采用双层气流保护TIG焊接方法, 有效地向高氮钢液态熔池过渡活性组元O, 使熔池对流形式由外向对流转变为内向对流, 获得窄深型焊缝; 窄深型焊缝有效降低熔池表面宽度, 减少了焊缝N元素的溢出. 研究了不同热输入下(不同电流下)熔池形貌和焊缝冲击韧性的变化规律, 结果表明, 随着焊接热输入的增加, 焊缝δ铁素体含量增加, 焊缝冲击性能没有明显变化. 冲击断口的SEM观察显示,冲击断口含有大量短而深的裂缝和“骨架状”撕裂的界面, 经EDS分析, 开裂位置为δ铁素体. 高氮钢焊缝中的δ铁素体和奥氏体界面结合强度低, 在承受冲击载荷时两相界面首先开裂, 裂纹沿两相界面迅速扩展, 引起焊接接头脆性断裂.

将30MnB5热成形钢采用淬火+回火处理, 利用电子背散射衍射(EBSD)技术研究了淬火态和不同温度回火后马氏体变体与母相的取向关系及其取向差变化, 采用单个原奥氏体晶粒区域做出的马氏体{100} 极图, 并结合等密度线极图的方法对马氏体变体与母相的取向关系进行了判定. 结果表明, 30MnB5热成形钢淬火后得到的马氏体变体与母相的取向关系更接近N-W关系, 实际极点分布在理论极点周围, 并且经不同温度回火后, 马氏体变体与母相的取向关系没有明显改变, 但变体数目有减少的趋势. 淬火态和不同温度回火后马氏体变体的取向差都主要分布在5°以下和50°以上, 随着回火温度的升高, 小于5°的小角度晶界略微减少, 但仍占较高的比例, 而大于50°的大角度晶界则呈上升趋势. 这些小于5°的小角度晶界主要存在于马氏体变体内部, 源自马氏体板条间的取向差, 是导致不同马氏体变体间的角度离散分布在理论值周围的主要原因.

对冷作模具钢SDC99盐浴渗V中VC覆层形成机理进行了研究. 采用高分辨SEM和金相显微镜观察了渗V试样的横截面形貌及VC覆层微观形貌, 并利用EDS对表面元素进行了能谱分析, 利用XRD对盐浴试样表层进行了物相结构分析; 采用原位纳米力学测试系统TriboIndenter对渗V试样截面硬度梯度进行了测试. 结果表明: 盐浴温度越高, 在相同浸渗时间下形成的覆层越厚; VC覆层硬度约为22 GPa, 远高于基体硬度7.0 GPa, 覆层与基体之间硬度以较缓速度下降, 表明界面处基体组织能对VC覆层起到良好的支撑作用.覆层生长的过程为: 初始晶粒形核、长大, 并有亚微晶粒在其表面生长; 受钢中C活度的影响, 覆层晶粒长成等轴晶, 越靠近基体与覆层的界面, 晶粒尺寸越小. 在覆层晶粒生长初始阶段, SDC99钢上晶粒生长择优取向从(200)晶面转变为(111)晶面, 随着时间的延长, 覆层晶粒生长无明显择优取向, 生长为等轴晶.

采用机械合金化和热等静压方法制备了ODS-316奥氏体钢(316L+0.35%Y₂O₃+0.3%Ti, 质量分数). 由于应变诱导发生相变,机械合金化后的粉末存在α(FeCr)和γ (Fe, Ni)两相. 热等静压后的ODS钢基本为奥氏体单相, 这是由于在致密化过程中消除了应变. 通过对块体样品进行TEM观察和电子衍射谱标定, 观察到3类弥散颗粒: 立方晶系的Y₂Ti₂O₇和TiN及正交晶系的Y₂TiO₅颗粒, 其中富Y, Ti和O的弥散粒子分布较多. ODS-316奥氏体钢的抗拉强度达到726 MPa, 较普通316不锈钢有显著提高.

利用电液伺服高速试验机对DP780钢进行不同应变速率下的拉伸变形, 结合SEM和TEM等手段, 研究了应变速率对DP780钢拉伸性能及变形行为的影响规律及机制. 结果表明, 在较低应变速率(<10⁰ s^-1)条件下, 随应变速率增加, DP780钢的强度、塑性等力学性能均未见显著变化. 当应变速率超过10¹ s^-1后, DP780钢的强度和应变硬化指数n明显提高; 塑性在3~10¹-5~10² s^-1范围内出现大幅度增加的现象. 高应变速率的变形过程中, 铁素体基体中位错运动速度加快, 导致“近程阻力”增大, 使DP780钢的变形抗力随应变速率的增加而增大.在应变速率达到3~10¹ s^-1之后, 铁素体中可动位错数量的大幅度提高, 是DP780钢均匀伸长率和断后伸长率在3~10¹-5~10² s^-1范围内得以明显增加的主要原因. DP780钢中的铁素体/马氏体界面是塑性变形过程中位错塞积、微裂纹形核及扩展的主要位置, 而随应变速率的增加, 铁素体基体中的形变强化程度增大, 可降低铁素体基体与铁素体/马氏体界面之间塑性应变能差异, 延缓铁素体/马氏体界面处微裂纹的形成和扩展, 一定程度上提高了DP780钢非均匀塑性变形能力.

针对拉伸断口分离问题, 对热轧高强度低碳贝氏体钢进行了纵向常规拉伸实验和三主轴方向短试样拉伸实验. 结果表明: 在纵向和横向取样的拉伸实验中均发生了断口分离现象, 分离面均垂直于厚度方向, 即平行于轧面. 通过对断裂试样分离裂纹的SEM观察发现, 分离面具有明显的低塑性解理断裂特征.利用三主轴方向短试样拉伸实验证明了原始钢板在纵向、横向和厚度方向上具有相似的强度和塑性性能.通过有限元模拟的方法, 对颈缩过程中侧向拉伸应力的水平进行了估算, 发现即使在颈缩程度非常严重时,侧向拉应力仍远小于主拉伸应力. 由此提出了拉伸过程中沿厚度方向由塑性到脆性的转变机制, 并进一步揭示了断口分离并非意味着钢板沿厚度方向存在性能差异, 而是由于贝氏体自身特有的力学性能导致的,是经严重的拉伸塑性形变后织构状态演变、晶界重分布以及三向应力状态出现综合影响的结果.

利用TEM和HRTEM研究了400 ℃热老化2~10⁴ h后Z3CN20--09M不锈钢的微观组织, 用纳米力学探针研究了微区力学性能. 结果表明: 相比于原始状态, 经400 ℃热老化2~10⁴ h后, Z3CN20-09M不锈钢中的铁素体发生了调幅分解并且析出了G相, 导致铁素体的硬度增加和塑性变形能力下降. 利用原位疲劳试验机、SEM和电子探针研究了400 ℃热老化2~10^⁴ h后Z3CN20-09M不锈钢的微型平板试样拉伸行为. 结果表明: 热老化后, 不锈钢的屈服强度和断裂强度升高, 延伸率下降. 热老化不锈钢中铁素体发生解理断裂, 微裂纹萌生于相界并向铁素体内扩展; 奥氏体主要发生微孔聚集型韧性断裂, 并且在局部区域发生撕裂. 调幅分解是铁素体发生硬脆化和热老化前后Z3CN20-09M不锈钢拉伸断裂行为发生改变的根本原因.

以低碳钢为研究对象, 采用高功率CO₂激光焊接设备, 通过抛切焊缝断面统计气孔数量, 并观测焊缝中气孔位置和形貌, 研究了非熔透性深熔焊接过程中保护气体流量、激光束倾角、激光功率及焊接速率等工艺参数对低碳钢激光焊接气孔形成规律的影响. 结果表明, 在低碳钢CO₂激光非熔透性深熔焊接过程中, 气孔的形成主要源于焊接过程中匙孔的不稳定塌陷所形成的工艺型气孔, 在熔池中气泡逸出熔池的速率低于熔池金属凝固速率的情况下会产生气孔. 随着气体流量的增加, 气孔数量呈现先增加后减少的过程, 流量为35 L/min时气孔数量最少; 随着激光束倾角的增加, 气孔数量呈现先增加后减少的趋势,在满足较大熔深条件下, 倾角22.5°时可以获得较少的气孔数量. 激光功率为4 kW时气孔数量最少, 在0.75 m/min的低焊速下气孔得到较好抑制.

运用马氏体相变拓扑模型研究了Ni₂MnGa合金中相界面位错结构及马氏体相变晶体学, 并将计算结果与马氏体相变唯象理论进行了对比. 当选择相变位错b_+1/+1^D1和晶格不变应变位错b^L=0.186[111]_M作为吸收共格应变的界面缺陷, 且扭转角ω=3.2°时, 惯习面HP⁽²⁾的晶面指数为{0.691-0.117 0.713}_p, 与台阶台面的倾角为42.000°; 两相的位向关系为:(111)_p偏离(101)_M 0.317°, [110]_p偏离[111]_M约3.200°. 上述计算结果与基于马氏体相变唯象理论的估算值非常接近,表明Burgers矢量长度较小的界面缺陷在相变过程中更容易被激活, 由此计算所获得的理论结果也更符合马氏体相变唯象理论基于不变平面的假设. 另外, 还用马氏体相变拓扑模型计算并获得了马氏体相变唯象理论所无法获得的相界面缺陷网结构参数, 说明这种模型比唯象理论更普适、更优越.

采用镀Ni后焊接以改变焊缝金属的Ni含量, 再经时效处理的“复合法”工艺对焊缝金属的相变温度进行控制. 研究了镀层厚度和时效时间对焊缝金属相变温度的影响规律, 利用DSC, EDS, SEM, OM和XRD分析了焊缝金属的相变温度、化学成分和组织形貌, 并从析出相、晶粒择优取向及晶格畸变对马氏体弹性能和相变阻力的影响几方面分析了“复合法”控制相变温度的机理. 结果表明, 增加焊缝金属Ni含量仅能增加马氏体的弹性能, 导致相变温度降低; 而时效处理在增加相变阻力的同时也降低了马氏体的弹性能, 导致相变温度提高;控制“复合法”工艺参数则可以将焊缝金属中马氏体的弹性能和相变阻力控制在合理的范围内, 使焊缝金属的相变温度A_s和A_f与母材相当.

在HCO₃^-浓度为0.08 mol/L及不同浓度配比的SO₄^2-和Cl^-混合溶液中, 利用循环极化电化学测试方法和SEM, 对Cu工作电极的循环极化行为和点蚀表面形貌进行了系统的研究. 结果表明, SO₄^2-或Cl^-均能促进Cu的阳极溶解, 且二者间存在交互作用. Cl^-能降低Cu电极的腐蚀电位, 增强其电化学活性. 在点蚀敏感区域图中, Cu发生点蚀的临界Cl^-浓度为0.02 mol/L. 当Cl^-浓度较低时, SO₄^2-对点蚀敏感性无影响; 当Cl^-浓度为中等时, SO₄^2-抑制点蚀; 当Cl^-浓度较高时, SO₄^2-使Cu点蚀敏感性先升高后降低. 无论SO₄^2-浓度的高低, Cl^-都能促进点蚀. 在本研究体系中, Cu的点蚀敏感性强烈地受到Cl^-和SO₄^2-的影响.

通过粉末包埋渗法并经过真空均匀化热处理制备高比表面积的泡沫NiCrAl电热合金, 考察了真空均匀化热处理温度对泡沫NiCrAl电热合金中金属元素蒸发的影响, 采用SEM和XRD等分析手段, 研究了泡沫NiCrAl的成分、结构及其与电阻率的关系. 研究结果表明, 以泡沫NiCr为基材通过调整渗Al温度及适当的真空均匀化热处理, 能获得成分均匀、具有高表观电阻率的泡沫NiCr(20-30)Al(3-9)电热合金. 泡沫NiCr渗Al后形成Ni固溶体, Cr, Ni₂Al₃, NiAl和Ni₃Al的多相结构, 随着Al含量的增加电阻率降低. 经过真空均匀化热处理后, 当Al含量很低时, Al固溶在Ni固溶体中, 电阻率比泡沫NiCr高且随Al含量增加而上升; 当Al质量分数达到约5%时, 表观电阻率达最大值; 当Al含量更高时, 除Ni固溶体外还有Ni₃Al相生成, 电阻率又开始降低; Al和Cr含量均较高时, 未溶解的Cr沉淀相会显著降低泡沫NiCrAl的电阻率, 故泡沫NiCr30Al9不适宜用作电热合金.

采用XRD, SEM和EDS分析了机械振动辅助激光熔覆NiCrBSi-TiC颗粒增强复合涂层中外加TiC颗粒和内生M₂₃C₆碳化物的生长形态、形成机制及其在γ-Ni固溶体间的分布特征. 结果表明, 熔池内大部分外加TiC颗粒在熔覆过程中溶解,溶解于镍基合金熔体中的过饱和Ti和C原子在冷却过程中又形成TiC颗粒, 并以共晶方式析出, 其通过M₂₃C₆型碳化物为核心异质形核, 并侧向生长; 同时, 出现以TiC为心部, 以(Ti, Cr, Ni, Fe, Si)C为外围包覆结构的复式碳化物.在振动作用下, 底部粗大枝晶状共晶组织消失, 振动引起的流体平流层使底部TiC颗粒上浮趋势减缓, 出现双颗粒和花瓣状多颗粒TiC粒子簇. 振动作用使熔覆层区域内的组织得到细化, 枝晶间网状(Fe, Ni)固溶体中Cr含量升高, TiC颗粒析出增多, 颗粒尺寸增加, 平均粒径增加超过25%. 从XRD谱可观察到, 振动作用使涂层内主要硬质相的衍射峰增强, 半高宽变宽, 表明硬质相的晶格完整性提高, 晶粒细化. 振动作用促使颗粒相均匀弥散分布于基体枝晶内和枝晶间.

采用电子束物理气相沉积(EB-PVD)方法在DZ125镍基高温合金上制备了CoCrAlY涂层, 经过高温氧化扩散处理后, 通过物理方法去除不同深度的涂层, 采用相同的工艺重新制备了CoCrAlY涂层. 研究了高温扩散过程中再涂覆CoCrAlY涂层与DZ125合金基体界面的互扩散行为及涂层的高温氧化行为. 结果表明, 去除涂层的深度对再涂覆涂层与合金界面的扩散行为以及涂层的高温氧化性能有重要影响. 再涂覆涂层经高温氧化后形成的贫Al区厚度均小于首次涂覆涂层, 且去除的深度越浅, 贫Al区的厚度越薄.当涂层去除至互扩散区(IDZ)底部时, 再涂覆涂层经高温氧化后形成的IDZ厚度与首次涂覆涂层相当, 且氧化膜厚度较薄.

制备并研究了Mg-(2, 3, 4)Y-1Zn(原子分数, %)三元合金在铸态、退火、挤压和固溶处理时的显微组织和力学性能. 结果表明, 随着Y/Zn原子比的升高, 铸态合金的显微组织由WZ21和WZ31合金的两相组织(α-Mg+Mg₁₂YZn)转变为WZ41合金的三相组织(α-Mg+Mg₁₂YZn+Mg₂₄Y₅).其中Mg₁₂YZn相连接成网状, 为18R-LPSO结构, Mg₂₄Y₅相分布于Mg₁₂YZn相之间. 退火时, WZ21和WZ31合金中部分18R相溶解, 基体中析出大量14H-LPSO层片. 经过挤压, 18R-LPSO相沿挤压方向呈带状排列,退火析出的14H层片整体平动, 在α-Mg中仍相互平行. 固溶处理后, 18R相继续溶解, 14H相析出并长大. 此时, 随Y/Zn原子比升高, 合金中14-LPSO相体积分数增加. 3种合金挤压态的性能优于相应的铸态、退火态和固溶处理态, 随着Y含量的增加, 合金强度不断升高, 塑性下降, 挤压态WZ41合金在室温时抗拉强度达到350 MPa以上.

借助显微硬度测试、电导率测试、浸泡腐蚀实验、SEM, TEM和元素面扫描, 研究了T6和T78时效工艺对Al－0.75Mg－0.75Si－0.8Cu(质量分数, %)合金显微结构和性能的影响. 结果表明, 实验合金在T6峰值时效(180 ℃, 8 h)时, 硬度为128.3 HV, 电导率为27.3~10⁶ S/m. 在T6(180 ℃, 5 h)基础上, 分别进行温度为195, 205和215 ℃的二级时效,即T78时效工艺, 随二级时效时间的延长, 合金硬度总体变化趋势为先降低后升高, 而电导率值逐渐增大; 最佳T78工艺为 (180 ℃,5 h)+(195 ℃, 2 h), 此时合金的硬度最高, 为129.2 HV, 电导率为27.610⁶ S/m. TEM观察发现, T6峰值时效时,晶粒内主要析出针状的β”相, 经T78双级时效处理后, 晶粒内析出大量的板条状析出相, 而晶界无析出带仅稍有变化. T78工艺能在保持力学性能的同时, 大幅提高耐晶间腐蚀性能, 其原因是晶粒内形成了表面有Cu富集的板条状析出相.晶粒内析出大量板条状强化相, 使得合金硬度与T6峰值相当, 同时Cu偏聚在析出相与Al基体界面处, 促使更多Al基体中的Cu析出,基体与无析出带(PFZ)电位差大大降低, 使得其抗晶间腐蚀性能大大提高.

利用微细电火花不同工艺加工了稀土镁合金. 采用SEM和XPS分析了加工后稀土镁合金表面变质层形貌和成分, 采用纳米压痕仪分析了变质层的硬度, 采用动电位极化曲线评价了变质层的耐腐蚀性能. 结果表明, 变质层表面有微裂纹, 降低加工电压和电流可以减少微裂纹, 增大脉宽和脉间可以有效消除微裂纹; 在3种不同介质中加工得到的变质层表面均发生了氧化反应, 在去离子水中加工的变质层表面还发生了显著的电化学腐蚀; 变质层的硬度高于稀土镁合金基体, 其最高硬度可达到1.664 GPa; 动电位极化曲线表明, 变质层可以改善稀土镁合金的耐腐蚀性能.