采用EAM多体势, 用三维分子动力学方法模拟了Cu单晶体内椭球裂 纹在加压时的愈合过程. 结果表明, 加压时椭球裂纹顶端沿(1-11)和 (-111)面发射位错环, 它们运动到晶体表面就被其像力吸引而在表面湮灭. 通过位错环 不断发射、运动至表面而湮灭, 椭球裂纹内的空腔被逐步“转移”到表面, 从而使 裂纹不断变小乃至完全愈合; 与此同时, 晶体表面变得凹凸不平.

用元胞自动机(cellular automaton, CA)方法模拟凝固组织, 采用有限差分方法(FDM)模拟凝固过程中的热传导、溶质扩散及动量传输等宏观传输过程. 将二者耦合(CA-FDM)模拟了钢锭凝固过程中晶粒的形核与生长过程,　预测了表面柱状晶的长度、取向及柱状晶-等轴晶的转变. 模拟结果表明, 形核率与生长速度的比值是决定组织形态(包括晶粒形貌、柱状晶--等轴晶转变)的重要因素, 合理地控制两者的比值可以获得优良的微观组织. 为使这种方法实用化, 以增加可模拟元胞的数目, 在开发程序时使用了虚拟内存分配技术.

简要回顾了晶粒长大理论并分析了现有Monte Carlo模拟方法的不足, 提出了一个“择 优转换”方法, 确保节点转换时晶界向其曲率中心移动, 以致模拟过程更接近物理基础, 避 免了重新形核的发生, 使模拟效率大大提高, 模拟的晶粒长大指数 达到0.478, 已接近 理论值, 组织形貌和实际材料正常晶粒长大组织基本一致.

采用电子通道衬度技术对垂直晶界Cu双晶在疲劳过程中位错组态的演化与裂纹的形核进行了研究．结果表明, 形变带中墙结构的间距从形成之初到疲劳裂纹出现始终保持恒定；穿晶裂纹与沿晶裂纹尖端的位错组态均为胞结构；裂纹优先从形变带产生.

=[刊，中]///金属学报.¾2004,40(5).¾ 在循环加载条件下, 单滑移取向的Cu单晶体首先出现驻留滑移线(PSL), 然后随着循环周次的增加转变为驻留滑移带(PSB). 在不同温度、不同时间条件下对疲劳Cu单晶进行真空退火处理, 观察PSB结构在热激活条件下的变化情况. 结果表明, 退火处理过程中由于空位浓度差异所产生的渗透力促使位错运动, 并使PSB的某些部位逐步细化, 以至消失. 实现了PSB的分段相消. 在退火过程中由于应变能的逐步释放, 未观察到再结晶现象.

探讨了Al-P中间合金对共晶及过共晶Al-Si合金的变质特点, P在Si相中的存在形式、分布规律及变质机制. 实验表明, Al-P中间合金可有效地细化过共晶Al-Si合金中的初晶Si, 使该合金的σb,20℃和δb,20℃分别提高19.0%和125%. 对共晶型Al-Si合金而言, Al-P中间合金可促使析出细小的初晶Si, 获得过共晶型组织, 并将针片状的共晶Si变为短杆状, 从而使该材料的σb, 20℃和σb, 300℃分别提高11.1%和18.9%. Al-P中间合金加入到过共晶Al-Si合金中, P主要以AlP形式存在于初晶Si内部；加入到共晶Al-Si合金中的P分别以AlP和原子态P存在于Si相内.P对过共晶Al-Si合金变质是以AlP异质形核机理为主；而P对共晶Al-Si合金的变质是以AlP异质形核和原子态P影响Si相形态两种机制共同作用的结果.

适当磷含量可提高细晶镍基GH4133合金力学性能. 采用控制热加工和热处理的方法将GH4133合金的晶粒度细化至ASTM 10级. 该细晶合金的最低屈服强度比晶粒度为ASTM 4-5级的正常组织的合金高200 MPa以上, 最低断裂强度高150 MPa以上. 磷含量为0.140%(质量分数, 下同)的细晶合金的屈服强度相对于正常磷含量(0.005%)的细晶合金又高约100 MPa, 断裂强度约高50 MPa. 镍基GH4133合金中, 磷含量低于0.140%, 拉伸试样均呈穿晶断裂. 磷含量低于0.023%时, 冲击断口呈穿晶断裂, 冲击韧性高于70 MJ/m2; 磷含量升至0.140%时, 冲击断口部分区域呈沿晶断裂, 冲击韧性约降至40 MJ/m2. 延长GH4133合金持久寿命的最佳磷含量位于0.011%附近. 结合位错与磷原子气团的相互作用讨论了上述不同载荷方式下磷对合金力学性能的影响特点.

采用X射线衍射、SEM、EDXS及显微硬度等方法, 研究了光束堆焊Ni, Al 混合粉末制备的金属间化合物涂层的成形和微观组织特征. 结果表明, 堆焊层的成形与堆焊材料的比热容量和熔点有关. 采用Al含量(原子分数)高于50%或不超过25%的堆焊材料, 均可获得成形良好的光束堆焊层, 但Al含量过高将使堆焊金属的致密度降低. 当堆焊材料中Al含量为 50%--75%时, 堆焊层全部由金属间化合物(Al1.1Ni0.9, Al3Ni2和Al3Ni)组成；当采用富Ni 堆焊材料(不超过25%Al)时, 堆焊层中将析出较多的γ-Ni固溶体, 得到由γ-Ni和Ni3Al金属间化合物组成的显微组织；而采用富Al 堆焊材料(80%Al)将导致堆焊层中析出大量α-Al, 其显微组织为在α-Al+(α-Al+Al3Ni)亚共晶基底上分布有Al3Ni2金属间化合物相.

原始平均晶粒尺寸约为200 m的单相Ni-48Al金属间化合物在温度为1025¾1100 ℃、 应变速率为1.25×10-4¾ 2.00×10-3 s-1范围内呈现超塑性. 在1100 ℃、应变速率为1.125×10-3 s-1时, 最大延伸率可达188.2%. 金相分析表明, 超塑性变形过程中晶粒明显细化；电子背散射衍射分析(EBSD)和透射电子显微术(TEM)观察表明, 超塑变形过程中形成了大量亚晶界网络, 且随变形量增大, 亚晶界及小角晶界比例不断增加. 亚晶界由位错墙和位错网络构成, 不稳定的亚晶界在超塑性变形过程中不断吸收晶内滑移和攀移位错, 亚晶界位错密度不断增加, 取向差不断增大. 伴随亚晶界的滑移和迁移及亚晶的转动, 部分亚晶界转变为小角度晶界, 并进而转变为大角度晶界, 即在超塑性变形过程中发生了连续动态回复与再结晶(CDRR).

研究了定向凝固NiAl-15Cr合金的显微组织和高温拉伸变形行为. 结果表明: 定向凝 固Ni-25Al-15Cr合金由β-NiAl枝晶干、γ/γ' 枝晶间相和γ' 过渡层组成. 合金在1123--1373 K、 初始应变速率为1.67×10 -4--1.67×10 -2 s-1 的条件下表现出超塑性变形行为. 在1323 K和 初始应变速率为8.35×10 -3 s-1 条件下获得的最大延伸率为280%, 应变敏感指数m为0.22. 通过变形过程中显微组织观察, 对其超塑性变形行为的机理进行了初步的讨论.

研究了不同程度再结晶的Ni3Al(Zr)合金在真空和空气中的室温拉伸性 能. 结果表明, 随着再结晶程度的增加, 合金的塑性先增加后降低, 不完全再结 晶的样品表现出良好的拉伸塑性. 合金的环境敏感指数随再结晶程度的增加而 增加, 完全再结晶的样品表现出强烈的环境敏感性. 真空和空气中拉伸断口形貌 的变化与力学性能变化趋势一致, 再结晶程度低的样品的断口形貌为穿晶解理断 裂, 气氛对其几乎没有影响, 而对再结晶程度高和完全再结晶的样品, 空气使其 沿晶断裂模式倾向增加.

采用锥形带螺纹搅拌头搅拌摩擦焊接5 mm厚的Al-Li合金轧制板材, 并对接头组织、力学性能及断裂特性进行了研究. 结果表明, 焊核区组织发生动态再结晶, 形成细小的等轴晶晶粒, 在等轴晶的晶界处析出大量的偏析相. 热影响区组织发生回复和粗化反应, 形成粗大的棒状回复晶粒; 热机影响区组织发生弯曲变形, 但整体上仍保留带状组织形貌, 前进侧热机影响区组织变形程度高于后退侧, 该区同时还发生回复反应, 且后退侧热机影响区内的回复晶粒数量多于前进侧. 拉伸实验结果表明, 焊接速度v = 40 mm/min时, 接头强度达到最大值, 为345 MPa；v = 60 mm/min时, 接头延伸率达到最大值, 为9.6%. 硬度测试结果表明, 搅拌摩擦焊接头发生软化, 前进侧的软化区宽度大于后退侧. 断口形貌分析表明, 接头断裂模式为韧-脆混合型断裂.

应用多元系亚正规溶液模型计算了CaO-MgO-Al2O3-SiO2和CaO-MnO-Al2O3-SiO2系各组元的活度, 并以此为基础建立 了钢液脱氧和氧化物夹杂控制的热力学模型, 用于炼钢过程 脱氧、渣-金平衡和氧化物夹杂-钢液平衡的热力学计算, 以控制钢 液脱氧和氧化物夹杂成分. 在钢包精炼的渣-金平衡条件下钢液硅 脱氧和铝硅脱氧后钙处理的工业性实验, 以及钢液凝固过程 形成的钢中氧化物夹杂分析结果说明, 该热力学模拟方法可 用于钢包精炼中钢液的脱氧控制和钢中氧化物夹杂控制.

采用交流阻抗技术研究了在1723—1633 K温度范围内24.3%CaO-23.3%SiO2-13.8%Al2O3-15.3%MgO-23.3%TiO2高钛渣的电导率与TiC含量及粒度的关系. 结果表明, 渣中的TiC为带电体, 降低炉渣的电导率. 当TiC含量为0.5%时, 炉渣的电导率最小；增加TiC的粒度, 炉渣电导率增加. 根据炉渣恒温过程中电导率的变化规律, 计算了钙钛矿相结晶反应的速率常数和活化能.

采用交流阻抗技术研究了在1723—1633 K温度范围内24.3%CaO-23.3%SiO2-13.8%Al2O3-15.3%MgO-23.3%TiO2高钛渣的电导率与TiC含量及粒度的关系. 结果表明, 渣中的TiC为带电体, 降低炉渣的电导率. 当TiC含量为0.5%时, 炉渣的电导率最小；增加TiC的粒度, 炉渣电导率增加. 根据炉渣恒温过程中电导率的变化规律, 计算了钙钛矿相结晶反应的速率常数和活化能.

研究了Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5 (原子分数, %)块体非晶合金在玻璃转变终了温度Tg end附近的4个 特征温度点(616, 636, 656和676 K)的等温拉伸行为. 结果表明, 块体非晶合金的超塑性能与环境温度及拉伸速 度紧密相关. 在656 K, 以5 mm/min的速度 拉伸时, 获得了1625%的最大延伸率. 利用速度突变法测出了 636, 656及676 K时的应力敏感指数分别为0.25, 0.65和0.93. 利用自由体积模型对块体非晶合金的超塑性 流变行为的微观机制进行了分析.

运用动态力学分析仪(DMA)测量了惰性气体冷凝原位温压固结制备的纳米晶Fe-25%Ni (原子分数)块材的滞弹性谱, 测试温度在20---400 ℃之间.观察到200 ℃附近有一 内耗峰, 并伴随有模量的软化. X射线衍射结果表明, 此峰与应力 诱发马氏体逆相变有关. 讨论了模量随温度的升高而升高的异常变化.

对名义成分为TiMn1.2-xCrxV0.25Fe0.05(x=0.0, 0.1, 0.2, 0.3, 0.4) 合金的储氢性能进行了研究. 结果表明, 合金的晶格常数和晶胞体积随Cr含量的增加而增大; 随着Cr含量的增加, 合金的吸/放氢平台压力和滞后效应减小. 随着Cr含量的变化, TiMn1.2-xCrxV0.25Fe0.05合金112峰半高宽(FWHM)和晶格常数c/a比率的变化与该合金吸/放氢平台斜率的变化一致, 表明合金的平台斜率与合金的晶格畸变关系密切. TiMn1.0Cr0.2V0.25Fe0.05合金具有较大的储氢量、低的平台压力、小的滞后和斜率, 适于作为质子交换膜燃料电池供氢源的储氢瓶应用.

采用热蒸发法制备了纯Mg膜及Mg78Ni22合金膜, 研究了薄膜的结构及其氢化性能. Mg膜具有典型的柱状晶结构, 择优取向生长趋势明显; Mg78Ni22薄膜由纳米晶Mg2Ni, Mg及少量非晶组成, Mg2Ni相沿着平行于薄膜表面的(001)方向择优生长. 纯Mg膜的吸放氢温度分别为593和653 K, 其吸氢过程遵循形核长大机制. Mg78Ni22薄膜的压力-组成等温曲线存在低压和高压两个平台区, 分别对应Mg和Mg2Ni的氢化反应, 薄膜内Mg的吸放氢温度可分别降至473和503 K, 薄膜的最大吸氢量(质量分数)达到5.7%. Mg的氢化性能改善与薄膜中纳米晶Mg2Ni和非晶相起到的催化作用有关.

采用电弧离子镀方法, 在Si(100)基底上沉积了类金刚石(DLC)膜. 用激光Raman谱和X射线 光电子能谱(XPS)对不同偏压下沉积的类金刚石膜的结构进行了分析. 结果表明, Raman谱的 D峰和G峰的强度之比ID/IG 随着脉冲负偏压的增加先减小后增大, sp3键含量随着负 偏压的增加先增加 后减小. 偏压为-200 V 时, ID/IG 值最小为0.70, sp3键含量最大为26.7%. 纳米压痕仪测量结果表明, 随着脉冲负偏压增加, 硬度和弹性模量先增加后下降. 偏压为-200 V 时, DLC膜的硬度 和弹性模量最大, 分别为30.8和250.1 GPa.

为了提高热障涂层的高温抗氧化性, 采用爆炸喷涂技术在M22合金上制备 了Ni-25Cr-5Al-0.5Y/Ni-50Al/ZrO2-8Y2O3 (质量分数, %)体系的热障涂层. 喷涂 态Ni-50Al(NiAl)扩散阻挡层由δ-Ni2Al3, β-NiAl和NiAl3组成. 对该涂层进行1050, 1100 和1150 ℃下的等温氧化, 研究了NiAl层对氧化膜生长机制的影响. 结果表明, NiCrAlY/NiAl/YSZ体系的氧化增重明显小于双层结构热障涂层的, 其氧化动力学 在1050和1100 ℃下符合四次方规律, 在1150 ℃下符合抛物线规律, NiAl层有 阻碍粘结层元素向外扩散、促进以Al2O3为主的氧化膜形成的作用.

通过模型实验, 测量了在不同强度高频电磁场作用下液态金属弯月面形状, 计算了保护渣道宽度及在结晶器振动一个周期内保护渣道动态压力变化情况. 结果表明, 高频电磁场能够显著减小保护渣道内动态压力的变化, 这是软接触结晶器电磁连铸技术改善铸坯表面质量的一个可能机理. 计算还表明, 磁场强度的增加并不能无限制地减小保护渣道内动态压力, 为获得最佳的铸坯表面质量, 存在一个最合适的磁感应强度.

采用粉末涂层法制备了SiCf/Ti复合材料先驱丝. 胶粘剂为聚甲基丙烯酸 甲酯(PMMA), 溶剂为丙酮. 用粘度计测定不同质量浓度溶液的粘度, 确定了胶粘剂的临界浓度为 0.03 g/mL. 用化学分析方法测定胶粘剂在不同温度及不同压力下分解残余物的含量, 研究了 胶粘剂分解和逸出的动力学. 胶粘剂的分解温度约为230 ℃, 在350 ℃左右分解速率最大, 低于400 ℃时分解完全. 在分解温度范围内, 同一压力下, 随温度升高, 分解速率和逸 出速率增大；在同一温度下, 随压力增加, 胶粘剂的逸出速率减慢. 确定了制备先驱丝的 最佳工艺条件: 烘干温度为110 ℃, 电机走速电压为6.5 V, 钛粉和胶的质量比为15∶1.

采用反射低分辨改进最大熵三维取向分布函数法(MMEMODF)和级数展开法(简ODF),按照织构多晶体连续力学法(CMTP), 遵循Konchendőrfer模型, 选择非二次型屈服函数来预估多晶体深冲IF钢板的塑性应变比R值. 预估结果表明, MMEMODF低分辨织构计算法可以准确测算R值.