采用高温共聚焦激光显微镜(CSLM)对含Ti复合夹杂物诱导晶内针状铁素体(IAF)进行动态原位观察, 并用OM, FE-SEM, EDS和EPMA研究奥氏体晶粒尺寸和冷却速率对含Ti复合夹杂物诱导生成IAF的影响. 结果表明, IAF的开始生成温度随奥氏体晶粒尺寸的增加,先升高后降低; 生成IAF体积分数随冷却速率的提高显著增加, 归功于IAF开始生成温度的提高. 贫Mn区的形成是含Ti复合夹杂物(Ti-Mn-O)+(Si-Al-Mn-O)+MnS诱导生成IAF的主要驱动力. 此外, 在该实验条件下得出, 当奥氏体晶粒尺寸在132-255 μm时, IAF开始生成的温度范围为550-633℃;奥氏体晶粒尺寸为176 μm, 冷却速率为5℃/s时, 室温组织中IAF体积分数高达90%.

研究了S含量对高速车轮钢断裂韧性的影响. 结果显示, 适当提高车轮钢中的S含量,可以有效提高断裂韧性. 对夹杂物的分析表明, S含量为0.001%(质量分数)的车轮钢中Al₂O₃和Al₂O₃+(Ca,Mg)O的氧化物夹杂相对较多, 而MnS夹杂物较少.在相近的O含量水平下, 将S含量从0.001%提高到0.006%, 车轮钢中夹杂物形态发生变化,主要形成MnS包裹在Al₂O₃表面的复合夹杂物. 断裂韧性的提高与夹杂物种类和形态的变化有关. 应用镶嵌应力理论分析表明, MnS包裹在Al₂O₃表面后,相比于单独Al₂O₃夹杂物, 可改善复合夹杂物周围的应力集中,从而改善断裂韧性.

本文详细研究了Ta-7.5%W合金中取向为45°立方旋转织构{001}<110>方向的晶粒在冷轧变形过程中的位错结构和显微硬度演变规律. 结果发现,当冷轧变形10%时, 合金中形成了典型的bcc金属冷变形的位错结构,包括位错偶极子、位错反应形成的“剪刀”型位错以及位错碎片亚结构等;随着变形的进一步进行, 其中一种晶粒中初期形成的高密度位错墙在变形后期形成微带组织, 而在另一种晶粒中形成了典型的位错胞结构.由经典位错理论的能量分析, 位错缠结形成的网络结构可以弛豫形成低能的位错胞结构. 在Ta-7.5%W合金中形成微带组织并不需要在晶粒中预先存在位错胞结构, 但是此时合金的晶粒中必须有高密度位错墙结构, 位错密度达到10¹⁴/m²左右. 显微硬度测试表明这两种晶粒在冷轧过程中的加工硬化率不同, 与含位错胞组织的晶粒相比,含微带组织晶粒的加工硬化率更高.

对AZ31镁合金热轧板材在423 K进行了双向反复弯曲变形及523 K退火处理, 利用OM及SEM/EBSD技术研究了该工艺过程中的组织和织构演化规律. 结果表明, 孪生为其主要的变形机制, 随着变形道次的增加, 靠近表面的晶粒中不断地累积孪生变形, 并最终被高密度的孪晶分割细化; 而中部组织变化不大, 仅有少量孪晶产生; 样品趋向于形成两边孪晶密度大、中间孪晶密度小梯度变化的双面对称组织. 6道次变形的样品在523 K退火1000 s后, 表层晶粒发生了完全静态再结晶, 平均晶粒尺寸由46 $\mu$m细化至10 μm左右, 在板材两边各形成了约为1/4板厚的细晶层, 且该区域的组织较为稳定. 此外, 其室温延伸率也由19.01%提高到了24%左右, 但抗拉强度变化不大, 这是由于板材两边的晶粒细化和织构弱化共同作用所致.

利用室内模拟实验研究了交流电密度、电解质组分以及交流电频率对Q235钢腐蚀电位的影响规律. 研究结果表明, 交流电会使Q235钢腐蚀电位发生正向或负向偏移, 偏移方向与Q235钢在不同电解质中阴、阳极极化速率有一定的相关性; 偏移量随交流电密度增大而增大,随交流电频率增大而减小. 结合金属界面双电层模型和腐蚀产物分析,对交流电引起Q235钢腐蚀电位偏移的机理进行了探讨.

利用团簇+连接原子模型设计Ni-Nb基三元块体非晶成分.首先, 解析出二元共晶点Ni_59.5Nb_40.5的团簇式[(Ni_0.5Nb_0.5)-Ni₆Nb₆]Ni₃, 其中,(Ni_0.5Nb_0.5)-Ni₆Nb₆为源自Ni₆Nb₇(Fe₇W₆型)共晶相的以(Ni_0.5Nb_0.5)为心的二十面体团簇. 相应的,具有最大非晶形成能力的Ni-Nb二元成分Ni₆₂Nb₃₈可描述成团簇式[Ni-Ni₆Nb₆]Ni₃, 此时,二十面体团簇的中心位置完全由Ni占据.以[Ni-Ni₆Nb₆]Ni₃二元非晶团簇式为基础,通过引入第3组元Zr, Ta 或Ag, 设计出具有更高非晶形成能力的Ni-Nb-(Zr, Ta, Ag)三元合金, 利用水冷铜模吸铸方法获得临界直径为3 mm的块体非晶.热分析和力学测试表明这些三元块体非晶具有较高的热稳定性,其中[Ni-Ni₆Nb₅Ta]Ni₃具有最高的玻璃转变温度T_g(935 K)和晶化温度T_x(952 K); 这些三元块体非晶具有一定的塑性变形能力(延伸率约为0.3%), [Ni-Ni₆Nb₅Zr]Ni₃和[Ni-Ni₆Nb₅Ta]Ni₃块体非晶的压缩断裂强度分别达到3.2和3.4 GPa.

应用电化学极化技术、电化学阻抗谱、模拟浸泡实验, 研究了X70钢在模拟潮湿存储环境中点蚀的发生机制及规律. 结果表明, X70钢在模拟潮湿存储环境中可以发生点蚀, 导致点蚀发生的腐蚀介质来自于层流冷却水中的腐蚀性物质,其中HCO₃^-和NO₃^-是致钝剂, 而Cl^-和SO₄^2-可破坏钝化膜, 促进点蚀发生. 在0.5 mol/L的NaHCO₃介质中当Cl^-浓度达到0.02 mol/L时钝化膜即失去保护性. Cl^-浓度是影响点蚀的萌生和发展的关键因素, 当其浓度较低时点蚀容易形核, 但仅有少数能够长大; 而当其浓度适中(约0.149 mol/L)时点蚀敏感性最高, 点蚀容易长大; 当其浓度过高时发生均匀腐蚀,点蚀难以长大.

采用3种应变速率在不同温度下对一种奥氏体铁镍基合金进行拉伸实验, 结果发现在300-700℃范围内发生锯齿流变现象; 锯齿流变现象在300-600℃范围内表现为凸起式锯齿, 而在700℃时表现为下凹式锯齿; 此锯齿流变具有热激活性,即较高的拉伸温度使锯齿易于发生, 较大的拉伸速率则抑制其发生.对比分析室温(不发生锯齿流变)及400℃(显著发生锯齿流变)拉伸试样的微观组织,发现在400℃拉伸后的孪晶界上存在明显的位错塞积, 说明孪晶界可以有效地阻碍滑移变形,引起孪晶界附近应力积累, 从而导致了凸起式锯齿流变的发生. 孪晶界数量对锯齿波形的影响证实了此观点.

利用拉伸试验机和纳米力学探针对一种无Si含P连续退火TRIP钢的力学性能和铁素体微区力学性能进行了研究. 宏观拉伸实验结果表明,无Si含P系TRIP钢拥有良好的力学性能, 其屈服强度高达550-600 MPa,抗拉强度在740 MPa以上, 断后延伸率均在25%以上.利用纳米力学探针对铁素体微区力学性能进行测试的结果表明, 无Si含P系TRIP钢铁素体纳米硬度值比中Si系TRIP钢纳米硬度值高约0.6 GPa,由此引起的屈服强度差异约为75 MPa, 抗拉强度差异约为80 MPa.

研究了Ni--10Al和Ni-xCr-10Al (x=3, 5, 10)合金在700-800℃的H₂-H₂S-CO₂混合气氛中的腐蚀行为.  结果表明,添加Cr可降低Ni-10Al合金的腐蚀速率; 在700℃, Ni-10Al合金氧化动力学曲线遵循直线规律, 而Ni-xCr-10Al合金的氧化动力学曲线则为多段抛物线; 在800℃, 所有合金的腐蚀均遵循近似抛物线规律且合金中的Cr含量越高腐蚀速率越低; Ni-10Al合金生成含Ni₃S₂和Al₂O₃的复杂氧化膜; Ni-3Cr-10Al生成不规则的Al₂O₃膜, 其下为CrS的内腐蚀区;而Ni--5Cr--10Al和Ni--10Cr--10Al则生成Al₂O₃薄膜.计算了混合气氛中的平衡氧势和硫势, 预测了合金与气氛可能发生的反应, 并解释了腐蚀机制.

采用SEM, XRD和TMS系统地研究了电弧熔炼Fe_100-xNb_x(x=6, 9,12, 15, 17)合金的显微组织和压缩性能. 结果表明, 合金主要由初生相(α-Fe或Fe₂Nb)和共晶组织(L→α-Fe+Fe₂Nb)组成;Fe₉₁Nb₉合金具有最佳的综合力学性能, 其压缩断裂强度可达1.63 GPa,屈服强度可达1.04 GPa, 压缩应变延伸率可达23%. 用Hf部分代替Fe₉₁Nb₉合金中的Nb, 对合金的显微组织和压缩力学性能不产生明显影响; 用Y部分代替Fe₉₁Nb₉合金中的Fe会使合金的力学性能急剧恶化.

在渗碳20CrMnMoAl钢表面通过热处理获得了硬贝氏体组织, 对其组织结构特征进行了研究. 首先, 利用自行设计的滴注式可控气氛全自动渗碳炉, 在930℃对20CrMnMoAl钢渗碳处理8 h, 使钢表面的C含量达到0.81%(质量分数). 将经过渗碳处理的试样在930℃保温20 min进行奥氏体化处理, 然后淬入温度分别为220, 250和300℃的盐浴中, 并分别保温0.5-50 h后空冷.利用OM, TEM, XRD及显微硬度计对热处理后渗碳层的组织和性能进行分析研究. 结果表明,该钢经过220和250℃保温一定时间后, 试样表层为超细硬贝氏体, 由平均尺寸为70-100 nm的贝氏体层片和分布于片间平均厚度为几纳米到几十纳米的残余奥氏体膜组成,试样表面硬度达到630 HV; 试样心部是低碳板条马氏体; 过渡层是硬贝氏体和低碳马氏体的混合组织.

根据焊接热影响区中不同亚区的热循环特征对低碳贝氏体钢进行了焊接热模拟实验.采用示波器载荷冲击试验机检测焊接热模拟试样的冲击韧性, 结合OM, SEM,TEM以及EBSD技术对模拟显微组织的观察, 分析了不同亚区的显微组织特征与冲击韧性之间的关系. 结果表明, 当冷却时间t_8/5=30 s时,各亚区的裂纹形核功相差并不太大, 其值在40-70 J之间. 细晶区(FGHAZ)具有良好的止裂能力, 裂纹扩展功高达122 J; 而部分相变区(ICHAZ)和粗晶区(CGHAZ)的裂纹扩展功较小, 分别为51.8和17 J. 随t_8/5的延长,各亚区的裂纹形核功和扩展功均下降, 其中CGHAZ的裂纹形核功和FGHAZ的裂纹扩展功的下降最为显著. 不同冷却速率下, M--A组元尺寸和形态的变化是影响裂纹形核功的重要因素. 对于裂纹扩展功来说, 高冷却速率下,具有高密度大角晶界的FGHAZ具有良好的抗裂纹迅速扩展的能力,但当冷却速率降低, 由于原始奥氏体晶粒长大而使裂纹扩展功下降.ICHAZ有效晶粒尺寸不均匀, 并随冷却速率的降低, 晶粒尺寸明显增大,裂纹扩展功下降. 而在CGHAZ中原始奥氏体晶粒显著粗化, 大角晶界密度的下降导致裂纹扩展功降低; 随冷却速率的降低, 原始奥氏体晶粒内的取向变得更为单一,裂纹扩展功进一步降低.

用电沉积的方法在Ni基体上制得了Zn--In合金, 采用ICP, SEM和EDS研究了电镀Zn-In合金的组织和成分, 采用LSV, CV和EIS等方法研究了不同镀时下电镀Zn-In合金在碱性溶液中的电化学行为.结果表明, 沉积时间越长,合金中In的含量越高; 与镀时为20和30 min相比, 10 min为较佳镀时, 在此镀时下,Ni基体表面能形成均匀平整的Zn--In合金, 延长镀时, 会因为局部In颗粒生长过快使Zn-In合金均匀性变差; Zn-In合金中的In能提高Zn电极的析氢过电位,增加Zn阳极溶解电阻, 可有效抑制Zn自腐蚀共轭反应的两支;  当Zn活化溶解时,In的存在还提供了骨架的作用, 为OH^-通过合金表面跟内层的Zn反应提供了通道,使得Zn的致钝电位发生正移, 活化电位区间也得到拓宽, Zn的钝化得到延缓,放电深度得到加强, 放电容量得到提高; Zn的活化溶解产物易于在In电极表面还原,Zn的充放电性能得到改善.

受控脉冲穿孔等离子弧焊接(PAW)过程中, 小孔形状随焊接电流动态变化,经历“形成-长大-缩小-闭合”的变化过程. 本文在对受控脉冲PAW瞬态温度场进行数值模拟的基础上, 通过分析焊接熔池表面的受力状态,建立了小孔形状的模型, 考虑了盲孔(小孔深度小于工件厚度)和穿透小孔2类情况.对焊接熔池内三维小孔在一个脉冲周期内的变化过程进行了数值计算.进行了受控脉冲PAW工艺实验, 验证了穿孔持续时间的数值分析结果.

用线性极化法(LPR)研究了3Cr管线钢在高温高压CO₂腐蚀环境下的腐蚀速率, 利用电化学阻抗谱(EIS)结合SEM与EDS研究了腐蚀不同时间的腐蚀产物膜. 利用EIS监测到腐蚀产物膜中出现二次富Cr程度低的内层膜, 并对其进行了分析. 结果表明, 腐蚀产物膜分为向基体内部原位生长的非晶富Cr层与腐蚀后期在其上沉积的FeCO₃晶粒层两部分, 腐蚀膜内含Cr化合物的不断富集和致密度的提高, 是腐蚀速率持续下降的主因; 含Cr化合物的成膜需要一定的Cr³⁺浓度; 由于3Cr管线钢的点蚀源处的局部腐蚀速率较快, 导致Cr³⁺局部富集成膜, 使点蚀源内腐蚀产物膜Cr/Fe比远高于周围, 从而抑制了蚀坑的发展.

研究了激光熔覆后经600-1000 ℃退火处理的FeCoNiCrAl₂Si高熵合金涂层的组织和性能. 结果表明, 激光熔覆过程中的快速凝固条件有利于抑制涂层中金属间化合物的析出, 涂层具有bcc结构, 为有序固溶体, 具有较高的硬度(900 HV_0.5), 相结构和硬度的高温稳定性好; 涂层组织为树枝晶,Fe, Cr和Si在枝晶间富集, 而Ni, Co和Al在枝晶中富集. 随退火温度升高, Al和Si的偏析程度加剧, 而其余元素的偏析变化不明显. EBSD研究显示熔覆态涂层的枝晶和枝晶间界面分布有大量小角度晶界, 经600 ℃退火5 h后小角度晶界转变为大角度晶界, 晶粒被细化.

应用分子动力学方法计算了TiAl合金基体表面的Ti薄膜在温度升高过程中的结构变化, 计算中所用的势由嵌入原子模型得到, TiAl合金基体表面的结构分为Ti和Al原子层2种情况. 通过对键类型、原子均方位移、原子密度分布和分层局域结构内的原子排布等随温度的变化进行分析, 发现在升温过程中由于原子之间位置的交换, 薄膜结构分阶段发生变化; 基体表层分别为Ti或Al原子层时, Ti薄膜内的原子排列结构呈现出不同的变化形式.

利用Ti与AlN之间的高温化学反应, 在TC4钛合金表面激光原位合成了TiN/Ti₃Al基金属间化合物复合涂层. 借助XRD和SEM分析了涂层的物相组成和显微组织. 结果表明,涂层主要由TiN和Ti₃Al组成. 当Ti与AlN摩尔比为4∶2时, 涂层中TiN含量随激光功率密度的增大而减小; Ti与AlN摩尔比为4∶1时,TiN含量随激光功率密度的增大而增大. TiN增强相点阵常数的精确计算显示, 涂层中TiN相出现晶格畸变现象, 结合EDS分析表明, TiN固溶的Al含量随功率密度的增加而减小. SEM分析表明, TiN增强体的生长形态随着激光功率密度的增大由棒状逐渐向颗粒状转变. 当Ti与AlN的摩尔比为4∶1,激光功率密度为15.28 kW•s?cm^-2时, 涂层表面的宏观形貌较好,微观组织无气孔和裂纹, 试样截面显微硬度自基体至涂层表面变化平缓, 涂层平均显微硬度达到844 HV_0.2, 约为基体合金的3.4倍.

将V-Nb-Mo微合金钢在1200℃固溶处理0.5 h后淬火, 然后在不同的温度(500-650℃)回火4 h, 或在650℃回火不同时间, 用显微硬度判定等温回火和等时回火时析出碳化物强化机制的转变点, 用三维原子探针(3DAP)表征碳化物的析出特征, 并测量其等效半径r_p.根据第二相与位错交互作用的强化理论, 共格应变强化主导切过机制,计算了位错切过向绕过机制转变时第二相的尺寸. 结果表明, 3DAP测量和强化理论计算得到的第二相的临界转变半径十分吻合, 约为1 nm, 表明用共格应变强化切过机制可以很好地预测析出强化作用最显著时第二相的尺寸.