屈服强度与拉伸塑性是衡量金属材料是否具备应用潜力的重要指标。然而，两者之间往往呈现倒置关系：屈服强度的提升常以牺牲拉伸塑性为代价。因此，同时获得高强度与高塑性一直以来都是材料科学家追求的目标。本文探讨室温下屈服强度与拉伸塑性的本征关系，分析两者之间相互制约的根源，论证金属材料在强化的同时保持拉伸塑性、实现“鱼和熊掌兼得”的可行性。以兼具高屈服强度(约2 GPa)和高拉伸塑性(约30%均匀延伸率)为目标设计合金。文中提出的策略从多主元合金中复杂多样且在纳米尺度上非均匀的微观组织结构出发，调控强化和应变硬化机制，包括利用浓质固溶体合金中的宽广成分空间将传统的机制发挥到极致，并辅以非均匀性(特别是化学非均匀性)诱生的新机制。本文总结了既定强度-塑性目标范围内的最新进展。文中的观点与论述，旨在为解决强度-塑性相互掣肘难题提供新见解和新思路。

复相钢兼具高强度和良好的局部可成形性，被广泛应用于汽车车架导轨、摇臂板和隧道加强件等典型汽车零部件。复相钢中各类微观结构之间较小的硬度差异使其具有优异的扩孔性能，其中高硬度马氏体-奥氏体(MA)组元是影响复相钢扩孔性能的关键组织，其分布对扩孔性能的影响至关重要。本工作提出了构造厚度中心沿轧向连续分布MA组元以提升复相钢扩孔率的方法，利用CLSM、SEM、EBSD手段和扩孔实验，研究了构造MA组元特征分布前后复相钢的微观结构和扩孔行为特性。结果表明，基准钢的MA组元均匀分布，长轴为0.98 μm，平均中心间距为1.2 μm。构造特征组织后的实验用钢MA组元聚集在厚度中心，长轴约1.25 μm，沿轧向连续分布，平均间距小于1.0 μm。微观硬度量化冲裁边的塑性损伤结果表明，冲孔损伤后实验钢板厚度中心处硬化最高，较损伤前硬化41%，高于基准钢最大硬化区(毛刺区，31%)。冲孔损伤更高的实验用钢的扩孔率约43%，高于基准钢(约34%)。利用准原位中断扩孔实验分析了扩孔行为与显微组织特征的关系。实验用钢通过多孔隙相互作用机制在厚度中心处形成环状裂纹促使应力释放，同时在基体中通过单一孔隙机制形成坑状损伤，导致材料局部失稳并最终失效。受损质点处于孔缘位置对断裂方式具有一定程度的影响。

逆转变奥氏体对超级马氏体不锈钢的韧塑性协同具有重要作用，其热稳定性和含量的调控是提高材料低温韧性的关键。本工作以0Cr16Ni5Mo1超级马氏体不锈钢为研究对象，测试了淬火+回火(QT)和淬火+临界区退火+回火(QIT)工艺处理后的室温力学性能以及-196 ℃低温冲击韧性，利用热膨胀仪研究热处理过程中的逆相变行为，利用XRD、EBSD和TEM表征显微组织，深入研究了逆转变奥氏体对低温冲击韧性的影响。结果表明，0Cr16Ni5Mo1超级马氏体不锈钢经1100 ℃淬火可以得到全马氏体组织；直接进行620 ℃回火后的QT试样在马氏体板条界面处形成体积分数为16.4%的逆转变奥氏体，经-196 ℃深冷处理后逆转变奥氏体的体积分数下降至5.0%，低温冲击韧性仅有36.4 J/cm²，表现为准解理断裂。QIT工艺热处理过程中，680 ℃临界区退火后的室温组织主要由贫Ni的回火马氏体和富Ni的新鲜马氏体组成，经后续620 ℃回火可形成体积分数为23.8%的逆转变奥氏体，与QT试样相比，室温下塑性提升了6%，而强度仅降低7%。临界区退火使得后续回火过程中形成的逆转变奥氏体内平均Ni含量提高至13% (质量分数)，具有更优异的热稳定性，经-196 ℃处理后仍有18.3% (体积分数)的逆转变奥氏体可以稳定存在。这部分逆转变奥氏体在冲击过程中会发生马氏体相变而吸收冲击能量，使经过QIT工艺处理后的0Cr16Ni5Mo1超级马氏体不锈钢在-196 ℃拥有高达115.4 J/cm²的冲击韧性，其冲击断口以韧窝为主，同时存在少许准解理形貌，呈混合断裂模式。

为提高Fe-Cr-B-C合金在铸态下的强韧性和耐磨性，研究了B含量对其凝固行为、铸态组织、硬度、冲击韧性和耐磨性的作用机理。结果表明，提高B含量显著降低了液相线温度和析出相形成温度，扩大了析出相形成温度区间，使凝固温度区间先增大后减小。当B含量为0.0006% (质量分数)时，凝固过程为L→δ→γ枝晶→初生Nb(C, B)→[γ + Cr₇C₃]共晶。凝固结束后，枝晶臂为马氏体组织，枝晶间由残余γ和微量Nb(C, B)、[γ + Cr₇C₃]构成。B含量增至0.51%时，可显著阻碍γ枝晶生长并细化枝晶组织。凝固过程为L→γ枝晶→初生(Fe, Cr)₂(B, C)→初生Nb(C, B)→[γ + (Fe, Cr)₂(B, C)]共晶。凝固后，枝晶间和枝晶臂均发生马氏体相变，沿枝晶间形成连续网状硼碳化物。当B含量继续增至2.89%时，在凝固初期就析出大量硼碳化物，枝晶组织消失。凝固过程为L→初生γ→初生(Fe, Cr)₂(B, C)→[γ + (Fe, Cr)₂(B, C)]共晶→[γ + (Fe, Cr)₂(B, C) + (Fe, Cr)₃(C, B)]包晶。凝固后，γ基体未发生马氏体相变。B含量为0.0006%时合金的冲击韧性最高，Rockwell硬度和耐磨性居中。B含量为0.51%的合金的Rockwell硬度最高，耐磨性最佳，冲击韧性居中。B含量为2.89%的合金的Rockwell硬度和冲击韧性均最小，耐磨性最差。硼碳化物特征的变化及基体的马氏体相变导致3种B含量合金强韧性和耐磨性产生显著差异。

为探究TC4钛合金在不同热压缩变形条件下的微观组织演变及织构形成机理，进而达到调控织构和弱化“宏区”的目的，本工作通过热压缩实验、OM、EBSD及高温β相组织重构技术研究了TC4钛合金在α + β相区、β相区以及跨相区连续热压缩后α相微观组织及织构的演变规律。结果表明，试样在α + β相区压缩后主要由等轴α相组成，变形时{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}<\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}>柱面滑移系开动导致α相首先转动至{\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}}//FD取向(FD为压缩方向)；随形变量和形变速率增加，α晶粒逐渐转动至{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD取向。在β相区保温或压缩后的冷却过程中主要形成具有{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD相变织构的片层α相；在β相区施加30%的变形后β晶粒转动至\left\{\mathrm{001}\right\}//FD取向，β相\left\{\mathrm{001}\right\}//FD织构的增强促进了冷却过程中α相{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD相变织构的形成；随β相区形变量和形变速率增加，动态再结晶被促进，β晶粒尺寸减小，相变生成的片层α相晶粒尺寸也明显减小，且晶粒取向分散，因此α相{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD织构强度也相应降低。在跨相区连续热压缩后主要形成{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD织构，柱面滑移对织构的形成起主要作用。当试样以0.01 s^-1的形变速率分别在β相区和α + β相区压缩30%时，相变析出的α晶粒首先转动至{\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{0}}//FD取向，因此抑制了{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD织构的形成；而随着α + β相区形变量增加，晶粒取向进一步转向{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD取向，因此{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD织构强度增加；对于在β相区保温(未变形)后降温至α + β相区以0.01 s^-1的形变速率压缩60%的试样，其α相动态析出过程中的变体选择较弱，且α + β相区较大的形变量在一定程度上促进了α相的动态再结晶，因此其具有最弱的α相{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD织构；当形变速率为0.05 s^-1时，较大的形变量会导致α相发生动态再结晶，同样达到弱化{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}}//FD织构的效果。因此，采用跨相区连续热压缩工艺可以获得弱织构片层组织的钛合金。随后对试样在室温(约20 ℃)下进行了力学性能测试，在1020 ℃、5 min (未变形) + 920 ℃、60%、0.01 s^-1条件下变形的试样整体织构最弱，且α相晶粒尺寸较小，抵抗裂纹萌生和扩展的能力较强，因此具有最高的延伸率。

为制备适用于热喷涂的高熵合金粉末，本工作以金属单质粉末为原料，通过机械合金化(MA)法制备出AlCrCu_0.5Mo_0.5Ni高熵合金粉末。研究了球磨时间对MA粉末相结构、晶粒尺寸和微观组织演变的影响。利用XRD对MA粉末进行了物相分析，并计算了MA粉末的晶粒尺寸、晶格应变和晶格常数。利用SEM和TEM对MA粉末进行了组织形貌和微观结构分析。此外，利用真空等温退火对MA粉末进行相调控。结果表明，AlCrCu_0.5Mo_0.5Ni高熵合金粉末中形成2个bcc固溶体相(bcc1、bcc2)和fcc固溶体相。随着球磨时间的延长，MA粉末发生塑性变形，导致MA粉末的晶粒尺寸减小，晶格应变增大。粉末颗粒的破碎和元素富集区的细化加速了元素的扩散和合金化。球磨至40 h时，粉末颗粒内部元素分布较均匀，bcc1、bcc2和fcc相的质量分数分别为41%、37%和22%，平均粒径(D₅₀)为24 μm，适宜用作热喷涂粉末。球磨40 h的MA粉末经800 ℃退火后，bcc2固溶体结构分解，退火温度达到1000 ℃时，bcc2固溶体完全分解，bcc1和fcc相质量分数分别为68%和21%，并生成11%的CrMo相。随着退火温度升高，MA粉末释放出大量的应变能，导致晶粒尺寸增加，晶格应变减小。当退火温度为800 ℃时，MA粉末硬度和Young's模量最大，分别为(6.54 ± 0.58)和(65.62 ± 3.07) GPa。

Inconel 740H是应用于先进超超临界火电机组的最佳候选材料之一，进一步提高其焊接接头的力学性能不仅有利于火电厂的安全运行，还能显著提高经济性。本工作采用OM、SEM和TEM系统地研究了Inconel 740H焊接接头不同温度蠕变后γ′贫化区的形成机理，并分析了其对力学性能的影响。结果表明，焊后热处理过程中小尺寸棒状γ′相仅在焊缝组织的晶界上不连续析出。不同温度蠕变后，焊缝内晶界比母材更早形成粗大棒状γ′相和γ′贫化区。其中，母材内晶界处粗大棒状γ′相的形成是由其晶界附近颗粒状γ′相的不连续粗化所致，而焊缝内晶界处粗大棒状γ′相的形成是由其晶界处不连续析出的棒状γ′相和晶界附近颗粒状γ′相2者的不连续粗化所致。晶界棒状γ′相的不连续粗化和M₂₃C₆相的析出导致晶界处形成γ′贫化区。700~800 ℃范围内，随蠕变温度的提高和蠕变时间的延长，焊缝内晶界棒状γ′相的尺寸和γ′贫化区的宽度增大，而棒状γ′相的数量随蠕变温度的提高先略有减少后增多。晶内颗粒状γ′相是影响IN 740H焊接接头硬度的主要因素。晶界棒状γ′相的不连续粗化与γ′贫化区的形成不仅会降低硬度，还会降低蠕变断裂强度。

为深入了解双组织结构的FGH4108合金的蠕变特性，通过2种不同晶粒尺寸组织研究了合金在700 ℃不同应力下的蠕变行为。利用SEM和TEM研究不同应力下2种晶粒组织的蠕变变形机制和断裂模式，分析应力对蠕变变形和断裂的影响。结果表明，在700 ℃条件下，粗晶组织在780 MPa蠕变应力下的变形组织主要为孤立层错和微孪晶，随着应力提升至900 MPa，主要的变形组织转变为扩展层错和微孪晶；对于细晶组织，在780~900 MPa蠕变应力范围内主要的变形组织为扩展层错和微孪晶。在2种尺寸的晶粒组织中，晶界对最小蠕变速率的促进作用随着加载应力的增加而降低。分析表明，合金的高应力敏感性是导致应力增加后在变形过程中容易产生孪生的原因。另外，随着蠕变应力增加，粗晶组织的沿晶断裂倾向减小，而对于细晶组织则反之。

针对极端环境中材料面临的高温、高浓度HCl的苛刻工况，采用XRD、SEM、EDS和EPMA等研究手段，研究了一种镍基高温合金在960 ℃、5%HCl + 0.5%O₂ + Ar (体积分数)气氛条件下的热腐蚀行为，腐蚀时间长达200 h。通过对比不同时间的腐蚀动力学曲线、腐蚀产物种类及分布、截面腐蚀层结构及元素分布，在分析高温合金腐蚀规律的基础上，初步探讨了高温HCl腐蚀机理。结果表明，960 ℃高温下，合金动力学曲线可分为2段：0~75 h及75~200 h，随时间延长，2段曲线均呈先上升后下降的趋势，生成了大量含Mo、Ti、Cr的挥发性氯化物；腐蚀层中，外层富Cr和Ti的氧化物层保护性较差；没有形成连续的Al₂O₃层；富Ta尖晶石相层具有降低金属离子外扩散的作用；未在试片截面腐蚀层中观察到明显的氯化物富集。研究表明，960 ℃高温下，除了气氛中的HCl、O₂以外，通过氯化-氧化过程，而非中温下的活化氧化过程，生成的Cl₂同样参与了反应，并起到加速氧化的作用。

抗覆冰超疏水涂层被广泛应用于航天器羽翼和风电叶扇等领域。受传统工艺的复杂性及氟碳聚合物疏水涂料耐候性差及与基体结合力差等因素影响，严重制约了超疏水涂层的工业化应用。本工作提出在蜂窝多孔Ti上电沉积纳米晶Ni_0.12Co_{0.88 - x} Zn _x (x = 0~0.36，%，质量分数)合金涂层，经200 ℃时效处理，无需进行二次含F低表面能涂层修饰即可得到超疏水表面。通过SEM、XRD和润湿性实验对其微观形貌及其超疏水性能进行表征。结果表明，在Zn²⁺浓度50 g/L (x = 0.24)和络合剂(柠檬酸钠(Na₃Cit))添加量5 g/L等优化工艺下，涂层晶粒尺寸约为300 nm，且沿多孔Ti的孔道钉扎生长，显著提高了涂层与多孔Ti基体的界面结合能力。润湿性测试结果表明：多孔Ti基体和涂层均为亲水性，但经自然时效14 d后涂层表现出疏水特性，其水滴接触角最大为126.3°，滚动角最低为17.5°。研究了人工时效温度、时间与润湿性之间的关联性，结果表明，经200 ℃人工时效处理后，涂层的超疏水性最佳，水滴接触角高达153.2°且滚动角低于7.8°，这主要归因于该涂层所表现出的自组装行为属于热响应机制，人工时效加速了这一自组装演变进程，大量的ZnO枝晶在纳米晶Ni或Co球壳上择优生长，生成多触角ZnO枝晶的球冠织构，从而具备超疏水结构特征。在-10 ℃冷冻台上进行抗覆冰特性测试，结果表明，经200 ℃人工时效后的涂层试样，其表面水滴完全结冰所需时间最长，为1418 s，比多孔Ti基体的抑冰时间延长近20倍，表现出优异的抗覆冰性能。

Ta及其合金具有熔点高和耐磨性好等特点，采用渗碳等表面改性技术可在Ta及其合金表面获得含碳化钽的改性层，显著提高其表面性能，但是不同钽合金表面析出碳化钽的结构和性能尚不清楚。本工作以Ta-Mo和Ta-W钽合金为研究对象，构建了含不同种类及含量合金元素的fcc和hcp结构复合碳化钽(Ta, M)C (M = Mo、W)模型，利用基于密度泛函理论的第一性原理方法对不同复合碳化钽结构的能量和力学性质进行计算，探索复合碳化钽的强韧化机制。计算结果表明，当Mo和W含量低于50%时，易于形成fcc结构的复合碳化钽，且Mo、W原子浓度越高，具有fcc结构的复合碳化钽的模量和硬度越低，韧性越好；当Mo和W含量高于50%时，易于形成hcp结构的Ta的碳化物，随着Mo、W原子浓度的提高，具有hcp结构的复合碳化钽的模量和硬度增加，韧性降低。