从超塑性和金属间化合物的基本概念着手，简述了研究金属间化合物超塑性 的重要性，较系统地介绍了铝系金属间化合物中Ni-Al、Ti-Al和 Fe-Al超塑性的研究状况.

建立了3种物理模型，研究了纳米复合永磁材料中晶粒尺寸、 两相分布及体积分数与矫顽力间的 变化关系. 计算结果表明：不同的 两相分布导致晶粒接触界面分数变化，从而引起晶间交换耦合作用的 涨落；相分布影响纳米复合永磁体矫顽力的大小，但没有改变其随 晶粒尺寸变化的关系；设计理想的相 分布并且适当控制晶粒尺寸，是实现纳米复合永磁 材料高矫顽力的可能途径.

采用Potts模型Monte Carlo方法对3种现存的三维个体晶粒长大速率拓扑依赖性 方程进行了仿真验证. 结果表明, Rivier速率方程认为晶粒 体积变化率dVf/dt与晶粒面数f成线性关系, 与仿真 结果明显不符, 不适用于描述三维晶粒长大过程的动力 学. 当晶粒面数f≥8时, Yu-Liu速率方程和 MacPherson-Srolovitz速率方程均与仿真结果很好吻合, 表明这两者均可以用来定量描述三维晶粒长大过程的动力学；当 f＜8时, 这两个方程均与仿真结果有显著差异.

采用基于密度函数理论的缀加平面波加局域轨道方法和超晶胞方法对Mo含量(原 子分数）为4.17%—37.5%的Ti-Mo二元合金的能量、 电子结构以及弹性性质进行了理论计 算，研究了Mo含量对Ti-Mo合金的β 结构稳定性和弹性性质的影响. 结果表明，随着Mo 含量的升高，Ti-Mo合金的β结构稳定性提高，正方 剪切常数(tetragonal shear constant)C' 以及弹性模量B, E和G均呈单调增加；当Mo含量为 4.77%时，正方剪切常数C'略大于零， 此时Ti-Mo合金的β结构稳定性和弹性模量均最低.

T hezhirong01@163.com 用示差扫描量热仪研究了Co对Ti-Ni合金相变特性的影响， 以及退火和时效工艺对Ti-49.8Ni-1.0Co(原子分 数，%)合金相变行为的影响. 结果表明，Co不影响 Ti-Ni合金的相变类型，但降低其相变温度，以1.0Co分别取代 等量Ti和Ni后，该合金的马氏体相变温度分别降低了109和22 ℃. 350—450 ℃退火态Ti-49.8Ni-1.0Co合金冷却/加 热时发生A→R→M/M→R→A (A为母相，R为R相，M为马氏体) 型可逆相变；500—550 ℃退火态合金发生A→R →M/M→A型相变；600 ℃以上温度退火态 合金发生A→M/M→A 型相变. 随着时效时间的延长，300 ℃时效合金 的相变类型由A→R→M/M→R→A 向A→R/R→A 转变；400 ℃时效合金的相变类型由A→R/R→A向 A→R→M/M→R→A 再向A→R→M/M→A 转变；500 ℃时效合金的相变类型则保持 A→R→M/M→A 型不变. 给出了退火 温度及其时间和时效温度及其时间对R和M相变温度和热滞的影响规律.

对Zr与Ti的原子比约为52/48, 掺杂了少量La、Mn和 Nb的PLZT铁电陶瓷进行了不同 温度下的原位Raman谱观测, 对所获得的谱图进行温度分布修正, 再利用阻尼-谐振-振荡器模型的光谱响应函数及Gauss 分布函数对所得结果进行分峰拟合, 得到了各Raman峰的波数和峰强随温 度的变化规律. 结果表明, 准同型相界附近的PLZT铁电陶瓷在 47—600 ℃升温过程中, 于240和360 ℃分别发生两次相变, 表明 样品中可能存在混合相；通过比较未极化和极化样品的Raman 谱峰的变化结果, 分析了预极化处理对相变的影响.

以纳米晶柱作为表面量子点的模型，以不同截面尺寸的Al 纳米晶柱为例, 对其在不同温度下的弛豫过程进行了一系列分子动力 学模拟，采用了Ercolessi 等建立的原子镶嵌势计算原子间的 相互作用力. 结果表明：对于沿相互垂直的{110}和{211} 面切割形成的近正方形截面晶柱，其截面厚度存在 一热稳定性转变临界值. 小于该值时纳米晶柱 迅速失稳，发生熔融－重结晶的过程; 大于该值时只发生缓慢的表面原子迁移重组. 两 种情况下形成的稳定结构均为由{111}和{100}面组成的 正多面体纳米岛，只是两种面的相对面积比有所不同；该临界 尺寸随温度升高而呈近线性增大. 模拟结果还显示，纳米晶 柱的高度对其稳定性没有明显影响.

采用OM、XRD、SEM、EPM和TEM分析了含Cu奥氏体不锈钢经抗菌热处理后所形成 的ε-Cu相. 试样经过FeCl3-HCl 水溶液浸蚀后在OM下观察到，ε-Cu相最初在晶界上形核，随后顺 加工方向逐渐长大成棒状，长度约为30 μm. EPM和EDS分析表明，它是一种含Cr，Ni和Fe的富 Cu相，较多ε-Cu相中的Cu含量达到80%左右; 在时效过程中, ε-Cu相的成分不断变化. XRD分 析表明，该富Cu相具有fcc结构，是Cu固溶体相.

采用强拉拔应变制备了双相纤维复合Cu--12\%Ag(质量分数) 合金线材, 并在不同温度下退火，研 究了退火温度对该合金两相中晶体织构强度和 分布的影响. 随着退火温度升高到400 ℃，Cu相中$\langle 111\rangle$织构强 度降低而$\langle 100\rangle$强度上升，Ag相中$\langle 111\rangle$ 强度变化不明显; 退火温度高于400 ℃后，两相中的织构强 度均有所增加. 在较低的退火温度下，应变形成的Ag相织构 稳定性高于Cu相. 在退火过程中，相界 面迁移、复合组织的聚集、纤维相的球化 及等轴晶粒的粗化等仅导致形变织构分量相对强度的变化而形 成退火织构，因而退火织构的组成与形变织构的组成相同.\par }} \vskip 0.2cm \noindent\parbox{0.92\hsize}{ \heiti\zihao{6}{关键词} \ \small\songti\zihao{-6} {Cu--Ag合金，双相复合材料, 退火，晶体织构\par } \noindent\parbox{0.92\hsize}{\heiti\zihao{6} {中图法分类号} \ \ \small\songti\zihao{-6}

研究了轧制变形量和轧制温度对7050铝合金显微 组织和力学性能的影响. 当轧制变形量为30%时，轧制样品中大 部分晶粒还基本保持铸态的枝晶形状; 当变形量在70%以上时， 铸态组织完全消失，并出现再结晶晶粒和亚晶组织. 能谱结果 表明，轧制样品中粗大的第二相为 Al7Cu2Fe和Al2CuMg，Al7Cu2Fe 相不溶于基体且呈链状分布，而Al2CuMg相部分溶于基体且呈 球状分布. 变形量为70%和90%样品的再结晶晶粒分数分别为 1.25%和12.4%. 变形量为70%样 品的强度和硬度最高. 当轧制温度为300 ℃时， 时效后的样品中出现较多的再结晶晶粒；轧制温 度升至430 ℃时，材料流变性变好，并且在轧制 过程中更容易发生动态回复，使储存的变形能减 少，再结晶晶粒明显减少，强度和硬度也达到最高.

ZK60镁合金经350 ℃往复挤压8道次后，晶粒尺寸显著细化，平均晶粒尺 寸从约20 μm细化到约1.5 μm，组织均匀性大大改善. 经往复挤压后，丝织构转变为 {1 0 -1 3}〈3 0 -3 2 〉+{1　0　-1　1}〈1 -5 4 3〉 织构，且最大极密度下降. 由于组织的细化和织构的改变，ZK60镁合金 的室温轴向压缩屈服强度大幅度提高，轴向拉伸屈服强度 有所下降，合金的拉压强度差异性基本消除; 同时, 合金的塑性明显提高，尤其是在压缩条件下， 延伸率从15%增加到38%.

在保持固/液界面温度梯度不变的条件下, 研究了 不同熔体超温处理温度对DD3单晶高温合金凝固组织的影响, 并 利用DTA研究了合金熔体结构的变化. 结果表明:合金熔体在 1380—1650 ℃发生一系列的结构变化；当抽拉速率为50 μm/s时, 随熔体超温处理温度由1500 ℃升至1640和1780 ℃, 合金一次枝 晶间距由177 μm分别减至150和125 μm, 枝干与枝间 γ'相的尺寸减小, 且枝间γ'相形貌变得规整.

制备了3种不同氢含量的高强弹簧钢50CrV4样品 (淬火、回火样品，0.6×10 -6；真空 退火样品，0.2×10 -6；高温 高压热充氢样品，2.5×10 -6). SEM观察表明，疲劳断口内部起裂 源为小夹杂团簇; 疲劳强度测试表明，随氢含量(c)的增加，疲劳强度基本上按 σ0-αexp(c)规 律降低, Basquin方程中的Basquin指数随氢含量的增加有明显变化.

介绍了作者研制的一台力、热、磁耦合装置的原理与结构， 利用该设备可方便地研究温度和磁场 联合作用下材料的塑性、超塑性行为. 该设备的特点是：将具有一定温度和压力 的高纯惰性气体导入由激磁线圈缠绕的炉内加热受力 试样，实现了炉外加热和动态密封. 前者可消除加热电阻丝对磁场的干扰，后 者消除了加载拉杆与炉口的摩擦力，可在温度和磁场的协 同作用下测量载荷及变形速率等对材料变形行为 的影响.\par }} \vskip 0.2cm \noindent\parbox{0.92\hsize}{ \heiti\zihao{6}{关键词} \ \small\songti\zihao{-6} {载荷，温度，磁场，耦合，变形设备\par } \noindent\parbox{0.92\hsize}{\heiti\zihao{6} {中图法分类号} \ \ \small\songti\zihao{-6}

采用双偏压热丝化学气相沉积法 在不同栅极和衬底 偏流下制备出纳米金刚石薄膜. 采用Raman谱、SEM、AFM、纳米压 痕法和XRD分析纳米金刚石膜的微结构、弹性模量和 残余应力. 分析结果表明，金刚石晶粒尺寸随着栅极和 衬底偏流的增加而减小，而衬底偏流的加入会引起非金刚石成分的显著 增加. 金刚石晶界的畸变使得弹性模量随着栅极和衬底偏流的增加而 减小，薄膜热应力也随之减小. 晶界非金刚石成分引 起金刚石本征应力呈压应力性质，晶界密度的增加使得 本征应力随着栅极偏流的增加而增加，但衬底偏流引起薄膜抵抗变形 能力剧烈下降，导致金刚石本征压应力的减小.

利用VOF方法和Lagrange两相流模型描述了吹氩结晶器内钢/渣界面 行为, 并用水模型实验检验了数值模拟结果. 在此基础上考察了吹氩量、拉速、结晶器宽度、水口浸入深度及气泡尺寸对钢 /渣界面卷混的影响规律. 结果表明：拉速为1.8 m/min时, 增大吹氩量, 结晶器的上回流区逐渐消失, 气泡对界面的扰动则不断加剧；吹氩量一定时, 拉速由1.2 m/min增至2.2 m/min的过程中, 气泡的冲 击深度增加, 氩气泡对钢液流型和界面形状的影响减弱； 增加水口浸入深度对抑制吹氩下界面波动作 用明显, 而结晶器宽度对此影响较小; 气泡尺寸显著影响钢/渣界面行为.

在完全热力耦合搅拌摩擦焊接数值模型中采用两种接触模型——经典的 Coulomb接触模型和修正的Coulomb接触模型，模拟了搅拌摩擦焊接过程， 以分析不同接触模型对搅拌摩擦焊接过程数值模拟的影 响. 结果表明，对于低转速的搅拌摩擦焊接，两种模型的 预测结果区别不大；但是对于高转速, 由于界面摩擦剪切应力没有上限，采用经典的Coulomb 接触模型无法模拟，需采用修正的Coulomb接触模型. 搅拌头转速的增加不会改变搅拌摩擦焊接技术固态连 接的本质. 当采用高转速时，焊接构件上、下表面的 变形趋于均匀，有利于得到均匀的显微结构.

采用电弧焊对20 mm厚的2519-T87高强铝合金进行表面堆焊，观察了 部分熔化区出现的无析出物区(PFZ)的组织特征，并对该区域的 形成机理进行了研究. 结果表明：无析出物区的形成主要 是晶界液化层迁移所导致的，迁移的驱动力为相干应变能， 焊缝收缩引起前、后晶粒的应变能差以及晶界曲率引起的界面能差. 焊接热输入对无析出物区的形成有一定影响，随着焊接热输入的增加， 无析出物区的宽度亦增加. 该区的存在使部分熔化区在拉伸和冲击过程中 易于断裂，且断裂方式为沿晶断裂.

利用带有加热装置和同步组装系统的Hopkinson压杆系统对反应堆工程管道材料 0Cr18Ni10Ti焊接头的母材和焊缝进行了高温、高应变率 下的动态力学性能测试. 实验的应变率范 围为200—3800 s-1, 温度范围为25—600 ℃, 得到了材料在不同温度和应变率耦合作用下的应力 -应变曲线. 着重考察了两种材料塑性流变应力的 温度和应变率敏感性, 并得到了它们的 Johson-Cook (J-C)模型. 实验表明, 母材和焊缝材料均具有较强的热软化效应及应变强化效应, 而 应变率强化效应相对较弱, 并且这些效应本身也受到温度的影响. 温度较高时, 材料的塑性流变应力受应变和应变率强化的程度 减弱, 在一定变形量下甚至出现降低趋势. 根据热激活位错运 动理论对上述现象的内在机理进行了解释和探讨, 并对试样的金相组织进行了观察和分析.

利用有限元软件ABAQUS，对不锈钢板翅结构在真空钎焊过程中 产生的残余应力进行有限元分析，讨论钎缝间隙、 隔板厚度、翅片内距、翅片内高、翅片厚度、钎焊 温度、翅片层数、材料匹配程度以及压力对残余应力的影响. 计 算结果表明，由于镍基钎料和不锈钢母材力学性能的不匹配，在钎焊接头 中产生了较大的残余应力. 钎角处应力集中且状态 复杂，成为最薄弱环节. 钎缝间隙、隔板厚度、翅片 内距、翅片厚度、材料匹配程度以及压力是残余应力的主要影响因素, 钎焊温度、翅片层数以及翅片内高对残余应力的影响不大.

利用数值模拟研究了软接触电磁连铸中两段式无缝结晶器的传热及 初生坯壳的厚度. 结果表明：相同工艺条 件下，两段式结晶器与传统结晶器相比， 出口坯壳厚度减薄约0.4 mm，铸坯表面温度升高约2.5 K，初始凝固点下 降约9 mm，有利于提高铸坯的表面质量. 两段式结晶器上半段长度增加使凝固坯壳厚度略有降低，但将导致钢液 对连接处的冲刷增大. 在本研究条件下， 考虑到安全生产的需要，结晶器上半段长度为120 mm是较佳的长度. 两段式结晶器壁的传热计算表明，本研究条件下，结晶器的耐热强度 满足安全生产的要求.

采用纳米压入方法表征了热浸镀铝钢表面由Al2O3 层、 Al层和FeAl层组成的复合涂层的纳米硬度、弹性模量及断裂韧 性等微观力学性能，采用扫描电镜(SEM)观察了纳米压痕形貌，并 分析了孔洞对陶瓷层的纳米压入行为和压痕裂纹扩展的影响. 结果表明：等离子体电解氧化(PEO)陶瓷层中包含许多微米和 亚微米尺度的细小孔洞，陶瓷层弹性模量约为226.4 GPa，纳米 硬度约为19.6 GPa. 当纳米压入深度为250 nm时，所测得陶瓷层的 力学参数分散性较大. 与FeAl层比较, PEO陶瓷层具有较高的裂 纹扩展阻力. FeAl层纳米压痕顶端产生了沿直线扩展的 径向裂纹；而陶瓷层纳米压痕中除径向裂纹外 出现了侧边裂纹.

提出了一种测量硬质薄膜残余应力的新方法——剥层曲率半径法， 并设计了一套光杠杆系统，可以精确测量 镀膜样品因薄膜存在残余应力而造成试片弯曲的曲率半径， 从而计算出薄膜的残余应力. 通过对 仪器测量误差的考察和电弧离子镀(Ti, Al)N 薄膜残余应力的测定，证明了该方法的有效性.