通过相变点测定、相图计算、组织观察、XRD分析及EBSD取向成像技术研究了室温下含两种马氏体及奥氏体的18Mn钢在100-500℃间进行温变形时的组织、相结构变化及马氏体逆相变行为. 结果表明, 在300℃以上压缩变形时, TRIP效应消失,马氏体减少, 出现逆相变; 形变加速了扩散型逆相变, bcc马氏体或铁素体以扩散方式转变成奥氏体, 奥氏体不需要重新形核; 形变使奥氏体出现机械稳定化并出现大尺寸的形变孪晶, 抑制了随后冷却过程中的马氏体相变; 压缩形变时,最后残留的马氏体多出现在{110} 和{100}取向的奥氏体晶粒中.bcc马氏体周围难以观察到hcp马氏体. 分析认为, hcp马氏体以切变方式逆相变.

为了获得合金静态再结晶前的变形晶粒组织, 应用网格畸变模型与相场模型结合, 生成变形合金再结晶前的初始晶粒组织; 针对合金不同变形区域的特征和体系储存能分布不均匀的特点, 分别引入反映不同变形区域的储存能分布的权重因子和变形区域的特征状态因子, 构造多状态的非均匀自由能密度函数. 在此基础上,应用相场动力学方程模拟了AZ31镁合金的静态再结晶过程的微结构演化,系统地分析了再结晶转变动力学曲线和Avrami曲线, 以及储存能释放规律和再结晶晶粒尺度分布. 模拟得到的动力学规律符合JMAK理论, 所得的Avrami曲线可近似看成一条直线, 对应于真应变ε=0.25, 0.50, 0.75和1.00,该直线的平均斜率分别为2.45, 2.35, 2.19和2.15. Avrami时间指数随变形量的增加而降低. 变形程度大的合金, 储存能释放的速度快, 完成静态再结晶所需的时间短.基于本文提出的模型, 结合相场方法计算模拟所得的结果与已有的理论结果和实验结果符合良好.

对圆形、方形截面形状的单晶Cu纳米杆拉伸变形过程进行了分子动力学模拟. 通过中心对称参数方法并结合位错形核理论分析了截面形状、截面面积和长细比对纳米杆拉伸力学特性的影响, 研究了单晶Cu纳米杆拉伸力学特性的尺寸依赖性. 结果表明: 首次屈服后, 纳米杆在“位错形核-位错延伸与滑移-晶格原子交叉滑移”的交替循环作用机制下, 产生塑性变形; 截面形状对纳米杆拉伸变形的初始塑性影响较小, 而对纳米杆拉伸力学特性的影响较大; 随着截面面积的增大, 两种截面形状的纳米杆都出现首次屈服点提前,屈服应力减小和弹性模量增大的现象; 与方形截面形状纳米杆相比, 圆形截面形状纳米杆的屈服应力的变化率较小, 其弹性模量的变化率较大; 当截面面积增大到500 nm²后, 两种截面形状纳米杆的弹性模量趋于稳定, 其值接近理论值84 GPa. 加大仿真规模后, 长细比对纳米杆的拉伸力学特性略有影响.

采用硬度计SEM, EDS, TEM和XRD研究了经深冷处理和未经深冷处理Cr8Mo2SiV钢的回火硬度、残余奥氏体含量和碳化物析出行为. 结果表明, Cr8Mo2SiV钢经1030℃淬火后,二次硬化峰值硬度出现在回火温度为520℃. 深冷处理能够显著减少残余奥氏体含量,进而提高二次硬化峰温度之前的回火硬度, 并使二次硬化峰向低温区移动20℃.在520℃回火处理, Cr8Mo2SiV钢的回火硬度随保温时间的延长而线性降低.Cr8Mo2SiV钢的二次硬化是残余奥氏体的转变和Mo₂C的析出前期共同作用的结果,残余奥氏体的作用更大. Mo₂C的析出前期合金元素Mo和C形成[Mo--C]偏聚团的G.P.区, 随回火时间延长, Mo₂C析出并长大, 均匀弥分布于基体中.

将铸造奥氏体不锈钢在400℃下时效至10⁴ h, 通过力学性能测试和组织观察, 分析了老化时间对力学性能和组织结构的影响. 结果表明: 铁素体相的体积分数随老化时间没有变化; 长期老化后材料的磁导率降低, 同时铁素体相的纳米压入硬度增加; 材料的Charpy冲击功随老化时间迅速下降, 冲击断口形貌也随之不断变化; 通过TEM观察发现, 铁素体相在长期老化后析出了弥散 的α'相和少量的G相, α'相是由铁素体发生调幅分解而生成的, 是导致铸造奥氏体不锈钢热老化脆化的主要原因.

采用金属型铸造和慢速凝固, 在不同冷却速率下制备了Mg-10Gd-3Y-1.8Zn-0.5Zr(质量分数, %) (GWZ1032K)合金. 采用SEM, TEM和XRD研究了冷却速率不同的GWZ1032K 合金的组织和相构成. 在GWZ1032K合金中, α-Mg基体中的层片状14H-LPSO结构随着冷却速率的下降而增加, 在冷却速率为0.005℃/s的试样中充满了整个晶粒;随着合金冷却速率降低, GWZ1032K合金中晶界第二相分别由5℃/s时的(Mg, Zn)₃RE相转变为0.5 和0.1℃/s时的(Mg, Zn)₃RE相和14H-LPSO结构的χ相共存;在0.01和0.005℃/s时只有14H-LPSO结构的$\chi$相. 结果显示在接近于平衡凝固的缓慢冷速条件下, 更容易形成具有稳定结构的层片状14H-LPSO结构和χ相.在冷却速率为0.5和0.1℃/s时, (Mg, Zn)₃RE共晶相和χ相共存, (Mg, Zn)₃RE共晶相和χ相的位向关系为 [110]_{χ phase}//[223]_{(Mg, Zn)3RE}和∠g(001)_{χ phase} g(110) _{(Mg, Zn)3RE}=8.4°.

研究了Sr元素对Mg-9Al-1Si-0.3Zn(质量分数,%)合金晶粒大小、力学性能和Mg₂Si形貌的影响. 利用深腐蚀方法获得了Mg₂Si细化前后的形貌, 通过其形貌变化规律研究了Sr元素对Mg₂Si细化的机制.结果表明, Sr通过抑制Mg₂Si生长使汉字状和加料斗形状的Mg₂Si变成规则的正八面体. 当Sr的添加量达到0.32%时, Mg₂Si的形貌得到了最好的改善. 同时, 合金的拉伸强度和塑性随着Sr的添加不断提高.

开发了电势-热-力耦合有限元计算模型, 该模型考虑了微合金低碳钢高温条件下的奥氏体γ和高温铁素体δ相变, 建立了多相混合力学模型,描述了(δ+γ)两相混合区的力学行为. 应用多场耦合计算模型对拉伸实验过程进行了数值模拟. 实验及数值模拟结果表明, 拉伸试样内存在较大径向及轴向温度梯度, 该温度梯度导致试样内产生相体积分数的梯度分布, 如高温铁素体相分数和液相分数的梯度分布, 试样内产生非均匀变形, 并且应力分布极不均匀.在进行实验钢高温力学本构方程的参数标定时, 采用名义应力-应变的方法会导致较大误差, 而基于数值模拟的方法则是十分有效及准确的, 如本文所建立的数值模型.

利用热力模拟实验技术、OM及TEM等, 研究了一种低碳含V微合金钢在温度为900-1150℃及应变速率为0.01-10 s^-1条件下奥氏体动态再结晶和析出行为. 采用回归法确定了该微合金钢的热变形激活能和表观应力指数,建立了该钒微合金钢的热加工方程; 根据应变硬化率与应力的P-J方法, 结合高阶多项式拟合, 精确确定了动态再结晶临界应变值, 获得了临界应变、峰值应变与Z参数之间的关系; 最后, 研究了低应变速率变形时该钢中V(C, N)粒子的动态析出行为. 结果表明, 在某一变形温度和应变速率下, 随着应变的进行,V(C, N)粒子的平均尺寸增加, 且尺寸分布范围变宽; 再结晶驱动力和钉扎力的计算结果表明, 一旦动态再结晶开始发生, 动态析出就不能阻止动态再结晶过程的进行.

利用定向凝固方法研究了在1580和1650℃加热温度下Ti-47Al-2Cr-2Nb合金不同片层取向的晶粒竞争生长规律. 显微组织分析表明, 合金初生相为β相,随后发生包晶反应形成α相, 并在β→α转变时α相依附已有β相形核, 12种α变体中仅形成了一种特定取向的α变体,两相区平均温度梯度由40 K/cm增大至160 K/cm, 从而使凝固界面形态由柱状树枝晶转变为胞状树枝晶. 在排除切割面影响的前提下, 对γ片层取向的演变过程进行了分析. 结果表明, 在1 mm/min的抽拉速度下, 温度梯度为40 K/cm(加热温度为1580 ℃) 时, 与生长方向呈74°左右的柱状晶逐渐淘汰其他与生长方向约呈45°的晶粒; 提高温度梯度至160 K/cm (加热温度为1650 ℃) 时, 与生长方向呈74°左右的柱状晶逐步淘汰其他与生长方向约呈90°的晶粒而生长占优. 晶体取向计算表明, 在本实验条件下β枝晶倾向于沿<110>_β方向择优生长, 提高温度梯度 使β枝晶沿<110>_β方向择优生长趋势增强, <001>_β等其他取向枝晶被更快淘汰.

对2种不同成分的高锰TRIP钢(15Mn-4Si-2Al和20Mn-4Si-2Al)热轧后进行热处理实验.结果表明, 增加固溶处理的保温时间, 可以获得不同的显微组织并提高高锰TRIP钢的强塑积. 分析了不同的热处理条件下, 2种高Mn钢在拉伸变形过程中加工硬化速率随真应变的变化关系. 利用TEM技术研究了高锰TRIP钢中马氏体相变的特点, 确定相变途径为γ→ε→α'和γ→α', 鉴别出ε-M和α'-M 2种马氏体的组织及形貌特点, 确定γ与α'马氏体之间存在K-S取向关系; γ和ε马氏体之间存在S-N(Shoji-Nishiyama)取向关系; ε马氏体与α'马氏体之间存在Burgers取向关系.

采用动态电阻法测得6082铝合金连续冷却过程的电阻-温度曲线, 根据曲线斜率变化判断相变点及临界冷却速率, 绘制出该合金的连续冷却转变曲线(CCT图), 通过TEM对组织转变的观察验证了所测CCT图, 模拟实际生产条件对CCT图进行应用研究.结果表明, 动态电阻法测得的CCT图是可信的; 随着冷却速率的增加, 相变开始温度先降低, 在达到某冷却速率时骤升, 然后继续降低; 相变主要集中在220-400℃的温度区间发生, 抑制相变发生的临界冷却速率在16-34℃/s之间;20 mm厚实验合金板适宜采用60℃水淬, 淬火转移时间较长, 利用所测CCT图可以制定分级淬火工艺, 从而在最大限度减小淬火应力的同时抑制平衡相的析出.

采用基于线性响应理论的非平衡分子动力学模拟方法, 通过3体Tersoff势函数描述原子间的相互作用, 模拟了C, BN和SiC纳米管的热传导过程. 研究了轴向长度、温度和外加拉伸应变等因素对3种纳米管的轴向热导率的影响, 并对3种纳米管的导热性能进行了比较. 结果表明: 纳米管的热导率k随着轴向长度L的增加而增加,两者大致呈k∝ L^α关系, 与求解声子传输方程得到的理论解一致;纳米管的热导率随温度升高而降低; 随着轴向拉伸应变的增大, 纳米管的热导率有先增加后降低的转变趋势, 但3种纳米管的热导率发生转变时对应的拉伸应变不同; 相同条件下3种纳米管的热导率从大到小依次为: C, BN和SiC.

采用EIS, PC, SEM和EDS等方法, 通过在硫酸盐还原菌(SRB)的一个生长周期内测试Zn-Al-Cd牺牲阳极在不含和含SRB海泥中的腐蚀行为, 以对比研究海泥中SRB对其腐蚀行为的影响.EIS和PC测试结果显示, 实验初期, 试样在2种海泥中的腐蚀速率都快速增大,但由于SRB的大量增长, 其对试样的腐蚀作用不断增强, 所以在含SRB海泥中的腐蚀速率一直大于在不含SRB海泥的腐蚀速率; 实验后期, 由于SRB的大量死亡,其对试样的腐蚀作用已经十分微弱, 因此2者的腐蚀速率逐渐变得比较接近. SEM分析显示, 2种海泥中的试样表面都出现大量的腐蚀坑, 但含SRB试样表面的腐蚀程度更为严重. EDS结果显示含SRB试样表面的Zn和Al含量明显低于无SRB试样,说明了试样在含SRB海泥中的腐蚀溶解速度相对较大.

利用微观分析手段深入分析了镍基合金690-52同种金属焊接和镍基182合金-A533B低合金钢异种金属焊接的焊接过渡区微观结构, 定量测量了同种金属焊接热影响区(HAZ)残余应变分布, 用带缝隙的弯曲横梁样品模拟了异种金属焊接过渡区在高温含氧水中的应力腐蚀开裂(SCC)行为. 结果表明, 同种金属焊接过渡区的HAZ具有残余应变峰值、敏感的晶界微观结构, 因而导致最高的SCC敏感性; 异种金属焊接过渡区具有复杂的微观结构和成分分布, 典型特征是靠近熔接线(FB)的熔合区(FZ)内形成平行于FB的type-II和连接FB与type-II的type-I晶界,type-II具有高的SCC敏感性和裂纹扩展速率, type-I引导裂纹向FB扩展, 裂纹到达FB后发生点蚀钝化停止扩展, FB起阻碍裂纹进一步向低合金钢扩展的作用.

用交流电位降(ACPD)技术实现了模拟压水堆一回路340℃高温水环境中690合金应力腐蚀裂纹扩展的实时监测. 断口观察表明, 2种一维冷加工690合金均出现沿晶应力腐蚀裂纹扩展, 裂纹沿平行轧制方向的扩展速率略高于垂直轧制方向的速率; 当溶解H浓度(C_dH)由30 μL/g减小到10 μL/g时, 经1075℃退火和700℃固溶处理15 h并一维冷轧25%的T-L取向690合金的平均裂纹扩展速率由4.8×10^-11 m/s增加至11.2×10^-11 m/s; 应力腐蚀裂纹扩展主要为内氧化机制.

用Hg模拟了高速板坯电磁制动结晶器内钢液的流动, 使用超声波Doppler测速仪测量了结晶器内液体的流速和液面的波动, 分析了静磁场对流体流动的作用, 研究了静磁场对浸入式水口出流、结晶器内金属液流动、液面波动、液面流动及对器壁冲刷强度的影响. 结果表明: 静磁场使浸入式水口出流受到抑制, 上部环流区的流动增强, 下部环流区流动减弱; 改善了自由液面的波动和流动. 静磁场不仅具有制动钢液流的作用, 还具有改变流动方向, 分配钢液流量的作用. 磁感应强度大于0.29 T时, 更有利于改善结晶器内的流动.