采用恒载荷延迟断裂、氢热分析(TDS)等实验方法,研究了一种低碳Mn-B系超高强度热成形钢板在热成形态和常规淬火回火态的氢致延迟断裂行为.结果表明, 经热成形后, 试样缺口临界应力和断裂寿命均高于常规淬火态,并达到常规淬火态+100℃回火试样的水平. 热成形试样经200℃回火处理后,具有更高的缺口临界应力和断裂寿命. SEM观察发现, 在外加应力和腐蚀液的作用下,热成形试样裂纹源区的断裂机制由常规淬火试样的沿晶+穿晶准解理的混合断裂变为穿晶准解理+少量沿晶的混合断裂.TDS实验结果表明, 在临界应力作用下, 在腐蚀液中加载100 h后,试样中的H含量均明显提高. 由于试样在热成形过程中发生较高程度的自回火,导致经应力腐蚀后, 试样在断裂过程中能承受的H量高于淬火态试样和常规淬火态+100℃回火试样,使试样具有更高的延迟断裂抗力. 因此, 经热成形处理后, 试样具有良好的耐延迟断裂性能,且回火处理能使试样的耐延迟断裂性能得到进一步提高.

研究了连续退火工艺对含B搪瓷用钢微观组织特征、力学性能和H渗透行为的影响. 材料在实验室条件下加工生产,采用连续退火模拟机进行连续退火工艺模拟. 研究发现,采用高温短时间保温的退火板晶粒及晶粒内渗碳体颗粒尺寸均相对较大,珠光体独立存在; 而采用相对低温长时间保温的退火板晶粒尺寸相对较小,晶粒内渗碳体颗粒细小弥散, 珠光体呈链状分布.实验钢板在选取的退火工艺范围内强度和加工硬化指数n值变化不大, 断后伸长率和塑性应变比r值均较高.高温短时间保温更有益于钢板获得较强的γ织构, 有利于冲压成形.实验钢组织中存在一定规模的MnS夹杂、渗碳体颗粒和珠光体,其与基体间的界面可作为有效H陷阱, 因此H在钢中的扩散系数很低.相对低温长时间保温得到的相对细晶组织+链状退化珠光体和细小弥散的渗碳体颗粒更加有助于降低H在钢中的扩散速率,提高搪瓷用钢板的抗鳞爆性能.

研究了退火时间对超快速加热连续退火工艺下V微合金化低Si含P系热镀锌用TRIP钢显微组织特征与力学性能的影响.结果表明, 超快速连续退火过程中, 高密度位错以及细小、弥散的V(C, N)分布于基体中,大部分析出粒子直径在4­－10 nm 之间. 残余奥氏体体积分数随着退火时间的延长而增加, 但其形貌特征发生改变,随着退火时间延长到90 s时, 以厚度在80－120 nm之间的片层状残余奥氏体为主;继续延长到180 s时, 残余奥氏体的片层厚度增加至200－600 nm, 趋于块状.随着退火时间的延长, 拉伸强度逐渐降低, 而延伸率和加工硬化指数呈上升趋势;表征强度与塑性综合性能的强塑积由退火时间t=10 s时的23976 MPa·%降低到t=180 s时的23625 MPa·%.

对316LN奥氏体不锈钢的钎焊界面裂纹形成机制进行了系统研究.首先以Cu-Si和Ag-Cu-Sn两种含Cu钎料对316LN不锈钢管进行了氩弧钎焊,根据焊后工件的打压泄漏情况, 使用OM和SEM观察了钎焊界面的微观组织和裂纹形貌,并用EDS分析了裂纹内表面成分. 结果显示, 钎焊界面裂纹在母材/钎料界面萌生,沿母材晶界扩展, 裂纹内可检测到钎料中的元素, 且裂纹开始形成于钎料凝固之前.为进一步确定钎焊裂纹产生机制, 进行了316LN不锈钢的Cu-Si钎料浸渍实验,Cu-Si钎料真空钎焊实验, 以及Ag-Sn, Ag-Al钎料和Ni焊丝氩弧钎焊实验,证明了钎料中的低熔点元素沿母材晶界扩散导致的晶界弱化,以及钎焊过程中母材内温度梯度导致的内应力是钎焊界面裂纹发生的必要条件.最后定性描述了钎焊界面裂纹的形成过程, 并讨论了抑制该类裂纹的钎焊工艺.

利用直流复合电镀方法将WC纳米颗粒均匀分散到Ni镀层,用微米压痕仪测试了镀层的力学性能, 用动电位极化曲线研究了镀层在pH=9.0的0.05 mol/L H₃BO₃+0.075 mol/L Na₂B₄O₇缓冲溶液中的电化学性能. 结果表明, 与纯Ni镀层相比,纳米复合镀层的晶粒尺寸显著减小, 约为21 nm; 硬度提高了81%, 达到651 HV;自腐蚀电流密度降低约一个数量级, 约为1.29×10^-7A/cm²;破钝电位基本一致, 但致钝电位(10 mV)更低, 维钝电流密度(1.79×10^-6 A/cm²)更小,仅为纯Ni镀层的1/7. 利用Mott-Schottky理论结合点缺陷模型分析表明: 表面钝化膜仍具有p型半导体特征,WC纳米颗粒显著降低基体Ni的晶粒尺寸, 引起钝化膜中点缺陷密度和扩散系数的降低.

通过渗流铸造法制备了含不同直径W纤维增强体的锆基非晶复合材料,其中W纤维的直径分别为1000, 700, 500和200μm.以此为基础系统研究了W纤维直径对复合材料的准静态和动态压缩力学性能的影响.结果表明, 随纤维直径的减小, 纤维强度增大, 复合材料的面体率增大,非晶基体的小尺寸效应增强, 导致复合材料的静态压缩性能提高. 而动态压缩载荷下,相同子弹发射压力下, 随纤维直径的变化,复合材料所获得的应变速率也随之发生改变. 纤维直径为500μm时,复合材料的动态抗压强度最大, 复合材料的应变速率敏感指数也最大.

将平均粒径为2μm的Si粉分散于镀铁液中,对水平稳恒磁场下复合电沉积法制备Fe-Si复合镀层过程进行了研究,探讨了磁感应强度及位向、电流密度等对Fe-Si复合镀层形貌及Si含量的影响规律.结果表明, 采用竖直电极电镀时, 在0-1 T磁感应强度下,无论施加平行磁场还是垂直磁场, 镀层Si含量均随着磁场强度的增加而增加,特别对平行磁场而言, 镀层Si含量从无磁场的1.23% (质量分数, 下同)增加到1T时的39.80%; 采用水平电极电镀时, 由于重力沉降效应,阴极镀层Si含量可高达37.94%, 然而施加垂直磁场后,复合镀层Si含量随磁感应强度增加而急剧下降, 1 T时仅为2.83%,并且阴极镀层表面出现与磁场方向垂直的条状铁基质突出物,同时微米Si颗粒沿着突出物延伸方向分布. 在1 T磁场下, 无论是水平电极还是竖直电极,施加垂直磁场电镀获得的镀层Si含量均随着电流密度的增大而减小,但竖直电极平行磁场电镀获得的镀层Si含量随着电流密度的增加而先增大后减小,在20 mA/cm²时镀层颗粒含量达到最大值. 理论分析表明, 施加不同位向的稳恒磁场后,电解液中形成的宏观磁流体动力学(MHD)效应和微区MHD效应,是影响复合镀层形貌和Si含量的关键原因.

通过实海暴露实验, 研究了H62黄铜,QAl9-2铝青铜和QSn6.5-0.1锡青铜在中国南海海域800和1200 m深海环境下浸泡3a的腐蚀行为. 结果表明: H62黄铜的腐蚀速率最高, 达到0.042 mm/a;QAl9-2铝青铜最低, 仅为0.003 mm/a; QSn6.5-0.1锡青铜居中, 约为0.004-0.007 mm/a.分析表明: 随着水深的增加, H62黄铜的腐蚀速率呈线性降低;QAl9-2铝青铜和QSn6.5-0.1锡青铜的腐蚀速率随水深的增加先降低后升高,腐蚀速率的最小值出现在水深800-1200 m之间. 采用SEM, EDS和XRD技术,进行了腐蚀形貌观察和腐蚀产物成分及相组成分析, 结果表明:H62黄铜发生了严重的脱锌腐蚀, 腐蚀产物由Cu, ZnO,Zn₅(OH)₈Cl₂H₂O和Cu(OH)₂H₂O组成,符合溶解-再沉积机制; QAl9-2铝青铜和QSn6.5-0.1锡青铜发生了脱成分(Al, Sn)腐蚀,QAl9-2铝青铜的腐蚀产物由Cu₂O和CuCl₂组成,QSn6.5-0.1锡青铜的腐蚀产物由Cu₂O,CuCl₂和Cu₂Cl(OH)₃组成.

通过实海暴露实验, 研究了5052和6061铝合金在中国南海海域800和1200 m深海环境下浸泡3 a的腐蚀行为.采用SEM, EDS和XRD技术, 分别进行了腐蚀形貌观察、腐蚀产物成分和相组成分析.结果表明: 2种铝合金在深海环境下均发生了很严重的局部腐蚀, 表面形成了白色的腐蚀产物,腐蚀产物由Al₂O₃, SiO₂, 以及少量Mg₃(SO₄)₂(OH)₂和NaCl组成.5052和6061铝合金均在铆接区域产生了缝隙腐蚀穿孔, 其中, 5052铝合金还在截面形成了沟槽状腐蚀坑.在样品主表面, 5052和6061铝合金主要发生点腐蚀, 其中6061铝合金表面的点蚀坑深度更大,密度更高, 且在800 m深海环境下发生了点蚀穿孔. 分析表明, 随着水深的增加,5052和6061铝合金的最大点蚀坑深度先增加后降低,最大点蚀坑深度的最大值出现在水深800 m左右.这是由于800 m深海中的溶氧量最低, 促进了局部腐蚀的发生.

通过基于密度泛函理论的第一性原理计算方法, 对Mg₂Sn, Mg₂Ca和MgZn₂的结构稳定性、电子结构和弹性性质进行了计算, 计算所得晶格参数与实验值和文献计算值吻合.合金形成热和结合能的计算结果表明, Mg₂Sn具有最强的合金形成能力和结构稳定性.通过对Mg₂Sn, Mg₂Ca和MgZn₂的电子态密度(DOS)和差分电荷密度进行计算,分析了其结构稳定性和弹性性质的机制. 计算了Mg₂Sn, Mg₂Ca和MgZn₂的弹性常数,推导了体模量B_u, 剪切模量G, Young's模量E和Poisson比ν的数值, 结果表明, Mg₂Sn为脆性相,Mg₂Ca和MgZn₂为延性相, Mg₂Sn的刚度最大, MgZn₂的塑性最好.

根据430铁素体不锈钢的主要成分和缓冷实验条件下得到的宏观凝固组织,确定3D－CAFE模拟计算需要的枝晶尖端生长动力学系数和Gauss分布参数;采用不同的传热系数进行反复计算,通过计算得到的凝固组织与实验得到凝固组织基本相同来确定缓冷条件下模拟计算需要的传热系数.采用3D－CAFE法对缓冷、空冷和水冷条件下430铁素体不锈钢铸件凝固过程的温度场和流场进行分析,发现缓冷条件下铸件凝固过程中的温度场最均匀且固液两相区最宽, 空冷次之,水冷条件下铸件的温度场很不均匀且固液两相区最窄; 缓冷、空冷和水冷条件下,铸件的凝固速率在铸件中心位置达到最大值, 分别为2.3, 3.0和3.3 mm/s.缓冷条件下在铸件中心位置处流动速率达到最大值8.9 mm/s,空冷条件下靠近侧壁处流动速率达到最大值9.8 mm/s,水冷条件下在离侧壁3/5处流动速率达到最大值4.6 mm/s.缓冷条件下铸件的凝固组织几乎全是等轴晶, 空冷条件下只有心部有少量等轴晶,水冷条件下铸件的凝固组织由粗大的柱状晶构成.

研究了温度对一种镍基高温合金Portevin-Le Chatelier (PLC)效应的影响.在恒定的拉伸速率5×10^-4 s^-1下, 从室温到900℃温度范围内进行拉伸实验,分析PLC效应发生的临界应变、应力跌幅、等待时间和飞行时间随温度的变化规律,揭示PLC效应的温度依赖性, 探讨不同温度范围内PLC效应产生的微观机理. 结果表明:从室温到450℃, 随着温度升高PLC效应发生的临界应变减小,应力跌幅增大, 表现为正常PLC效应, 该过程为溶质原子气团向可动位错扩散并对其形成有效钉扎控制;而从450℃到600℃, 随温度的升高临界应变增加, 表现为反常PLC效应,该过程为位错第一次摆脱溶质原子气团的钉扎而脱钉自由飞行的过程控制.当超过一定温度后, 由于不能形成有效的溶质原子气团对位错进行钉扎, 因此不会发生PLC效应.

利用碳复型萃取技术和先进测试方法对我国生产的FGH96合金中形成的原始粉末颗粒边界(previous particle boundaries, PPB)进行研究.结果表明, PPB的实质是析出相沿原始粉末颗粒边界连续或半连续分布而呈现出的组织形貌.PPB析出相组成受热等静压(HIP)温度影响, 当高于γ′相固溶温度, HIP得到的PPB析出相主要为MC(M主要为Ti, Nb和Zr)型碳化物, 低于固溶温度时则为MC和γ′相.PPB析出相形成于高温高压固化成型过程中,粉末表面层固溶体中偏析的C和Ti等溶质元素与粉末表面上吸附的O发生化学反应形成PPB析出相,而粉末表面MC型碳化物及γ′相形成元素的富集促进了这一反应的进行.PPB的形成是由粉末表面固有原子结构与合金元素偏析等特性决定的, 难以彻底消除,只能选择合适的粉末尺寸和控制致密化成型工艺参数来使PPB最小化.

研究了铸态和挤压态Mg₉₇Y₂Zn₁合金中长周期堆垛有序结构在高温退火时的组织演化.结果表明, 铸态合金由网状的18R-LPSO相、堆垛层错、α-Mg和少量的Mg₂₄Y₅颗粒组成.经过挤压后, 第二相沿挤压方向呈带状分布, 同时在基体内析出大量尺寸细小的14H层片.铸态合金退火初期, 14H结构在18R周围的层错区内大量形核,随后18R沿着层错向14H层片转变, 14H层片不断增厚和增长,并在退火30 h时体积达到最大. 此后继续退火时, 18R向14H的转变和14H的溶解同时进行,在退火200 h的样品基体内部几乎不存在14H层片, 只在18R相周围有少量残余14H结构.对于挤压态合金, 由于挤压时大量形核位置的引入, 14H晶核在合金中已大量存在.退火时, 18R结构不断溶解于基体中直至全部消失,14H层片则随退火时间的延长连续增长和增厚. 当14H层片覆盖基体后,继续延长退火时间, 14H层片的增长受到α-Mg晶界阻碍,只发生粗化以及溶解过程. 在退火200 h的挤压态样品中, 只剩下粗化的14H结构.

利用多靶磁控溅射技术在SiO₂/Si基体上沉积Cu/Cu(Ge, Zr)多层薄膜,采用四探针仪(FPPT), X射线衍射仪(XRD), 高分辨透射电镜(HRTEM),X射线光电子能谱(XPS)和原位纳米电子束探针能谱(EDS)表征多层薄膜退火前后电阻率、微观结构和界面成分的演变及行为.结果表明, 在低温退火阶段(<200℃), Cu(Ge, Zr)膜层中Ge与Cu选择性反应形成低阻Cu₃Ge相,有效抑制Cu与Si的早期扩散; 在高温下(>450℃), Zr原子在Cu₃Ge/SiO₂界面析出并与SiO₂层进一步反应形成稳定非晶ZrO_x/ZrSi_yO_x化合物.Cu(Ge, Zr)薄膜中异质原子及与相邻膜层间分步选择性自反应合成高热稳Cu₃Ge/ZrO_x/ZrSi_yO_x复合阻挡层, 使Cu/Cu(Ge, Zr)/SiO₂/Si多层膜具有高热稳定性.

在TEMP－6型强流脉冲离子束装置上, 利用能量密度0.1－0.5 J/cm²,脉宽100 ns, 能量100 keV的C⁺和H⁺混合离子束对TiH₂膜进行逐次轰击以研究其在脉冲能量下的稳定性.采用扫描电镜和表面轮廓仪对TiH₂膜辐照前后表面形貌进行研究;利用X射线衍射和慢正电子湮没技术对脉冲离子束辐照前后TiH₂膜的物相和缺陷结构进行分析.结果表明: 0.1－0.3 J/cm²的脉冲束流辐照热－力效应不足以导致膜明显熔化和开裂;0.5 J/cm²的脉冲束流辐照致使膜明显熔化并伴随产生大量的网状裂纹.0.1－0.3 J/cm²的脉冲辐照条件下TiH₂的物相结构未发生明显变化,而0.5 J/cm²条件下δ－TiH₂开始发生向体心四方(bct)结构的非平衡相变,并且随着辐照次数的继续增加膜内开始析出纯Ti的物相.脉冲束流辐照下的热－力学效应导致膜内缺陷的分布发生显著改变,导致膜的慢正电子Doppler展宽谱的S参数在0.5 J/cm² 5次轰击时达最小,而在0.3 J/cm² 1次轰击时最大.

采用冷喷涂技术制备了致密的304不锈钢涂层材料.利用热模拟试验机对冷喷涂304不锈钢涂层材料在1000－1150℃压缩变形,研究变形温度对其变形抗力、组织和硬度的影响. 结果表明, 随着变形温度由1000℃上升到1150℃,冷喷涂304不锈钢涂层材料稳态变形抗力由315.4 MPa降低到187.9 MPa,硬度由332.8 HV_0.2降低到244.8 HV_0.2,易变形区面积增大, 自由变形区发生再结晶, 裂纹减少. 在上述变形条件下,热变形激活能Q为464 kJ/mol. 冷喷涂304不锈钢涂层在1237－1265℃发生相变.