设计了一种低应力下容易发生ε马氏体转变的Fe-17Mn-6Si-0.3C高Si高Mn钢. 采用OM, XRD和TEM研究了高Si高Mn钢和传统高Mn钢在静态拉伸和动态冲击时的力学性能及组织演化. 结果表明: 静态拉伸下高Si高Mn钢比传统高Mn钢具有更高的加工硬化速率; 动态冲击下高Si高Mn钢的表面硬度高于传统高Mn钢, 而冲击变形量却显著低于传统高Mn钢.高Si高Mn钢变形时应力诱发ε马氏体转变的优先发生是导致上述结果的原因. 这个结果间接证实了传统高Mn钢的异常加工硬化能力来源于形变孪晶的形成及其因C原子存在导致的严重晶格畸变.

利用电子万能试验机和分离式Hopkinson拉杆装置对DP1180冷轧双相钢分别进行应变速率为0.001 s^-1和500, 1750 s^-1的准静态和动态拉伸实验, 根据修正的Swift真应力--应变模型对实验数据进行了非线性拟合, 并用修正的Crussard--Jaoul分析法计算出修正的Swift模型的应变硬化指数. 结果表明: 在准静态和动态拉伸下, 都存在两阶段应变硬化特性, 第一阶段随应变速率的增加应变硬化能力增强; 第二阶段随应变速率的增加应变硬化能力减弱; 转折应变随应变速率的增加从3.12%减小到1.28%. 在高应变速率下, 马氏体附近的铁素体由于受到变形协调性的限制, 形成位错结构胞块, 其尺寸可达约90 nm, 而且几何必需边界(GNB)的存在使得DP1180双相钢在高应变速率下变形过程中不至于瞬间破坏; 在应变速率为1750 s^-1时, 绝热温升Δ T=103 ℃使得马氏体更容易发生塑性变形.

通过工艺控制得到了不同尺寸及分布特征的析出相, 研究了其对再结晶织构的影响. 结果表明: 降低精轧温度有利于尺寸更加细小、分布更加弥散的析出相TiC的形成, 经冷轧及退火后这种析出相分布特征可遗传至冷轧退火板; 粗大、稀疏析出相的样品具有较强的γ纤维再结晶织构; 细小、弥散的析出相有助于随机取向再结晶晶核的形成, 抑制再结晶晶粒的长大, 从而弱化了γ纤维再结晶织构及恶化了冷轧退火板成形性能; 析出相对随机取向晶粒形核的作用及晶界迁移的钉扎作用是控制铁素体不锈钢再结晶织构的重要因素之一.

在MMS-300热模拟机上对800H合金进行了单道次压缩实验, 结合EBSD和TEM等技术, 研究了该合金在850-1100 ℃和0.01-10 s^-1变形条件下的动态再结晶行为. 结果表明, 当变形温度低于950 ℃时, 析出了大量Cr₂₃C₆和Ti(C,N)析出相, 其对动态再结晶行为产生明显的抑制作用. 建立了2段温度区间内(850-950 ℃和950-1100 ℃)800H合金的热变形本构方程; 采用lnθ-ε曲线的三次多项式拟合求解拐点的方法, 较准确地预测了800H合金动态再结晶临界应力/峰值应力和临界应变/峰值应变的比值, 并建立了临界应力、临界应变与$Z$参数的关系;800H合金在热变形过程中动态再结晶形核机制主要包括应变诱导晶界迁移、晶粒碎化以及亚晶合并形核机制.

以核电站环形起重机用42CrMo耐热钢为研究对象, 分析了显微组织中碳化物形貌和分布随回火温度的变化及其对冲击韧性的影响.结果表明, 42CrMo钢经水淬后在500-650 ℃区间回火, 显微组织均为回火索氏体.随回火温度上升, -12 ℃冲击功先增加后减小; 经500和530 ℃回火后, 片状碳化物不均匀分布于原马氏体板条界上, 冲击功分别为26和44 J; 600 ℃回火后碳化物呈颗粒状弥散分布, 冲击功达到峰值104 J; 600 ℃以上回火, 颗粒状碳化物明显粗化,冲击功下降.碳化物的形貌和分布是影响42CrMo钢冲击性能的关键因素.

对可能影响锻造过程中大型钢锭内部孔洞型缺陷闭合的各种因素进行了系统研究. 结果表明, 变形温度、应变速率、摩擦系数、试样尺寸和孔洞尺寸对锻造过程中孔洞的闭合基本没有影响, 而试样高径比、孔洞位置和孔洞形状对孔洞的闭合有较大影响. 其中试样高径比和孔洞位置通过影响孔洞周围的应变条件来影响孔洞闭合, 是间接因素. 孔洞所在位置的应变越大, 孔洞越容易闭合. 孔洞形状是影响孔洞闭合的直接因素, 也是最本质的因素. 为了描述这种现象, 提出了孔洞高径比的概念. 模拟结果显示, 沿变形方向孔洞的高径比越大,孔洞越难闭合. 基于以上研究和大钢锭的实际解剖结果, 提出了全新的宽砧径向压实工艺(WRF法). 该工艺可使应变集中于钢锭中心区域, 并满足孔洞闭合所需的最佳高径比条件, 因此, 可高效愈合钢锭的中心缩孔、疏松. 工业实验验证了该工艺的有效性和实用性.

利用“团簇加连接原子”结构模型研究了马氏体沉淀硬化不锈钢的成分特征,结果表明, 此类钢的基础三元Fe-Ni-Cr高温奥氏体下限成分对应团簇成分式[NiFe₁₂]Cr₃, 其中NiFe₁₂为fcc结构, Ni为中心原子,其与12个Fe原子配位构成立方八面体团簇, Cr为连接原子. 以[NiFe₁₂]Cr₃为基础成分式, 根据团簇式自洽放大和相似组元替代原则, 添加C, Mo,Nb和Cu形成多元新合金, 采用铜模吸铸快冷技术制备合金, 并在1323 K保温2 h进行固溶处理后水淬, 然后再在753 K保温4 h进行时效处理. 结果表明,固溶和时效后的系列合金的组织和性能随合金化组元的种类及含量发生变化,其中{[(Ni₁₃Cu₃)Fe₁₉₂](Cr₄₅Mo_2.5Nb_0.5)}C₁合金在时效处理后具有较高的硬度和拉伸强度, 其硬度为397 HV, 屈服强度为971 MPa,抗拉强度为1093 MPa, 该成分合金在3.5%NaCl(质量分数)中性溶液中具有优良的耐蚀性能.

建立了新的模拟两相多孔材料烧结过程的相场模型, 采用Cahn-Hillard方程和Allen-Cahn方程来控制相对密度场和长程取向场的变化, 通过分析相场方程的特点, 对模型进行数学处理得到一组相场模型的唯象系数, 建立了原子扩散系数与晶界扩散、表面扩散和体积扩散的函数关系式. 模拟结果表明: 该模型能够有效地模拟两相多孔材料的烧结过程, 通过分析模拟图像可以很好地观察到两相多孔材料的微观组织演化过程.

将多态相场 (MSPF) 模型与晶格畸变模型结合, 根据合金的储存能分布,应用于亚晶组织的演化研究. 通过构造变形晶粒的初始亚晶组织,计算模拟再结晶过程中亚晶通过合并与吞噬机制进行长大的微观演化过程,系统研究了变形量对亚晶尺寸分布和亚晶长大速率的影响. 结果表明,在储存能较高的区域(如晶界附近处), 亚晶较细小, 分布较密集;再结晶过程中, 亚晶密度高的区域最先出现亚晶合并和吞噬现象,并通过该机制使再结晶晶粒形核和长大; 而在变形晶粒内部,亚晶分布较均匀且数量密度低, 尺寸较大, 亚晶合并长大的速率较慢.再结晶晶粒尺寸权重概率分布表明, 变形量大的合金, 晶粒尺寸较快地变大,完成再结晶的时间较短, 而变形量较小的合金, 晶粒尺寸变化较慢,再结晶完成的时间较长. 亚晶组织演化的模拟结果与实验结果相符.

研究了亚固溶和过固溶处理对Ni-Co基高温合金在400和450 ℃和不同应变速率下拉伸时的锯齿状塑性失稳现象的影响. 实验结果表明, 过固溶合金的晶粒尺寸和二次γ'相间距大于亚固溶合金. 2种固溶处理后的合金都表现为反常动态应变时效, 其锯齿状流变现象都是由置换固溶原子和可动位错的相互作用引起的. 2种固溶处理后锯齿状流变的临界应变量的差别与合金内二次γ'相的间距和塑性变形时合金内位错密度有关; 其应力差值的区别与塑性变形时合金内位错密度及由晶界控制的扩散有关.

采用2种不同平台尺寸的模型试样, 对镍基单晶高温合金定向凝固过程中的杂晶形成倾向性进行量化研究, 对不同合金的杂晶形成倾向性及杂晶在平台内的形成机制进行探索. 结果表明, 平台长度越长、高度越小时,杂晶越容易在平台内形核并长大; 在第一、二、三代镍基单晶高温合金SRR99, DD5和DD90中,第一代合金的杂晶形成倾向性最弱, 第二代次之, 第三代最强;凝固时平台尖角处的过冷度大于平台内部的过冷度, 且随着平台长度增加和平台高度减小, 平台尖角处的过冷度增大, 当平台尖角处的过冷度达到临界形核过冷度时, 杂晶在平台尖角处形核并快速长大进入平台内部.

通过对传统定向凝固(HRS)及液态金属冷却(LMC)$\,$2种工艺制备的镍基单晶高温合金铸态微孔和固溶微孔尺寸与分布的定量表征,分析了制备工艺以及合金成分对单晶合金铸态及固溶微孔形成的影响. 结果表明: 合金成分的差异导致本研究中HRS合金铸态微孔体积分数低于LMC合金. 2种合金经固溶热处理后, 在靠近表面的贫Al层及附近均形成大量的圆形固溶微孔, 该类微孔的数量随着与表面的远离而减少. 高温空气环境下Al向表面扩散形成贫Al层, 进而由于Kirkendall效应形成近表面固溶微孔. 高温下枝晶干和枝晶间的元素在扩散过程中产生的Kirkendall效应是合金内部固溶微孔的主要成因. LMC合金较小的一次枝晶臂间距和较低的元素凝固偏析程度使得其内部产生的固溶微孔数量远小于HRS合金.

以Sm₅Co₂合金为例, 提出了富Sm型单相纳米晶结构的Sm-Co合金的制备方法. 物相分析和显微组织观测表明, Sm₅Co₂合金只含有纯净的单斜结构Sm₅Co₂相, 晶粒组织细小均匀, 平均晶粒尺寸约为10 nm.在此基础上, 对制备的单相Sm₅Co₂纳米晶合金块体材料的磁性能和力学性能进行了全面表征和分析. 结果表明, 与同种成分的粗晶合金相比,纳米晶Sm₅Co₂合金的磁性能明显提高, 且硬度和弹性模量均有不同程度增加.

本工作提出一种新的辐照损伤合金化方法, 首先采用离子注入技术将离子束注入金属, 使其产生包括空位在内的辐照损伤, 然后利用辐照损伤来诱发互不固溶金属之间的扩散和合金化, 从而实现金属界面之间的冶金结合. 扩散层中形成的非晶合金相是形成冶金结合的关键. 基于该辐照损伤合金化机制, 制备出了高性能的空间飞行器太阳能电池阵互连片用Mo/Ag层状复合材料,这种材料与空间GaAs电池片的单点电阻点焊拉伸强度最高达到了150 MPa, 平均为130 MPa, 超过了国家军用标准和航天用户提出的指标要求.

将Q235碳钢在流动海水中浸泡280 d, 利用失重法和多种腐蚀电化学方法研究了其在浸泡过程中的腐蚀规律. 结果表明, 与静止海水浸泡相比, 在流动体系长时间浸泡后, 电极表面几乎不存在疏松的黄色锈层, 而被一层致密的黑色腐蚀产物所覆盖;失重法测得的腐蚀速率随腐蚀时间延长呈现减小的趋势, 并最终趋于稳定,与静止海水相比, 流动海水中的腐蚀速率高出约1倍; 电化学方法测得的腐蚀速率则随浸泡时间的延长而增大, 与失重法的结果之间存在较为明显的偏差,并且浸泡时间越长, 这一偏差越明显. 长期浸泡后, 碳钢表面的锈层对电化学测试结果产生影响, 是导致电化学方法不能准确评估腐蚀速率的原因.

通过循环载荷实验, 研究了管道涂层剥离条件下, 阴极保护电位对X70管线钢在近中性pH值溶液(NS4溶液)中应力腐蚀裂纹萌生的影响. 利用SEM观察了距涂层剥离口不同距离处的应力腐蚀裂纹的萌生情况.结果表明, 外加-850 mV阴极保护电位时, 剥离涂层下样品表面裂纹的萌生程度随距离涂层开裂口长度的增加而逐渐减轻; 外加-1000 mV阴极保护电位时,剥离涂层下样品表面裂纹的萌生程度随距离涂层开裂口长度的增加而稍有增加, 但缝隙内各个位置的裂纹萌生程度低于-850 mV极化电位下缝隙内部相应位置的裂纹萌生程度; 涂层的剥离降低了阴极保护的效果, 要达到涂层完整时的阴极保护效果, 则需要使阴极保护电位适当负移.

利用改良型硫酸盐--氯化物镀液体系, 进行了晶圆级Fe-Ni凸点下金属层(UBM)电镀工艺的开发研究. 研究了镀液中Fe²⁺含量、电镀温度及电流密度对镀层成分的影响规律, 得到了特定工艺条件下镀层成分控制的完整曲线;测量了不同电镀时间和不同电流密度下的镀层生长速率, 为实际生产中控制UBM镀层的厚度提供了依据; 利用XRD和TEM对镀层的晶体结构及微观形貌进行了表征; 利用滴定、等离子体发射光谱(ICP)等手段, 对镀液在生产及静置条件下主盐离子浓度的变化趋势进行了监测, 测定了抗坏血酸在镀液体系中与Fe³⁺的反应能力, 提出了镀液的日常维护、保存、调控方案以及Fe³⁺的抑制方案.