针对Al-Ag合金溶质的Spinodal亚稳互溶隙曲线的特点, 考虑溶质场与析出相的相互作用,通过构造时效温度和溶质浓度相关联的局域相互作用自由能密度函数,  建立了低Ag溶质的Al-Ag合金析出过程的相场模型. 模拟了Ag溶质浓度分别为4.2%和22%的体系中溶质场的Spinodal分解和析出Guinier-Preston 区 (GPZ), 以及在析出相附近形成一种无沉淀区(PFZ)的演化过程. 模拟结果表明, 在析出相周围形成了 椭圆形的PFZ, 其宽度大约是棒宽度的2倍,而在远离PFZ的区域出现了由于Spinodal分解而形成的Ag溶质分布图案.经过足够长的时效时间, 溶质场析出GPZ. 当Ag溶质浓度较高时, 浓度场会在PFZ周围形成多条液滴状的平行流线环绕着的析出相. 模拟结果与实验观察结果很好地吻合.

采用透射电子显微镜 (TEM)、高分辨透射电子电镜 (HRTEM)和硬度测试等手段对轨道交通车辆用6005A合金板材的单级时效工艺, 脱溶沉淀过程中显微组织的演变以及β''相的晶体结构和取向关系进行研究分析. 结果表明: 合金经175℃时效12 h达到硬度峰值, 随后在较长时间内可以保持一个硬度平台; 在脱溶沉淀初期,合金中主要为团簇或者GP区组织, 而峰时效状态, 合金的显微组织以β''相为主;作为6005A合金中的主要强化相, 峰值过后, β''相仍不断从基体中脱溶析出并长时间存在于合金中. 此外, β''相晶体结构为C-心单斜结构,其单胞参数: a=(1.52±0.04) nm, b=0.405 nm, c=(0.67±0.04) nm,β=105.26°, 与基体的位相关系可以表示为:(010)_β''//(001)_Al, [200]_β''//[230]_Al,[002]_β''//[310]_Al. 6005A合金的基本析出序列可以表示为: 过饱和固溶体 (SSS)→团簇→GP区→β''相→β'相+Q'相→ β(Mg₂Si)相+Q相.

利用热模拟技术研究了一系列含Cu钢在不同冷速下的硬度变化. 借助金相和高分辨透射电镜研究了连续冷却过程中的含Cu相析出行为及其对硬度的影响. 结果表明: 在连续冷却过程中Fe-Cu合金中会发生第二相析出, 从而造成硬化. 第二相析出为富Cu过渡相, 以相间沉淀方式析出, 析出行为与冷速和Cu含量有关, 当冷却速率为0.1-1 ℃/s时, 随着冷却速率的增加第二相析出物变得更加细小且密度更大, 当冷却速率为1 ℃/s时析 出物密度最大. 当冷却速率超过1 ℃/s后, 随着冷却速率的增加析出物逐渐减少. 当样品以10 ℃/s冷速冷却时, 几乎没有析出物产生. 富Cu相析出状况对合金起明显的强化作用. 当Cu含量低于1%时, 析出现象并不明显.

在不同Al-Al₄C₃细化剂添加量条件下, 对纯Mg熔体进行孕育处理. 当添加质量分数为1.0%Al-Al₄C₃细化剂时细化效果最佳, α-Mg晶粒平均尺寸由毫米级降至106 μm. 在纯Mg熔体中施加不同功率超声场, 当施振功率为600 W时细化效果最好. 研究表明, 空化泡破碎产生的过冷对形核具有促进作用, 空化泡的破裂及声流对熔体的搅动使得细小枝晶破碎, 形成新的结晶核心, 这一过程对形核起主要作用. 功率超声与Al-Al₄C₃细化剂共同作用于纯Mg熔体过程, 可以显著细化晶粒. 其机理为超声对杂质的“活化”作用.

通过在Gleeble1500热模拟试验机上的模拟加热和冷却实验, 研究了连续冷却条件下不同含量的V对高碳钢组织转变的影响, 并测定了相关力学性能. 实验结果表明:V的加入降低了高碳钢珠光体转变温度, 推迟了珠光体转变的CCT曲线, 细化了珠光体片层, 增加了高碳钢珠光体组织的强度和硬度,从V降低珠光体转变开始温度和降低珠光体团长大速率两个方面分析了V降低珠光体平均转变温度的原因. 实验还观察到在1 ℃/s冷速下高碳钢原奥氏体晶界上存在少量铁素体, 加入0.1%V对晶界铁素体的析出有抑制作用,而加入0.2%V到0.3%V则促进铁素体在晶界明显析出, 相关力学性能的测定表明晶界铁素体的出现改善了高碳钢塑性.

采用熔体处理工艺熔炼DZ40M返回料, 并进行返回料熔炼合金(返回合金)的拉伸、持久和蠕变性能测试. 结果表明, 熔体处理将返回料中的N含量由0.0078%降到0.0024%;S含量由0.0015%降到0.0007%. 熔体处理还降低了合金中杂质元素的含量和夹杂物含量,减少了合金中的显微疏松面积. 与常规工艺相比, 熔体处理提高了DZ40M返回合金的强度和延伸率, 尤其在室温和1000℃下延伸率提高了1倍以上. 熔体处理延长了合金的持久寿命, 改善了合金的蠕变性能, 使DZ40M返回合金的持久蠕变性能得到显著提高.

通过拉伸以及三点弯曲实验, 研究了底部包Al层聚集现象对搅拌摩擦焊接头力学性能的影响. 利用OM, SEM和EDS分析了底部包Al层聚集现象降低接头力学性能的原因. 实验结果表明: 焊接前未去除包Al层的试样,其抗拉和抗弯强度要比焊前或者焊后去除包Al层的试样低. 焊接过程中,焊缝底部平铺的包Al层在搅拌头的作用下, 被流动的金属材料挤到了洋葱环的两侧, 并在底部产生聚集. 由于包Al层的力学性能较差,聚集的位置成为了接头中力学性能薄弱的区域. 在受到拉应力作用时,聚集的包Al层首先发生断裂, 形成接头中的微裂纹. 在拉应力的持续作用下进而扩展成宏观裂纹, 诱导接头过早断裂.

通过化学浸渍在Al管表面钝化生成一层致密疏水的有机杂化膜. 硫酸铜点滴实验、析氢实验和铜盐加速乙酸盐雾试验都表明, 杂化膜显著提高了Al管的耐腐蚀性能,耐蚀效果超过了铬酸盐钝化膜. 电化学Tafel极化曲线和交流阻抗谱(EIS)测定表明, 杂化膜使Al的自腐蚀电位正移, 阻抗值增大, 自腐蚀电流密度降低, 有效降低了Al的腐蚀速率. 附着力及弯折性能实验结果表明, 杂化膜具有良好的附着力和耐弯折性能. SEM和AFM对杂化膜表面形貌分析显示, 杂化膜表面均匀、致密和平整, 膜层由大量无定形的固体颗粒沉积而成, 覆盖度高. EDS检测发现, 杂化膜主要包含Al, C, O, Si和P等元素. 成膜和耐蚀机理分析表明, 有机掺杂钝化液中各组分间发生了反应, 在Al管表面起到协同钝化作用, 均匀成膜, 从而有效增强了Al管的耐腐蚀性能.

采用自制的实验装置, 研究了以SO₂气体为基的混合气体对熔态AZ91D镁合金的保护行为, 运用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)及Auger电子能谱仪(AES)分析了形成的表面膜的相组成、微观组织形貌和化学成分,讨论了表面膜的生成过程和保护机理. 研究表明: 表面膜由MgO和MgS混合组成,厚度为0.5-3.0 μm, 为两层结构, 外层为MgO, 内层为MgO与MgS的复合层;表面膜呈网状结构, 边界突起区域与内部平坦区域微观特征相似, 均为层片状,且两者成分相近.

针对具有快速凝固特征的压铸工艺, 通过热传导反算法得到较准确的压铸温度场,分析压铸镁合金凝固过程冷却曲线, 建立了形核密度随冷却速率变化的形核模型.采用改进CA方法, 建立了适用于镁合金hcp结构的枝晶生长模型. 模型考虑了溶质扩散、成分过冷、曲率过冷以及界面各向异性等重要因素, 实现了镁合金不同角度枝晶生长, 再现了枝晶二次及三次枝晶臂生长, 定向凝固不同温度梯度及凝固速率下的枝晶竞争生长以及三维枝晶生长等特征. 应用所建立的形核及生长模型模拟了AM50镁合金“阶梯”压铸件不同压铸工艺下的凝固组织,模拟结果与实验结 果相吻合.

采用定向凝固技术结合液淬法对DZ125合金平界面和枝晶生长条件下溶质的偏析行为进行了研究, 通过EPMA定量测定γ基体中各元素的溶质含量和淬火平界面两侧固相和液相中的溶质含量, 分别获得了溶质再分配后固相中的溶质分布状态及溶质分配系数. 结果表明, 平界面生长条件下,液相中的熔体流动使溶质再分布始终处于非稳态. Al, Ti, Ta, Mo和Ni元素的溶质分配系数小于1; 而W, Cr和Co元素的溶质分配系数大于1, 溶质分布状态满足Scheil模型. 枝晶与平界面生长的溶质偏析行为基本一致, 然而,固相反扩散显著降低了枝晶生长过程中的溶质偏析.

采用真空熔炼、Ar气保护下拉式连续定向凝固方法制备了BFe10-1-1合金管材,确定了可获得表面光洁合金管材的工艺参数范围, 并对不同制备工艺下合金管材的组织和力学性能进行了研究. 结果表明, 当冷却水流量、冷却距离和冷却水温度保持不变(分别为900 L/h, 8 mm, 25 ℃)时, 在熔体温度1250-1280 ℃和下拉速度0.15-0.45 mm/s的范围内, 合 理匹配工艺参数, 制备了直径10 mm、壁厚1.7 mm, 内外表面光洁的柱状晶组织BFe10-1-1合金管材. 微观偏析分析表明:主要合金元素中Ni和Fe是负偏析元素, 主要富集于枝晶干, 而Mn是正偏析元素,主要富集于枝晶间. 与普通铸造相比, 连续定向凝固方法制备的BFe10-1-1合金管材的偏析程度获得较大改善. 合金管材室温拉伸呈典型的韧性断裂,延伸率达到49\%, 具有优良的塑性变形性能. 试样的抗拉强度为212 MPa, 显著低于普通铸造合金, 有利于合金管材的后续加工成形.