采用电子背散射衍射(EBSD)技术研究了晶粒尺寸不同的纯Cu试样经冷轧变形和高温退火后的晶界特征分布(GBCD). 结果表明, 细晶(约12 μm)试样经小变形冷轧后在高温短时退火过程中形成了比例高达75.7%的Σ3ⁿ (n=1, 2, 3)特殊晶界,  而且具有Σ3ⁿ  (n=1, 2, 3)取向关系的特殊晶粒团的平均尺寸较大, 达到200 $\mu$m, 试样的GBCD得到较好优化; 随着原始晶粒尺寸的增大, 试样经冷轧退火后, 其特殊晶界比例和特殊晶粒团尺寸均显著减小. EBSD原位观察、孪晶过滤(twin filtering)和五参数法(FPM)分析表明, 三叉晶界(triple junctions)是轧制退火过程中非共格Σ3晶界的有利形核位置, 非共格Σ3晶界的迁移反应可促进GBCD的优化, 这是细晶试样经轧制退火后, 其GBCD得到较好优化的关键原因.

本文通过三维相场模型, 模拟了孪晶结构马氏体的生长, 计算了马氏体生长过程中的能量变化. 结果表明, 在马氏体变体长大阶段, 随演变时间的延长, 对于2个变体马氏体组成的体系, 其总弹性应变能增加; 而对于3个马氏体变体组成的体系, 其总弹性应变能降低. 本文的相场模拟揭示了3个马氏体变体具有最佳的的应变自协调效应.

将KKSO多相场模型扩展至三维, 通过低层片厚度测试验证了模型建立和参数选择的正确性. 利用KKSO三维多相场模型, 在低厚度条件下研究了亚共晶、共晶及过共晶合金的三维形态演化. 结果表明, 三维形态演化与二维类似, 当无量纲初始层片间距在0.598-2.336之间变化时, 随着初始层片间距的增加, CBr₄-C₂Cl₆共晶合金形态演化的顺序为: 层片淹没→稳态生长→层片振荡→层片分叉. 由于三维多了第三方向的限制作用, 其形态演化的临界值明显低于二维.

利用KKSO三维多相场模型, 在等层片宽度和厚度条件下, 研究了 CBr₄-C₂Cl₆共晶合金在不同初始层片间距条件下的三维形态演化过程、层－棒转变及三维层片间距调整机制. 研究表明, 对于亚共晶、共晶成分的CBr₄-C₂Cl₆合金, 不同的初始层片间距可能导致共晶形态发生层--棒转变, 且发生层--棒转变的趋势与初始层片间距的大小有关; 而过共晶成分的CBr₄-C₂Cl₆合金不会发生层－棒转变, 维持层片生长. 而且当无量纲初始层片间距在0.598-2.336之间变化时, 随着层片间距的增加, 其演化顺序为: 层片湮没后形成 1λO→T-xλO→1λO→2λO→分叉与形核→Z字型分叉→无序组织. 研究还表明,三维层片间距调整机制与二维层片间距调整机制类似, 基本机制为层片湮没和层片分叉. 当初始层片间距较小时, 发生层片湮没现象. 而当初始层片间距较大时, 层片发生分叉. 但由于多了第三方向的限制作用, 三维层片间距调整机制比二维复杂.

以电渣重熔工艺中电极、渣池和钢锭为研究对象, 建立了能够考虑集肤效应的三维谐波电磁场有限元模型, 采用Maxwell方程、Lorentz定律和Joule定律分析了渣、钢锭和电极的磁场、电磁力、电流密度和Joule热功率密度的分布. 模拟结果与测量的电渣重熔系统外部空气的磁感应强度吻合良好, 证明了本模型和计算过程的可靠性. 计算结果表明: 在电极和钢锭内, 电流主要集中在外表面, 电流沿轴向方向; 在渣池内, 由于渣的电导率低, 电流分布发生改变, 主要集中在电极端头处; 电磁力的最大值出现在接近渣池上表面渣内的电极附近; 而Joule热的最大值是在电极底部与渣的交界处; 当频率大于35 Hz时, 电极和钢锭内都出现了涡流; 当电极浸入深度增大或渣层的厚度减小时, 渣池中Joule热的最大值增大.

用拉伸实验研究了退火温度(θ_an)和应力-应变循环对Ti-50.8Ni-0.3Cr合金超弹性(SE)的影响. 结果表明, 随θ_an升高, 应力诱发马氏体(M)相变的临界应力σ_M先降低后升高, 随后趋于稳定, 分别在450和600℃达到最小值(311 MPa)\linebreak 和最大值(583 MPa). 残余应变在θ_an=350-590℃之间变化不大, 始终保持在较低的水平; 当θ_an高于590℃时, 残余应变则急剧升高. 随着应力-应变循环次数(N)增加, 350和590℃退火态合金由部分非线性超弹性逐渐转变为完全非线性超弹性, 而650℃退火态合金由部分非线性超弹性逐渐转变为线性超弹性. 此外, 随N增加, 590和650℃退火态合金的能耗作用逐渐下降, 并趋于稳定, 而350℃退火态合金的能耗作用基本保持不变. 要使Ti-50.8Ni-0.3Cr合金获得良好的SE, 退火温度应低于再结晶温度.

基于辐照后锆合金中H的固溶与析出浓度方程及应力诱导H扩散方程, 建立了辐照后锆合金氢致延迟开裂(DHC)临界温度的预测模型. 采用此模型对辐照后N18锆合金(Zr-Sn-Nb)的DHC临界温度进行预测, 并与未辐照N18锆合金临界温度实验数据进行对比分析. 结果表明, 中子辐照后N18锆合金屈服强度和H的固溶度增加, N18合金发生DHC的敏感性增加; 相同H含量条件下, 辐照后N18合金的临界温度最高上升幅度接近20 ℃; 辐照后N18锆合金临界温度变化规律与未辐照实验结果相似, 其临界温度介于相同H含量下完全固溶的温度与氢化物析出时的温度之间, 且最高开裂温度T_c低于最低止裂温度T_h.

在加速器上, 利用不同能量的D⁺离子束对Ti膜进行连续辐照, 利用慢正电子湮没技术和SEM对束流辐照前后Ti膜进行表征. 结果表明, D⁺离子束对Ti膜造成辐照损伤, 随D⁺离子束能量增大, 辐照损伤的程度加重; 辐照损伤最大值在0.3 μm处; D⁺离子束对Ti膜表面造成不同程度的烧蚀, 随D⁺离子束能量增加, 膜表面烧蚀程度增加, 膜表面几何不均匀性导致膜表面出现选择性烧蚀. 数值计算表明, 随能量增加, D⁺离子在Ti膜中的能量沉积增大, 这与SEM观测结果相符.

采用Gleeble-1500热模拟试验机在变形温度为573-723 K, 应变速率为0.005-0.05 s^-1, 最大变形量为30%的条件下对喷射成形Al-22Si-5Fe合金进行热模拟实验, 同时利用OM和XRD对其组织稳定性进行了研究. 结果表明, 过共晶Al-22Si-5Fe合金的热变形行为同样可用包含Zener-Hollomon参数的模型来处理; 低温变形时, 沉积合金的变形激活能与纯Al的自扩散激活能一致, 较高温度下的变形激活能明显高于纯Al的自扩散激活能, 说明沉积合金中大量的第二相对变形会产生显著的影响; 较低温加热时, 沉积合金中的Si 颗粒变化不明显, 当加热温度在698 K或以上温度时, 过共晶Al-22Si-5Fe沉积合金中的Si颗粒将明显长大; 在整个实验温度范围内, 富Fe的金属间化合物颗粒几乎未发生变化.

采用Si-Al-Y₂O₃包埋共渗工艺在Nb-Ti-Si基超高温合金表面制备Y改性的Si-Al共渗层, 分析了渗剂中Al粉含量对渗层组织和相组成的影响, 并研究了其在1250℃的抗氧化性能. 结果表明: 采用不同Al粉含量的渗剂在1050℃所制备的Si-Al-Y₂O₃共渗层均具有多层复合结构, 且渗层的内层都是由Al₃(Nb, X)(X代表Ti, Cr和Hf)和 (Cr, Al)₂(Nb, Ti)相组成; 当渗剂中Al粉含量为10%(质量分数)时, 渗层的外层以(Nb, X)Si₂相为主, 中间层以(Nb, X)₅Si₃相为主; 当渗剂中Al粉含量为15%时, 渗层中间层由 (Nb, X)₅Si₃及Al₃(Nb, X)两相组成, 而外层组成相相对于渗剂中Al粉含量为10%时的未发生变化; 当渗剂中Al粉含量为20\%时, 渗层的外层以 (Nb, X)₃Si₅Al₂相为主, (Nb, X)Si₂相弥散分布其中, 中间层则以Al₃(Nb, X)为基体相, (Nb, X)₅Si₃相弥散分布其中, 并在其上部分布较少而下部较密集. Y在渗层中的分布不均匀, 并且随着渗剂中Al粉含量的提高, 渗层各层中的Y含量均增加. Si-Al-Y₂O₃共渗层的形成是一个在合金表面先沉积Al、后沉积Si的有序过程, 其生长服从抛物线规律. 在1250℃下氧化5 h后, 渗层表面生成了致密的Al₂O₃膜.

通过理论计算并结合实验研究了低碳Nb微合金钢中NbC析出相与Nb固溶原子共同作用对再结晶后奥氏体晶粒长大的影响. 结果表明, Nb的溶质原子拖曳与NbC析出相钉扎共同作用阻碍晶粒长大晶界的迁移, 高温时NbC析出相的钉扎起主要作用, Nb的溶质拖曳效应并不明显, 而相对低温时Nb拖曳对晶粒长大产生明显地抑制作用, 理论计算与实验结果吻合良好; 溶质原子拖曳和析出相的钉扎对抑制晶粒长大的效力可以用p因子来表征, 当p=0时, 以NbC析出的Nb与固溶Nb的量之比达到最优, 抑制晶粒长大效果最好, 当p>0时, 析出相的钉扎能更有效地阻碍晶粒长大, 而p<0时, 溶质原子的拖曳对抑制晶粒的长大更有效; 在常规热轧温度区间或者奥氏体化温度区间内, 只有尺寸不大于10 nm的细小的NbC析出相对再结晶后的晶粒长大才能起到较好抑制作用.

基于Nb, Ti和V含量不同的6种低碳含Nb微合金钢的热模拟实验数据, 利用硬化速率-应力(θ-σ)曲线, 准确确定了其发生动态再结晶的临界应变ε_c、峰值应变ε_p、临界应力σ_c、峰值应力σ_p和稳态应力σ_ss值. 结果表明, 峰值应力σ_p随Nb, Ti和V含量的增加而增大, 6种实验钢发生动态再结晶的ε_c/ε_p的取值范围为0.50-0.65. 采用σ-ε曲线法计算获得了动态再结晶的Avrami动力学曲线, 与采用金相方法得到的动态再结晶动力学曲线比较接近. 随着钢中Nb和Ti含量增加, 动态再结晶的Avrami动力学曲线右移; Nb微合金钢中复合添加Ti和V则导致在更低的应变速率下才能发生动态再结晶.

本文研究了HR3C钢在750℃下时效500 h前后的显微组织变化和第二相的种类.研究结果表明, 时效后HR3C钢中的析出物主要为形状各异的M₂₃C₆和NbCrN,其中M₂₃C₆在晶界和晶内均有析出, NbCrN以极其细微的尺寸大量弥散分布于晶内; 时效过程中弥散析出的M₂₃C₆和极其细微的NbCrN提高了HR3C钢的硬度. 晶内及晶界析出的M₂₃C₆晶格常数均为基体的3倍, 并与基体保持完全共格的关系, 晶界处部分 M₂₃C₆转变成了高Cr的$\sigma$相.

利用TEM对Al-6Mg-0.7Mn-0.1Zr-0.3Er合金在退火过程中Al₃(Zr_xEr_1-x)的析出和生
长行为进行了研究. 结果表明: 低温退火(280℃, 470℃)和高温短时间退火(510℃, t≦100 h)
时, Al₃(Zr_xEr_1-x)析出相的粗化符合LSW理论(n=1/3), 高温长时间退火(510℃, 300 h, 500 h)时,
Al₃(Zr_xEr_1-x)析出相没有进一步粗化; Al₃(Zr_xEr_1-x)析出相的粗化主要受Er, Zr等溶质原子在
$\alpha$-Al基体中的扩散影响. 二次析出相Al₃(Zr_xEr_1-x)在较低温度(280和470℃)退火时均匀
分布于α-Al基体中, 较高温度(510℃)退火则呈线状不均匀分布. 在同一退火温度下, 随着
退火过程的进行, Al₃(Zr_xEr_1-x)析出相的形貌逐渐从四方体向规则的球体过渡, 析出相
Al₃(Zr_xEr_1-x)中的x增大.

本文采用KMnO₄在不同酸溶液中的氧化还原反应, 合成MnO₂纳米结构, 利用 XRD和HRTEM对样品的晶体结构、形貌和微观结构进行表征分析. 结果表明, KMnO₄在无机酸(H₂SO₄, HCl和HNO₃)和有机酸(C₂H₄O₂)中发生反应均能制备MnO₂纳米材料; 通过调节溶液pH值和反应温度等参数可以控制MnO₂形貌和晶体结构; 在低温和较低酸浓度条件下, 得到层状褶皱结构的δ-MnO₂微球, 而在高温和较高酸浓度条件下, 可制备出一维α-MnO₂单晶纳米棒. 同时对在这些不同反应系统中制备MnO₂纳米材料的反应机理进行了研究.

以(NH₄)₆Mo₇O₂₄?4H₂O, BaCO₃和Eu₂O₃为原料, 用高温球磨法制备稀土掺杂发光材料BaMoO₄:Eu³⁺ 粉体. 利用XRD, SEM和发射光谱对粉体的结构、形貌和性能进行了表征, 研究了球磨温度、球磨时间以及Eu³⁺掺杂量对粉体发光强度的影响. 结果表明, 用高温球磨法可降低材料的制备温度, 并提高Eu³⁺的猝灭浓度从而提高了发光性能. 在球磨温度为600℃、球磨时间为4 h、 Eu³⁺掺杂量为15%(摩尔分数)的工艺条件下制备了具有优良发光性能的BaMoO₄:Eu³⁺粉体. 在高温球磨过程中, 球磨和高温同时作用于反应物, 显著提高了反应体系的活化能, 促进反应的快速进行, 实现了高温机械合金化.

利用XRD研究了电刷镀Ni--P镀层经不同温度热处理后的组织结构. 研究表明, 镀态电刷镀Ni-P镀层呈非晶态; 热处理温度在350 ℃以上时, Ni, Ni₃P形核生长; 热处理温度在500 ℃以上时, 镀层中有NiO生成. 镀层的结晶度与热处理温度呈典型的“S”形关系变化,晶化激活能为(237.9±10.46) kJ?mol^-1. 随热处理温度升高, Ni的晶格常数先增大后减小;而Ni₃P的晶格常数a随热处理温度上升而变小, 而c略微增大; Ni和Ni₃P晶粒大小随热处理温度的上升均增大; Ni和Ni₃P晶体长大的表观活化能分别为(66.85±3.15) kJ?mol^-1和 (133.41±4.69) kJ?mol^-1, 前者仅为后者的50%, 表明在热处理过程中Ni晶体有优先长大的趋势.

研究了P对Inconel 706合金元素偏析和铸态组织的影响. 结果表明, P在合金凝固过程中显著地偏聚于剩余液相中, 并促进Nb和Ti等元素的偏聚, 从而促进富Nb的Laves相和富Ti的η-Ni₃Ti相析出; 含0.004%P(质量分数)的Inconel 706合金枝晶间析出细小的(Laves+γ)共晶和少量针状η-Ni₃Ti相; P含量超过0.016%以后, 枝晶间析出块状Laves相, Laves相颗粒之间析出大量密集的η-Ni₃Ti板条; 此外, P含量由0.004%升高至0.016%, Laves相的初熔温度由1170-1180℃之间下降至1160-1170℃之间. 分析认为, 高度富集于剩余液相中的P强烈阻碍γ相的析出, 因此, P含量增加使合金的终凝温度降低, 而且导致合金的凝固结束反应由(Laves+γ)共晶转化为先析出富P的Laves相再析出γ基体的离异共晶反应.

研究了4种抽拉速率(0.36, 5, 10和20 mm/min)获得的定向凝固Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.8B合金的凝固组织、硼化物形态以及B对合金晶粒的细化作用. 结果表明, 抽拉速率影响了合金凝固的初生相、硼化物种类和硼化物析出的顺序, 从而形成了不同的凝固路径. 在不同的凝固路径下, 合金的晶粒细化效果和硼化物的形态均不同. 当抽拉速率为5 mm/min时, 合金的凝固路径最有利于合金的晶粒细化, 并且硼化物尺寸最小.

研究了27.5 kHz高频超声振动下SCN-3%ETH (Succinonitrile-3% ethanol, 质量分数)模拟合金的定向凝固过程. 结果表明, 超声作用时界面出现钝化, 曲率半径随超声作用时间的增加不断增大; 撤去超声振动后, 界面上形成被细化的胞晶组织; 由于空化效应产生的瞬时高温高压的冲击破坏和声流的搅拌作用以及强迫振动的剪切作用, 部分枝晶尖端断裂; 界面生长速度随超声作用时间的增加不断减小, 超声振动在熔体中引起的空化效应和高频强迫振动是界面生长速度变化的主要原因.

本文研究了定向凝固条件下Ti-47Al-2Cr-2Nb合金与Y₂O₃/Al₂O₃双层结构陶瓷管内层Y₂O₃的相互作用. 结果表明, Y₂O₃层有效地阻隔了化学稳定性较差的Al₂O₃外层与TiAl合金熔体的接触, 从而避免了Al₂O₃与TiAl之间的化学反应. 合金铸棒内含有平均体积分数约为0.14%的少量Y₂O₃夹杂物, 主要是由于在定向凝固实验初期阶段Y₂O₃陶瓷在受到流动的合金熔体渗透侵蚀后脱落所致, 对持续时间不敏感. 高温下合金熔体促进了Y₂O₃$陶瓷表层的再烧结并形成了2-10 $\mu$m致密的阻挡层, 从而阻止了合金熔体向Y₂O₃陶瓷内部的进一步渗透以及内部未完全烧结Y₂O₃陶瓷颗粒向合金熔体中的继续脱落.