在马氏体相变表面浮凸测量的传统手段基础上，发展了双面金相位移合成法; 综合运用原子力显微术(AFM)和背散射电子衍射技术(EBSD), 对双相不锈钢中铁素体/奥氏体相变伴随的表面浮凸进行了系统的测量，包括奥氏体片条与铁素体基体的位向关系、惯习面取向以及产生浮凸的位移矢量和最大浮凸角，并用O线模型进行了初步的解释.

采用化学气相沉积法制备了多壁氮化硼纳米管BNNT)，高分辨电镜研究表明, BNNT一个重要的结构特征为层间有序堆垛，且大多以菱面体(r-BN)方式堆垛；多数BNNT具有择优生长取向，管轴沿BN六角网格平面的[10-10]方向，即多数BNNT为锯齿型. 基于其显微结构特征建立了多壁BNNT的结构模型，并通过计算机模拟其高分辨成像特点，发现r-BN堆垛的BNNT的HRTEM成像效果对其直径、层数以及观察视角等参数敏感，提出也可以通过管身高分辨像出现水纹状条纹直接判别r-BN堆垛.

在全电子水平上，基于广义梯度近似密度泛函和全势线性缀加平面波方法，计算出了LaNi5储氢合金固溶相α-LaNi5H0.5与中间相β-LaNi5H3的晶体结构、态密度和电荷密度等特征. 在α相区域中，通过对5种不同间隙位置的能量计算得到12n位最稳定；点阵常数a随着H原子增多而增大，而c基本为一常数. 在α→β相区域中，a值随着H原子的增多进一步增大，而c值增大相对较小. 计算值与实验结果一致.

建立了二元系凝固过程通道偏析形成的数学模型，给出了描述焓与温度及固相分数耦合关系的表达式. 在实验验证的基础上，对亚共晶与过共晶成分的NH4Cl-H2O侧向凝固通道偏析的形成位置与生长方向进行了数值模拟研究. 模拟计算结果表明，偏析通道起源于糊状区，偏析通道中的富集溶质从糊状区流向液相区. 为了维持偏析通道中的液体流动，枝晶间液体可通过糊状区从液相区得到补充. 糊状区中富集溶质的流动方向取决于析出溶质的密度. NH4Cl-70%H2O侧向凝固时，析出的溶质密度较小，偏析通道倾斜向上生长，在糊状区上部形成A偏析. NH4Cl-90%H2O侧向凝固时，析出的溶质密度较大，在糊状区下部偏析通道倾斜向下生长.

在群体动力学的基础上，提出了描述Cu-13.5%Sn(质量分数)合金雾化液滴凝固过程的动力学模型; 并将其与液滴的传热方程和运动方程相耦合，对雾化液滴的冷却凝固过程进行了模拟分析，探讨了液滴尺寸、气体初始速度、熔体过热度和初生相与异质形核基底间润湿角对液滴凝固行为的影响. 模拟结果表明：本模型能够很好地描述雾化液滴的凝固过程; 液滴冷却至一定温度开始形核，随后晶粒长大；液滴直径越小，冷却速度越快，液滴内晶粒数量密度就越高，凝固结束时晶粒亦越细小. 形核润湿角和熔体过热度的增加，导致液滴内晶粒数量密度降低，晶粒半径增大; 而气体初始速度的增加，有利于液滴内晶粒细化.

通过热分析实验及对灰铁试件的浇注实验，分析了碳当量及孕育对灰铁凝固过程的影响. 在动态膨胀叠加法的基础上，综合考虑了初始温度、碳当量、孕育、初晶和共晶体积的收缩与膨胀，建立了灰铁缩孔预测模型. 开发了灰铁凝固过程数值模拟分析系统，并对实际的灰铁浇注件进行验证分析，预测结果与实验结果吻合较好.

用砂型铸造了不同Ca含量的Mg-5Al-0.4Zn-0.2Mn-Sr-Ti-xCa合金. 当x为0.37, 0.70, 0.93, 1.69时，合金相组成为α-Mg，(α+Al2Ca)共晶和Mg17Al12. 当x=2.93时，相组成为α-Mg和(α+(Mg, Al)2Ca)共晶. 随着x增加，合金的室温力学性能(σb和δ)呈下降趋势，但合金在200 ℃下的强度先升高，后又降低. 高温延伸率随x增加而下降. 合金200 ℃下的屈服强度σ0.2, 200 ℃随x的增大而稳步增加. 组织的热稳定性分析表明，Ca溶入 Mg17Al12相使得其自身的耐热性提高. 晶界上耐高温相Al2Ca或(Mg, Al)2Ca的形成，在高温下对晶界具有钉扎作用，并降低了晶界处的溶质扩散速度，使晶界强度提高. TEM分析表明, 含Ca合金在200 ℃拉伸时，(10-10)棱柱面和(-1-121)角锥面上的位错参与了滑移. 不同滑移系的位错滑移到晶界时，受到晶界上Al2Ca相阻挡而发生位错塞积.

从动力学和传热学角度对Fe-66.7%Si(原子分数)合金液滴在充入不同种类和压力保护气体的落管中下落的运动过程和温度变化情况进行了计算分析. 从重力水平和熔体冷却速率等方面对该合金液滴落管凝固实验的保护气体种类和压力选择进行了讨论.

采用SEM-EBSD技术测试了室温和180 ℃条件下80%压下量轧制高纯铝样品的微取向分布. 结果表明: 平行于轧向的形变组织可分为取向分布集中和取向散布的带状组织. 前者取向主要聚集于β-取向线，其中Br-取向({011}＜211＞)的小角度(2°—5°)晶界面积率比S-({123}＜634＞和C-({112}＜111＞)取向的大10%—15%；随轧制温度从室温升至180 ℃，回复程度增强，中等角度(5°—15°)晶界面积率约升高10%. 用Bishop-Hill晶体塑性理论分析β-取向线组织的塑性变形储能差异表明，取向的Taylor因子M越小，5个独立活化滑移系的组合数越多，其变形储能就越小，小角度晶界比例亦越大.

采用不同速比的异步轧制技术对99.99%的高纯铝板进行不同形变量的冷轧，并对冷轧样品进行不同温度和时间的再结晶退火. 利用X射线衍射技术和TEM观测探讨了异步轧制条件下高纯铝箔中变形织构和再结晶织构的演变. 结果表明: 高速比的异步轧制(i=1.28)在样品中产生相对较强的旋转立方织构{001}＜110＞. 异步轧制后退火的高纯铝箔样品中，立方{001}＜100＞织构组分的再结晶晶核的形成和长大存在一个临界转变温度，此温度与异步轧制的速比成反比. 异步轧制有利于降低高纯铝箔的再结晶温度，这与异步轧制提高高纯铝箔的形变储能有关. 异步轧制有利于在低温时形成强的立方{001}＜100＞织构组分，但此时漫散较大; 随着退火温度的升高, 漫散范围明显缩至8°－10°.

制备了Fe-13Cr-6Al(原子分数, %)及用2%的Mo、Mn和Nb分别置换Fe-13Cr-6Al中的Cr，用0.5%和1%的Cu分别置换Fe-13Cr-6Al中的Al 共6种合金. 测试了各合金的阻尼性能和强度，通过金相观察和内应力分析研究了退火温度、冷却方式及合金元素对这两种性能的影响. 结果表明：随着退火温度的升高，Fe-Cr-Al 基阻尼合金阻尼性能升高，强度降低；随炉缓冷合金的阻尼性能高于水淬合金的阻尼性能，而前者的强度低于后者；0.5%Cu置换Al降低了位错与溶质原子之间的交互作用，但是提高了合金原子与基体原子的弹性交互作用，使合金的阻尼性能和强度都得到了提高.

在973 K下, 对SS304不锈钢多轴循环加载下的时相关应变循环特性和时相关棘轮行为进行了实验研究. 揭示了材料在不同加载路径、不同加载速率以及不同保持时间下的循环软/硬化特性和棘轮变形行为. 结果表明: 在高温下, 材料的循环软/硬化和棘轮变形均体现出明显的时相关效应, 即其循环变形行为不仅强烈依赖于加载速率, 而且还明显依赖于保持时间; 另外, 材料的变形行为在高温下也具有强烈的加载路径依赖性. 研究得到了一些有助于后续建立时相关本构模型的结论.

含碳量为0.43%的Ti-60合金在1135 ℃热处理水淬后析出形态规则的碳化物TiC. 碳化物主要分布在β相晶粒内部，少量位于初生α (αp)相与β转变组织界面处和αp相内. 合金随后在750-850 ℃时效处理后空冷，碳化物发生显著的溶解. β相晶粒内以及αp与β转变组织界面处β相晶粒一侧的碳化物，沿着β相方向优先溶解，造成碳化物形态不规则及其周围是贫β相的α基体. αp相晶粒内的碳化物以均匀、缓慢的速度溶解. 从β相与碳化物的包析反应、位错和曲率作用等方面探讨了碳化物的溶解机制.

采用电化学阻抗谱(EIS)和光学显微镜原位观察等方法研究了T6态峰时效的2090Al-Li合金在EXCO溶液中的剥蚀行为. 在浸泡过程中局部腐蚀形态演变经历了4个阶段：点蚀、晶间腐蚀、剥蚀和剥蚀后期. 在点蚀阶段形成的以杂质相为局部阴极生成的大蚀孔成为剥蚀引发的中心，剥蚀鼓泡沿大蚀孔边缘生长，直到把表层以下完全穿透. 点蚀引发阶段的EIS由一个高频容抗弧和一个中低频感抗弧构成，在点蚀发展阶段感抗弧消失. 晶间腐蚀阶段的EIS的容抗部分中很难分辨出腐蚀区域对应的时间常数, 剥蚀发展阶段和剥蚀后期的EIS由两个容抗弧构成.

对电子束物理气相沉积(EB-PVD)双层结构热障涂层在热循环过程中形成的陶瓷层垂直裂纹对涂层失效模式的影响进行了研究. 结果表明, 陶瓷层表面垂直裂纹出现在热循环初期，但并未造成涂层的早期剥落; 随着热循环次数增加，垂直裂纹网格变密. 有限元计算表明，垂直裂纹的形成在试样中部产生了类似于试样边缘的剪应力集中效应. 经过长时间热循环后，当陶瓷层等轴晶区的强度或者热氧化生长层(TGO)的强度小于边缘效应产生的剪应力时，涂层在试样的中部以垂直裂纹网格形状发生剥落失效.

用脉冲直流等离子体增强化学气相沉积 (PCVD) 方法，在高速钢试样表面沉积出一种新型Ti-Si-C-N薄膜材料. 研究了不同SiCl4流量对薄膜成分、微观组织形貌以及薄膜晶体结构的影响. X射线衍射 (XRD)、X射线光电子能谱 (XPS)、透射电子显微镜 (TEM) 和扫描电子显微镜 (SEM) 分析结果表明: Ti-Si-C-N薄膜是由Ti(C, N)/a-C/a-Si3N4组成的纳米复合结构，薄膜的晶粒尺寸在225 nm范围内; 当Ti-Si-C-N薄膜中N含量很少时，Ti(C, N) 结构转变为TiC, 薄膜的表面形貌由颗粒状转变为粗条状.

采用扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射(XRD)和电子探针(EPMA)对Fe3Al/Q235扩散焊界面的析出相形貌进行观察和成分测定，研究微观析出相的形成以及工艺参数(T, t , p)的影响. 结果表明， Fe3Al/Q235扩散焊界面靠近Fe3Al一侧形成FeAl(Cr)析出相，是引起扩散焊接头脆性断裂的关键. 扩散焊温度T、保温时间t与析出相区宽度y符合抛物线规律: y2=3.5 (t-t0)exp[-5.6×104/(RT)]. 在降低加热温度和保温时间的条件下，增加焊接压力可促进Fe3Al/Q235界面原子的扩散，避免脆性析出相的形成，保证Fe3Al/Q235扩散焊接头的性能.

针对铝合金 脉冲MIG焊过程，建立了熔池图像检测视觉系统，利用形态学方法去除了图像信号中的噪声、阴极雾化区等影响熔池特征提取的部分，获得了满意的熔池边缘图像，可以对熔池形状信息进行动态检测. 在此基础上，设计了阶跃响应实验，利用曲线拟合法对基值电流、送丝速度、脉冲电流占空比与熔宽的模型分别进行了辨识，分析了基值电流、送丝速度和脉冲电流占空比对熔宽的影响规律，为铝合金脉冲MIG焊过程控制提供了理论依据.

Cu8Zr3和Cu10Zr7相中存在Cu8Zr5和Cu6Zr5团簇结构，它们与Cu-Zr系的两个深共晶点Cu61.8Zr38.2和Cu56Zr44对应. Cu64Zr36是Cu-Zr二元系具有最大玻璃形成能力的成分点. 依据形成块体非晶的“变电子浓度线判据”，以Cu64Zr36, Cu61.8Zr38.2和Cu56Zr44 3个二元成分为出发点，以Nb元素为第三组元，建立变电子浓度线(Cu64Zr36)100-xNbx, (Cu61.8Zr38.2)100-xNbx和 (Cu56Zr44)100-xNbx. 采用分步熔炼法，由铜模吸铸法制备直径为3 mm的合金棒. 块体非晶的玻璃形成区及玻璃形成能力由XRD和热分析确定. 结果表明, 添加少量Nb(原子分数, x≤3)可以显著提高Cu-Zr二元系的玻璃形成能力. 具有最大Tg/Tl值(0.626)的成分Cu60.3Zr37.2Nb2.5位于具有Cu8Zr5团簇和最深共晶点的Cu61.8Zr38.2向第三组元Nb的连线上. 结合Cu-Zr二元体系的团簇结构讨论了Cu-Zr-Nb系块体非晶的形成.

研究了锆钛酸铅铁电陶瓷(PZT-5H)的氢致半导体化现象. 结果表明，随试样中氢浓度的升高，漏电电流和载流子浓度升高，电阻率下降，颜色由黄变黑. 即氢能使PZT-5H铁电陶瓷从绝缘体变成n型半导体. 高于Curie点充氢时，能抑制PZT-5H从立方的顺电相向四方的铁电相的转变，室温下铁电性消失. 但室温电解充氢并不抑制相变. 高温除氢后试样的性能及颜色均恢复.