利用SEM, EPMA, XRD和TEM对Mg-Zn-Ca系富Mg区域三元化合物的成分、结构及其相平衡进行了研究. 结果表明, Mg-Zn-Ca系富Mg区域存在2个可与镁基固溶体相平衡的三元化合物T₁和T₂. 其中化合物T₁为线性化合物, 成分(原子分数, %, 下同)为: Ca约16, Zn 16.8-49.5, Mg余量; 晶体结构为六方结构, 晶格常数随Zn含量的增大而减小, a=0.995-0.945 nm, c=1.036-1.003 nm. T₂相的成分范围为: Mg 27.1-29.3, Zn 62.1-64.4和Ca 7.6-9.0; 也为六方结构, 晶格常数 a=1.475 nm和c=0.879 nm. 335 ℃时, Zn的加入并未使得镁基固溶体对Ca的溶解度降低, 但Ca元素提高了Zn在镁基固溶体中的溶解度, Zn达到4.6. 335 ℃时, Mg-Zn-Ca系相图富Mg区域存在着三相区α-Mg+Mg₂Ca+T₁, α-Mg+T₁+T₂, α-Mg+T₂+MgZn, MgZn+T₂+Mg₂Zn₃和 α-Mg+Mg₇Zn₃+MgZn.

采用玻璃熔体净化与循环过热相结合的深过冷凝固技术实现了Co₈₀Pd₂₀合金的深过冷, 获得了高达415 K的最大过冷度. 采用OM观察了不同过冷度下凝固合金的微观组织, 分析了枝晶形成的过冷度区间及过冷度对枝晶形貌的影响. 运用BCT模型对深过冷凝固Co₈₀Pd₂₀中的枝晶生长进行了理论分析, 获得了深过冷凝固过程中的枝晶生长速率、枝晶尖端半径、枝晶尖端溶质浓度及枝晶尖端过冷度组成与过冷度之间的关系, 详尽探讨了过冷熔体中的枝晶生长方式. 借助EDS分析近似测定了凝固过程中枝晶尖端液相溶质浓度, 与BCT模型预测结果符合较好, 表明BCT 模型可成功运用于描述Co₈₀Pd₂₀合金中的枝晶生长.

采用液态金属冷却(LMC)定向凝固结合液淬法, 在温度梯度(G)为250 K/cm, 凝固速率(V)为2-400 μm/s的条件下系统研究了镍基高温合金DZ125的固/液界面形态、胞/枝晶间距及MC碳化物形态. 随着V的增大, 界面形态经历了浅胞状→深胞状→粗枝晶→细枝晶的转变. 一次胞晶间距随着V的增大而增大, 当V=5 μm/s时, 固/液界面达到胞-枝转变点, 且一次枝晶间距达到最大值. 当V≧10 μm/s时, 一次枝晶间距和二次枝晶间距随着V的增大而减小. MC碳化物生长形态随着V的增大由胞-枝转变点的八面体依次向骨架状、汉字体状、细小枝晶转变. 分析表明, 一次枝晶间距与Trivedi模型和Ma模型吻合较好, 同时, 低速下(V≦50 μm/s)一次枝晶间距与Hunt-Lu模型吻合得很好, 但高速时发生了明显的偏差. 通过非线性拟合得到一次枝晶间距和二次枝晶间距与V分别满足λ₁=314.6V^-0.24±0.02和λ₂=97.76V^-0.33±0.01. MC碳化物在凝固中后期由液相析出, 其形态主要受到固/液界面形态和V的影响.

采用SCN-5H₂O(摩尔分数, \%)透明模型合金研究了较低剪切速率范围内过冷合金熔体中晶体的生长与演化行为. 结果表明, 在较大过冷度下, 存在一个剪切速率阈值, 当熔体剪切速率高于阈值, 晶体能够以球状形态生长; 当剪切速率低于阈值, 晶体以枝晶形态生长. 在较低剪切速率下, 过冷度较大时, 球晶失稳后呈枝晶形态, 过冷度较小时, 球晶失稳后呈玫瑰晶形态. 球晶失稳形成玫瑰晶是由球晶界面扰动胞低速生长过程中尖端发生持续分叉所造成的.

采用加热-激冷方法和OM, SEM, XRD, DSC等分析手段, 研究了AZ80-Bi镁合金的凝固行为, 分析了合金的凝固组织特征及其演变过程, 阐明了合金的凝固序列. AZ80-2%Bi(质量分数)合金的铸态显微组织由α-Mg, β-Mg₁₇Al₁₂和Mg₃Bi₂相组成, 其中Mg₃Bi₂相以片状和颗粒状两种形态存在. 将2%Bi加入AZ80合金后, 影响了合金的凝固序列, 二元共晶转变L→α-Mg+β-Mg₁₇Al₁₂ (437 ℃)被三元共晶转变L→α-Mg+β-Mg₁₇Al₁₂+Mg₃Bi₂ (435 ℃)代替. 2%Bi的加入使AZ80合金的初晶形核温度由568.8 ℃降低至562.6 ℃, 共晶平台温度由424.2 ℃降到421.1 ℃.

研究了纵向磁场对Al-40%Cu(质量分数)过共晶合金定向凝固显微组织的影响. 结果表明, 在温度梯度 G_L=42.6 K/cm, 生长速率 R=2 μm/s, 施加弱磁场时, Al₂Cu初生相由规则小平面状逐渐变得不规则, 并趋向于非小平面方式生长, 热电磁对流效应在不同尺度下影响界面前沿溶质分布及各相生长温度, 微观尺度下影响初生相形貌, 宏观尺度下改变糊状区长度, 引起宏观偏析; 施加较强磁场后, 初生相呈现不规则胞状组织并紧密定向排列, 这一现象主要归因于内生热电Lorentz力及磁晶各向异性.

采用阴极充H和H热分析等实验方法, 研究了新开发的1500 MPa级高强度钢 42CrMoVNb在不同奥氏体化温度淬火和不同温度回火后的H吸附行为, 并与常用钢42CrMo进行了对比. 结果表明, 在淬火态及不同温度回火处理后, 42CrMoVNb钢充H试样的H逸出曲线峰值温度$\theta_{\rm p}$在200---250 ℃之间. 回火温度从200 ℃升高到500 ℃时, 充H试样的H含量缓慢增加; 当回火温度升高到 500 ℃以上时, 充H试样的H含量急剧增加, 并且在600 ℃附近达到最高值 6.6×10^-6左右, 该H含量约为淬火态时的5倍; 继续提高回火温度, 则H含量又急剧下降. 在不同奥氏体化温度(850-1100 ℃)加热淬火, 经400 ℃回火时, 没有细小弥散的(V, X)C碳化物析出, 因而充H试样的H含量随奥氏体化温度升高的变化不明显; 而在有细小(V, X)C析出的峰值温度600 ℃回火时, H含量则随奥氏体化温度的升高而明显增加. 这表明, 细小弥散的(V, X)C碳化物可作为H陷阱而吸附大量的H. 通过改变升温速率测定(V, X)C析出相的H陷阱激活能E_a=28.7 kJ/mol.

为改善羟基磷灰石(HA)涂层与Ti基体的结合性能及成骨性能, 在纯Ti表面先通过微弧氧化方法形成多孔TiO₂, 然后通过溶胶-凝胶法在其上形成ZnHA生物涂层. 利用SEM和XRD观察和分析样品的表面形貌和物相组成, 采用火焰原子吸收分光光度法测量Zn²⁺的释放浓度. 将MG-63细胞直接接种于样品表面, 评价成骨细胞在样品表面的黏附和增殖. 噻唑蓝(MTT)比色分析结果表明, 细胞在ZnHA/TiO₂-2和ZnHA/TiO₂-3涂层的样品表面增殖率比对照组(HA)显著增加, 倒置荧光显微镜下可观察到细胞在改性样品表面黏附和伸展良好. 由此表明, 带有ZnHA/TiO₂复合涂层的Ti种植体应具有更好的机械结合性能和生物相容性.

通过观察焊接热循环冷却过程中不同温度取样直接淬火后的微观组织, 研究了焊接热影响区(HAZ)晶内针状铁素体(IAF)的形核长大过程, 论证了针状铁素体分割原奥氏体晶粒及细化晶内组织的机理. Auger电子能谱(AES)证实, 在TiO_x-MnS型复合夹杂物边界附近存在贫Mn区, IAF易于在这类复合夹杂物上形核, 单个复合夹杂物能够诱导多个IAF形核, 随着冷却过程中温度的降低, 形核后的IAF逐渐长大. 淬火马氏体和贝氏体在生长过程中会与IAF发生碰撞, 使其发生变形, 但不能穿过IAF. 正是由于IAF分割了原奥氏体晶粒, 阻碍了晶内其它微观组织的生长, 焊接热影响区的微观组织得到细化.

采用动电位极化、电化学阻抗、扫描电镜(SEM)、扫描Kelvin探针(SKP)和Raman光谱研究了300M和AerMet 100超高强度钢盐雾实验后试样的电化学行为. 结果表明, 300M钢在盐雾实验中生成的腐蚀产物为γ-FeOOH和Fe(OH)₃; AerMet 100的腐蚀产物为 β-FeOOH, Fe₃O₄和γ-Fe₂O₃. Fe₃O₄和γ-Fe₂O₃较 γ-FeOOH致密, 更加有效阻碍了O₂和Cl^-的扩散, 对基体起到很好的保护作用. 随盐雾时间的延长, 2种钢的腐蚀电位均降低, 腐蚀电流密度均增大, 阳极溶解作用增强; 300M钢的腐蚀产物电阻随腐蚀产物的集聚而增大, 随脱落而减小; 带腐蚀产物的 AerMet 100的电化学过程受扩散作用控制, Warburg阻抗随盐雾进行而增大. 盐雾实验后2种超高强度钢的Kelvin电位值较未盐雾时高0.5-0.6 V, 且整个测试面的Kelvin电位值随盐雾时间的延长而逐渐不均匀. 300M的腐蚀产物保护作用较差, AerMet 100的耐蚀性和腐蚀产物的保护性能优于300M.

采用微弧氧化技术在7075铝合金表面制备保护性涂层, 考察工艺参数对涂层生长过程的影响规律, 利用SEM和XRD测试微弧氧化涂层的微观组织, 通过中性盐雾实验评价涂层的耐腐蚀性能, 通过摩擦磨损实验研究涂层的摩擦磨损特性. 结果表明, 电流密度和氧化时间是影响微弧氧化涂层质量和厚度的重要参数; γ-Al₂O₃是微弧氧化涂层的主要组成相, 基体材料成分和电解液组分都会影响涂层的相组成; 涂层厚度以及封孔处理对涂层的耐腐蚀性能具有显著影响, 经适当工艺制备和处理的微弧氧化涂层耐中性盐雾实验时间可达2000 h以上, 耐蚀性优异; 微弧氧化处理能够显著提高7075铝合金的耐磨性, 与7075铝合金基体和硬质阳极氧化膜相比, 微弧氧化涂层的耐磨性分别提高了约400倍和50倍.

钛合金片层组织在两相区变形时流动应力随应变的增加普遍表现为快速硬化和持续软化的特征. 为了研究该流动软化的机理, 采用等温热压缩实验研究了TC11合金片层组织在温度890-995 ℃和应变速率0.01-10 s^-1范围内的热变形行为. 理论计算表明α/β片层界面(α片层内孪晶界)产生的 Hall-Petch强化效应远大于片层束集边界. TC11合金片层组织高温变形的流动软化机理可归结为硬滑移模式向软滑移模式转变导致Hall-Petch强化效应的减弱.

采用磁控溅射法在硅基片上制备了Co原子分数为13.0%的Co-C纳米复合薄膜. 在真空条件下, 对薄膜进行退火处理, 退火温度从 473 K逐步提高至773 K, 保温时间30 min. 形貌观察表明, 未经退火处理的薄膜中, Co颗粒均匀分布在非晶C基体中, Co颗粒尺寸为1.5-3.0 nm; 673 K退火后, Co颗粒尺寸增大. 磁性能测试表明, 未经退火处理的薄膜磁性较弱, 随着退火温度升高, 薄膜的磁化强度和矫顽力均明显增大; 当退火温度增加至673-773 K时, 薄膜呈现出低温铁磁性、室温超顺磁性的典型颗粒体系磁性特征. 磁输运特性研究表明, 未经退火处理的薄膜在温度为4.2 K, 磁场为3980 kA/m时表现出1.33%的负磁电阻, 随着退火温度升高, 样品磁电阻值下降; 电阻与温度关系在4.2-60 K范围内符合lnR-T^-1/4线性关系, 磁输运遵循变程跳跃 (variable range hopping)传导机制.

采用单辊快淬法制备Fe₃₆Co₃₆Nb₄Si_4.8B_19.2(FeCo基)合金非晶薄带, 流动气体中外加张应力电流退火的方法制备不同磁结构的样品. 采用阻抗仪测量各样品的纵向驱动巨磁阻抗(LDGMI)效应曲线. 通过比对分析不同应力退火样品的LDGMI曲线特征参量(半高宽、最大巨磁阻抗比值)与驱动频率之间关系曲线的差异, 以及比对不同腐蚀深度样品的差异, 依据趋肤效应原理及LDGMI曲线与材料磁各向异性关系的理论, 揭示了FeCo基非晶薄带应力退火感生磁结构的特性及机理.

采用Gleeble-1500热模拟机, 在变形温度750-900℃, 应变速率0.01-10 s$^{-1}$的条件下, 对连续柱状晶BFe10-1-1合金进行了高温压缩变形, 研究了合金的动态再结晶行为. 结果表明, 动态再结晶温度在850 ℃左右; 热激活能Q= 427.937 kJ/mol, 高于同成分的等轴晶BFe10-1-1合金; 当ln Z<43时, 合金发生部分动态再结晶; 当43≦ln Z≦51时, 发生部分动态再结晶(850和900℃)或不发生动态再结晶(750和800℃), 为该合金发生动态再结晶的中间区域; 当ln Z>51时, 该合金不发生动态再结晶. 存在发生动态再结晶的ln Z值中间区域以及热激活能较高, 表明具有连续柱状晶组织的金属与等轴多晶金属发生动态再结晶的机理有所不同. 在本文工艺参数范围内, 随应变速率增大, 合金发生动态再结晶的区域有所扩大; 动态再结晶晶粒易在合金晶界处以晶界弓弯方式形核, 形成的再结晶晶粒在晶界扩张的同时, 在晶内形成孪晶, 并以“孪生动态再结晶”方式演变成晶粒带.

对比新型淬火-分配-回火(Q-P-T)和传统淬火-回火(Q-T)处理对中、低碳钢力学性能的影响发现, 在提高材料的强塑积方面 Q-P-T处理远胜于Q--T处理, 特别是对中碳钢的效果更为显著. 在所研究的试样中, Fe-0.42C-1.46Mn-1.58Si-0.028Nb合金的强塑积经Q-P-T处理后高达31627 MPa?%, 且延伸率达20.3%, 不仅远高于传统Q-T处理的试样, 而且已满足新一代先进高强度钢预测的性能. 显微组织分析表明, Q-T和Q-P-T处理的差异在于残留奥氏体的量和尺寸分布以及马氏体板条的均匀程度. 前者含少量 (<3%) 较薄的“薄膜状”残留奥氏体, 且马氏体板条尺寸范围较宽; 而后者含较多较厚的“薄片状”残留奥氏体, 且马氏体板条尺寸分布较窄. 因此Q-P-T处理的先进高强度钢具有承受较强的塑性变形和阻止微裂纹扩展的能力.

利用反应磁控溅射法在SiC长纤维表面沉积了(Al+Al₂O₃)扩散阻挡涂层, 研究了沉积工艺参数对涂层的成分、沉积速率的影响, 以及涂层对SiC纤维的表面残余应力及力学性能的影响. 结果表明, 随着溅射功率的增加, Al₂O₃涂层的沉积速率先迅速增加后缓慢增加; 随着工作气压的增加, Al₂O₃涂层的沉积速率先缓慢降低, 在工作气压到达一定值时, 沉积速率快速下降随后缓慢下降. 沉积的(Al+Al₂O₃)复合涂层保护了SiC纤维的富C层, 起到了保证纤维与Al₂O₃涂层之间结合力的作用; 激光Raman谱显示改性后纤维的表面残余应力有降低趋势. 室温和高温处理后复合丝的拉伸强度分别是计算值的97.69%和98.77%, 涂层对纤维的力学性能影响很小.

用铜模铸造法制备了Gd₃₆La₂₀Al₂₄Co₂₀块体非晶合金, 并在其过冷液相区内不同温度及不同压力下进行了加压退火处理. 通过XRD和DSC研究了加压退火处理对该非晶合金晶化行为及热稳定性的影响规律. 结果表明, 加压退火抑制了Gd₃₆La₂₀Al₂₄Co₂₀非晶合金的晶化过程, 其晶化激活能$E$随退火压力的增加而增大, 分析了相关的机理.

采用Gleeble-3500热模拟实验机, 对铌微合金钢Q345B进行热压缩实验. 基于所获实验结果, 充分考虑了热变形工艺参数(应变速率和变形温度)和动态软化机制(动态回复和动态再结晶)对流变应力的影响, 建立了一种考虑动态软化机制影响的高温变形显式本构模型, 给出了本构方程求解的方法, 确定了模型中与工艺参数相关的主要参数的定量关系式; 其主要特点是能够较准确地描述材料在高应力区域的动态回复软化阶段、动态再结晶软化阶段和稳定流变阶段的应力-应变关系. 模型验证表明, 所建立模型预测出的流变曲线与实验结果吻合良好.