建立了模拟直薄壁件逐点沉积过程中温度场的有限元模型,用等价导热系数和焓值法处理了固-液耦合热传导问题和固液混合区的焓. 模拟结果真实地反映了沉积316L不锈钢直薄壁件的温度场特征. 通过对模拟结果的分析得出, 在高温阶段(700℃以上)熔池的平均冷却速率达到1000 ℃/s数量级, 在240℃以下的冷却速率仅为10 ℃/s数量级. 基板的温度变化经历温度上升、温度平稳、温度下降3个阶段；在温度下降阶段, 基板中的热传导对熔池冷却速率影响很小. 有限元模拟结果与已有文献的实验测量数据吻合很好.

建立了按激光光斑直径逐点沉积热力耦合的热应力有限元分析模型. 316L不锈钢直薄壁件沉积过程的热应力模拟结果显示,拉应力区出现在基板与沉积部分界面处(界面拉应力区)和沉积部分顶部(顶部拉应力)；拉应力区的位置随激光束的运动不断变化. 实验证明, 沉积过程中的开裂分别发生在沉积部分顶部(顶部开裂)和基板与沉积部分界面处的边缘部位(边缘开裂). 顶部开裂出现在顶部拉应力区, 边缘开裂出现在界面拉应力区中拉应力最大的边缘部位. 有限元模拟结果很好地解释了实验中的开裂现象.

利用模拟不锈钢直薄壁件沉积过程中热应力场的计算结果,分析了直薄壁件产生的“圣诞树”台阶和基板的变形特征. 分析结果说明, “圣诞树”台阶产生的原因是激光束扫描路径的起点与终点处温度场特征的不同和熔池温度的差别. 基板的翘曲变形仅产生在基板上有沉积材料的部位, 基板的左、右端部产生刚性位移. 基板端部位移的实验测量与有限元计算结果相符合, 证明了分析温度场和热应力场的有限元模型的正确性.

对HSLA-65, DH-36, AL-6XN和Nitronic-50这4种新型舰艇结构钢的力学行为进行了系统研究. 实验的温度变化范围从77 到1000 K, 应变率从0.001到8000 s-1, 真实塑性应变超过40%. 结果表明：(1)这4种结构钢的塑性流变应力对温度和应变率非常敏感, 流变应力随温度的降低和应变率的增加而提高；(2)随塑性应变的增加或变化, 温度历史会显著引起fcc金属内部微观结构演化；(3)在适当的温度和加载应变率范围, 动态应变时效现象发生, 且随应变率提高, 动态应变时效出现的温区移向更高区域. 针对实验所出现的这些现象, 并考虑到塑性流变的粘-曳阻力,根据位错运动机理, 给出了一个基于物理概念的本构模型, 此模型未涉及动态应变时效现象. 通过比较模型预测结果和实验结果, 在很宽温度范围和很宽应变率范围内, 所给出的本构关系能够较好的预测这4种新型舰艇结构钢的塑性流变应力.

采用正电子湮没寿命谱研究了氢在不同热处理状态的Fe-Ni基沉淀强化奥氏体合金中的占位规律和作用机制, 结合拉伸实验、扫描电镜和透射电镜观察研究了热处理和热充氢对合金微观组织及力学性能的影响. 结果表明：热充氢导致固溶态合金内部的空位团浓度升高,合金强度上升, 塑性略有下降；氢在峰值时效合金中不进入γ'/γ界面,而是主要进入含少量碳化物的晶界和晶内空位团, 使合金塑性显著降低；过时效处理产生粗大γ'相, 使γ'/γ界面成为氢陷阱, 同时氢还进入存在连续碳化物的晶界, 造成合金塑性的严重降低.

采用晶体塑性有限元(CPFEM)和元胞自动机(CA)耦合的方法模拟了热变形低碳钢的静态再结晶. CPFEM的计算结果定量描述了介观尺度上奥氏体变形储能的不均匀分布, 为模拟再结晶的形核和长大提供了依据, 从而在再结晶CA模型中考虑了不均匀变形的影响.模拟结果显示：变形储能分布不均匀使得再结晶在不同位置的形核密度不同, 形核集中在晶界以及晶内储存能较大的区域；随着临界形核储能的降低, 形核数量增加, 再结晶晶核的位置分布趋于均匀. 对不同形核判据下的再结晶动力学也作了讨论.

研究了一种抗热腐蚀高温合金K44在800，850 和900℃经10000小时长期时效后的 γ’组织变化和拉伸性能.结果表明，γ’ 沉淀相的长大动力学符合Lifshitz-Slyozof-Wagner 熟化规律，长大激活能为 255 kJ/mol.相对较小的γ’相出现了和弹性应变能相关的形态不稳定现象.合金屈服强度随时效温度升高和时效时间的延长而降低，可以由Labusch-Schwarz 强化理论来解释，但塑性却出现了波动. 合金的强化机制为强相互作用位错对切割机制.

以Al-M (M=Sr, Nd)二元相图、Miedema生成热模型和Toop模型为基础, 建立了Mg-Al-M三元合金熔体中Al--$M$金属间化合物析出行为的热力学计算模型, 并采用该模型对Mg-8Al-3.5Sr熔体中Al-Sr金属间化合物的析出温度进行了计算, 结果与文献基本吻合.利用该模型对一定温度下Mg-9/6Al-M (M= Sr,Nd)熔体中优先析出Al-M金属间化合物所需M的最低含量进行了计算. 根据计算结果, 对Al-M金属间化合物在Mg-9/6Al-M合金熔体中的析出行为以及对合金力学性能可能的影响进行了分析和比较, 提出了采用稀土Nd和碱土Sr复合添加来制备耐热镁合金的思路.

用热爆燃烧合成法结合熔体施压致密化, 制备了相对密度约90%的Cr-(Al, Cr)2O3金属陶瓷, 金属Cr颗粒均匀弥散分布于陶瓷板片间或板片内, 尺寸可达200 nm左右. 研究了金属陶瓷的耐磨性能. 结果表明, 干摩擦条件下, 金属陶瓷具有优良的耐磨性能; 磨损体积与稀释剂Al2O3加入量和过量Cr2O3的含量有关, 两者合理搭配可使Cr-(Al, Cr)2O3的磨损体积小于粉末烧结氧化铝陶瓷的磨损体积.磨损机理主要是块状剥落. 油润滑后, 147 N载荷下,金属陶瓷经6000 m滑动距离仍基本无磨损体积损失;随载荷提高, 磨损体积有所增大, 但仍比Cr12MoV钢小一个数量级以上.

采用聚合－热解法制备了Co0.2Zn0.2Mn0.6Fe2O磁性纳米颗粒, 借助热重分析法(TG)、X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)和振动样品磁强计(VSM)对产物进行了表征. 结果表明, 产物具有尖晶石结构,无杂相, 粒径分布范围在8-15 nm之间. 常温下该材料的剩磁强度和矫顽力分别为0.516和2.388 kA/m

利用固体透氧膜(SOM)法进行了从Ta2O5中提取金属Ta的实验. 在1150℃, 外加直流电解电压3.2 V下,以55.5%MgF2-44.5%CaF2的熔盐体系为介质,阴极为经过预烧成型的Ta2O5, 阳极为氧化锆管内的碳饱和铜液. 测试结果显示: Ta2O5阴极中氧含量大大降低甚至消失, Ta2O5还原为金属Ta.

采用溶胶-凝胶法制备了ZnO∶Al(AZO)透明导电薄膜.通过X射线衍射(XRD)、紫外-可见分光光度计(UV-Vis)、扫描电镜(SEM)和电阻测量装置, 考察了Al掺杂量、退火温度及镀膜层数等工艺参数对薄膜的微观结构和光电性能的影响. 结果表明,退火温度越高, 多晶AZO薄膜的(001)晶面择优取向生长的趋势越强, 并且随退火温度升高,薄膜的晶粒尺寸增大, 透光率增加. 薄膜晶体结构为纯ZnO的六角纤锌矿结构. 在掺杂浓度1%(摩尔分数)、退火温度500℃及镀膜层数10的条件下, 得到了电阻率为3.2×10-3 Ω•cm、可见光区的平均透射率超过90%的AZO薄膜.

采用低温燃烧合成法, 在柠檬酸--硝酸盐体系中合成了Ce1-xNdxO2-x/2 (0≤x≤0.6)固溶体纳米粉体. X射线衍射(XRD)结果表明, Nd3+取代Ce4+形成具有单相立方萤石结构的固溶体, 其晶格常数随Nd3+掺杂浓度的增大而线性增加,晶粒尺寸在15-24 nm之间. 透射电镜(TEM)结果表明, 粉体颗粒尺寸在20-40 nm之间,分散性较好, 具有较高的烧结活性.Raman光谱结果表明, F2g宽化峰的出现与掺杂后固溶体中产生的氧空位有关,并且随着掺杂浓度的增加, 氧空位数量也随之增加. X射线荧光光谱(XRF)的分析表明, 实际掺杂浓度非常接近原始化学计量比.

深层滚压加工对高碳铬轴承钢超长寿命疲劳行为的研究表明: 与深层滚压加工前相同, 在高应力幅短寿命区,疲劳裂纹萌生于试样表面;由于表面压缩残余应力的影响, 疲劳强度有所提高.在低应力幅长寿命区, 疲劳裂纹萌生位置从未经深层滚压加工试样的次表面向深层滚压加工试样内部没有压缩残余应力和硬化层的位置转移; 因弯曲应力梯度的影响, 疲劳强度有了较大的提高. 深层滚压加工可以提高高碳铬轴承钢在超长寿命区的旋转弯曲疲劳强度.

采用电化学充氢的方法研究了X70管线钢在不同浓度硫酸溶液中的氢致开裂(HIC)行为. 结果表明, 增大充氢电流密度、延长充氢时间以及降低充氢溶液的pH值能够促进氢进入X70钢基体. 微观观察表明, X70钢中的非金属夹杂物如氮化物和氧化物等对其氢致开裂行为有不同的影响, 氮化物夹杂并不是充氢裂纹的必然形核位置, 而Mg, Al, Ca等的氧化物是更为有害的氢致裂纹源. 通过氢渗透实验测得室温下氢在X70钢中的有效扩散系数为3.34×10-9cm2/s.对X70管线钢基体及焊缝试样电化学预充氢后拉伸, 焊缝试样的拉伸塑性较差, 各项塑性指标在充氢前、后均低于X70钢基体材料.

通过电化学阻抗谱(EIS)技术研究了LY12铝合金/钝化膜/环氧涂层复合电极在NaCl水溶液中的腐蚀行为.结果表明, 随浸泡时间的延长, 复合电极体系的阻抗不断增大；在浸泡初期, 复合电极体系的阻抗谱中即出现了低频扩散阻抗, 认为该阻抗由金属表面钝化膜的溶解产物的传质引起. 扫描电镜(SEM)观察表明铬酸盐钝化膜呈现明显的裂纹形貌; 利于溶解的铬盐通过裂纹到达合金基体使其钝化,是复合电极阻抗不断增大的原因所在.

通过电化学极化及电化学阻抗谱(EIS)测试研究了一种脂肪酰胺类缓蚀剂对X65低碳钢抗CO2腐蚀的机理, 结果表明, 该类缓蚀剂是一种阳极型缓蚀剂, 属于界面吸附型, 通过负催化机制产生缓蚀作用, 对X65低碳钢抗CO2腐蚀具有良好的效果, 其缓蚀效率随浓度的增加而提高, 存在极值现象, 在0.5 g/L时达到最大. 其阻抗谱有2个时间常数,相应的等效电路的描述码(CDC)为: R(C(R(CR))).

用气体雾化法制备了Ni53Nb20Ti10Zr8Co6Cu3非晶合金粉末, 将粒度小于25 μm的非晶粉末用动力金属喷涂工艺制备了非晶涂层.研究表明, 非晶涂层厚度约500 μm, 涂层的空隙率随喷涂温度和沉积率的增加而减少. 涂层腐蚀性能的评价选用1 kmol/m3 HCl水溶液, 动电位极化曲线测量表明, 随着空隙率的减少,涂层呈现出与非晶合金相当的优良耐蚀性能.

利用旋转磁场特征变换模型方程并结合边界更新法, 提出一种计算旋转型电磁搅拌器在钢连铸坯中产生的电磁力场的方法. 用该方法计算了考虑铁心影响的不同尺寸钢连铸方坯内的电磁场. 模拟结果与实验数据符合良好,同时详细给出了旋转电磁场在搅拌区域内产生的电磁力的空间分布,并分析了不同电流、频率等参数对电磁力分布的影响.

借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射分析等手段, 研究了硼(B)含量>2.0%和碳(C)含量<0.2%的铸造Fe-B-C合金的凝固组织及热处理后的组织和性能. 铸造Fe-B-C合金的凝固组织由Fe2B、铁素体和珠光体组成, 硼化物呈网状沿晶界分布. Fe-B-C合金经950℃正火处理后, 局部出现断网现象, 基体组织全部转变为板条马氏体,硬度大幅度提高, HRC接近 60, 冲击韧度大于10 J/cm2, 动态断裂韧度大于30 MPa•m1/2.在干滑动磨损条件下, Fe-B-C合金的耐磨性优于镍硬白口铸铁和GCr15、Cr12MoV等合金钢, 与高铬白口铸铁相当.Fe-B-C合金熔炼简便、铸造性能好, 且不含Ni和Mo等昂贵合金元素, 具有较低的生产成本.

利用相场法研究了外加应变场对Ti-25Al-10Nb合金中α2→O相变组织的影响. 研究表明, 除了外加应变的大小之外, 外加应变方向对O相析出组织也有明显影响. 模拟得出, 外加应变方向对O相体积分数的影响可达24%, 外应变大小对O相体积分数的影响可达60%. 当沿着α2相的〈2-1-10〉方向施加单轴压应变且应变量εamp大于0.5εs(相变应变量)时, 合金会形成α2+O相的全片层显微组织, 有望显著改善合金的性能.

通过第一原理方法系统地研究了IVB和VB过渡族金属碳化物块体以及表面的结构和电子态性质. 讨论了不同碳化物表面褶皱的共同特征和相互差别、碳化物表面褶皱的产生对表面电子分布情况和表面能的影响、碳化物的结合能和表面能的变化趋势、以及表面能与结合能之间的关系. 提出了块体结合能和表面褶皱程度两种因素共同影响和决定IVB和VB过渡族金属碳化物(001)表面能的观点.