光催化性能, 其中以SnO2效果最好. 实验表明, V2O5添加量在0.5 mmol/L或SnO2添加量在1.0 mmol/L时, 生成的TiO2薄膜光催化效果最好. XRD及SEM分析表明, 掺杂不改变TiO2晶型, 改性后的TiO2光催化薄膜增厚, 微弧放电形成的孔道变小, 表面积增加.

研究了熔盐电解法制备CaB6的合成工艺, 确定了制备CaB6粉末的合成温 度、电解电压和电解时间. 同时, 对电解所生成的阴极产物的相组成、颗粒尺寸与 形貌进行了表征. 结果表明, CaCl2熔盐体系制备CaB6粉末的基本工艺条 件是: Ar气环境保护, 电解电压3.0 V, 900℃电解30 h. 所合成的CaB6晶体粉 末粒径范围为2-8μm, 颗粒形态规整, 为规则的长方体. 对电解过程中阴极进 行循环伏安扫描分析, 确定硼酸盐向阴极的扩散速率为控制电解过程 的重要环节.

AZ91D合金中加入1%La(质量分数)后, 不但形成了条状的Al11La3相和块状的Al8LaMn4相, 而且在粗大α相(Mg17Al12) 周围形成了许多细小的层片状α相, 并使α相进一步网状化. 这些细小的层片状α相明显阻碍了腐蚀的扩展, 提高了AZ91D镁合金的耐蚀性. 条状的Al11La3相和块状的Al8LaMn4相都属于阴极耐蚀相. 其中Al11La3相由于较小的阴极面积, 对加速其周围镁基体的腐蚀不起明显作用; 而块状的Al8LaMn4相阴极面积较大, 与基体构成微电偶腐蚀, 加速了基体的腐蚀.

在建立电场活化烧结(field activated sintering, FAS)过程模型基础上, 对FAS工艺制备MoSi2-SiC复合材料的温度场进行了有限元模拟. 结果表明, 在FAS过程中, 模具-试样系统中的温度场特性是电场Joule热、体系化学反应热与模具传热效应的综合结果. 在烧结过程中, 由于Joule热与化学热的叠加作用, 试样中心温度最高, 并沿径向与轴向形成温度梯度, 从而在晶粒尺寸与致密化程度方面影响合成材料的组织均匀性. 此模拟结果为温度梯度的合理控 制提供了理论依据, 有助于获得组织均匀、晶粒细小且致密性高的复合材料.

采用座滴法研究了4种钎料Pd60-Ni40, PdNi-(3-6)V, PdNi-(7-15)V 和PdNi-(16-24)Cr-(6-15)V(质量分数, %)在Si3N4陶瓷上的润湿性. 结果表明, 在1250℃/30 min的真空加热条件下, 4种钎料均在Si3N4母材上润湿铺展, PdNi-(16-24)Cr-(6-15)V钎料不但润湿角小, 而且形成了无缺陷的润湿界面. 该钎料与Si3N4形成的扩散反应层中, Cr和V优先与从母材扩散出的N反应生成相应的Cr-N和V-N相;只有少量的Si参与反应生成相应的Cr-Si和V-Si相; 钎料基体区中主要是溶有少量Si的Pd-Ni固溶体以及Pd-Si和Ni-Si相. Cr相对于V更容易向界面扩散.

设计、制备了三个系列(不同Bi2O3与Sb2O3掺杂浓度)的ZnO基复合材料. 力学性能测试的结果表明, Bi含量(2%, 原子分数)保持不变, 随Sb含量(在合适的剂量范围内)的增大,由于基质ZnO晶粒减小, 陶瓷致密度增大, 所得材料的模量、抗弯强度以及断裂韧性均增大; Sb含量(3%, 原子分数)保持不变, 随Bi含量的增大, 由于基质ZnO晶粒增大、陶瓷致密度减小, 所得材料的模量、抗弯强度以及断裂韧性均减小.在设计组成范围内材料的最佳力学性能约为: 弹性模量114 GPa, 弯曲模量115 GPa, 抗弯强度120 MPa, 断裂韧性1.87 MPa×1/2.

利用大型有限元分析软件Abaqus的多次顺次耦合功能,先对P91钢高温主蒸汽管道焊接接头焊态和焊后热处理状态进行残余应力分析, 然后采用Norton蠕变本构关系,根据P91耐热钢在625℃下焊缝、热影响区和母材的不同蠕变参数,对内压以及内压与热处理后残余应力共同作用下的接头蠕变进行有限元分析,分别得到了焊接残余应力和焊后热处理残余应力的分布规律,同时预测了在高温环境下服役105h后蠕变应变分布. 结果表明,由于高温管道的壁厚以及约束等影响, 焊后产生了较大的焊接残余应力,通过焊后热处理可以有效地降低焊接残余应力.但由于热处理残余应力的存在, 仍对高温管道焊接接头的蠕变有较大影响,并且在焊缝与热影响区的交界处存在着较大的蠕变应变.

采用Al-Mg-Sc-Zr焊丝为填充材料对Al-Mg-Sc合金薄板进行手工非熔化极惰性气体保护焊(TIG焊), 并对焊接接头进行350 ℃下保温1 h的焊后热处理.通过拉伸实验、显微硬度测试、SEM及TEM观察对热处理前、后的Al--Mg--Sc合金焊接接头的力学性能及微观组织进行了对比研究.结果表明:热处理前焊接接头强度为 332 MPa; 经350 ℃/1 h热处理后,焊接接头强度增至410 MPa, 焊接接头强度系数达到0.98, 焊接接头延伸率由5.6%增加至14.4%, 并且焊缝区的显微硬度得到大幅度提高, 拉伸时断裂位置由焊缝区转移到了熔合区. 焊后热处理使焊缝区析出大量弥散分布的Al3(Sc, Zr)粒子, 这些粒子与基体共格, 使焊缝区的硬度、抗拉强度和屈服强 度大幅度提高.