几种粗晶材料经高密度电脉冲处理后, 在材料内部形成了局域纳米结构, 即冷轧α-Cu(Zn)中形成α-Cu(Zn)和β’-(CuZn)纳米相; 低碳钢中形成纳米尺寸的奥氏体; TiC/Ni(Cr)金属陶瓷中形成纳米尺寸的定向TiC; LC6超硬铝中形成纳米尺寸的α-Al. 粗晶纳米化转变的机制可归于电脉冲下多种因素的竞争, 包括高速加热、热应力、削减的热力势垒和较大的电子冲击等. 另外, 电脉冲处理后的黄铜和金属陶瓷中分别形成了许多低能的位错组态、大量的层错和孪晶. 这类缺陷结构演变与电脉冲输入的电能、热能和应力有关.

在超低碳贝氏体钢中, 采用弛豫-析出-控制相变(PRC)技术可得到细化的中温转变组织. 组织类型为细化的板条贝氏体及少量不规则粒状贝氏体或针状铁素体. 与一般控轧空冷和调质处理组织比较, 除细化外, 所得贝氏体类型及形貌均有所不同. 通过这种工艺细化的低碳贝氏体钢板其强度比控轧后空冷或轧后再加热-淬火(调质处理)钢有明显提高. 在采用PRC工艺时, 轧后弛豫时间长短对最终组织细化程度和形貌也有明显影响, 从而造成性能有所差别. 终轧后弛豫阶段形成并被应变诱导析出物钉轧的位错胞状组织或亚晶结构是细化相变组织、阻碍贝氏体生长的主要原因. 冷却过程中, 在贝氏体相变前形成的不规则粒状贝氏体或针状铁素体, 分割了压扁的原奥氏体晶粒, 同样限制了贝氏体板条束的长度和宽度.

以恒应力方式在Mayes试验机上对自行研制的铸造Mg-Y-Nd合金进行了压缩蠕变实验. 结果表明: 在温度低于300℃、应力低于100 MPa条件下, Mg-Y-Nd合金具有极其优良的蠕变性能, 特别是在200℃时, 该合金的稳态蠕变速率较Mg-Y-Nd合金和普通的AZ80, AM60合金降低约3个数量级; 滑移和孪生是Mg-Y-Nd合金蠕变变形的基本方式; 大量的β相和蠕变期间沉淀相动态析出产生的沉淀强化和晶界强化是提高该合金蠕变抗力的主要机制, MgO质点薄层(在α-Mg/β相界面间)及其独立聚合区(脱离β相)的生成、动态再结日的发展和初生β相的断裂是降低该合金蠕变抗力的主要原因.

新型固体润滑剂FeS涂层的优异减摩耐磨性能与制备工艺密切相关. 利用低温离子渗硫和高速度火焰喷涂的方法制备了FeS固体润滑涂层. 在MM-200和FQP-100磨损实验机上对比研究了这两种涂层的摩擦磨损行为. 利用XRD分析了涂层的相结构, 用SEM观察了涂层的表面、截面及磨面形貌, 用划痕仪测定了涂层与基体的结合力. 结果表明, 离子渗硫FeS涂层的减摩性和耐磨性更好, 而热喷涂层的抗擦伤性更佳, 这是两种FeS涂层的组织结构不同所致.

考虑基体的屈服、对钢中的球形夹杂物和奥氏体基体之间因热膨胀系数差在降温过程中产生的热应力、应变和应变能作了理论研究. 大的过冷度和热膨胀系数差异是产生在的热应力、应变和高应变能的主要原因. 在现实条件下, 夹杂物的Young’s模量和Poisson比的变化对上述参量产生的影响不大. 主要计算了几种典型的夹杂物和奥氏体产生的热应力、应变和应变能. 结果显示, 即便对于极限状态的“刚性”夹杂物, 热应力形成的应变能也比相变化学驱动力小1—2个数量级.

用直流磁控溅射方法制备了性能优良的以(Ni0.81Fe0.19)1-xCrx为种子层的Ni0.81Fe0.19薄膜, 研究了种子层成分及最大限度度对薄膜磁性和微结构的影响, 结果表明: 当种子层(Ni0.81Fe0.19)0.63Cr0.37厚度为5.5 nm时, Ni0.81Fe0.19(20.0 nm)薄膜的各向异性磁电阻(AMR)值为(2.53±0.06)%; 当Cr的含量为0.36时, Ni0.81Fe0.19(60.0 nm)薄膜的AMR值为(3.35±0.06)%. AFM及XRD研究表明: 不同厚度缓冲层(厚度分别为2.8, 5.5和8.3 nm)的Ni0.81Fe0.19(20.0 nm)薄膜表面平均晶粒尺寸基本都为35.2 nm, 但其111织构相差很大, AMR值最大时, 对应的111衍射峰最强; 不同Cr含量(分别为0.28, 0.36和0.41)的Ni0.81Fe0.19(60.0 nm)薄膜表面平均晶粒尺寸和111衍射峰相差都很明显, AMR值最大时, 对应地薄膜表面平均晶粒尺寸最大, Ni0.81Fe0.19111衍射峰也最强.

用工业型脉冲直流等离子体增强化池气相沉积(PCVD)设备, 在高速钢(W18Cr4V)表面沉积Ti-Si-N三元薄膜, 研究了不同N2流量对薄膜组织及性能的影响. 结果表明: 随N2流量增大, 膜层沉积速率及膜层中Si含量减少, 薄膜组织趋于致密, 膜层颗粒尺寸明显减小, 划痕法临界载荷和显微硬度显著增加, 硬度最高可达50 GPa以上. 研究发现, 对应N2流量, 薄膜相组成发生变化, 依次存在有TiN/a-Si3N4/Si, TiN/a-Si3N4/TiSi2/Si, TiN/a-Si3N4/TiSi2三种相组成形式. 分析认为, 低N2或高Si效果不佳的原因在于直流PCVD 是以工件为阴极, 膜层中过多的Si3N4和Si将严重劣化阴极的电导性, 致使膜层疏松, 说明脉冲直流PCVD与射频PCVD存在很大的区别.

用反应磁控溅射的方法制备了MgO薄膜. 基于原子力显微镜观测, 并借助Fourier变换, 计算了薄膜表面形貌的分形维数. 发现分形维数变化对应于薄膜溅射模式的变化, 二者之间有相关性. 氧分压30%的分形维数是一个临界点. 分形维数若发生明显跌落, 意味着溅射模式发生变化. 界于临界值两侧的分形维数, 分别对应两种截然不同的溅射模式. 与临界值对应的溅射状态则处于金属模式和氧化物模式的混和状态.

磁控溅射Co-Cr-Al(Y)纳米涂层在1000, 1100和1200℃氧化一定时间后, 用光激发荧光谱技术表征热生长的Al2O3相. 发现氧化层局部区域存在由非稳态相向稳态相的转变, 即: γ→θ→α; 其转变过程随温度升高显著加快, 并在1200℃下变昨不明显. 在相同温度下, Y明显减缓Al2O3相转变过程.

用光激发荧光谱术分析测量磁控溅射Co-Cr-Al(Y)纳米涂层经1000, 1100和1200℃氧化后Al2O3膜中的残余应力, 获得如下结果: (1) 残余应力随氧化温度升高而增大; (2) 暂态氧化出现的区域应力值明显低于无暂态氧化的区域; (3) 两种涂层1000℃下形成的氧化膜中的残余应力相差不大, 但在1100℃和1200℃下, 含Y涂层形成的氧化膜中的残余应力比不含Y中的高. 对实验结果进行了分析.

合金高温氧化时在氧化膜/合金界面处常出现孔洞, 显著地削弱氧化膜的黏附力. 研究了1000℃氧化后Fe-40%Al合金/氧化膜处孔洞的生成过程, 并测定孔洞数量与体积随氧化时间的变化. 将经不同时间氧化试样表面形成的氧化膜揭去后, 用扫描电子显微竟镜和原子力显微镜测定界面处孔洞的大小和深度. 同时基于氧化过程中产生的空位全部聚集成孔洞的考虑, 计算了形成孔洞的总量. 把实验结果与理论计算进行比较, 讨论了氧化膜/合金界面处孔洞形成的机制.

研究了1Cr18Ni9Ti不锈钢半固态浆料的制备和轧制规律, 结果表明: 在本实验条件下, 当搅拌时间为2—3 min时, 可以获得尺寸大小为100—200 μm、固相率为50%—60%的球状初生奥氏体的半固态浆料, 便于搅拌室底孔中放出, 浆料可以实现顺利轧制, 但球状初生固相颗粒与液相发生了分离, 球状初生固相颗粒集中在轧材的心部, 而液相偏聚在轧材的四周; 经过一道次轧制, 1Cr18Ni9Ti不锈钢半固态浆料轧制板材的常温强度比常规热轧板材的强度高, 但延伸率下降.

用座滴法研究了Zr55Al10Ni5Cu30合金液滴与W基片面在连续升温和不同温度下保温20 min的润湿动力学. 结果表明: 随着温度的升高, Zr55Al10Ni5Cu30与W基片面的接触角不断减小, 润湿半径不断增大, 润湿过程大约在6 min内完成. 在连续升温过程中, 润湿动力学分为孕育、准稳态和稳态三个阶段. 在1173—1223 K温度范围内等温润湿动力学分为准稳态和稳态两个阶段. Zr55Al10Ni5Cu30合金液滴与W之间的润湿为反应性润湿, 在界面处发生了W的溶解和扩散现象. 在制备Zr55Al10Ni5Cu30/W非晶复合材料时, 必须合理选择制备工艺, 严格控制界面反应.

利用非等温差热扫描量热分析方法及Kissinger方程, 研究了H原子对Zr-Ti-Cu-Ni-Be块状非晶合金玻璃转变和晶化的激活能影响. 结果表明, H能够提高玻璃转变温度和晶化温度, 增加玻璃转变和晶化激活能; 引起晶化不同阶段热焓减少; 并且充入H能降低玻璃转烃温度和晶化温度对加热速度的依赖程度.

采用助熔剂净化和铜模铸造相结合的工艺, 用工业纯原料制备出块体(Fe40Ni40P14B6)100-xGax(x=0-8)合金. 样品为直径3 mm的圆柱体或宽6 mm、厚1 mm的片材, 长度都在10至15 mm左右. XRD与DSC分析表明, x=4—6时易于形成非晶合金. 测试表明, 这些非晶合金具有优异的耐腐蚀性能和软磁性能. 显微硬度测试表明, 对相同成分合金, 非晶态的显微硬度值比晶态的低. 适量Ga的加入, 提高了Fe-Ni-P-B合金的非晶形成能力.

利用IUTM和SEM研究了Zr65Al7.5Ni10Cu17.5块状非晶合金的室温单轴压缩变形和断裂行为. 该合金的室温压缩变形过程主要表现为弹性和塑性变形, 并且塑性变形阶段没有加工硬化现象. 宏观形貌观察发现样品形成与压缩方向呈约45°的变形带. 塑性变形以剪切带粘性流层相对滑动的方式进行, 在变形过程中形成脉络状断面形貌. 裂纹于塑性变形积累到一定程度之后, 在切变变形较大的区域表面形成. 裂纹从萌生、扩展到断裂, 时间极短. 流变积累和应力集中综合作用的结果导致断裂.

利用高能反应球磨, 制备出Mg-30%TiMn1.5纳米/非晶复合储氢材料. 采用X射线衍射分析了球磨过程中的相演变. 运用透射电镜技术观察了颗粒的微观结构. 用体积法测量了不同球磨时间的Mg氢化量. 实验表明, Mg颗粒基本完成氢化, 生成β-MgH2,γ-MgH2晶粒尺寸约为8-15 nm. TiMn1.5粒子弥散布分布在Mg基体上, 形成结构均匀的复合材料. 球磨过程中, TiMn1.5非晶对Mg氢化反应催化作用分为细化Mg颗粒与有效离解氢分子, 为氢原子的扩散提供两个不同阶段的“快速通道”. 差热分析表明, Mg氢化物在500 K分解. TiMn1.5非晶可以作为提高Mg氢化反应活性和效率的催化剂.

利用EAM势对含160万个原子的Al单晶中位错的交割过程进行了分子动力学模拟. 结果表明, 当处在不同滑移面上的两个位错相交后, 有可能产生1/3空位或1/3间隙原子, 它们是晶体中的最小点缺陷, 可作为相交位错的节点而单独存在. 也可由1/3空位列或1/3间隙原子构成扩展割阶. 不同类型的位错相交后, 在运动位错的后面可留下一列空位或一列间隙原子, 但也可能不留下点缺陷.

研究了不同条件下矩形软接触结晶器内的电磁场分布规律. 结果表明, 矩形软接触电磁连铸结晶器角部存在明显的磁场叠加现象; 沿结晶器窄面的磁场分布比较均匀, 而宽面上的磁场分布均匀性较差. 通过合理布置切缝, 可提高软接触结晶器内的磁感应强度和磁场分布的均匀性. 宽面上的切缝应采用不均匀方式布置, 可在宽面中心位置附近布置相对较多的切疑这在矩形软接触结晶器角部不布置切缝. 磁感应强度的最大值出现在线圈中心偏上位置附近, 随感应线圈上升, 该最大值增大, 其位置上移, 将线圈靠近结晶器入口安装, 有助于均匀周向磁场. 在线圈中心位置附近的磁感应强度分布较均匀, 实际浇铸过程, 应将液面控制在线圈子高度中心与线圈顶端位置之间.

针对Q235B热轧带钢性能预测系统, 提出一种回归分析和神经网络相结合的方法来预测其力学性能. 首先, 测量材料最终相的组成与铁素体的晶粒度, 应用多重回归分析的方法, 建立成分、相体积分数、晶粒尺寸与抗拉强度、屈服强度、延伸率的对应关系. 另一方面, 采用BP神经网络方法, 结合相变动力学模型的计算数据, 通过大量数据的自学习训练, 完成神经网络模型对抗拉强度、屈服强度、延伸率的预测. 预测结果表明, 应用神经网络和回归分析方法, 具有较高的预测精度.

研究了电磁振荡作用下7075铝合金半连铸坯微观组织及溶质元素的晶内分布, 对其细化、非枝晶组织形成及溶质元素晶内含量的影响机制进行了探讨. 认为在电磁振荡作用下, 熔体中结晶核心增加强游离晶粒的枝晶生长方式得到抑制是形成均匀细小的近球形和蔷薇形非枝晶组织的原因. 并从磁场改变7075铝合金凝固过程中的溶质分配系数、结晶间隔、液穴内部温度场、流动场以及微观组织形貌等方面出发, 分析了电磁振荡对溶质元素晶内含量的影响.