本文从相变出发, 结合母相对称性建立相变与变体位向差之间的定量联系, 详细介绍了如何计算相变矩阵和以之为基础的变体间位向差, 并以fcc→bcc相变系统为例, 运用相变矩阵和对称操作矩阵计算了N--W位向关系下变体间位向差, 结果与前人从位向关系出发计算结果一致. 本文方法有助于理解位向差的成因, 特别有助于开展对无理位向关系引起的变体间位向差的分析. 文中还进一步运用点群理论讨论了立方系N--W, K--S, Bain位向关系下独立存在的变体数目, 并且推导了相变矩阵与位向关系矩阵之间的转换关系.

研究了304L奥氏体不锈钢在严重塑性变形(等通道转角挤压, ECAP)下发生形变诱导马氏体转变的微观特征, 包括形核特征、长大方式和相变晶体学, 探讨了粗大晶粒和亚微米晶粒发生马氏体相变的异同和微观机理. 结果表明: 粗大奥氏体晶粒发生相变时, 马氏体主要形核于微观剪切带(包括层错、变形孪晶和ε相等)的相互交割处, 马氏体与奥氏体之间为K---S(Kurduumov---Sachs)关系, 而不是西山(Nishiyama---Wassermann)关系; 亚微米奥氏体晶粒发生相变时, 马氏体则多在奥氏体晶界处形核, 马氏体与奥氏体之间仍为K---S关系.

本文用位错蠕变模型, 描述了在电流作用下, 无铅焊料Sn-Ag-Cu(SAC)中第二相粒子Ag₃Sn的粗化过程及其对蠕变速率的影响. 模型中焊料组织被简化为: β-Sn母相基体和在基体上弥散分布的Ag$_{3}$Sn第二相粒子. 基于Lifshitz--Wagner理论, 得到了描述第二相粒子尺寸演化的关系式, 式中包括稳态应变和电流作用引起的两部分粗化.

采用电化学动电位极化曲线和动电位再活化(EPR)技术系统研究了时效处理对2101双相不锈钢(DSS 2101)腐蚀行为的影响. 利用扫描电镜(SEM)观察了电化学测试之后的样品表面形貌. 结果表明: 随着时效时间的增加, 样品耐点蚀和耐晶间腐蚀能力逐步下降, 分别对应于破裂电位的下降和活化率的升高. 对于固溶样品, 点蚀优先发生在铁素体内部; 对于时效态的样品, 点蚀优先发生在氮化物附近, 即二次奥氏体上. 对析出动力学与电化学腐蚀行为之间的关系进行了讨论.

研究了Ce对热轧AZ31合金的动态再结晶过程及织构的影响. 结果表明: 加入Ce后抑制了AZ31合金中孪生动态再结晶(TDRX)的发生, 还加速了合金动态再结晶进程, 同时显著弱化了基面织构. EBSD分析表明, 在AZ31--1.0Ce(质量分数, %)合金中, 除(0001)基面织构外, 还出现了介于(0001)基面和(1010)柱面的取向强度峰值, 说明Ce的加入激活了变形时的非基面滑移系. Ce的加入并没有使合金的轴比值降低, 相反还略有升高, 说明非基面滑移的激活并非晶格结构的变化所致. Ce的加入可能改变了Mg原子之间的结合态以及增加了合金的层错能, 使得非基面滑移系被激活, 从而导致基面织构弱化.

本文基于微观相场模型模拟了Ni₇₅Al_xV_25-x(x=4.2, 5.0)合金中DO₂₂(Ni₃V)到L1₂ (Ni₃Al)相变过程. 结合微观组织原子图像演化和界面处原子占位几率演化, 研究了异相间有序畴界的结构及其迁移特征, 提出了DO₂₂ 到L1₂相变过程的机制. 研究表明, L1₂与DO₂₂相间存在5种界面, DO₂₂ 到L1₂相变过程中,  除了界面(002)_D//(001)_L之外, 其他4种界面都可以迁移; 在界面迁移过程中, 界面(100)_D//(200)_L和界面(100)_D//(200)_L?1/2[001]在迁移前后, 界面结构保持不变, 而界面(002)_D//(002)_L?1/2[100]迁移后形成界面(002)_D//(002)_L, 两者交替出现; 相变过程中, 界面迁移总是沿着最优化的路径进行原子跃迁和替换, 遵循跃迁原子数目最少、跃迁路径最短原则.

探讨了Fe-Mn合金的高阻尼机制并采用G-L位错脱钉模型对其进行描述, 同时通过测定层错几率, 揭示了预变形(0-10%)对Fe-Mn合金阻尼性能影响的本质. 采用倒扭摆测试合金的阻尼性能, SEM和TEM观察显微组织, XRD测定物相体积分数和层错几率. 结果表明, Fe-Mn合金的高阻尼性能来源于层错界面上Shockley不全位错的脱钉运动, 实验结果很好地符合G-L位错脱钉模型; 预变形量小于4%时, 预变形处理虽然对合金的ε马氏体量没有太大影响, 但明显增加了其层错几率, 即Shockley不全位错的数量, 合金的阻尼性能随变形量增加逐渐提高; 预变形量大于4%时, 由于ε马氏体和层错的相互交割, 增大了Shockley不全位错的脱钉难度, 所以合金的阻尼性能随变形量增加逐渐下降.

采用等离子喷涂技术在GH4169基体上制备了NiCr-Cr₂O₃-Ag-BaF₂/CaF₂高温固体自润滑涂层, 并对涂层进行了热处理. 通过SEM观察, XRD分析及拉伸实验, 对热处理前、后涂层的微观组织结构及结合强度进行了对比研究. 结果表明: 喷涂态涂层由Ni(Cr)相、Cr₂O₃相、Ag相和(Ba, Ca)F相组成, 组织形貌为粗大的层状结构, 结合强度为30.4 MPa; 经500和650℃热处理后, (Ba, Ca)F相转变为BaF₂和CaF₂相, 涂层内氟化物相与喷涂态相比更致密; 大量Cr₂O₃和NiO析出相的形成、长大使涂层内Ni(Cr)相细化; 在650 ℃下进行12或24 h热处理后, 涂层结合强度增至46.5 MPa; 热处理温度 为800 ℃时, BaF₂发生严重氧化, 致使涂层内组织疏松, 局部形成大面积孔洞, 涂层结合强度显著降低.

以Ueshima的正六边形横断面枝晶模型为原型, 采用有限差分方法建立了钢凝固过程伴随δ/γ相变的两相区溶质微观偏析模型, 确立了在冷却速率为10 ℃/s非平衡凝固条件下钢的脆性温度区间, 研究分析了各溶质元素在该温度区内的偏析特点及对脆性温度区间Δθ_B与热应变的影响规律, 定量计算了不同P, S含量下脆性温度区热应变随C含量的变化规律, 揭示了P, S含量的增加使连铸坯出现表面纵裂纹几率提高的机理.

将合金凝固微观偏析统一模型推广到三元合金凝固微观偏析的预测, 并提出了能够计算三元匀晶与共晶合金凝固路径的数值计算方法. 实现了在源代码层次上与热力学计算软件Thermo-Calc及其数据库的耦合, 以获取多元合金凝固路径计算所需的凝固热力学数据. 通过Fe-40V-40Cr, Al-4.5Cu-1.0Si, Al-10Cu-2.5Mg和Al-1.49Si-0.64Mg(质量分数, %)等多元/多相合金在不同冷速下凝固路径的实例计算, 以及与相应的凝固组织定量金相实验结果对比, 验证了本文多元/多相凝固模型和算法的正确性.

采用电弧离子镀技术在镍基高温合金DD32上制备了两种不同Cr和Al含量的Ni-Co-Cr-Al-Si-Y涂层, 分析了两种涂层的组织及结构, 对比研究了两种涂层
分别在1000和1100℃时的静态氧化行为和从1000 ℃到室温的循环氧化行为. 结果表明: 退火后两种涂层均由γ'/γ, β-NiAl以及少量α-Cr析出相组成, 但Al含量高的Ni-Co-Cr-Al-Si-Y涂层含更多的β相. 氧化过程中由于高Al涂层具有较多的Al储存相, 在恒温氧化时能有效修复被破坏的氧化膜, 在循环氧化时氧化膜不易开裂和剥落,在长时间氧化后仍能保持较高的Al含量, 使得涂层能抵抗更长时间的高温氧化.

纳米CeO_2p是合金中最为常用的一种稀土改性材料, 可明显改善合金的抗氧化性能. 为了研究纳米CeO_2p对双层热障涂层中NiCoCrAlY粘结层抗氧化性能的影响,本文采用激光熔覆技术, 在镍基高温合金表面上制备了4种纳米CeO_2p含量不同的NiCoCrAlY粘结涂层, 分析了它们在1050 ℃空气氛围中的等温氧化行为, 并初步探讨了纳米CeO_2p的作用机制. 结果表明: 添加纳米CeO_2p的涂层的抗氧化性能均高于未加纳米颗粒的涂层, 其中添加2% (质量分数)纳米CeO_2p的涂层抗氧化性能最好. 在氧化100 h后, 添加2% 纳米CeO_2p涂层的质量增加仅为1.56 mg/cm², 较未加纳米颗粒的涂层减少一半以上; 同时, 涂层进入稳态氧化所需要的时间极短, 仅为未加纳米颗粒的涂层的1/20; 此外, 涂层氧化膜在长时间氧化后仍很致密, 涂层内部仅出现轻微的内氧化, 而相同氧化条件下的未加纳米颗粒的涂层的氧化膜已趋于失效.

对半连续铸造的Al-4.6Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er (5083)合金均匀化退火过程中析出的Al₃Er相的显微组织进行了透射电镜观察. 结果表明, 铸锭的均匀化退火过程中, 合金中析出了大量的不同形状、尺寸的沉淀物, 其中尺寸在10-50 nm之间的球形析出物为Al₃Er相, 它与基体保持共格/半共格关系. 计算分析得出Al₃Er粒子共格/半共格转换半径为r_t=9.44 nm, 与实验结果相近.

为避免制备温度过高引起基体性能退化, 采用了室温熔盐电镀与热处理复合技术在HR-2不锈钢上进行了渗Al涂层制备研究, 并对涂层的形貌、结构和成分进行了表征. 结果表明, 利用该技术制备渗Al涂层是可行的; 经500 ℃和700 ℃两种温度下热处理, 成功制得成分渐变、冶金结合且无缝隙和裂纹的10-15 μm厚渗Al涂层. 经700℃下2 h热处理后, 渗Al涂层与基体无明显界面, 依次由(Fe, Cr, Mn, Ni)₂Al₅, (Fe, Cr, Mn, Ni)Al和(Fe, Cr, Mn, Ni)₃Al3层组成; 与700 ℃热处理后不同, 经500 ℃下10 h热处理后, 渗Al涂层与基体间界面明显, 由内外两层组成.

用X射线衍射(XRD)、差示扫描量热分析(DSC)、高分辨扫描电镜(HRSEM)和振动样品磁强计(VSM)等研究了Nd含量对快淬纳米晶Nd_xFe_94-xB₆ (x=11.0-16.8)合金的组织结构、磁性能、交换耦合作用和矫顽力的影响. 结果表明, 22 m/s(甩带速度)快淬带在最佳退火条件下, 合金带的内禀矫顽力H_ci由x=11.0的601.3 kA/m单调升高到x=16.8的1277.3 kA/m; 相反, 剩余磁极化强度J_r由x=11.0的1.047 T单调下降到x=16.8的0.721 T, 最大磁能积(BH)_max随Nd含量增加先升高后下降;Nd_11.8Fe_82.2B₆合金带的综合性能最好: J_r=0.992 T,H_ci=727.9 kA/m, (BH)_max=137.2 kJ/m³. Nd₂Fe₁₄B晶粒之间的交换耦合作用随Nd含量增加而降低, 但x=16.8的合金带仍具有较强的交换耦合作用. 矫顽力主要由钉扎场决定. 最佳退火后, 合金薄带的晶粒尺寸随Nd含量增加无明显变化. 针对不同Nd含量的合金, 建立了一个组织模型, 利用该模型很好地解释了Nd含量对磁性能及交换耦合作用的影响机制.

利用数值模拟技术分析搅拌头机械载荷在焊接过程中的作用, 通过对比只考虑热载荷, 考虑热载荷和搅拌头的下压力, 综合考虑热载荷、搅拌头下压力和工作扭矩三种条件下的应力、应变和变形, 结果发现, 搅拌头下压力使焊后残余应力值大幅下降; 搅拌头的工作扭矩是焊后残余应力、应变不对称分布的重要影响因素; 并且搅拌头机械载荷使得薄板焊后残余变形的模式发生了完全相反的变化, 由不考虑搅拌头载荷时的马鞍状变成了反马鞍状.

焊接HAZ的热场特征, 如HAZ的宽度和焊接热循环的参数等, 对焊接接头的组织和性能有重要影响, 是决定焊接接头质量的关键因素. 本文应用已建立的复合热源焊的组合式体积热源模型, 对Laser + GMAW-P复合热源焊的热场进行数值分析, 定量研究了不同电弧功率对Laser + GMAW-P复合热源焊热影响区(HAZ)宽度和热循环参数等热场特征基础数据的影响规律, 并与单激光焊和单GMAW-P焊的情况进行了比较, 以期从冶金上揭示复合热源焊的特点.

压铸镁合金因含气量高而使得激光焊接气孔问题非常突出, 为实现压铸镁合金的低气孔率焊接技术, 通过对母材固态加热前后气孔特征参数、密度变化的分析以及焊前除氢后施焊与不除氢施焊气孔倾向的比较, 研究了压铸镁合金中气体来源的特点及气孔形成过程. 结果表明, 母材中同时含有分子氢和原子氢, 以高压气孔形式存在的分子氢以及以过饱和固溶形式存在的原子氢均是导致压铸镁合金激光焊产生大量气孔的原因. 而向焊缝中引入Zr元素可以显著降低气孔倾向, 但Zr的作用机理还有待于深入研究.

通过在高碳当量铁基熔覆粉末中复合添加多种强碳化物形成元素, 激光原位制备的颗粒增强铁基复合材料涂层具有颗粒析出密度大、尺寸分布均匀的优点. 通过在铁基熔覆粉末中单独添加Ti, 复合添加Ti+Zr以及Ti+Zr+WC的方式, 运用激光熔覆技术在中碳钢表面制备了颗粒增强铁基复合涂层. 用X射线衍射仪、扫描电镜和透射镜等手段研究了涂层的显微组织、颗粒相结构及颗粒相与熔覆层基体相之间的界面. 通过环块磨损实验, 对比渗碳淬火工艺研究了颗粒增强涂层的耐磨性能, 并对磨损机制进行了讨论.结果表明, 涂层微观结构是典型的亚共晶介稳组织, 原位合成的颗粒是一种复合碳化物, 界面处结合牢固. 激光原位制备复合碳化物颗粒增强铁基复合涂层具有优异的耐磨性能.

在脉冲电磁场(PEMF)作用下, 采用常规沉淀方法制备了草酸钴(CoC₂O₄ ·2H₂O)粉体. 利用XRD, TG-DSC, 松装密度仪以及激光粒度仪对产物的物相、热分解过程及粒度进行了表征. 并基于PEMF和反应体系内微观粒子之间的相互作用提出了CoC₂O₄ ·2H₂O粒度改变的机理. 实验结果表明, 施加及未施加PEMF条件下, 以CoCl₂·6H₂O为原料, (NH₄)₂C₂O₄·H₂O为沉淀剂制备的产物均为β-CoC₂O₄ ·2H₂O; 脉冲电压为800 V时, 产物松装密度为0.393 g/cm³, 平均粒径为3.5403 μm, 与未施加PEMF条件下制备的样品相比, 分别降低了26.95\%和60.13\%; 以PEMF制备的CoC₂O₄ ·2H₂O为前躯体, 在Ar气氛下加热分解获得了fcc结构的金属Co粉.