通过不同热机械处理工艺, 分别获得片层珠光体、球化珠光体、超细化(α+θ)复相组织以及细晶(α+θ)复相组织等4种不同组织的共析钢. 利用室温单轴拉伸实验、SEM和TEM等手段研究了上述组织对共析钢室温加工硬化行为的影响. 结果表明: 片层珠光体组织具有抗拉强度高、屈强比小且均匀延伸率低的特点, 这与其初始加工硬化率高、加工硬化率随应变量增加而下降的程度有直接关系. 其它3种铁素体/渗碳体粒子复相组织的初始加工硬化率较低, 但下降趋势较缓, 表现出较好的塑性变形能力.与球化珠光体相比, 组织细化使超细化(α+θ)复相组织和细晶(α+θ)复相组织具有更好的强度与塑性配合.

利用等通道转角挤压(ECAP)方法, 制备出平均晶粒尺寸为(130±30) nm的块体超细晶304L不锈钢. 在0.05 mol/L H₂SO₄+0.25 mol/L Na₂SO₄溶液中测量了其极化曲线和钝化性能的Mott-Schottky曲线.结果表明, 与粗晶合金相比, 超细晶材料的自腐蚀电位更低, 自腐蚀电流密度更大, 更易发生活性溶解且溶解速度更快, 但致钝电位更低, 维钝电流密度更小, 钝化区间更宽. 表面钝化膜均具有n型半导体特征,超细晶粒有助于304L不锈钢表面形成更为稳定的钝化膜, 载流子密度更小, 载流子的扩散系数更低.

对工业实验生产的X90级第三代管线钢的力学性能与组织特征进行了研究. 结果表明, 工业试生产的18.4 mm厚X90管线钢板微观组织是以准多边形铁素体、板条贝氏体及其中的M/A (马氏体/奥氏体) 为主的多相组织. 钢板的屈服强度达到615-660 MPa, 抗拉强度达到720 MPa以上, 屈强比不大于0.9, -30 ℃冲击功达到200 J, -15 ℃落锤撕裂实验 (DWTT)韧性剪切面积大于80%. 实验钢中“软相”(准多边形铁素体) 与“硬相” (板条贝氏体) 的比例约为3∶2, 板条贝氏体组织位错密度高, 而准多边形铁素体的位错密度较低. EBSD结果表明, 工业实验钢“硬相”组织中的板条之间呈现切变转变特征, 已达到软硬相多相组织的调控效果.

基于KKS相场模型模拟了Mg-Al合金Mg₁₇Al₁₂单个连续析出相的形貌演化. 相场模型中, 各相自由能及化学势由Thermo-Calc热力学计算软件计算. 构造各向异性函数时考虑了界面能各向异性的影响, 基于Khachaturyan微观弹性应变能理论考虑了微观弹性应变能的影响. 结果表明: 仅考虑界面能各向异性不考虑微观弹性应变能, 析出相呈板条状形貌; 仅考虑微观弹性应变能不考虑界面能各向异性, 析出相呈菱形; 综合考虑界面能各向异性和微观弹性应变能, 析出相呈板条状形貌, 端部呈平行四边形, 此形貌特征与实验观察结果吻合; 界面能各向异性决定析出相的板条状形貌特征, 微观弹性应变能导致端部产生平行四边形特征.

基于高精度三维X射线断层扫描技术, 对实际ADC12铝合金压铸件试样内部的微观孔洞进行了观察, 测量和计算了孔洞的体积、表面积、圆整度等特征参数, 分析了微观孔洞体积的总体特征. 根据孔洞的三维形貌和特征参数, 对气孔、气缩孔和缩孔3类微观孔洞的体积、圆整度和压力进行了分析与对比,探讨了各类孔洞的形成机制. 研究表明, 气孔、气缩孔和缩孔空间形貌复杂性增加, 而圆整度和压力下降,气缩孔具有最大的平均体积, 缩孔具有最小的平均体积. 使用统计方法对微观孔洞的体积进行了分析, 结果表明, 微观孔洞的体积符合三参数对数正态分布, 其拟合程度优于二参数对数正态分布.

为了引入不同含量的{1012},孪晶, 沿热轧退火态AZ31镁合金的轧制方向进行变形量分别为1%, 3%和5%的动态塑性变形, 并对预变形材料进行退火去应力处理. 沿预变形镁合金不同的方向进行拉伸实验, 分别研究分析了不同的变形量下退孪生行为和{1012},孪晶片层结构对材料力学性能的影响. 研究结果表明: 沿预变形方向拉伸时, 退孪生发生, 并且明显地改善了最大流变应力. {1012},孪晶体积分数越大, 屈服强度和最大流变应力越高, 这说明由退孪生导致的织构强化作用在改善镁合金的力学性能方面起到了重要的作用; 沿初始横向拉伸时, 位错滑移主导变形, 预变形材料的力学性能并无太大提高, 说明{1012},孪晶片层的分割导致的晶粒“细化”对镁合金力学性能的影响并不明显.

采用直接水冷连续铸造法制备了3003/4004铝合金复层圆铸坯, 使用OM, SEM和EPAM对复层铸锭界面凝固组织及元素分布进行了系统的检测, 并对3003/4004铝合金复层铸坯进行拉伸实验, 分析其界面结合强度. OM结果表明, 直接水冷连续铸造法所制备的3003/4004铝合金复层圆铸坯界面清晰, 无气孔、夹杂等缺陷, 整个铸锭断面大部分为等轴晶组织. 利用EPAM对结合界面进行线扫描分析, 结果表明, 3003和4004铝合金溶质元素间发生了相互扩散, 形成厚度约为30μm的扩散层. 复层铸坯拉伸实验结果表明, 3个拉伸试样都在强度较低的3003铝合金一侧断裂, 试样抗拉强度为107.7 MPa, 说明复层铸坯界面结合强度高于3003铝合金抗拉强度, 界面结合牢固.

研究了不同热处理状态的多元Al-7.5Si-4Cu合金在室温至350 ℃下的热疲劳行为, 利用OM和SEM对合金的热疲劳裂纹形貌进行了观察.结果表明: T6处理后多元Al-7.5Si-4Cu合金的热疲劳性能优于铸淬+时效态和铸态. 热疲劳裂纹均萌生于V型缺口处, 热应力诱导使组织氧化疏松最终成为裂纹萌生源. 裂纹扩展前期为沿晶生长, 主要靠裂尖钝化-尖锐化引起裂纹扩展; 裂纹扩展后期为沿晶、穿晶混合生长, 以裂尖钝化-尖锐化和裂尖前沿空洞连体复合方式扩展. 扩展行径受Si相的形状和位向影响, 与Si相短轴方向夹角大于60°为“绕墙”扩展; 与长轴方向夹角大于60°为“穿墙”扩展. 氧化作用在裂纹萌生期表现显著, T6态合金抗氧化性能最优.

通过Bridgman定向凝固技术对Al－12%Ni(质量分数)过共晶合金在1－100 μm/s的生长速率范围内进行恒速定向凝固以及不同初始生长条件和变速比下的跃迁加速定向凝固实验, 获得耦合共晶组织的条件. 研究发现, 生长速率为1 μm/s时, 经过一定距离生长后, 组织中无单独生长的初生相, 获得耦合共晶组织; 而当生长速率为2－100 μm/s时, 初生Al₃Ni相领先生长且呈现典型小平面生长特性. 跃迁加速实验表明, 跃迁加速前的初始组织对最终组织有决定性影响, 只有当跃迁前的组织中无单独生长的初生相时, 跃迁后才可在较高生长速率下获得耦合共晶组织. 同时定向凝固可以有效提高Al－12%Ni合金的强度和塑性, 跃迁加速获得的耦合共晶组织延伸率也得到进一步提高.

采用Al和TiC靶通过磁控共溅射方法制备了Ti∶C≈1的不同Ti和C含量的铝基复合薄膜, 研究了Ti和C含量对薄膜微观结构和力学性能的影响.结果表明: Ti和C的共同加入使复合薄膜形成了同时具有置换固溶和间隙固溶特征的“双超”过饱和固溶体, 复合薄膜的晶粒尺寸在较低的溶质含量下就迅速减小到100 nm以下, 并随溶质含量的增加继续减小. 相应地, 薄膜的硬度也从纯Al的1.3 GPa迅速提高, 在含0.6%(Ti, C)时可达到2.1 GPa, 并在含6.4%(Ti, C)时达到最高值7.0 GPa. 随溶质含量的进一步提高, 复合薄膜逐渐呈现非晶态, 硬度也略有降低. 研究结果显示了Ti和C双超过饱和固溶对铝基薄膜具有显著的晶粒细化作用和强化效果.

采用等离子喷涂技术在纯Cu表面制备了Ag/(Sn_0.8La_0.2)O₂涂层, 利用XRD和SEM对涂层的相结构和微观组织进行了分析,用拉伸法测定了涂层与基体的结合强度, 通过电弧侵蚀实验测试了涂层的耐电压强度以及耐电弧侵蚀性能. 结果表明, 所得涂层结构均匀致密, 与基体结合强度为18.8 MPa, 涂层内纳米级(Sn_0.8La_0.2)O₂颗粒均匀分布在Ag基体中; 涂层的耐电压强度以及电弧烧蚀速率与块体合金接近, 分别为3.76×10⁷ V/m和37.7 μg/C; 电弧侵蚀实验后, 涂层表面阴极斑点分散, 烧蚀轻微, 其电弧侵蚀机制有从液态喷溅向蒸发侵蚀转变的趋势.

利用Thermo-Calc热力学计算软件和TTNi7镍基高温合金数据库, 研究了Re元素对Ni-20Cr-10Al-20Co合金体系相组成的影响规律.在热力学计算的基础上, 设计了4组不同Re含量的NiCoCrAlY涂层合金, 进行了不同温度的热暴露实验. 研究结果表明, Re的添加, 小幅度地提高了β-NiAl相的含量, 且改变了Cr在各相中的分配, 促进了富Cr的低温稳定相σ和高温稳定相α-Cr的析出, 且σ→α-Cr的相变温度随Re含量的增加而升高. 此外, 实验结果还显示, Re的添加降低了γ’-Ni₃Al→γ-Ni的相变温度. 对比计算结果和实验结果可发现, TTNi7数据库对MCrAlY合金在相组成演变规律方面的预测与实验结果符合较好, 但在具体的相变温度方面,如γ’-Ni₃Al→γ-Ni和σ→α-Cr的相变温度,与实验结果还存在较大偏差.

采用差示扫描量热法将焊点的熔化行为表征与焊点回流焊工艺相结合, 研究了球栅阵列(BGA)结构单界面Sn－3.0Ag－0.5Cu/Cu微焊点在钎料熔化温度附近等温时效形成局部熔化焊点时的界面反应及界面金属间化合物(IMC)的生长行为. 结果表明, 在钎料熔点217 ℃时效时,焊点中钎料基体仅发生界面局部熔化; 而在稍高于熔点的218 ℃时效时, 焊点钎料基体中全部共晶相和部分β－Sn相发生熔化,且Cu基底层的消耗量显著增大, 绝大部分Cu基底直接溶蚀进入钎料基体并导致界面IMC净生长厚度相对217 ℃时效时减小; 等温时效温度升高至230 ℃时, 焊点中钎料基体全部熔化, 界面IMC厚度达到最大值.界面IMC的生长动力学研究结果表明, 界面Cu₆Sn₅和Cu₃Sn层的生长分别受晶界扩散和体积扩散控制, 但界面IMC层的晶界凹槽、晶粒粗化和溶蚀等因素对其生长行为也有明显影响.

通过对具有不同取向差的SRR99双晶高温合金试样进行室温拉伸实验, 系统比较了取向差对试样拉伸行为、表面形貌、断裂方式和断口形貌的影响. 结果表明: 取向差为4°的晶界对双晶的拉伸性能几乎没有影响; 当取向差达到10°时, 晶界的作用开始明显显现; 而取向差为16°和18°的晶界对双晶的力学性能影响最大. 扫描电镜观察发现: 滑移易于贯穿4°取向差晶界, 最后沿滑移带开裂, 断口呈明显的滑移特征; 取向差为10°的双晶在滑移带撞击下, 裂纹沿滑移带和晶界同时扩展, 最后率先沿滑移带失稳断裂, 断口上除有滑移特征, 还呈现枝晶间开裂特征; 而取向差为16°和18°的双晶, 在屈服初期便萌生晶界裂纹, 最后沿晶界快速发生断裂, 断口枝晶间开裂特征明显.

利用晶体相场模拟晶界的预熔以及熔化现象, 研究不同取向差角度时, 预熔及熔化的微观 组织形貌,并且采用过剩质量方法定量计算预熔及熔化时晶界处液相薄膜宽度. 研究表明, 在接近熔点时, 晶界处预先出现一层液相薄膜,液相膜的形态与晶界处的取向差角度有关. 当取向差角为大角晶界时, 液相膜沿晶界均匀稳定分布; 当取向差角为小角晶界时,若干由液相区包围的独立位错均匀分布在晶界处, 随着温度逐渐接近熔点, 晶界处发生结构转变: 独立位错两两合并, 原来小的液相区也相应合并成为较大的“液相池”. 这种结构转变不仅出现在预熔时, 而且发生在 过热状态下, 在液相宽度曲线图上表现为宽度“跳跃”性增大. 同时, 晶体相场模型计算得到的临 界润湿角θ_c为12°, 较Read－Shockley理论所得的数值更接近实际结果.

运用基于界面追踪法的数值自洽模型研究了界面能各向异性对定向凝固枝晶生长的影响. 模拟结果表明,对于给定的凝固条件, 对应不同的一次间距P eclect数范围, 存在2个不同的界面形态解区间, 其中较小的间距P eclect数解区间对应的界面形态类似胞状晶, 较大的间距P eclect数解区间对应的界面形态类似枝状晶, 界面能各向异性的增大有利于枝晶解区间的扩大. 同时, 枝晶生长的尖端临界稳定性参数σ^*与界面能各向异性参数E₄存在幂指数关系, 并基于Fisher枝晶扩散解, 得到包含界面能各向异性参数的枝晶尖端半径表达式: R_IMS=2.5646[гD_L/Vk₀△T₀]^0.5E₄^-0.1905,△T₀=mC₀(k₀-1)/k₀; 界面能各向异性增大, 枝晶生长界面前沿过冷度减小. 枝晶生长稳态一次间距的选择主要取决于枝晶间溶质扩散场的相互作用, 而由于界面能各向异性在枝晶尖端作用的局域化, 使得界面能各向异性对定向凝固稳态一次枝晶间距影响较小.

在经典沉淀相回溶过程扩散动力学的基础上, 结合商业软件Thermo-Calc中镍基合金各元素的热力学数据库及Dictra中的动力学数据库, 在Matlab平台上开发了基于经典动态模型的沉淀相回溶及析出计算的原型系统, 建立了镍基高温合金沉淀相回溶过程的经典动态模型. 利用该模型计算了GH4169合金钢锭中不同尺寸Laves相的溶解量随时间和均匀化温度的变化, 并与不同冷速下得到的凝固重熔铸锭均匀化前后的Laves相实际尺寸和体积分数进行对比分析. 结果表明, 利用经典动态模型计算的GH4169合金钢锭中不同尺寸Laves相的溶解量随时间和均匀化温度的变化与实验结果基本一致, 说明该经典动态模型的预测结果可以作为工程应用中确定GH4169钢锭中Laves相回溶过程均匀化工艺的依据.

为表征2124铝合金的蠕变时效行为, 在不同温度和应力状态下进行了一系列蠕变时效实验, 并对时效过程中试样的微观组织与力学性能进行了观测. 基于实验结果并结合对蠕变机制与时效强化的考虑, 建立了适用于2124铝合金的蠕变时效的统一本构模型. 模型不仅将宏观的本构关系、力学性能以及微观结构紧密联系起来, 而且能够适用于不同的时效温度和应力状态. 最后应用模型预测了另一温度下不同应力状态的蠕变应变曲线, 与实验结果吻合很好.