在一种高性能无Re镍基单晶高温合金中分别添加一定质量分数的Ru和Cr, 通过DTA, OM, SEM和EPMA等分析方法, 研究Ru添加以及Cr含量变化对无Re合金凝固特性的影响. 结果表明, Ru添加会增加共晶面积分数, 使铸态组织中析出富Ru相, 富Ru相析出量随Ru和Cr的同时添加而大量增加; Ru添加能促进TCP相形成元素W向枝晶干偏聚, 抑制Mo向枝晶间偏聚; Cr含量增加能降低W的偏析系数, 但对Mo的偏析系数无明显影响; Ru和Cr会共同作用影响合金的凝固组织及偏析, 从而影响合金热处理工艺的制定和合金的组织稳定性.

研究了定向凝固镍基高温合金DZ444在800, 850和900 ℃下最长达10⁴ h长期时效过程中初生MC碳化物的热稳定性、MC分解机制及其分解对组织演化的影响. 结果表明: DZ444合金初生MC碳化物的热稳定性较低. 在长期时效过程中, MC分解不断加剧; 同时, MC分解区域内产物不断发生变化, 在MC分解初期产生了典型的SM结构(sandwich microstructure), 在MC分解中期出现了h相, 在MC分解末期析出一定量的h-M₆C和h-M₂₃C₆. MC分解过程可以大体地描述为: MC+g→SM-M₂₃C₆+SM-M₆C+SM-g'→SM-M₂₃C₆+SM-M₆C+SM-g'+h→SM-M₂₃C₆+SM-M₆C+SM-g'+h+h-M₆C+h-M₂₃C₆, 其中二次碳化物的类型主要为M₂₃C₆, 且随着时效温度的升高和时效时间的延长, 二次M₆C含量略有增加. MC的分解能够促进晶内M₂₃C₆沉淀、s相析出和晶界粗化.

采用电磁冷坩埚定向凝固技术研究了加热功率、抽拉速率和保温时间对Nb-22Ti-16Si-3Cr-3Al-2Hf (原子分数, %)合金固液界面的影响. 采用正交实验制备合金试样. 结果表明, 延长保温时间、减小抽拉速率和提高加热功率有利于保持固液界面的宏观形态为平界面. 随着抽拉速率的增加, 初生Nb固溶体(Nbss)一次枝晶臂间距和二次枝晶臂间距逐渐减小; 随着加热功率的增加, 初生Nbss一次枝晶臂间距和二次枝晶臂间距逐渐增加; 随着保温时间的延长, 初生Nbss一次枝晶臂间距和二次枝晶臂间距先增大后减小. 增大抽拉速率、减小加热功率和缩短保温时间有利于一次枝晶臂间距和二次枝晶臂间距的细化.

为了确定稀土元素Sc对T6态铸造Al-9.0%Si-4.0%Cu-0.4%Mg合金(质量分数)的低周疲劳行为的影响规律, 研究了T6态铸造Al-9.0%Si-4.0%Cu-0.4%Mg合金和Al-9.0%Si-4.0%Cu-0.4%Mg-0.3%Sc合金的低周疲劳行为. 结果表明, 在低的外加总应变幅下, Al-9.0%Si-4.0%Cu-0.4%Mg合金在整个疲劳变形期间均表现为循环应变硬化, Al-9.0%Si- 4.0%Cu-0.4%Mg-0.3%Sc合金在疲劳变形初期表现为循环应变硬化, 在疲劳变形后期则表现为循环稳定; 当外加总应变幅较高时, Al-9.0%Si-4.0%Cu-0.4%Mg(-0.3%Sc)合金均呈现循环应变硬化. Sc的加入可以有效地提高T6态Al-9.0%Si-4.0%Cu-0.4%Mg合金的循环变形抗力和低周疲劳寿命. 在较低的外加总应变幅下, T6态Al-9.0%Si- 4.0%Cu-0.4%Mg(-0.3%Sc)合金的循环变形机制为平面滑移, 当外加总应变幅较高时则为波状滑移机制.

对一种含Nb中碳合金钢进行了两阶段控制轧制和随后的水冷-过冷奥氏体低温弛豫-空冷控制冷却处理(TMCP), 之后加热至900 ℃保温30 min水淬, 再对淬火态的实验钢进行200~400 ℃温度区间、40 min的回火处理(QT), 结合力学性能测试结果, 利用OM, SEM, TEM和XRD对处于不同处理状态的实验钢进行显微组织表征, 研究微观组织演变对力学性能的影响. 结果表明, TMCP状态的实验钢综合力学性能优于QT态, 这得益于TMCP态保留了轧制细化的原始奥氏体组织, 使最终组织细化, 空冷马氏体相变过程发生缓慢, 利于过冷奥氏体的稳定, 从而获得残余奥氏体含量较高的室温组织. 各状态下实验钢微观组织以板条马氏体为主, 同时包含少量相变孪晶.

利用Gleeble-1500热模拟试验机对10Cr12Ni3Mo2VN钢进行压缩实验, 研究了变形温度为850~1200 ℃, 应变速率为0.01~10 s^-1条件下的热变形行为. 结果表明, 随变形温度升高和应变速率降低, 再结晶晶粒尺寸增加. 变形温度1200 ℃, 经60%压缩变形后, 应变速率较高时再结晶晶粒呈等轴状, 应变速率较低时出现混晶. 通过传统直线拟合方法和Levenberg-Marquardt算法分别建立了热变形双曲正弦本构方程, 2种方法建立的本构方程均具有较高预测精度. 采用Levenberg-Marquardt算法可以一次性求解所有材料参数, 求解步骤简单, 结果可信. 利用加工硬化率-应力(q-s)曲线, 通过二次求导, 准确测得临界应变, 并建立了临界应变、峰值应变与Zener-Hollomon因子(Z因子)之间的关系方程.

对硅钢板材分别进行异步和同步轧制, 研究了轧制参数包括速比、压下量和道次对板材表面显微组织的演变的作用. 结果表明, 异步轧制硅钢板材表面形成了晶粒尺寸为10~50 nm, 取向接近随机分布的纳米晶, 而同步轧制板材的表面只形成了位错胞, 证明异步轧制可以诱发表面纳米化. 异步轧制板材表面纳米晶的形成过程为: 在剪切力的反复作用下, 高密度位错形成、滑移、湮灭和重组形成亚微米尺度的亚微晶/位错胞. 随着压下量和轧制道次增加, 高密度位错重复以上过程使晶粒尺寸减小、取向差增大, 最终形成取向接近随机分布的纳米晶组织. 大压下量和多道次是异步轧制诱发板材表面纳米化的关键, 而速比的增加可以加快纳米化进程.

通过SEM原位拉伸实验观察室温下多晶Be的变形、裂纹萌生和扩展过程, 利用电子背散射衍射(EBSD)标定断裂解理面, 结合OM分析孪晶变形, 研究多晶Be室温拉伸变形和断裂行为及其机理. 结果表明, 室温拉伸应力条件下, 多晶Be的滑移和孪晶变形均难以发生. 滑移带仅在少数取向有利的晶粒中出现, 最终孪晶变形晶粒约占晶粒总数的5%. 变形过程中存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. 多晶Be的微裂纹起源于晶界一侧, 发生穿晶扩展后, 在另一侧晶界终止, 裂纹萌生符合Stroh位错塞积生裂纹理论. 因晶界对裂纹强烈的阻碍作用, 多晶Be的裂纹长大依靠不同微裂纹之间的汇合, 汇合路径有解理台阶和撕裂2种. 多晶Be断裂基本解理面为(0001)基面和{1010}柱面, 两者均是多晶Be解理萌生和扩展的主要路径. 未观察到因孪晶变形诱发的微裂纹.

采用渗流法成功制备出不同体积分数的304不锈钢毛细管/Zr_53.5Cu_26.5Ni₅Al₁₂Ag₃块状非晶复合材料, 分析了该复合材料的性能和变形行为. 利用万能力学试验机进行性能测试, 利用白光干涉轮廓测量仪、 X射线三维成像和SEM观察样品表面及断口形貌. 结果表明: 复合材料的塑性得到显著改善, 其中毛细管体积分数为34%时, 复合材料的压缩应变可达约20%, 同时伴有明显的加工硬化现象, 其加工硬化量与毛细管含量有关. 复合材料以近45°的剪切方式断裂, 表面较为平坦, 毛细管撕裂与界面脱粘形成裂纹扩展路径. 剪切带的数量随毛细管体积分数增加而增加, 毛细管包裹的非晶基体发生剪切变形滞后于毛细管外部的基体.

采用金属有机化学气相沉积(MOCVD)工艺, 以高纯Fe(CO)₅和SrFe₁₂O₁₉为原料, 高纯N₂为载气, 在SrFe₁₂O₁₉表面沉积连续Fe膜, 从而制得Fe-SrFe₁₂O₁₉复合材料. 用XRD, SEM, EDS和矢量网络分析仪对粉末的结构及电磁性能进行表征并对其吸波性能进行研究. 结果表明, SrFe₁₂O₁₉表面沉积的膜层为纯a-Fe相, 厚度约为0.5 mm, 沉积薄膜比较均匀完整地覆盖在SrFe₁₂O₁₉表面. SrFe₁₂O₁₉表面沉积a-Fe膜后, 其电磁性能发生明显改变, 吸波性能有较好改善. 沉积时间30 min时制备的样品有最佳的吸波效果, 涂层厚度为1.5~3.0 mm时, 最小反射率均低于-19 dB, 在6.8~18.0 GHz均能实现吸波强度低于-10 dB. 随着厚度的增加, 反射率峰值先减少后增加, 厚度为2.0 mm时, 达到最小值-21.2 dB.

在镍基铸造高温合金K38G上采用脉冲电镀的方法沉积Pt镀层, 通过分步加热粉末包埋渗Al处理后, 获得表层为单相PtAl₂, 内层为β-NiAl的Pt-Al涂层. 分别对单相PtAl₂涂层进行1100 ℃静态氧化及循环氧化测试, 并分析涂层在2种氧化条件下的氧化行为及失效机制. 结果表明, 单相PtAl₂涂层表现出良好的抗静态氧化能力, 初期快速增重主要来自于θ-Al₂O₃的生成, 很快θ-Al₂O₃转变为α-Al₂O₃且增重趋于平缓. 但是, 单相PtAl₂涂层的抗循环氧化能力较差, 循环氧化过程中产生的热应力会导致部分区域PtAl₂层剥离或脱落, 继而引发涂层过早失效. 因此, 单相PtAl₂涂层不适用于高温负载服役环境, 其在循环氧化过程中的失效和退化主要来自于PtAl₂层剥落以及剥落区附近β-NiAl层Al元素的快速消耗.

利用机械合金化 (MA) 结合放电等离子烧结 (SPS) 技术, 成功制备了Mn_1.2Fe_0.8P_0.74Ge_0.26-xSe_x (x=0, 0.005, 0.01, 0.015, 0.02, 0.03) 化合物, 并采用XRD, DSC, 振动样品磁强计 (VSM) 和磁热效应直接测量仪等手段对其晶体结构、相变过程以及磁热性能进行了研究. 结果表明: 该系化合物均具有六方Fe₂P结构. 随着Se含量的增加, 晶格常数a和c都发生了明显的变化, c/a先减小, 然后保持不变, 最后又增大; 且c/a的值与化合物的Curie温度T_c成一定对应关系, c/a减小会升高T_c, 反之则降低T_c. 外加磁场和温度的变化都能引起化合物产生一级磁热相变, 即顺磁相 (PM) ? 铁磁相 (FM). 少量Se对Ge的置换 (x≤0.015) 能够提高材料的磁热性能, 使该系化合物的T_c升高, 转变温区?T_coex变窄, 绝热温变?T_ad增大; 而热滞?T_hys和熵变?S_DSC基本不变. 当x=0.01时, 化合物的磁热性能最好, 与x=0化合物相比, T_c升高了5.6 K, ?T_coex降低了10.6%, ?T_ad增加了10%, 当Se含量继续增加时, 化合物的磁热性能有所下降.

基于位错密度及孪晶体积分数的演化, 建立了Fe-22Mn-0.6C孪晶诱导塑性(TWIP)钢滑移和孪生的塑性物理本构模型, 该模型考虑了孪晶内的滑移对整体塑性变形的贡献及孪晶区和基体区Taylor因子的差异, 采用基体滑移、孪晶区孪生和滑移的加权求和描述微区塑性变形. 考虑应变速率对热激活应力的影响, 进一步建立了应变速率与屈服应力之间的关系. 采用Euler法对该模型进行数值计算, 将计算结果与实验结果进行对比, 其平均相对误差值只有0.84%, 相对于不考虑孪晶区滑移的模型和考虑孪晶区滑移但未考虑Taylor因子差异的模型, 平均误差分别降低1.1%和2.9%. 分析了孪晶与滑移机制的相互作用及对宏观变形的影响, 结果表明, 孪生速率与滑移速率之间负相关, 孪生速率增大滑移速率减小; 孪生趋于饱和时, 孪生速率降低而滑移速率迅速增加; 应变速率增加屈服应力增大, 而对应变硬化率无显著影响.

根据实验测量的位向关系, 利用原子尺度计算研究了双相不锈钢中杆状奥氏体沉淀相的平衡截面形貌. 计算结果显示: 沉淀相的平衡形貌含有2个主要择优刻面, 且面积近似相等. 因此, 沉淀相计算截面形貌近似为菱形, 与实验观察形貌基本吻合. 通过对计算结果的分析, 给出了主要择优刻面上的具体位错结构, 也与实验测量结果基本吻合.

提出了一种将功率耗散图预测的动态再结晶热力参数范围与有限元模拟相结合, 来模拟和预测金属锻造过程动态再结晶的方法. 该方法通过二次开发引入到Deform 3D有限元软件系统后, 利用该系统成功模拟和预测了TC11钛合金在工艺参数为(1020 ℃, 0.1 s^-1), (1050 ℃, 0.1 s^-1)和(1050 ℃, 10 s^-1)时, 恒应变速率压缩过程中发生动态再结晶的区域及其变化规律, 模拟预测结果与实验结果吻合较好.

构建了埋地管线表面剥离高绝缘性聚乙烯(PE)涂层下模拟缝隙实验装置, 采用微电极技术研究阴极保护(CP)水平和环境气氛(CO₂和O₂)条件下剥离涂层下缝隙薄液电化学环境(电位和溶液pH值等)特征及其演化规律, 探讨剥离涂层下近中性pH环境存在条件. 结果表明, 不同阴极保护水平和CO₂分压条件下, 剥离涂层下可出现近中性到高pH值各种薄液环境. 高阴极保护电流使管表产生并维持高pH环境; 大面积剥离、阴极保护屏蔽或缺失和CO₂的缓冲作用可使剥离涂层下封存近中性pH应力腐蚀开裂(SCC)敏感薄液环境; 由剥离涂层下缝隙薄液pH值可判断剥离涂层下阴极保护有效性及其屏蔽程度.

采用激光刻蚀技术在钛合金表面分别构筑网格、直线、点阵3种微结构, 采用溶胶-凝胶法将纳米SiO₂粒子涂覆在微结构上, 制备分别具有微结构/微纳结构的疏水/超疏水表面. 利用小球藻附着面积评价表面的抗海洋生物附着性能, 利用动态冲刷实验评价小球藻的附着强度. 结果显示: 具有微结构的疏水/超疏水表面符合Wenzel模型, 具有微纳结构的超疏水表面符合Cassie模型, 且其表面抗附着性能更优, 附着强度更小; 网格表面的超疏水自清洁性能最强, 抗附着性能最优, 附着强度最小, 其次是直线, 再次是点阵; 随着微结构间距的增大, 接触角减小, 滚动角增大, 抗附着性能降低, 附着强度增大.