对Al-Pb合金进行了气体雾化实验, 得到了Pb以细小粒子形式均匀分布于基体的粉末, 建立了能描述在弥散相液滴形核、扩散长大、碰撞凝并和空间迁移共同作用下雾化液滴凝固过程组织演变的模型; 对凝固组织形成过程进行了计算, 结果表明,模拟结果与实验结果吻合得很好; 并分析了Al-Pb合金雾化液滴的凝固过程.

对Al-Pb合金进行了气体雾化实验, 得到了Pb以细小粒子形式均匀分布于基体的粉末, 建立了能描述在弥散相液滴形核、扩散长大、碰撞凝并和空间迁移共同作用下雾化液滴凝固过程组织演变的模型; 对凝固组织形成过程进行了计算, 结果表明,模拟结果与实验结果吻合得很好; 并分析了Al-Pb合金雾化液滴的凝固过程.

Cu/Ni多层膜的强化作用来自于多层膜结构中交变应力场对位错运动的约束.该交变应力场主要包括两部分:在共格界面处由于剪切模量差而导致的镜像力, 以及多层膜内由于晶格常数差而形成失配位错网的应力. 如果位错在膜层内运动的临界应力值小于交变应力场的约束, 位错会被限制在单层膜内运动, 多层膜被强化; 反之, 则位错很容易通过界面到达临近的膜层, 多层膜开始出现弱化. 交变应力场的变化幅值与多层膜的调制波长相关. 理论计算结果表明, Cu/Ni多层膜的临界调制波长为1.9 nm, 但失配位错网的交变应力场在多层膜的调制波长λ=9 nm时振幅达到极值.

采用基于密度泛函的赝势平面波方法, 对ZrMn2贮氢合金及其氢化物的电子结构进行计算, 并分析成键特性, 结果表明, 在ZrMn2合金中, Mn(2)原子之间的相互作用强于Mn原子与Zr原子之间的相互作用, Mn(2)-Mn(2)原子间存在明显的共价作用, 但在吸氢(H)后, Mn(2)-Mn(2)相互作用明显减弱. H与Zr之间在c轴方向的键合力较弱, 当H原子进入吸氢四面体后所引起的晶格膨胀导致Zr原子易于向外移动, 使得c轴的膨胀大于a轴的膨胀.

应用电子背散射衍射(EBSD)和取向成像显微(OIM)技术, 对经过不同形变及热处理的铅合金样品晶界特征分布(GBCD)进行了分析. 研究结果表明: 进行合适的冷轧后在高温(0.9Tm)短时间退火, 可将铅合金的低∑(∑≤29)重位点阵(CSL)晶界比例提高到70%以上. 回复过程中形成∑1晶界的同时, 也出现了∑3晶界, ∑3晶界在再结晶的初期过程中得到发展, 这是提高低 ∑CSL晶界比例的主要原因. 在低 ∑ CSL晶界比例较高时, 从OIM中很容易找到由三条CSL晶界构成的界角, 该界角的三个晶粒之间存在特定的取向关系.

以结晶Zr棒及海绵Zr为原材料、利用浇包型坩埚电弧炉倾斜铸造法制备了不同氧杂质含量的Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5块体非晶合金楔形试样, 研究了氧对合金玻璃形成能力及热稳定性的影响.结果表明: 氧杂质虽然降低合金以最大非晶形成厚度tmax为表征的玻璃形成能力, 却提高合金以过冷液相区温度范围Tx1为表征的热稳定性. 氧杂质具有提高合金开始晶化表观激活能E ax1的趋势.

研究了不同热处理条件下, 时效对Al--Cu合金中锯齿形流动的影响.实验发现, 随着自然时效时间的延长, PLC(Portevin-Le Chatelier)效应出现的时间推迟. 随着时效的进一步强化(自然时效24 h, 或在353 K下保温20 min的人工时效), 应力--时间曲线上锯齿幅值减小,出现的频率迅速降低, 直至消失. 同时, 还研究了变形和时效相耦合对锯齿形应力流动的影响. 针对所得的实验结果, 肯定了基于可动位错和障碍之间的相互作用的动态应变时效微观机制假设,并探讨了出现锯齿形应力流动而无PLC变形带产生的现象.

随着氢浓度增加, Ti-60合金中的初生α相的体积分数、(α+β)→β相变点及高温屈服强度均连续降低.高温拉伸时合金的最低屈服点出现在相应氢浓度下的(α+β)→β相变点处, 进一步增加氢含量反而使合金的屈服强度升高, 其原因是氢强化了相. Ti-60合金中氢浓度w(H)与(α+β)→β相变点满足方程: t(α+β)→β(℃)=815+210exp(-3w(H)). 900℃拉伸时, 0.3%的氢使合金的屈服强度降幅达70%

强磁场可明显影响Al-4.5%Cu(质量分数)合金定向凝固组织.在温度梯度GT=38 K/cm, 生长速率较低(R=5 μm/s)时, 10 T强磁场使液-固界面处的树枝晶变得不规则,低于共晶温度以下的固相区定向枝晶组织消失, 组织细化;在生长速率R=50 μm/s时, 10 T强磁场使得枝晶沿与凝固方向成一定角度定向排列, X射线衍射表明<111>方向转向磁场方向; 在生长速率较高(R=100 μm/s)的情况下, 10 T强磁场使得枝晶粗化, 一次枝晶间距增大. 从热电磁流体理论和磁晶的各向异性角度分析了上述现象.

车轮钢中白点形成的临界可扩散氢浓度为C0*=1.3×10-6(总氢浓度CT*=3.7×10-6). 当白点数量超过临界值(对应的可扩散氢浓度C0≥5.6×10-6), 则使强度和塑性急剧下降.但实际车轮中白点含量少(C0<3.9×10-6), 对材料的拉伸性能和断裂韧性没有影响. 原子氢对断裂韧性KIC没有影响; 但如慢拉伸,则使塑性下降. 如恒位移加载, 则原子氢能引起氢致滞后开裂, 其门槛应力强度因子KIH随C0升高而线性下降, 即KIH=57.8-3.9C0. 但白点对氢致滞后开裂没有影响.

采用原位反应喷射沉积法制备TiCp/7075半固态铝合金坯料,在600℃保温10-60 min, 研究半固态二次加热过程中合金的晶粒长大规律, 并与喷射沉积7075铝合金进行对比分析. 结果表明, 添加原位TiC颗粒后, 合金的晶粒长大指数由2增加到3, 晶粒长大速率明显减慢. 其原因是添加TiC颗粒后合金晶粒长大激活能增加1倍左右, 使得合金的晶粒长大更加困难, 显示出原位TiC颗粒对喷射沉积7075铝合金的晶粒长大具有显著的抑制作用.

采用Couette型同轴双筒流变仪对半固态A356铝合金的等温稳态表观粘度进行了测试. 结果表明: 半固态A356合金的稳态表观粘度(ηa)随着固相分数(fs)的增加而增加, 但随剪切速率(γ)的增大而减小, 当fs达到某一临界值之后, ηa迅速增加.可用方程ηa=2.79exp(6.27 fs)γ-0.7描述fs,γ对ηa的影响.

用扫描电镜和X射线衍射方法研究了DZ4合金喷丸试样在不完全固溶和固溶热处理过程中的再结晶行为. 在保温2 h条件下, DZ4镍基高温合金喷丸层在1000℃可发生再结晶; 在不完全固溶热处理中, 再结晶以胞状形式发生; 在固溶热处理中,再结晶以晶粒形式发生;γ'相对再结晶晶界迁移具有阻碍作用; 再结晶速率和再结晶层厚度主要取决于热处理温度, 保温时间影响不显著. 拉伸试样的金相观察表明, DZ4合金在1220℃保温2 h条件下再结晶的临界变形大约为0.9%; 再结晶晶粒优先在拉伸试样表面形核.

用脉冲直流等离子体辅助化学气相沉积(PCVD)方法在高速钢基体上沉积出新型Ti-Si-C-N超硬薄膜. Ti-Si-C-N薄膜为纳米晶/非晶复合结构(nc-Ti(C, N)/a-Si3N4/a-C-C), 当薄膜中Si和C含量较高时, Ti(C, N)转变为TiC, 晶粒尺寸减小到2-4 nm. 薄膜晶粒尺寸和硬度的高温热稳定性均随沉积态薄膜中的原始晶粒尺寸减小而提高, 当原始晶粒尺寸在8-10 nm之间时, 晶粒尺寸和硬度热稳定性可达900℃; 当原始晶粒尺寸在2-4 nm之间时, 晶粒尺寸和硬度热稳定性可达1000℃. 薄膜硬度和晶粒尺寸表现出同步的高温热稳定性. 分析认为由调幅分解形成的纳米复合结构中的非晶相强烈地抑制晶界滑移与晶粒长大, 从而使Ti-Si-C-N薄膜的热稳定性显著提高.

采用熔体快淬方法制备4种厚度的Fe83Ga17合金薄带, 研究了不同厚度薄带的组织结构和磁致伸缩性能. 合金薄带的组织结构和磁致伸缩性能与快淬时的冷速密切相关, 12 m/s制备的75 μm厚薄带的磁致伸缩系数λ值最高, 达到了-2100×10-6; XRD和DSC分析确定了在厚度为45, 55和75 μm薄带中出现了有序的D03结构相, 75 μm厚薄带在669℃发生A2+D03→A2的相转变; 对薄带组织形貌的观察发现, 提高快淬的冷速有利于抑制富Ga相的析出. 薄带样品大的磁致伸缩效应主要来源于析出的特殊D03结构相和薄带样品大的形状各向异性.

采用激光熔化连续沉积工艺制备出了以Cr13Ni5Si2为初生相、以γ-Ni基固溶体为增韧相的金属硅化物耐磨合金, 在室温干滑动磨损条件下测试了Cr13Ni5Si2/γ-Ni合金的耐磨性能并讨论了其磨损机理. 结果表明, 由于Cr13Ni5Si2/γ合金优良的强韧性配合以及在磨损过程中磨损表面上稳定氧化物转移覆盖层的快速形成,合金在室温干滑动磨损条件下具有优异的耐磨性能和很低的载荷敏感系数.

研究了带环状预裂纹的奥氏体不锈钢圆棒试样在循环扭转/拉伸复合载荷下,门槛值附近的疲劳裂纹扩展行为, 分析了复合加载时不同载荷比对裂纹扩展的影响, 对裂纹扩展的初始阶段进行了详细研究, 用应力强度因子表征了裂纹扩展开始的门槛值. 提出了椭圆方程表达的疲劳裂纹扩展开始的门槛值模型, 该方程可在裂纹尖端位移准则的基础上导出. 疲劳裂纹扩展停止的门槛值条件也可用椭圆方程表达.

通过单向拉伸实验在LA41镁合金中观察到了PLC(Portevin-Le Chatelier)效应．在整个实验的应变速率范围(3.33×10-4-6.66×10-3 s-1)内这种塑性不稳定性始终存在．合金的抗拉强度和屈服强度随应变速率的增加而减小, 其应变速率敏感系数始终为负值, 且该不稳定性总是在一个临界应变之后出现．基于以上特征,运用动态应变时效(dynamic strain aging, DSA)机制, 即形变过程中溶质原子与可动位错的交互作用, 解释了所观察到的力学现象．

从熵守恒定律和能量守恒定律出发, 推导出一个新的低周疲劳寿命预测能量模型,并以该模型为基础, 对线性累积损伤法则进行了探讨. 通过316L钢420℃环境下应力控制的低周疲劳实验, 用该模型及基于该模型的线性累积损伤法则进行了低周疲劳寿命和剩余寿命的预测, 预测结果与实测结果符合较好.

用座滴法研究了In-Sn合金熔体在非晶和晶态Cu46Zr45Al7Gd2合金上的润湿性, 利用扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、X射线衍射(XRD)分析了In-Sn/ Cu46Zr45Al7Gd2界面特性. 结果表明: In-Sn合金熔体在非晶合金上的润湿性优于在晶态合金上的润湿性; In-Sn合金熔体在非晶基片上的反应扩散层宽度要小于在晶态基片上的反应扩散层宽度; In-Sn合金熔体在非晶基片上的反应扩散区中出现晶化反应.

对Sn-3.5Ag-0.7Cu/Ni-P界面上的焊点进行了150℃固相老化和250℃液相回流老化实验. 两种条件下焊料体内和界面处金属间化合物的成分、长大速率及形貌均有较大差异. 在液相回流条件下金属间化合物长大更快, 对焊点的可靠性有较大的影响. 延长固相老化时间, 焊点内生成大尺寸的Ag3Sn相; 高温液相回流有Ni3P层生成, 降低焊点的焊接强度.

针对薄板坯平行板型连铸结晶器, 建立了Fe--C二元合金紊流流动、凝固及溶质传输的三维耦合数学模型; 并与水口模拟计算相结合, 计算、分析了薄板坯平行板型结晶器内钢液的紊流流动、凝固及溶质分布. 计算结果表明, 由于薄板坯厚度尺寸限制, 钢液液流冲击深度相对传统板坯明显减小, 出水口射流对窄壁的冲击减弱, 而对铸坯宽面的冲刷加强. 出结晶器后,钢液流动变为向下的均匀平推运动. 在结晶器出口处,由于钢液流动、凝固及溶质传输的相互作用,使得铸坯宽面靠近窄壁处的凝固壳厚度最薄, 并在此处产生溶质分布强烈变化, 易导致拉漏缺陷.

在Gleeble--1500热模拟机上对15Cr--25Ni--Fe基合金GH2674进行了热压缩实验,采用动态材料模型的加工图研究了其在950---1200℃和0.001---10 s-1条件下的热变形行为. 结果表明: GH2674合金在热变形时呈现两个微观机制不同的动态再结晶峰区. 再结晶I区: 功率耗散效率峰值为38%,峰值对应的温度和应变速率分别为1040℃与10 s-1;再结晶II区: 功率耗散效率峰值为40%, 峰值对应的温度和应变速率分别为1075℃与0.04 s-1. 在1075-1100℃温度区间内, 可能是晶界相M3B2的溶解造成该合金的晶粒粗化, 这在一定程度上会影响合金的热加工性能. 在应变速率小于0.01 s-1、形变温度高于1050℃条件下, 合金呈现晶粒急剧粗化现象, 进而导致在热变形过程中楔形裂纹的产生; 在应变速率高于0.1 s-1、形变温度低于1000℃条件下, 合金有出现剪切变形带的趋势. 根据上述加工图对GH2674合金的热变形工艺进行了初步设计.