对Fe－22Mn－3Si－2Al高锰TRIP/TWIP钢拉伸变形后的组织、性能特点进行研究, 利用EBSD技术分析了形变过程中马氏体相变的晶体学特点. 结果表明, Fe－22Mn钢形变前含有大量硬度高于奥氏体的热致ε－M; 拉伸变形后, 热致ε－M转变为α’－M, ε－M与α’－M相变有明显的先后顺序, 即具有不同步性. Fe－22Mn钢拉伸时TRIP效应和TWIP效应共存, 具有良好的塑性和强度结合, 且ε－M没有引起低温脆性.热致ε－M为倾转的基面取向, 形变时易发生基面滑移, 并发生少量86°<11200>孪晶, 在出现30°<0001>误标后与ε－M基体形成93°<7253>取向关系. 形变后α’－M取向绕<110>转动, 变得漫散, 形成“彗星拖尾”现象. 同时, 形变过程中奥氏体的取向也发生转动, 产生绕<110>轴的小角度取向差. 此外, 原始奥氏体中的大量退火孪晶界对马氏体相变有促进作用.

进行了体积含量为55%的高体积分数SiC_P/Al合金复合材料拉伸特性实验, 发现其应力--应变曲线具有明显的非线性特征.断口分析结果表明: 高体积分数SiC_P/Al合金复合材料呈现典型的脆性平齐断口, SiC颗粒形状很不规则, 且带有尖角, 材料内部存在孔洞、微裂纹、界面脱黏等微观缺陷. 针对断口分析结果, 提出了两端带尖角的多边棱柱颗粒的体积单胞和组合单胞模型, 适用于模拟SiC_P/Al合金复合材料颗粒形状不规则以及分布不均匀的情况, 具有较好的预测精度. 建立了含缺陷体积单胞和组合单胞模型, 预测结果表明, 界面脱黏是高体积分数SiC_P/Al复合材料拉伸应力--应变呈现非线性的主要原因.

采用数字图像相关(DIC)方法原位测定了NiTi形状记忆合金薄带在单轴拉伸下变形时的应变场,采用红外热成像法(IR)原位测定其温度 场, 并定量获得了单轴拉伸加载-卸载条件下马氏体带局部化的全场应变与温度信息. 同时研究了相变带的形核、扩展、合并、缩减、 分裂及消失等过程中相变带内和带外应变场、温度场、厚度场及折曲角场的变化规律. 结果表明, 相变应变主要集中在相变带内部, 而带外应变量很小, 温度场和厚度场变化主要集中在相界面移动的前端,折曲角场变化集中在相变前端且带内分布不均匀.

根据KRC和LFG模型提出的Fe-C合金的奥氏体相变机制, 系统地计算了过冷奥氏体的相变驱动力, 从热力学的角度分析了过冷奥氏体分解生成纳米级渗碳体颗粒的可能性, 并且在热轧后超快速冷却的条件下, 发现热轧亚共析钢的组织中存在大量纳米级渗碳体弥散分布的区域, 渗碳体的尺寸在十到几十纳米, 实现了在无微合金元素添加的条件下渗碳体的纳米级析出. 此外, 在过冷奥氏体组织中先共析铁素体附近存在大量的富C区, 根据平衡浓度计算, 局部C的摩尔分数可达到0.04-0.08, 这部分高浓度的奥氏体分解析出纳米级渗碳体的倾向性更大.

研究了最低屈服强度为235 MPa的Q235钢经新型淬火－分配－回火(Q－P－T)工艺处理后的力学性能和焊接性能. 结果表明, 经Q－P－T处理后的Q235钢(QPT235钢)强度得到了大幅度的提升: 屈服强度和抗拉强度分别达到435和 615 MPa. 采用相同焊料和焊接工艺, QPT235钢焊接接头的力学性能比Q235钢显著提高, 前者的抗拉强度约为532 MPa, 延伸率约为16.7%, 而后者的抗拉强度约为414 MPa,延伸率约为12.4%. 显微组织观察揭示了QPT235钢性能改善的原因: QPT235钢焊接热影响区中铁素体晶粒和珠光体层片显著细化, 并避免了魏氏组织的大量出现; 在QPT235钢的母材和热影响区中均存在硬相马氏体、贝氏体和软相残留奥氏体的复合组织, 取代了Q235钢中部分的铁素体和珠光体.

采用动电位极化曲线、电化学阻抗谱(EIS)、浸泡实验等方法研究了交流电流密度(0-100 A/m²)对X70钢电化学行为的影响, 采用OM和SEM观测了X70钢交流腐蚀产物及蚀坑形貌, 探讨了交流电诱发金属腐蚀的机理. 结果表明, 在交流电影响下, X70钢的腐蚀电位向负向偏移, 偏移量和腐蚀速率随着交流电流密度的增大而增大. 低电流密度下, X70钢的EIS特征为容抗弧, 没有出现明显的感抗特征及扩散特征, 在低电流密度下X70钢表面发生了均匀腐蚀. 当交流电流密度增大时, EIS低频区出现Warburg阻抗特征, 表明试样表面的腐蚀过程由扩散控制, 局部腐蚀特征明显. 交流电对金属极化作用产生重要影响, 交流电正、负半周期内的极化效果不对称诱发了金属腐蚀.

利用高压釜腐蚀实验研究了Zr-1Nb-xBi(x=0.05-0.3, 质量分数, %)合金在360 ℃和18.6 MPa去离子水中的耐腐蚀性能. 结果表明, 在Zr--1Nb合金的基础上添加Bi能明显改善其耐腐蚀性能, 且随着Bi含量的增加, 合金的耐腐蚀性能进一步提高.合金显微组织的TEM观察和EDS分析表明, 合金中存在ZrNbFe型和β-Nb第二相,Bi含量对第二相的种类、尺寸和数量没有明显的影响; 0.3%的Bi可全部固溶在α-Zr基体中, 且不影响Nb的固溶含量. 氧化膜断口和内表面形貌的SEM观察表明,固溶在α-Zr基体中的Bi能够明显延缓氧化膜显微组织的演化, 包括孔隙发展成为微裂纹的过程和柱状晶向等轴晶的转变.

采用SCN--1.7%Eth(质量分数)透明模型合金, 应用自制的晶粒择优取向角度可控的透明模型合金双籽晶试样盒, 对定向凝固中双晶竞争生长的微观组织演化进行了实时观察, 研究了二维条件下, 抽拉速率和晶粒取向对发散晶粒竞争淘汰的影响. 结果表明, 对于发散双晶, 随抽拉速率的提高, 择优取向晶粒淘汰非择优取向晶粒的速度变慢, 其主要原因在于, 抽拉速率增大会减小一次枝晶间距并降低择优取向晶粒一次臂新增频率; 当择优取向晶粒优先生长方向与热流方向不完全一致时, 在特定抽拉速率下, 择优取向晶粒由于受到型壁的制约, 最终亦可能被淘汰.

铸造K480镍基高温合金经固溶、时效处理后, 在900 ℃长期时效3000 h. 分别用OM和SEM对合金的晶界组织进行了观察, 用EDS对合金中相的成分进行了测量. 结果显示, K480合金的晶界为曲折的锯齿形晶界, 该晶界由含碳化物晶界及含γ’晶界两部分构成. 随着时效时间的延长, 两部分晶界均发生粗化. 其中含碳化物晶界中的MC碳化物分解形成M₆C相和η相,并随时间长大; 而含γ’晶界中不连续γ’相逐渐相连并形成γ’相条带. 含碳化物晶界的粗化比要高于含γ’晶界, 且随时效时间延长, 二者的差异变大. 用Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov (JMAK)方程量化了时效过程中碳化物晶界和γ’晶界随时效时间的粗化行为, 实验数据与计算结果吻合, 表明二者的粗化行为随时间的演变规律是遵循着JMAK方程的变化形式.

测定了新型粉末高温合金FGH98在650 ℃空气环境中的疲劳裂纹扩展速率, 与前两代粉末高温合金FGH95和FGH96的裂纹扩展速率进行了比较分析, 研究了合金显微结构以及保载时间对FGH98合金裂纹扩展速率的影响. 结果表明, FGH98合金的高温疲劳裂纹扩展抗力较前两代粉末高温合金有了明显提高. 控制固溶后以适当的方式冷却, 使得二次和三次γ’相均匀匹配析出, 可以获得具有良好疲劳裂纹扩展抗力的合金组织. 粗晶组织有利于降低FGH98合金的疲劳裂纹扩展速率, 尤其是在近门槛区. FGH98合金的高温疲劳裂纹扩展速率随保载时间的增加而增加, 其断裂模式相应地从穿晶-沿晶混合断裂变为沿晶断裂.

研究了Cu/Sn/Ni--P线性焊点在150和200 ℃, 电流密度1.0×10⁴ A/cm²的条件下化学镀Ni--P层消耗及其对焊点失效机理的影响. 结果表明, 在Ni-P层完全消耗之前, 阴极界面的变化表现为: 伴随着Ni--P层的消耗, 在Sn/Ni-P界面上生成Ni₂SnP和Ni₃P; 从Ni-P层中扩散到钎料中的Ni原子在钎料中以(Cu, Ni)₆Sn₅或(Ni, Cu)₃Sn₄类型的IMC析出, 仅有很少量的Ni原子能扩散到对面的Cu/Sn阳极界面. 当Ni--P层完全消耗后, 阴极界面的变化主要表现为: 空洞在Sn/Ni₂SnP界面形成, Ni₃P逐渐转变为Ni₂SnP, 空洞进一步展形成裂缝, 从而导致通过焊点的实际电流密度升高、产生的Joule热增加, 最终导致焊点发生高温电迁移熔断失效.

为了改善Fe-Ga合金的磁致伸缩性能, 采用真空非自耗电弧炉制备了Fe₈₃Ga₁₇Ce_x (x=0.0, 0.2, 0.4, 0.6, 0.8, 1.0)合金,用X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜及能谱仪(SEM/EDS)分析了合金的微结构,用电阻应变法测量了合金的磁致伸缩性能. 结果表明: Fe₈₃Ga₁₇合金由单一的bcc结构A2相组成. 而添加稀土Ce后, 除x=0.2合金外,Fe₈₃Ga₁₇Ce_x合金主要由bcc结构的A2相和CeFe₂第二相组成.此外, Fe₈₃Ga₁₇合金的微观组织是晶粒粗大的等轴晶,而Fe₈₃Ga₁₇Ce_0.8合金的微观组织是晶粒细小的柱状晶.与Fe₈₃Ga₁₇对照合金相比, 除x=0.2合金的磁致伸缩系数略小于对照合金外,其他添加稀土Ce后的合金样品磁致伸缩系数均明显增加. 添加稀土Ce后,Fe₈₃Ga₁₇Ce_x合金的磁致伸缩系数随稀土Ce含量的增加呈现出先增加后减小的变化趋势, x=0.8合金的磁致伸缩系数最大,在557 kA/m外加磁场下, 磁致伸缩系数达到356×10^-6.

采用连续切片技术重构了定向凝固Cu-10.25%Mg过共晶合金中初生Laves相Cu₂Mg的三维枝晶形貌. 结果表明,Cu₂Mg二次枝晶的三维生长形态在不同凝固环境中呈现“八面体”、“棱面”或“板条”状, 侧枝生长形态不对称,二维截面组织中沿生长方向不连续的枝晶实质上是枝晶二次侧枝的横断面组织, 部分沿生长方向分叉的枝晶仅是某个初生枝晶一次轴的局部, 而非二维截面组织推断出的初生枝晶分叉现象.20 μm/s抽拉速率下合金的一次和二次枝晶间距分别为112.53和40.78 μm, 该值与凝固分数f_s=0.6时侧枝呈现“板条”枝晶的一次和二次枝晶间距测量值123.30和44.82 μm相近, 比f_s=0.8时侧枝呈现“八面体”枝晶的值198.00和47.66 μm要小. 三维初生Cu₂Mg枝晶“八面体”、“棱面”和“板条”侧枝的生长速率数值分别为1.40, 1.94和2.66 μm/s, 比一次枝晶主干生长速率要小近一个数量级.

在不同温度测量Sn-20%Pb合金直流电阻时, 沿纵向施加交流磁场. 结果发现: 对固态样品, 无论是在室温还是在接近固相线的温度, 磁场都没有引起电阻增加. 对液态样品, 施加磁场后, 电阻开始逐渐增大, 停止施加磁场, 增大的电阻维持一段时间不变后, 才缓慢恢复到施加磁场前的初始值. 金相显微镜和扫描电镜结果表明, 交流磁场不仅使初生β-Sn的晶粒明显细化, 还使Pb在初生β-Sn的晶粒内的含量增加, 且Pb的分布更均匀. 利用无序理论, 对实验结果进行定性讨论, 认为交流磁场的电磁搅拌作用破坏了Sn-20%Pb熔体的短程有序, 增大了系统的无序度, 使部分扩展态电子转变成局域态电子, 从而使熔体的电阻增大.

在不同塑性应变幅下对[233]共面双滑移取向Cu单晶体进行疲劳实验直至循环饱和, 然后在不同温度进行退火处理.利用SEM-ECC和TEM观察疲劳位错结构及其退火后微观结构的变化. 结果表明, 退火温度为300 ℃时, 位错结构均发生了明显的回复, 高应变幅下疲劳样品中甚至出现了部分再结晶. 在500和800 ℃退火, 所有晶体都发生了严重的再结晶, 并且有大量的退火孪晶出现. 随着塑性应变幅和累积塑性应变量的增加, 应变集中程度明显增加, 为再结晶的发生和孪晶的萌生提供了更大的局部应变能, 所以再结晶发生得更为显著, 退火孪晶变得更为粗大且数量增加. 退火孪晶的形成与层错的出现有密切关系. DSC测试分析表明, 再结晶的发生不是突发式的, 而是一个缓慢的过程.

利用相场模型研究了Ni₄Ti₃沉淀相自催化效应的产生机制, 基于体系各种能量的变化规律研究了自催化生长效应中合理的Ni₄Ti₃变体群的排列方式. 模拟研究结果表明, 在模拟最初的时间内, 为缓解球形Ni₄Ti₃相与NiTi基体相形态上的不匹配, 体系的化学自由能逐渐增大, 弹性能和界面能逐渐减小; 当Ni₄Ti₃相与NiTi基体相达到最佳匹配后, 相变过程中化学自由能逐渐减小, 弹性能和界面能逐渐增大; 整个相变过程中体系向低能量态发展. 同取向变体的梯形排列模式具有最大的优先性, 其次是同取向变体的水平排列方式, 再次是不同取向变体的边--面排列方式, 最不具优先性的是同种变体的垂直排列模式. 相场模拟结果深化并拓展了已有实验结论.

假设NiTi单晶在相变过程中具有层状的微观结构及理想的界面连续条件, 推导出各相微观量与宏观量之间的关系, 及相变驱动力的表达式, 建立了单晶相变的控制方程, 从而得到单晶的本构模型. 以此为基础, 利用Tayloy假设, 建立了NiTi多晶的本构模型. 通过控制应变进行加载, 数值模拟了恒温条件下具有{111}织构的NiTi合金的力学响应, 得到的应力-应变曲线与实验结果吻合较好. 利用模拟结果讨论了拉伸与压缩的不对称性、软化和温度对NiTi合金变形的影响.