采用多尺度准连续介质法分别模拟无缺陷和具有初始缺陷两种状态下, 单晶Al薄膜纳米压痕初始塑性变形过程, 得到载荷--位移响应曲线和应变能--位移变化曲线. 研究了初始缺陷对纳米压痕过程中位错形核与发射、Peierls应力以及位错发射临界载荷的影响. 结果表明, 在整个纳米压痕过程中出现了多次位错形核与发射现象, 初始缺陷对第1和第3对位错的形核与发射影响较小, 而对第2对位错的形核与发射具有明显的推迟作用, 并伴随有裂纹扩展现象; 由于初始缺陷引起薄膜材料内部严重的晶格畸变, 导致系统应变能和位错运动的Peierls应力增加; 裂纹扩展前, 发射第2对位错需要的临界载荷增加, 裂纹失稳后, 位错发射需要的临界载荷下降. 模拟获得的纳米硬度和Peierls应力与实验结果吻合.

用分子动力学模拟研究了金刚石压头在Ni晶体薄膜上的摩擦过程和薄膜塑性变形行为的纳观机制. 结果表明: 在摩擦过程中, 穿晶层错和棱形位错环是纳米薄膜结构传递塑性变形的两种载体, 纳米薄膜晶界捕获位错阻滞了塑性变形向薄膜晶界下方材料中传播. 摩擦过程中易在较薄的薄膜表面和薄膜晶界之间产生穿晶层错, 穿晶层错的产生增加了薄膜蓄积塑性变形的能力, 从而抑制材料表面摩擦力在黏滑过程中的振荡幅度; 在比较厚的薄膜中不易生成穿晶层错, 在摩擦过程中位错环依次向体材料发射, 并与晶界反应, 湮灭于晶界, 黏滑动摩擦响应与单晶相似. 由于不同厚度薄膜塑性变形产生的位错结构不同, 使得在摩擦过程中亚表面微结构的演化亦不同.

利用Instron电子拉伸机和Split--Hopkinson压杆 (SHPB) 实验装置,研究了准静态和动态压缩条件下冷轧和退火Cu板法向、轧向、横向的力学性能. 不同应变率下的应力--应变曲线表明: 冷轧和退火Cu板的流变应力均随应变率的增加而增加, 表现出明显的应变率强化效应. 冷轧Cu板准静态和动态压缩力学性能均呈现明显的各向异性: 横向屈服强度最大, 轧向最小, 且低应变程度下的流变应力 也具有同样规律. 退火Cu板呈现近似各向同性. 考虑准静态和动态变形时可能的塑性变形机制, 基于微观晶体塑性变形理论的Taylor模型可定性地解释冷轧Cu板压缩力学性能的各向异性.

利用Gleeble 1500热模拟试验机进行单轴热压缩实验, 结合SEM, TEM和EBSD等方法研究了过共析钢温变形过程中的组织演变规律, 重点讨论了铁素体的等轴化演变过程, 同时考察了合金元素Al的影响. 结果表明: 过共析钢温变形经历片层渗碳体的熔断球化、铁素体的等轴化以及渗碳体的溶解再析出等过程. 温变形初期, 片层状渗碳体缺陷处局部熔断的同时其近邻铁素体内产生大量位错, 并通过动态回复过程形成亚晶; 继续变形过程中, 由于渗碳体粒子钉扎, 亚晶发生转动, 导致大角度晶界的形成, 即铁素体通过连续动态再结晶过程实现等轴化.Al的加入细化了铁素体晶粒尺寸, 提高了等轴状铁素体晶粒大角度晶界的比例.

利用Gleeble 1500热模拟试验机进行单轴热压缩实验, 研究了合金元素Al的添加对过共析钢等温球化及温变形过程中渗碳体球化及所得超细(α+θ)复相组织的影响. 结果表明: 等温球化时, Al的添加使过共析钢获得较细小的渗碳体颗粒与较小铁素体晶粒的复相组织; 在温变形过程中, 合金元素Al能够阻碍Fe和C原子的扩散, 减缓片层渗碳体的熔断球化及渗碳体粒子的粗化, 抑制渗碳体粒子在铁素体内部的再析出, 获得超细(α+θ)复相组织.

研究了新型定向凝固镍基高温合金DZ68的抗热腐蚀性能, 并与K438合金进行了比较. 结果表明: 热处理态DZ68合金组织中几乎没有(γ+γ') 共晶, 碳化物尺寸小,其整体组织比较均匀; 在热腐蚀过程中发生比较均匀的腐蚀, 其外腐蚀层的腐蚀产物主要是(Ni, Co)Cr₂O₄, 内腐蚀层的腐蚀产物主要是Al₂O₃. 热处理态K438合金组织中存在较多的 (γ+γ'共晶和数量较多、尺寸较大的长条状碳化物, 组织均 匀性较差; 在热腐蚀过程中发生不均匀腐蚀, 其外腐蚀层的腐蚀产物主要是NiO, 内腐蚀层的腐蚀产物主要是CrS.两种合金中Ti元素的偏析有促进其它元素偏析的倾向, 使合金组织的均匀性恶化,热腐蚀均匀性变差. 在本实验条件下, DZ68合金的抗热腐蚀性能略好于K438合金.

利用金相显微镜、扫描电镜观察结合力学性能和抗氢性能测试研究了B对Fe--Ni基合金显微组织和抗氢性能的影响. 结果表明: B的加入有效地抑制了时效过程中晶界上大量η(Ni₃Ti) 相的析出, 晶界上仅析出少量碳化物, 从而显著提高了合金的塑性和抗氢性能. 断口观察显示, 对于无B合金, 在由峰值时效到过时效处理的过程中,由于η相的长大, 使合金发生由穿晶到沿晶断裂的转变; 热充氢后, H在η/γ界面的积聚, 促使合金发生大量沿晶断裂,而含B合金在热充氢后仍以穿晶断裂为主.

采用应力松弛实验研究了Zr--4合金的热激活变形与动态应变时效现象. 结果表明, 合金在应力松弛过程中的塑性变形速率随松 弛时间的增加而减小, 塑性变形速率和松弛结束时的应力降低比率在623 K附近都会出现最小值. 对位错运动的激活体积分析发现, 锆合金中位错运动的速率控制机制是位错克服溶质原子的障碍, 动态应变时效会导致位错运动的激活体积增大, 623 K附近动态应变时效最为显著, 位错密度会对合金的动态应变时效产生影响.

采用球栅阵列封装 (BGA) 焊点研究共晶SnPb焊点中的电迁移行为, 分析了电迁移作用下SnPb焊点与Ni(P) 镀层界面金属间化 合物 (IMC) 的极性生长
现象, 从原子迁移的角度提出了互连焊点微结构演化的微观机理. 焊点在焊接过程中形成厚度约为2 μm的Ni₃Sn₄ IMC层, 随后的120 ℃热处理并不会导致界面IMC的明显生长. 而电迁移作用下, 阳极焊点与镀层界面IMC出现异常生长, 同时阴极焊点与镀层界面IMC生长受到抑制, 最终在同一焊点中形成极性生长的现象. 界面IMC的极性生长与电迁移引起的原子通量有关, Sn原子通量方向与电子流方向相同, 而Ni 原子通量方向相反,导致阳极界面IMC的异常生长, 而相同的原子迁移特性导致阴极界面IMC的生长受到抑制.

大尺寸6056铝合金薄板经过搅拌摩擦焊接实验后出现了严重的面外变形,虽然变形程度小于熔化焊结果, 但已经影响到被焊薄 板的装配和使用.为详细研究和预测铝合金薄板在搅拌摩擦焊后的残余变形, 以焊接实验条件为基础, 建立了搅拌摩擦焊接三维有限元 热力耦合分析模型. 模型中涉及了利用搅拌头工作转矩计算热输入量、工件和卡具之间的接触热传导、随温度变化的材料模型, 以及综合 考虑搅拌头机械作用等工作.利用该模型可以得到不对称的纵向残余应力结果, 残余变形的趋势在整块板上都与实验结果相同, 而且变形量和实验测量值之间的误差在20%以内.

采用量纲分析法, 建立了直径1 mm球形压头的无量纲函数. 通过此无量纲函数和有限元计算, 可推算金属材料的屈服强度和应变硬化指数. 通过模拟, 得到了屈服应变从0.00769到0.04范围的材料常数的拟合函数, 并利用此拟合函数得到了屈服强度和应变硬化指数. 通过模拟验证, 此方法提高了计算精度并扩大了材料的计算范围.所获得的屈服强度平均误差是1.6%, 应变硬化指数的平均误差12.6%.

用SEM研究了含有高比例低∑重位点阵 (CSL)晶界的镍基690合金在715℃时效过程中不同类型晶界上碳化物的形貌演化. 结果表明: 低∑CSL晶界与一般大角晶界上碳化物的形貌演化特征有明显区别.晶界上的碳化物粒子尺寸随∑值降低而减小, 共格∑3晶界上的小尺寸碳化物在长时间时效后无明显变化; 非共格∑3晶界和∑9晶界附近都观察到板条状碳化物, 并随时效时间延长明显长大, 非共 格∑3晶界两侧都存在碳化物板条, 而∑9晶界上的碳化物板条只在晶界一侧生长; ∑27晶界与一般大角晶界处的碳化物形貌相似, 在晶界附近未观察到板条状碳化物.

在Sn--3.8Ag--0.7Cu无铅钎料中添加质量分数为1%的稀土Er会在其内部形成尺寸较大的稀土相ErSn₃. 暴露于空气中ErSn₃将发生氧化, 同时在其表面会出现Sn晶须的快速生长现象. 室温时效条件下, 在氧化的ErSn₃表面会生长出少量的杆状Sn晶须, Sn晶须的截面尺寸会发生连续变化; 高温时效条件下, 在氧化的ErSn₃表面会生长出大量的针状Sn晶须, Sn晶须的截面尺寸会发生阶梯式变化. 提出了ErSn₃氧化过程中体积应变能是一个变量的模型, 可以解释观察到的现象.

通过静态质量损失实验、X射线物相分析、扫描电镜形貌观察及微区成分分析等手段, 研究了FGH95合金在650, 700和750℃下的抗熔盐热腐蚀行为及热腐蚀动力学规律.研究结果表明: FGH95合金在650℃具有较好的抗热腐蚀性; 在700和750℃下, FGH95抗热腐蚀能力下降, 腐蚀严重. FGH95热腐蚀层主要由NiO, Ni₃S₂,Cr₂O₃组成, 在700℃下腐蚀层出现NiCr₂O₄, 在750℃下腐蚀层出现NaCl.

采用嵌入原子势, 运用分子动力学 (MD) 研究了Ti(0001) 表面低能沉积不同能量Ti原子时表面吸附、溅射和空位的变化. 低能Ti原子沉积Ti(0001) 表面过程
中, 存在一个溅射能量阈值, 其值大约为40---50 eV. 入射原子能量低于溅射阈值时, 入射原子可以认为是沉积原子; 入射原子能量大于溅射阈值时, 溅射产额随入射原子能量的增加而线性增加. 表面吸附原子和溅射原子的分布都呈现6次旋转对称, 当入射原子能量大于溅射阈值时, 表面吸附原子主要是基体表层原子, 入射原子直接成为表面吸附原子的概率很小. 空位缺陷主要分布在基体的最表层, 当入射原子能量大于溅射阈值时, 基体次表层产生的空位缺陷随入射原子能量的增加而增多.

在广义梯度近似下, 采用基于密度泛函理论框架下的第一性原理和虚拟晶体近似 (VCA) 方法, 计算了Pb_0.5Sr_0.5TiO₃ (PST)电子结构及其属性. 分析了PST固溶体总体能量变化趋势, 确定了A位离子在铁电相的平衡构型. 计算结果表明: 在PST固溶体中, 当Ti原子相对于氧八面体沿[001]方向发生约0.012 nm偏心位移, PST出现能量极小值.O 2p和Ti 3d轨道的强杂化以及部分O---Pb和O---Sr轨道杂化间接增强了TiO₆八面体的畸变, 体系总能量降低, 促进了PST铁电畴变的形成.

用柠檬酸螯合法制备Y_2-x-yGd_xEu_yO₃纳米粉体(x+y≤ 2), 通过FTIR, XRD和SEM分析了制备过程中的物相变化以及pH值对粉体 形貌的影响. 测试了Y_2-x-yGd_xEu_yO₃ 晶格常数和晶胞体积, 分析了Gd与Eu在Y₂O₃中的固溶行为及其发光性能. 结果表明: 在pH<3的体系中制备Y_2-x-yGd_xEu_yO₃粉体较为适合, 经900 ℃煅烧2 h可完全合成出立方相的Y_2-x-yGd_xEu_yO₃; 在pH=1时, 加入少量乙二醇 (5%, 体积分数) 时得到粉体形貌最佳, 粒径约90 nm, 近球形. 样品的发光性能和Y, Gd的配比以及Eu的含量有关, 当化学配比为Y_0.2Gd_1.65Eu_0.15O₃时样品发光强度最高,y值超过0.15会发生浓度猝灭, 导致发光强度降低.

研究了喷射成形大尺寸La₆₂Al_15.7(Cu, Ni)_22.3非晶合金在过冷液相区内的塑性变形行为. 结果表明, 随加热温度 的增加和应变速率的减小, 该非晶合金由非稳态变形向单一稳态变形行为转变. 当应变速率为5×10^-3 s^-1, 温度为443 K和挤压比为6.25时, 喷射成形La₆₂Al_15.7(Cu, Ni)_22.3非晶合金样品的密度由挤压前的5.723增加到挤压后的5.924 g/cm³, 达到了同成分吸铸态非晶合金密度 (6.134 g/cm³) 的96.6%. 挤压后非晶合金样品依然保持完全非晶态.

利用熔体快淬法在12 m/s的辊速下制备了Nd₆Fe₇₂B₂₂和Nd₆Fe₆₈Ti₄B₁₇C₅非晶厚带. 通过DSC和XRD, 并借助Kempen模型和 Kissinger方程, 研究了合金的非晶晶化过程及非等温晶化动力学. 结果表明, 两种合金厚带具有不同的晶化过程以及晶化动力学机制. Nd₆Fe₇₂B₂₂合金的晶化过程分为三步完成: 非晶
相 (AP)→ Nd₂Fe₂₃B₃→Nd₂Fe₁₄B+ α--Fe +Fe₃B→Nd₂Fe₁₄B+α--Fe+Fe₃B+NdFe₄B₄, 而Nd₆Fe₆₈Ti₄B₁₇C₅ 合金一步完成晶化: AP→Nd₂(Fe, Ti)₁₄(B, C)+α--Fe + Fe₃B. 与Nd₆Fe₇₂B₂₂合金由界面控制的多晶型晶化不同, Nd₆Fe₆₈Ti₄B₁₇C₅合金以扩散控制的共晶型晶化为主.

适量的Gd掺杂可提高Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3块体非晶合金的玻璃形成能力, 当Gd元素掺杂量 (原子分数) 为1%时, 即(Zr_50.7Cu₂₈Ni₉Al_12.3)₉₉Gd₁, 柱状非晶合金直径可达16 mm (不掺杂时为14 mm). 稀土Gd掺杂降低了锆基块体非晶合金的断裂强度与塑性 变形能力. 随着Gd含量的增加, 其断裂方式由单一的剪切断裂转变为剪切断裂与破碎断裂的复合形式, 且含Gd元素掺杂的非晶合金断口呈现了脉状纹络与纳米周期性条纹共存的特征.

采用吸铸法制备了直径为2---5 mm的[(Fe_1-xCo_x)_71.2B₂₄Y_4.8]₉₆Nb₄ (x=0, 0.1, 0.2, 0.3和0.4) 合金棒. XRD测试表明, 用适量的Co替换Fe可有效提高原始
合金 (Fe_71.2B₂₄Y_4.8)₉₆Nb₄ 的玻璃形成能力, 拓宽非晶形成范围. 热分析结果显示所有的非晶合金均具有高的玻璃转变温度(T_g≥850 K) 和宽广的过冷液态区 (Δ T_x≥97 K). 此外, Co的替换明显改善了原始非晶合金的软磁性能, 其中成分为[(Fe_0.9Co_0.1)_71.2B₂₄Y_4.8]₉₆Nb₄的非晶合金的饱和磁化强度M_s达到26.6 kA/m, 矫顽力H_c仅为59 A/m.热磁实验表明, 随着Co含量的增加, 非晶合金的Curie温度不断升高, 最大值达到577 K, 与初始合金相比提高了100 K, 显著改善了原体系的热磁性能.

结合压下率理论模型, 考察了连铸方坯在不同拉速下压下率的变化规律. 结果表明, 方坯压下率在轻压下入口处最大, 沿拉坯方 向线性减少; 与板坯相比, 两者的压下率值在轻压下入口处均相差不大, 方坯压下率值在轻压下出口处较板坯小; 拉速每增加0.1 m/min, 方坯平均压下率减少约为0.04 mm/m. 方坯压下速率的取值范围不受拉速影响, 最大值和最小值分别为0.13 和0.04 mm/min. 压下速率沿拉坯方向呈线性减少, 拉速越大, 压下速率减少越慢; 方坯的平均压下速率也不随拉速变化, 保持定值0.088 mm/min, 较板坯的平均压下速率小.