分析了当前Mg及Mg合金的发展状况及趋势,简要介绍了Mg合金及其合金化的特点、常见种类及其使用范围和成分、组织及力学性能特征;着重阐述了Mg合金的腐蚀问题及其防护方法;并详细介绍和讨论了Mg合金在电脑和汽车工业上的应用状况及发展前景;最后,对Mg合金研究的有关问题提出了一些建议.

<正> 随着我国現代化工业的发展,从事金属材料的工作者的队伍迅速扩大,他們迫切需要較深入地掌握金属学及其近代发展。近年来,虽然出版了一些較深入的金属理論的譯著,但是适合于从事金属的生产和使用的一般工作者,使他們能正确系統地掌握現代金属学的基本概念和基本知識的参考书还是較少的。現代冶金丛书中徐著“金属学原理”的出版,可望滿足一部分这种迫切需要。 全书分八章。第一章金属的結构,介紹了固体金属的結构类型,金属原子大小的概念,晶体中的点、

本文综述国内外在纳米晶体材料研究领域的最新研究进展，包括纳水晶体材料的制备、微观结构特证、热稳定性、结构性能关系及纳米品体材料的应用

金属纳米块体材料具有独特的力学性能, 如高强度, 超高延展性等, 近年来得到了广泛深入的研究, 对其新进展进行简要评述的基础上, 讨论了它的强度、塑性、弹性模量, 应变强化、超塑性、蠕变及变形机理等相关问题.

针对不同金属溶液体系，采用了不同的实验方法，研究得到了铁液中Ce，Y，La，Nd，Sm分别与S0，S＋O，C，N，SbSnPb，P，Cu，Ti，Nb,V溶质元素，镍液中Ce，Y分别与S，O，S＋O溶质元素，铜液中Ce，Y分别与S，O，S＋O，Sn，Zn，PbAl，Si，Ti，Fe溶质元素，铝液中Ce分别与Mg，Ti，Mn，Zn，Fe，Sn，PbNi，Cu，Si，S溶质元素构成的67个三元或四元金属体系的相平衡与热力学参数与温度的关系，并研究得到了钢铁液中各种稀土添加剂与S，0，N，H多元素作用的反应动力学参数，同时研究了稀土在20多个金属材料中的作用与应用依据作者等的研究成果，简要地综合说明稀土元素在金属材料中的一些物理化学作用

提出了钢铁生产流程基准确性物流科的概念,分相反了偏离基准确性物流科的各股物流对吨材能耗和吨钢能耗的影响, 以某钢厂生产数据为例,分相反了生产流程的物流对能耗的影响.

利用超声喷丸技术在２０低碳钢上制备出具有纳米晶体结构特征的表面层，利用Ｘ射线衍射及电镜分析研究了表面纳粘层的微观组织结构特征.结果表明，经超声喷丸自理可使样品表层晶粒细化至纳米量级，表层晶粒尺寸约为１０ｎｍ，微观应变为０．０２％～０．０４％，表面纳米层厚度约为１０μｍ，另外，样品表层亚稳想Ｆｅ３Ｃ发生分解，形成纳米尺寸的石墨相和α－Ｆｅ相.

研究了泡沫纯铝和泡沫ＡｌＳｉ７Ｍｇ０．４５在单向压缩条件下的应力－应变（σ－ε）曲线, 分析了它们的变形行为, 并讨论了其能量吸收和能量吸收效率, 结果表明：泡沫纯铝与泡沫Ａｌ合金的σ－ε曲线均由弹性变形段、平缓段和紧实段组成；在压缩过程中, 泡沫纯铝的骨架变形以弯曲为主, 泡沫ＡｌＳｉ７Ｍｇ０．４５的骨架变形主要由局部断裂产生；在相同孔隙率下, 泡沫ＡｌＳｉ７Ｍｇ０．４５的能量吸收大于泡沫纯铝.

40年来，中国高温合金从无到有，从仿制到创新，形成了一个比较完整的体系，基本满足了航空航天工业及民用的需要，并且取得了一批有创造性的成果本文回顾了我国高温合金研制与生产的发展历程，概述了我国高温合全体系的特点和科研工作中的创新，指出了取得成绩的主要原因以及与国外相比存在的差距

依力学原理,导出炉料在炉内分布的公式.用这些公式可以算出炉料在炉喉内的分布,为合理的装料制度,提供计算工具。用这些工具可以分别或综合算出某一因素或某些因素对布料的影响,把经验积累的布料原理建立在理论推导上。运用这一理论可以说明违反过去经验的“反常”现象发生的原因。

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.

研究了强化固溶对提高7075和7055铝合金力学性能的效果.结果表明,逐步升温固溶处理可使最终固溶温度超过多相共晶温度而不产生过烧组织,提高残余可溶结晶相的固溶程度和合金力学性能.强化固溶的7075和7055合金的抗拉强度分别达到660和750 MPa,且延伸率保持约10%.一般固溶7055合金的强度仅与强化固溶7075合金的强度相当断口分析显示,两种合金的断裂属晶内韧窝断裂与沿晶断裂的混合断裂.强化固溶后,残余结晶相引起的晶内韧窝断裂减少,沿晶断裂增加

镁及其合金作为生物医用材料具有明显的优势, 可以利用其耐蚀性差的特点, 发展新型医用可降解镁金属材料.本文选择纯镁为主要研究对象, 从杂质含量、加工处理状态等方面研究了两种纯镁在生理盐水中的腐蚀规律, 表明降低纯镁中杂质元素的含量和细化晶粒可以提高纯镁在生理盐水中的开路腐蚀电位, 减缓腐蚀速率. 纯镁的腐蚀速率可以通过调整杂质含量、晶粒细化和固溶处理等方法进行控制, 适宜发展成为一类新型的医用可降解金属材料.

本文描述了我国高温合金的发展历程, 近期的科技进步与创新和今后需进行的工作.

观察了电磁场频率对电磁铸造705铝合金圆锭（直径为200mm)微观组织的影响；在10－100Hz范围内采用不同的电磁场频率通过电磁铸造工艺制得7075铝合金铸锭，分析其微观组织及合金元素分布情况，结果表明，电磁场频率的发言为可显著影响熔体的凝固组织，频率为30Hz时可最有效地抑制宏观偏析，改善铸锭的表面质量，15Hz时能够更有效地细化晶粒.

系统研究了电磁搅拌下过共晶Al-Si合金初生Si的偏析规律.实验表明,虽然电磁搅拌引起过共晶Al-Si合金中初生Si的显著细化和圆整化,但常会使坯料表面出现初生Si偏析层,合金中Si含量越大,初生Si偏析层越厚;提高电磁搅拌功率、降低合金熔体冷却速度都会减小或消除初生Si偏析层;在电磁搅拌条件下,坯料表面产生初生Si偏析层的主要原因是固一液界面处的温度梯度过大和存在一层流附面层.

本文研究了多向锻造工艺对镁合金组织和性能的影响。实验表明：通过多向锻造大塑性变形工艺成功制备出晶粒度在1～2µm镁合金锻坯，材料组织均匀，机械性能得到很大提高。形变诱导晶粒细化是主要的晶粒细化机制，同时也是一种非形核长大过程。与单轴成形工艺相比，多向锻造大变形下材料内部易产生交错变形带，有利于组织细化。材料晶粒细化过程存在一临界应变量 εc（ 2<εc<2.4），当实际变形量εx超过临界变形量εc时，材料基本为动态再结晶细晶组织，进一步细化变得困难。铸态试样室温拉伸断口为准解理断裂加少量剪切断裂，锻后材料断口出现大量细小韧窝，随应变量的增加，细小韧窝数目增多，分布趋向均匀，材料延性相对较大。

结合金属凝固过程的热成形过程的温度场, 浓度场, 应力应变场等的数值模拟和结晶, 再结晶过程中的热力学, 动力学条件, 建立了金属成形过程组织演变的宏－微观耦合模型, 利用ＣｅｌｌｕｌａｒＡｕｔｏｍａｔｏｎ方法. 依据建立的模型对Ｋ４１７Ｎｉ基合金叶片的凝固组织形成过程呼热加工过程的再结晶组织进行了模拟.

简述了具有密排六方(hcp)结构镁合金材料各种可能的滑移和孪生系统及其临界切变应力; 以镁合金塑性变形机理为主线, 分别对单晶和多晶镁合金材料塑性变形行为及微观机理的影响规律, 轧制、挤压及不同严重塑性变形模式下镁合金织构的形成机理, 形变镁合金材料退火过程中回复与再结晶及镁合金材料在热变形过程中的动态再结晶机理, 以及沉淀硬化镁合金塑性变形机理、特别是沉淀相与位错滑移及孪生的交互作用机理等进行了总结与评述. 同时, 对高成形性镁合金及提高镁合金塑性成形能力的塑性变形机理进行了讨论.

研究了微量Sc对Al-Mg合金显微组织与拉伸性能的影响.结果表明,微量Sc在Al-Mg合金中主要以初生Al3Sc和次生Al3Sc两种形式存在.初生Al3Sc是合金在凝固过程中形成的,可成为有效的非均质晶核,大大细化合金的铸态晶粒.次生Al3Sc是合金铸锭在工艺加热过程中析出的,有效地钉扎位错和亚晶界,稳定亚结构并强烈抑制合金的再结晶,具有亚结构强化和直接析出强化作用.因此,加入Sc后的Al-Mg合金的强度大大提高,并且表现出良好的强塑性配合.

通过热力学计算及实验, 研究了含Ｔｉ微合金钢在液态及凝过程中ＴｉＮ的析出规律, 研究表明, 通过调整微合金钢中Ｎ和Ｔｉ含量, 可以控制ＴｉＮ的析出时机和形态, 减小其对钢性能的有害影响；还探讨了利用液态析出细小, 弥散的ＴｉＮ作为钢液蝗形核中心, 以细化态组织, 得到等轴细晶的可能性.

本文将钢铁制造流程模化为物态转变、物性控制和物流控制相互融合的多维物流控制系统。该系统是由“刚性组元”、“柔性组元”的集合和各级元间关系集合组成的“粘性”系统，其运行方式为“准连续／间歇”性质的“弹性链／半弹性链”的稳定或非稳定谐报系统在外界“刺激”作用下，将产生不同类型、不同滞后度的“响应”在此基础上提出了钢铁制造流程系统集成描述的理论框架，并指出了钢铁工业和钢厂结构优化的目标

利用激光熔覆制备了TiC颗粒（TiC_p）增强金属基复合材料涂层，其中TiC_p为激光熔覆过程中原位形成.细小的原位TiC_p尺寸为几十至几百纳米，弥散分布于晶粒内部，并在涂层中呈密度梯度分布；高分辨电子显微镜证实TiC/涂层合金的相界面洁净，无界面反应物及非晶结构存在；涂层具有较高的显微硬度及耐磨损性能

在电磁搅拌法制备的半固态过共晶Ａｌ－Ｓｉ合金的微观组织中发现了大量的近球形α相, 实验证明, 这种近球形α相是在共晶温度５７５℃以上开始同的. 并且在重新加热至固液两相区５７５－５９０℃内保温一段时间后, 这种近球形α相仍然存在, 理论分析表明, 在电磁 电磁搅拌产生的局部微区的高压作用下, 过共晶Ａｌ－Ｓｉ合金熔体中Ａｌ原子偏聚团发生合并、长大而形成α相晶核, 并且α晶核生长在电磁搅拌的作用下成为近球状.

对液相线铸造铝合金形核机理和晶粒长大机制进行了理论分析，提出了液相线铸造形核机理，在小的过冷过度，大量的原子团簇瞬态发展成为晶核，形核数目多且均匀，有利于晶粒在互相抵触之前均呈球形长大，晶粒的长大分为三个阶段，球形长大，枝晶长大和枝晶抵触后枝晶的熟化，重点推导了晶粒球形大长的稳定性判据，即不稳定因子，在凝固的初期，降低冷却强度有利于增大不稳定因子，从而利用球形晶粒的获得，在凝固的中后期，增加冷却强度，有利于保存获得的球形晶粒.

Rietveld全谱拟合表明, La0.7Mg0.3(Ni0.85Co0.15)x(x=2.5, 3.0, 3.5, 4.0, 4.5, 5.0)型合金主相由(La, Mg)Ni3和LaNi5组成. 随x的增加, (La, Mg)Ni3相的丰度从48.4%(x=2.5)增加到78.2%(x=3.5)然后减小到12.2%(x=5.0); LaNi5相的丰度当x=2.5—3.5时, 保持基本不变(约20%), 当x值增加到4.0时突然增加到71.9%. 随着x增加, 合金的吸氢量首先增加然后减小, 合金放氢平台压力首先保持基本不变然后增加; 合金电极的最大放电容量从228.3 mA•h/g(x=2.5)增加到395.6 mA•h/g(x=3.5), 然后又减小到226.8 mA•h/g (x=5.0). 当放电电流密度Id=1000 mA•h/g时, 合金电极的高倍率性能从x=2.5时的53.5%提高到x=3.5时的85.8%, 然后又减小到x=4.5时的73.9%. 随着x值的增加, 合金电极的电化学反应动力学性能首先增加, 达到一个最大值后, 其动力学性能又有所下降.

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.

镁合金AZ91D中加入质量分数为1%的La时, 合金在常温下的抗拉强度和延伸率分别增大了21%和101.2%, 并且腐蚀速率下降为原AZ91D的47.2%。其中力学性能的提高主要是由于加入La后形成了(Al, Mg)11La3强化相，同时, 细化了相。耐蚀性的提高则是由于La的加入形成了具有类网状结构的相, 这种类网状结构的相能有效地抑制腐蚀过程的进行, 从而提高了镁合金的耐蚀性。当La加入量进一步增大时, 合金力学性能缓慢增大，但其耐蚀性却明显降低, 特别是当La达到2%时，合金的腐蚀速率甚至高于原合金的腐蚀速率。这主要是由于过多的La导致镁合金基体相的Al含量大大降低, 从而降低了镁合金的耐蚀性。

采用Ｇｌｅｅｂｌｅ １５００热压缩模拟试验机研究了Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ（７００５）合金的高温变形组织演化行为, 利用ＴＥＭ分析了合金在不同压缩条件下的组织形貌特征, 采用ＥＢＳＰ分析了晶粒间的取向差, 研究了其动态再结晶行为, 通过回归分析建立了７００５合金热变形条件与条形亚晶尺寸关系的半经验模型.

采用表面机械研磨技术在低碳钢上制备出纳米结构表层, 利用X射线衍射和电子显微分析研究表层的结构特征, 并对硬度沿厚度方向的变化进行分析. 结果表明: 经过表面机械研磨处理后, 样品表层的晶粒可细化至纳米量级、表面纳米晶层的厚度约为40 μm, 平均晶粒尺寸由10 nm逐渐增加到100 nm; 在距表面约40—80 μm的深度为亚微晶层、平均晶粒尺寸进一步增至1000 nm. 与样品的心部相比, 表层的硬度显著提高.

与压铸Ｍｇ合金试样ＡＺ９１ＨＰ－Ｆ相比, 压铸后经固溶处理的Ｍｇ合金ＡＺ９１ＨＰ－５４的硬度和屈服强度降低, 延伸率, 抗拉强度显著提高, 抗拉强度与屈服强度比由压铸态的１．５９上升至２．１６. 固溶处理后再经时效处理的Ｍｇ合金ＡＺ９１－ＨＰ－Ｔ６的延伸率稍微降低, 屈服强度和抗拉强度则显著提高, 平均硬度值由压铸态的ＨＢ７４上升至ＨＢ９８.

以一析方法在低温、低搅拌条件下成功地制备了几种成分的Ａｌ－Ｔｉ－Ｃ中间合工采用Ｘ射线衍射（ＸＲＤ），扫措电镜（ＳＥＭ）和能谱分析（ＥＤＳ）等手段对中间合金的相组成和显微组织进行了综合分析，结果表明，Ａｌ－Ｔｉ－Ｃ中间合中的第二相粒子为块状Ａｌ３Ｔｉ和亚微米尺寸的非整化合物ＴｉＣｘ，其中ｘ在０．４９～０．７８之间不等，细化结果表明.

在Ｇｌｅｅｂｌｅ ２０００热模拟实验机上通过变形同时水淬和减少变形量的方法, 对普通低碳钢低温变形获得超细晶铁素体的机制进行了研究. 结果表明：超细晶铁素体的获得主要是形变诱导铁素体和铁素体动态再结晶两种机制共同作用的结果. 在８７０－７６０℃低温８０％变形可以获得的等轴均匀超细晶铁素体. 形变量控制铁素体的析出量和动态再结晶. 应变速率影响形变诱导铁素体所需的临界变形量.

强调了钢铁工业多用废钢, 少用铁矿石的重要意义, 构思了一张有时间概念的钢铁产品生命周期铁流图, 提出了衡量钢铁工业废钢资源充足程度的指标－废钢指数（Ｓ）, 并研究了它与钢铁产品产量变化等因素裼 关系, 利用本语文提出的思路和方法, 可以具体地分析各国各地区的钢铁工业废钢资源问题.

高温合金在能源领域中有着广泛的应用. 煤电用高参数超超临界发电锅炉中, 过热器和再过热器必须使用抗蠕变性能良好, 在蒸汽侧抗氧化性能和在烟气侧抗腐蚀性能优异的高温合金管材; 在气电用燃气轮机中, 涡轮叶片和导向叶片需要使用抗高温腐蚀性能优良和长期组织稳定的抗热腐蚀高温合金; 在核电领域中, 蒸汽发生器传热管必须选用抗溶液腐蚀性能良好的高温合金; 在煤的气化和节能减排领域, 广泛采用抗高温热腐蚀和抗高温磨蚀性能优异的高温合金; 在石油和天然气开采, 特别是深井开采中, 钻具处于4-150 ℃的酸性环境中, 加之CO₂, H₂S和泥沙等的存在, 必须采用耐蚀耐磨高温合金. 本文简要介绍了国内外高温合金在上述领域中应用的现状与发展.

采用Gleeble-1500热模拟机对AZ91镁合金进行了高温压缩变形实验, 分析了该合金在变形温度为250-400 ℃、应变速率为0.001-1 s-1条件下流变应力的变化规律. 结果表明, 变形温度和应变速率均对流变应力有显著的影响, 流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低, 当变形温度≥400 ℃、应变速率≤0.001 s$^{-1}$时, 流变应力随变形量的增加达峰值后呈稳态流变特征. 并采用双曲正弦模型确定了该合金的变形激活能Q和应力指数n随应变量的变化规律, 建立了相应的热变形本构关系. 经实验验证, 所建立的本构关系能较好地反映AZ91镁合金实际热变形行为特征.

利用Gleeble--1500热模拟机对弛豫--析出--控制相变(RPC)得到的低合金钢进行不同焊接工艺下的热模拟实验, 研究了激光焊接条件下热影响区粗晶区(CGHAZ)组织、韧性及其变化规律。结果表明, CGHAZ 组织为粒状贝氏体；CGHAZ韧性随800—500℃冷却时间t8/5的增大先增大然后减小, 当t8/5为3—8 s时, －40℃CGHAZ冲击吸收功远高于母材的冲击吸收功, 表明在合适的激光焊接条件下, 激光焊接CGHAZ可获得很好低温韧性。考虑马氏体--奥氏体(M--A)组元平均宽度、总量、分布、形态对粒状贝氏体韧性的综合影响, 提出了M--A组元韧性参数的概念, 并利用M--A组元韧性参数阐述了CGHAZ韧性随t8/5的变化规律。

采用有限元数值计算方法研究了冷喷涂过程中Cu粒子与Cu基体的碰撞变形行为, 探讨了粒子速度、温度对其碰撞基体后的变形行为、界面温度变化与粒子和基体的接触面积的影响. 结果表明, 随粒子碰撞速度的增加, 粒子扁平率与碰撞界面温度增加、接触面积增大. 证实了存在使碰撞界面发生绝热剪切失稳变形的临界速度, 该速度与粒子沉积的临界速度一致. 当粒子速度大于产生绝热剪切失稳变形的临界速度时, 粒子的变形扁平率显著增加, 且界面温度与有效接触界面面积也显著增加；随碰撞前粒子温度的增加, 碰撞界面的温度也显著增加. 高达粒子材料熔点的界面温度与有效接触面积的显著增加, 将有助于粒子与基体之间冶金结合的形成. ，

借助光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射分析等手段, 研究了硼(B)含量>2.0%和碳(C)含量<0.2%的铸造Fe-B-C合金的凝固组织及热处理后的组织和性能. 铸造Fe-B-C合金的凝固组织由Fe2B、铁素体和珠光体组成, 硼化物呈网状沿晶界分布. Fe-B-C合金经950℃正火处理后, 局部出现断网现象, 基体组织全部转变为板条马氏体,硬度大幅度提高, HRC接近 60, 冲击韧度大于10 J/cm2, 动态断裂韧度大于30 MPa•m1/2.在干滑动磨损条件下, Fe-B-C合金的耐磨性优于镍硬白口铸铁和GCr15、Cr12MoV等合金钢, 与高铬白口铸铁相当.Fe-B-C合金熔炼简便、铸造性能好, 且不含Ni和Mo等昂贵合金元素, 具有较低的生产成本.

研究了MB15镁合金的铸态和挤压型材的相组成及其微观形态。结果表明,在铸态合金的晶界及富Zr,Zn核区存在Zn_2Zr_3相和MgZn_2相,前者为等宽条状,后者为不规则块状。此外,在晶内还有尺寸很小的粒状ZnZr_2相,在α-Mg固溶体中分散着极小的MgZn相。在挤压型材中,在富Zr,Zn条带区出现较大的颗粒Zn_2Zr_3相和众多弥散分布的ZrH_2相和MgZn_2相质点,它们起着阻碍再结晶的作用。170℃,10h时效导致在非条带区析出MgZn_3相。