利用ＴＥＭ研究了Ｎｉ９钢中马氏体与奥氏体的微观结构。结果表明，多数回火奥氏体不是严格地按Ｋ－Ｓ或Ｎ－Ｗ关系析出，而是在这两种取向附近变化：在同一马氏体束内，奥氏体可按上述近似关系的不同变体析出；回火奥氏体主药第马氏体晶界析出，呈板条状，惯习面为（３３５）（γ＇）∥（３４１）α，奥氏体向马氏体转变时易形成马氏体孪晶，这些孪晶在随后的回火过程中消失

本文用ＳＥＭ，ＴＥＭ研究了Ｓｉ对过共析锰钢经９５０℃（＞Ａｃｍ）奥氏体化和５６０℃等温处理后的组织及力学性能的影响结果表明，Ｓｉ提高冲击韧性和延伸率，抑制先共析渗碳体在奥氏体晶界呈连续网状析出，并促进在过共析钢中晶界铁素体的形成．本文重点讨论了含Ｓｉ过共析钢中晶界铁素体的形成机理及其对韧性的影响．

研究了ＮｉＡｌ和Ｎｉ３Ａｌ双相合金在高温超塑性变形行为．结果表明：该合金在９７５至１０２５℃的温度范围及应变速率为１５２×１０（－４）ｓ（－１）时，表现出超塑性变形行为；１０００℃时最大拉伸延伸率为１４９％，此时对应的应力敏感指数为０．３７５．该合金的超塑性形变可用经验公式ε＝Ａσ（２．６７）ｅｘｐ（－３０３０００／ＲＴ）来表示。对拉伸后试样的金相和ＴＥＭ研究表明，合金中ＮｉＡｌ和Ｎｉ３Ａｌ两相在高温能够较好地协同形变，超塑性是由变形过程中发生的连续回复与再结晶过程来实现的．

定向凝固（ＤＳ）Ｎｉ３Ａｌ合金在１０００至１０５０℃温区，应变速率为２．１×１０（－４）ｓ（－１）时，应变速率敏感指数ｍ大于０．３，最大延伸可达１８５％，具有超塑变形的行为待征．金相及电子显微镜观察表明：超塑变形后，原始柱状晶内有亚结构及新晶粒生成。认为ＤＳＮｉ３Ａｌ高温变形后发生了动态再结晶过程，并由此导致ＤＳＮｉ３Ａｌ合金呈现超塑现象．

采用两种晶体取向的单边缺口试样，在循环压缩载荷下对Ｎｉ３Ａｌ基合金单晶体的疲劳裂纹萌生和扩展行为进行了研究．在循环压缩载荷下，第一阶段的晶体学开裂在缺口根部同时沿着两个或更多的｛１１１｝面发生．缺口根部裂纹萌生门槛值赖于晶体取向．在（１００）［０１０］的试样中，不同的｛１１１｝面相互交割而导致了解理块从试样的（００１）表面脱落，但在（１１０）［１１０］试样中始终没有观察到上述现象．据此，提出了循环压缩载荷下依赖于取向的裂纹扩展机制．

经５００℃保温５天有序化处理得到的Ｄ０３结构Ｆｅ３Ａｌ，其场离子显微镜（ＦＩＭ）像具有十分发达的环结构，但〈１１１〉极环结构的清晰程度明显低于〈１００〉极．连续观察可以发现，〈１００〉极的场蒸发过程简洁，而〈１１１〉极较复杂．分析表明，经这种有序化处理后，Ｄ０３结构下的ＳＩ型有序已趋于完成，而ＳＩＩ型有序尚未完成．在同一温度下，即使延长保温时间，〈１１１〉极衬度也未有明显好转，表明在５００℃下处理得到的Ｄ０３有序结构并不完整．

３１０奥氏体不锈钢在透射电镜中的原位拉伸观察表明，如在裂尖发射位错后保持恒位移，则在裂尖能形成无位错区（ＤＦＺ）．这个弹性的ＤＦＺ不均匀减薄，其应力集中可等于原子键合力，从而导致纳米级微裂纹在ＤＦＺ中形核，并很快钝化成空洞．如果裂尖发射位错后继续拉伸，则上述基本过程被掩盖，仅看到交滑移使裂尖区减薄，从而导致微米级空洞或裂纹的形核和连接．如稍稍卸载，则可观察到裂尖前反塞积位错群的逆返现象．

测定了Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌ单晶在２０—１２０℃温度范围的断裂韧性ＫＣ和断裂表面的分形维数Ｄｆ．裂纹前沿应力诱导相变使母相有较高的ＫＣ．在单一断裂机制下，ｌｎＫＣ与Ｄｆ之间有简单的线性关系：脆性断裂时斜率为正，韧性断裂时斜率为负．由断裂微观机制与分形概念对上述结果进行分析讨论．

利用电子探针微区成分分析测定了Ｔｉ－Ａｌ－Ｓｉ系低Ｓｉ部分的α（α２）／γ相平衡关系，并进行了热力学分析．结果表明，相对于Ｔｉ－Ａｌ二元系，Ｓｉ的加入使α（α２）／（α（α２）＋γ）相界线向富Ｔｉ方向移动，而（α（α２）＋γ）／γ相界线变化不大；Ｓｉ具有细化片层组织的作用，井使其粗化困难；Ｓｉ在α（α２）相中的溶解度大于γ相，为α相稳定化元素；Ｓｉ含量为１．０％（原子分数）时，组织中出现第三相Ｔｉ５Ｓｉ３．

过共晶Ａｌ－Ｓｉ合金五瓣初晶硅具有简单多面体原子团簇凝并形核的特点，热力学分析表明，低温熔体中预存的四面体和八面体硅原子团簇以五重孪晶关系凝并是一自发过程．凝并后的多面体具有生长成五瓣星状初晶硅的内在条件．小于晶核临界尺寸的原子团簇凝并后可成为稳定的五瓣星状初晶硅生长的晶核．

利用嵌入原子类型的势函数，通过分子动力学方法计算了Ｂ２结构标准化学计量比ＮｉＡｌ合金的四个低指数晶面在６种温度时的表面能．计算结果表明，表面能随温度的升高呈增加趋势；最密排面的表面能最低；一些表面在高温下发生了重构或成分偏析等表面反应．用类似方法计算了ｆｃｃ结构Ｎｉ的表面能，计算结果与已知实验研究基本一致．

测量了塑性金属间化合物合金Ｎｉ（５０）Ａｌ（３０）Ｆｅ（２０），Ｎｉ（５０）Ａｌ（２０）Ｆｅ（３０）和Ｎｉ（６０）Ａｌ（２０）Ｆｅ（２０）单晶和多晶的正电子寿命谱．基于正电子寿命谱的特征参数引入了正电子双区域捕获模型，并讨论了这些合金微观结构与力学性能之间的关系．

ＡＢ２型Ｌａｖｅｓ相ＺｒＣｒ（０．４）Ｍｎ（０．２）Ｖ（０．１）Ｎｉ（１．３）贮氢合金经球磨非晶化处理后，相同化学成分的贮氢合金电极容量锐减，合金的晶体结构与其电化学放电容量密切相关．在晶态合金中，主要是Ｚｒ２Ｂ２（Ｂ＝Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｉ）四面体间隙的氢对电化学放电容量作出贡献，而在非晶态合金中，则是Ｚｒ３Ｂ，Ｚｒ４四面体间隙的氢．由于静电作用，都只有一半的间隙位置能容纳氢原子．非晶化处理导入额外的能量，以致降低合金中氢的电化学反应激活能．

用对向靶溅射仪制备出含多量Ｆｅ（１６）Ｎ２相的（Ｆｅ，Ｔｉ）－Ｎ薄膜，研究了掺杂Ｔｉ对Ｆｅ－Ｎ薄膜结构与磁性的影响，在溅射Ｆｅ－Ｎ薄膜时加入适量的Ｔｉ可提高Ｆｅ－Ｎ薄膜中Ｆｅ（１６）Ｎ２相的含量．Ｔｉ含量（原子分数）在０—２５％时薄膜饱和磁化强度均高于纯Ｆｅ的值；Ｔｉ浓度为１０％时，薄膜磁化强度高达２．６８Ｔ，比纯Ｆｅ的饱和磁化强度值高２０％．

对非晶Ｆｅ（７８）Ｓｉ９Ｂ（１３）合金进行了连续高密度超短脉冲电流处理和对应的等温退火处理，用Ｍｏｓｓｂａｕｅｒ谱学技术研究处理后非晶试样的微观结构变化与晶化行为．实验结果表明，脉冲电流处理明显促进非晶合金的晶化，电脉冲对晶化的影响取决于脉冲电流对非晶中原子扩散的激励作用．

利用双对向靶溅射方法在室温下制备Ｃｏ／Ｔｉ非晶多层膜，并采用原位退火透射电镜和原位热重法，观测了Ｃｏ／Ｔｉ多层膜结构与磁性随温度的变化，结果表明：退火温度ｔａ为４００℃时，薄膜开始晶化，Ｃｏ，Ｔｉ颗粒析出并粗化；ｔａ＞６００℃时，具有铁磁性的Ｃｏ单质完全消失，全部转化为Ｃｏ２Ｔｉ相．热磁测量在３９０及５２０℃附近出现了两个明显的磁性转变峰，与薄膜结构变化对应．适当温度（４００—５２０℃）的退火可获得高饱和磁化强度的Ｃｏ－Ｔｉ颗粒膜．

在连续升温条件下，测量了非晶Ｐｄ－Ｃｕ－Ｓｉ合金的应变速率和粘度随温度的变化曲线，在玻璃转变和晶化温区分别观测到伴随玻璃转变和晶化过程的粘度极小值，研究了升温速率对粘度极小值的影响，用结构转变的界面模型解释了非晶Ｐｄ－Ｃｕ－Ｓｉ合金的粘滞行为．

以胶体Ａｌ（ＯＨ）３作铝源，分别以碳黑纳米微粉以及热解碳和酚醛树脂作碳源，用微波加热的方法合成了纯度高达９８％以上的ＡｌＮ纳米微粉，用化学分析法、Ｘ射线衍射法、Ｘ射线小角散射法以及透射电子显微镜等检测手段对ＡｌＮ纳米微粉进行了表征，并分析了合成条件对ＡｌＮ纳米微粉的影响．

采用激光脉冲加热及降温法测定了石墨化率不同的自焙炭块在２００—１１００℃范围内的热扩散率α．结果表明：一定温度下石墨化率越高，α值越高；石墨化率一定下，α值随温度升高而降低．文中还由实验结果讨论了自焙炭块的抗热震性指标Ｒ．