将2种不同成分的烘烤硬化钢(BH-Mn钢和BH-P钢)加热至800 ℃, 保温2 min后水淬;采用3DAP技术、内耗实验及拉伸性能检测分析Mn和P对超低碳BH钢的间隙原子分布及Cottrell气团的影响, 从而得出固溶元素分布对拉伸行为的影响机制. 结果显示,在BH-P钢中, P以明显的偏聚形式存在, 并和C发生共偏聚现象, 从而造成对位错的强烈钉扎,这是导致拉伸过程中BH-P钢产生明显屈服平台的主要原因; 在BH-Mn钢中, 由于固溶Mn几乎不产生偏聚, 而且固溶C的偏聚也很少, 因此BH-Mn钢的强度低于BH-P钢,塑性则优于后者; P和C的共同偏聚及其对位错的强烈钉扎能够影响Snoek-Ke-Koster内耗,使Snoek-Ke-Koster峰消失.

用原子探针层析技术(APT)和萃取复型方法研究了核反应堆压力容器模拟钢中富Cu原子团簇的析出. 提高了Cu含量的压力容器模拟钢经过880 ℃水淬, 再经过660 ℃/10 h调质处理, 随后在370 ℃进行不同时间的时效处理,利用APT对时效4500 h的样品分析结果显示, 样品中富Cu原子团簇的数量密度达 到3.1×10²³m^-3. 富Cu团簇大小在1-5 nm范围内时,随着团簇长大含Cu量也迅速增加. Ni和Mn除了在Cu团簇中发生偏聚外,还会在团簇的周围发生富集. 用4%硝酸酒精溶液作腐蚀液可以将小至5 nm的富Cu团簇从α-Fe中萃取出来, HRTEM和EDS分析显示, 富Cu团簇中存在孪晶结构,虽然大多数团簇是含Cu 10%-80%(原子分数)的Cu-Fe(Ni, Mn)合金, 但都是9R或fcc结构的均匀固溶体.

利用电阻加热和感应加热Bridgman定向凝固系统对非小平面包晶系模型合金Fe-Ni合金进行系统的定向凝固实验研究, 探索2种常规定向凝固条件下对流对包晶合金定向凝固过程中带状组织和宏观偏析的影响规律.发现在高G/V定向凝固过程中, 对流使包晶合金定向凝固过程中轴向和径向形成严重的宏观偏析, 从而使组织演化异常复杂且难以达到稳态.轴向宏观偏析体现在有限长试样从定向凝固开始至凝固结束都将发生初生相向包晶相的转变过程, 转变过程受合金成分和对流强度影响.径向宏观偏析体现在试样心部贫溶质易形成初生相, 边缘富集溶质易形成包晶相, 在径向上也存在初生相向包晶相的转变过程.

本文分别利用纯扩散模型、溶质边界层对流模型和强对流Scheil方程对包晶合金定向凝固过程中的带状组织、宏观偏析的形成规律以及对流效应进行系统研究, 详细讨论了对流对包晶合金定向凝固过程中带状组织和宏观偏析的影响规律. 与Fe--Ni包晶合金定向凝固实验结果进行对比发现, 对流强度参数λ在1.7至2之间时溶质边界层对流模型预测结果与感应加热定向凝固实验结果吻合很好, 说明利用该模型可以预测对流较大条件下包晶合金定向凝固过程中的组织演化和轴向宏观偏析.

建立了半固态合金强流变轧制过程封闭矩形孔型中单位轧制压力分布的数学模型, 并以AZ91D 镁合金为例, 通过计算研究了轧制带材厚度、带材宽度和轧辊半径对单位轧制压力分布的影响规律. 结果表明, 强流变轧制带材的厚度越小, 宽度越窄, 单位轧制压力峰值越大, 平均单位轧制压力也越大; 随着带材厚度减小, 单位轧制压力峰值向出口移动, 而随着带材宽度减小, 单位轧制压力峰值向入口移动; 随着轧辊半径增大, 单位轧制压力的峰值和平均轧制压力都增大, 峰值逐渐向出口偏移.

本文在540-640 ℃温度范围内, 研究了真空热压温度对15%(体积分数)SiC_p/2009Al复合材料的微观组织和力学性能的影响. 复合材料的致密度随热压温度升高而增加, 在580 ℃达到最大值, 高于580 ℃时下降.  TEM界面观察发现:热压温度为540和560 ℃时复合材料界面结合较弱, 界面出现开裂现象;当热压温 度为580和600 ℃时界面清洁、结合较好; 当温度高于620 ℃时,复合材料界面有MgAl₂O₄和Al₄C₃形成.复合材料的强度和塑性均在580 ℃取得最佳值. 拉伸断口观察发现:热压温度低于560 ℃时, 复合材料的断裂以界面脱黏为主;热压温度在580-600 ℃之间时, 复合材料以基体的韧性断裂和颗粒的断裂为主; 热压温度高于620 ℃时, 复合材料界面处MgAl₂O₄和Al₄C₃脆性相的形成使界面开裂, 复合材料的断裂为基体韧性断裂、界面开裂以及SiC颗粒断裂.

采用高速摄像机和光学显微镜构成的摄像装置对激光焊接熔池后端的凝固行为进行高速高倍摄像, 详细记录了柱状晶从液态熔池后部析出过程以及残留在已析出柱状晶周围的液体金属的凝固行为. 采用液体Sn急冷将焊接过程中正在凝固的焊缝金属冷冻保存到室温, 并与高速高倍摄像观察到的熔池后端的凝固行为进行了对比分析. 对3种奥氏体不锈钢材料焊缝凝固过程中残留液体金属的存在范围进行了观察和比较.在线观察到的残留液体金属是焊缝金属凝固过程中固/液相共存区间的初始部分,即与熔池相连的较多的液体金属. 针对3种不锈钢材料在线观察到的残留液体金属的存在范围与热裂纹实验获得的热裂纹敏感性有较好的对应关系,为发展一种通过在线观察判断材料凝固热裂纹敏感性的方法提供了实验依据.

采用透射电镜、电子探针、拉伸和硬度测试等方法对铸态Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr(质量分数, %)合金在等温退火过程中的硬化行为进行了研究. 结果表明, 退火过程中Mg分布的变化对合金强度影响不大,细小、弥散的Al₃(Sc, Zr)沉淀相的析出产生了显著的沉淀强化作用.合金在300 ℃下退火, Al₃(Sc, Zr)沉淀相粗化速率较慢,经过24 h处理后其直径为5 nm, 合金屈服强度相对退火前提高约90 MPa;随着退火温度的升高, Al₃(Sc, Zr)相在退火过程中发生不同程度的粗化.450 ℃/24 h处理后沉淀相直径增大至约30 nm, Al₃(Sc, Zr)相引起的沉淀强化作用下降至30 MPa. 铸态Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金经过 300 ℃/3 h退火处理后可获得最大的沉淀强化效果.

建立了一种确定金属材料塑性性能的方法, 即利用有限元数值模拟对纳米压入过程进行反演分析, 确定金属材料的屈服极限和应变强化指数.首先在不考虑材料加工硬化的情况下, 对纳米压入过程进行反演修正模拟,当模拟曲线同正向分析曲线相吻合时, 确定金属材料的代表性应力;其次在考虑不同应变强化指数的情况下, 采用相同的方法确定金属材料的代表性应变; 最后结合量纲分析确定金属材料的应变强化指数,继而确定金属材料的屈服极限. 经过实验验证, 该方法具有较高的精度.

通过高能球磨和感应烧结制备耐高温自润滑IS304涂层, 涂层中自润滑相明显细化,其中Ag尺寸为5 μm左右, BaF₂/CaF₂尺寸为1 μm左右. 研究表明, 环境温度和组织对涂层的摩擦性能有较大影响, 当温度为20-340 ℃时, 2种涂层的摩擦系数都较高, 磨损机理主要为微观脆性断裂; 随着温度升高, 由于磨损面上形成由氟化物和Ag组成的自润滑膜, 涂层的摩擦系数急剧降低. 当温度为340-700 ℃时, 由于IS304涂层中润滑相尺寸细小且分布均匀, 使得磨损面上形成的润滑膜完整, 并且Ag膜尺寸细小、分布均匀, 因此IS304涂层的摩擦系数明显低于润滑相粗大的PM304; 当温度继续升高至700-800 ℃时, 在摩擦力的作用下, 软化的润滑膜表面出现塑性流变, 涂层的摩擦系数明显增大. 由于PM304涂层的磨损面上的Ag膜尺寸粗大, 且Ag膜的塑性流变比氟化物膜更严重, 使得PM304涂层的摩擦系数明显大于IS304.

采用熔体急冷法制备了Al₉₀Ni₂Y₈和Al₈₄Ni₈Y₈合金条带,并用XRD进行了结构表征, 用差示扫描量热仪分析了合金的热稳定性, 使用超导量子干涉仪对 Al₉₀Ni₂Y₈和Al₈₄Ni₈Y₈非晶态及部分晶化态合金的磁性进行了研究. 结果表明, Al₉₀Ni₂Y₈和Al₈₄Ni₈Y₈非晶合金为抗磁性, 而且随着Ni含量的增加, 合金更容易被磁化. 当磁场强度达到0.5 T时,Al₉₀Ni₂Y₈合金对应的比磁化强度为-0.083 Am²/kg, 磁化率为-1.66×10^-5, 而Al₈₄Ni₈Y₈合金对应的比磁化强度为-0.091 Am²/kg, 磁化率为-1.82×10^-5. 当合金部分晶化后, 合金的磁性仍保持抗磁性, 但是比磁化强度的绝对值均显著增加. 当磁场强度为0.5 T时, Al₉₀Ni₂Y₈合金对应的比磁化强度的绝对值从急冷态的0.083 Am²/kg增大到部分晶化后的0.231 Am²/kg,Al₈₄Ni₈Y₈对应的比磁化强度的绝对值从急冷态的0.091 Am²/kg增大到部分晶化后的0.163 Am²/kg, 对应的磁化率绝对值分别变为4.62×10^-5和3.26×10^-5, 说明合金部分晶化后更易被磁化.这是由于部分晶化后, 铁磁性的Ni元素和可增强磁性的Y元素在纳米Al晶体周围显著富集,形成磁性较强的短程有序结构造成的.

利用溶胶--凝胶法制备了Zn_1-xCo_xO(x=0.01-0.05, 原子分数)纳米晶体粉末, 利用XRD, TEM和SEM对其结构、结晶状态、形貌和成分进行了表征和分析. 结果表明, 所有样品均由尺寸约为100 nm的晶体颗粒组成,Zn_1-xCo_xO的晶格常数均比未掺杂的ZnO晶格常数小,且保持了单一纤锌矿ZnO结构, 实际掺杂浓度与名义掺杂浓度基本匹配.振动样品磁强计测试结果显示, 所有样品都具有室温铁磁性. 结合微结构,确定该铁磁性为材料的本征属性, 并推断O空位是铁磁交换作用的媒介, 晶粒度的大小也影响了样品的磁性行为.

对MnFeP_0.63Ge_0.12Si_0.25B_x (x=0, 0.01, 0.02, 0.03, 原子分数)化合物的结构和磁热效应(MCE)进行了研究. XRD分析结果表明:MnFeP_0.63Ge_0.12Si_0.25B_x (x=0, 0.01, 0.02, 0.03)的主相均为Fe₂P型六角结构, 空间群为P62m. 随着B含量的增加晶格常数a增大c减小,晶胞体积基本保持不变. 磁性测量表明: 随着B含量由0增加到0.03时, Curie温度(T_C)从300 K升到347 K, 热滞分别为20, 17, 11和6 K. 0-1.5 T外磁场下最大磁熵变Δ S_M分别为14.83, 11.41, 11.26 和11.8 J/(kg?K).

采用激光熔覆结合熔覆层激光快速重熔工艺, 在45钢表面制备了成形良好、稀释率低的Cu-Mn合金涂层, 涂层微观组织为细小的树枝晶, 随着激光重熔速度的提高, 二次枝晶间距统计平均值从3.1 μm减小为1.6 μm. 动电位扫描测试表明, 对于不同的电解液, Cu-Mn合金表现出选择性溶解特性. 对合金涂层在HCl和KNO₃溶液中进行电解腐蚀脱合金后,分别成功制备了纳米多孔结构的Cu涂层和Mn涂层. 纳米多孔Cu孔径尺寸为30-50 nm, 而纳米多孔Mn的微观形貌为类似于“丝瓜筋”的网状结构, 粗糙度系数高达900.

在硼酸缓冲溶液中, 采用动电位极化、电化学阻抗谱(EIS)和半导体电容分析方法分别研究了Cu电极的极化行为及其表面人工Cu₂O钝化膜的化学稳定性. 结果表明,低 pH值、高Cl$^{-}$浓度均造成Cu₂O钝化膜的破坏和溶解. 高Cl^-浓度时,Cu₂O钝化膜的半导体性质由p型转变为n型, 使Cl^-更容易进入钝化膜与Cu⁺络合, 并破坏钝化膜从而加速腐蚀. 高pH值、低Cl^-浓度有利于Cu₂O钝化膜稳定.

采用SEM, TEM, 动电位极化和浸泡实验研究了机械冷加工变形对汽车散热器高Mn(0.22%, 质量分数, 下同)和低Mn(0.08%)铝合金管在0.6 mol/L NaCl (pH=6)和SWAAT (ASTM G85, pH=3) 溶液中的腐蚀行为的影响. 电化学极化测试表明, 无形变时高Mn铝合金直管的点蚀电位最高; 但冷加工能降低高Mn铝合金弯曲表面的点蚀电位, 而对低Mn铝合金的点蚀电位没有明显影响. TEM观察发现, 冷加工后高Mn铝合金中有大量纳米尺度的富Mn析出相, 在低Mn铝合金中却没有观察到这种析出相. 阴极极化测试表明, 富Mn相能显著促进阴极反应, 富Mn相相对Al基体为阴极相, 因而是点蚀萌生的部位. 添加Mn尽管有利于提高铝合金的耐蚀性, 但机械冷加工会弱化这一效应.

研究了G3镍基耐蚀合金管材玻璃润滑热挤压工艺中润滑膜的成膜行为, 建立了润滑膜厚度的理论计算模型. 同时, 针对6000 t卧式挤压机, 结合G3合金热挤压工艺有限元模拟分析, 对热挤压工艺参数和玻璃润滑剂黏度进行了系统的研究. 结果表明, 可以通过玻璃润滑膜厚度及完成一次热挤压所需玻璃垫厚度的理论计算公式优化G3合金管材热挤压工艺参数, 并进一步获得了玻璃润滑剂黏度性质须满足: 玻璃粉的软化温度大约为720 ℃;在720-800 ℃, 玻璃黏温系数在-0.05 ℃^-1和-0.04 ℃^-1之间;热变形温度1100-1200 ℃区间的黏度为25-200 Pa?s.

基于经典的玻璃性质-组成加和法则, 建立了G3镍基合金热挤压润滑剂用硼硅酸盐玻璃黏度-成分计算方法. 采用该计算方法对10种组元含量不同的硼硅酸盐玻璃的黏度特性进行了预测. 结果发现预测值与实验结果吻合较好,表明该计算方法是可靠的. 因此, 采用本文建立的计算方法, 可以反向设计玻璃的成分, 使玻璃黏度性质满足G3镍基合金玻璃润滑热挤压工艺中对玻璃黏度性质的要求,从而为热挤压工艺中的玻璃润滑剂设计和制备提供理论依据.

针对Fe-C合金包晶反应过程中, γ相沿L/δ界面侧向生长速度的实测值远远大于Bosze和Trivedi^[2]模型的计算值的问题, 分析了包晶反应过程中固/液界面前沿溶质浓度分布状况, 得到了金属熔体中圆柱形固相生长时固/液界面前沿溶质浓度分布表达式. 以Jackson^[9]$提出的熔体中粗糙界面生长速度公式为基础, 确定了适合计算合金包晶反应产物侧向生长速度的公式, 并将其应用于Fe-C和Fe-Ni合金的包晶反应过程, 计算结果表明, Fe-C和Fe-Ni合金的包晶反应产物γ相的侧向生长速度计算值与Shibata等^[4]和Mcdonald等^[5]在激光共聚焦扫描显微镜下观察Fe-C和Fe-Ni合金包晶反应时所测得的γ相沿L/δ界面侧向生长速度的实验值基本吻合