在连续退火试验机上, 对一种Mn含量介于中锰和低锰含量之间的C-Si-Mn系(0.14C-2.72Mn-1.3Si, 质量分数, %)超高强钢进行处理, 获得了具有铁素体、淬火马氏体、回火马氏体以及一定量残余奥氏体的多相组织. 利用膨胀仪, SEM, TEM, EBSD和XRD等对实验钢在不同热处理工艺下的微观组织进行了表征. 结果表明, 800 ℃退火实验钢获得最佳综合力学性能, 屈服强度为672 MPa, 抗拉强度为1333 MPa, 总伸长率为13%. 这主要是800 ℃退火钢精细的组织、合适的相比例以及一定量残余奥氏体共同作用的结果. 对实验钢加工硬化行为进行了深入分析, 讨论了实验钢瞬时加工硬化指数n的变化, 采用修正的C-J方法对实验钢多阶段加工硬化行为进行了分析, 探讨了马氏体结构参数\begin{array}{c}\sqrt{f_M/d_M}\end{array}-->(\begin{array}{c}{f}_M\end{array}为马氏体体积分数, \begin{array}{c}dM\end{array}为马氏体等效直径)和铁素体体积分数等对加工硬化的影响. 结果表明, 实验钢颈缩前随真应变增加n快速增加后减小, 但不同温度退火实验钢n减小趋势不同; 由于不同温度退火实验钢马氏体体积分数不同, 经修正后的C-J法分析得到了2阶段和3阶段的加工硬化行为; 铁素体体积分数对马氏体与铁素体共同塑性变形的应变范围△e有显著影响, 低温时共同变形范围小, 高温时范围逐渐增大, 过高温度时可能又减小. 综上, 实验钢高的初始加工硬化率源于各相的配比、形貌和分布等, 是各组织协调配合和各因素共同作用的结果, 有利于提高实验钢的强度和塑韧性.

通过对胶体晶体模板的反向复制, 制备了反点阵列孔径各异的Au/TiO₂复合薄膜. 采用SEM, AFM, XRD, UV-Vis和四探针测试仪等手段对复合薄膜的结构和光催化性能进行了表征. 通过对胶体晶体模板和反点阵列几何模型的计算, 讨论了Au反点阵列在TiO₂薄膜表面的覆盖面积与模板中微球粒径的关系. 结果表明: 反点阵列孔径对复合薄膜的光催化性能有显著影响. 孔径增大, 使反点阵列的导电性能提高, 载流子的输运效率增强, 促使光催化性能的提高; 同时, 孔径增大又造成光生电子向反点阵列迁徙过程中的复合几率加大, 反而使光催化性能降低. 2种作用共同导致了Au/TiO₂复合薄膜的光催化性能随Au反点阵列孔径的增大出现先提高后降低的变化规律, 并在孔径为3.3 μm时达到最高.

采用电弧离子镀沉积Cr和粉末包埋法渗Al的联合工艺制备了Al-Cr涂层, 并利用粉末包埋法制备了渗Al涂层, 分析了2种涂层的组织结构和成分, 研究了镍基高温合金DSM11基体、渗Al涂层和Al-Cr涂层在1000和1100 ℃下的恒温氧化行为. 结果表明: 渗Al涂层和Al-Cr涂层组织致密, 与基体结合良好且成分分布均匀. 2种涂层都明显分为2个区域: 外层和互扩散区. 渗Al涂层外层由b-NiAl相和Ni₂Al₃相组成, Al-Cr涂层外层由b-NiAl相、Ni₂Al₃相、a-Cr相和AlCr₂相组成. Al-Cr涂层可以显著改善基体合金的抗氧化性能, 且明显优于渗Al涂层. Al-Cr涂层优良的抗氧化性能源于在氧化过程中出现了Cr(W)析出带, 能够一定程度阻碍涂层中的Al元素向基体扩散, 降低了涂层退化速度, 而Cr的存在可以促进Al的选择性氧化, 提高涂层的自修复能力.

采用热膨胀仪和差示扫描量热仪(DSC)研究了过共析钢在连续加热条件下奥氏体化过程, 测定了不同阶段的临界温度点, 通过Thermo-Calc与Dictra软件进行了理论计算, 并且研究了加热速率、初始组织以及含C量对其的影响. 结果表明, 整个连续加热过程可以分为5个阶段, 临界温度点的实验结果与计算结果基本吻合. 提高加热速率可以提高逆共析转变的起始和终了温度, 增大逆共析转变温度区间, 残余渗碳体溶解终了温度不变, 奥氏体均匀化终了温度升高. 粗大的珠光体初始组织使得逆共析转变起始和终了温度提高, 增大了逆共析转变的温度区间, 残余渗碳体溶解和奥氏体均匀化阶段的终了温度也有所提高. 增大含C量对逆共析转变几乎没有影响, 但是会明显提高残余渗碳体和奥氏体均匀化阶段终了的温度.

采用7 MeV的Xe²⁶⁺和1 MeV的Xe²⁰⁺在室温和600 ℃下分别对316SS块体和TEM试样进行了辐照实验. 利用纳米压痕仪测试材料辐照损伤前后的显微硬度, 利用TEM观察辐照损伤前后的微观结构演变, 并将室温和600 ℃的实验结果进行了比对. 结果表明, 室温离子辐照造成316SS中形成大量尺寸在3~8 nm之间的位错环缺陷, 它们会阻碍材料内位错线的自由移动, 进而导致材料的硬化. 在600 ℃辐照下, 316SS内形成了尺寸介于4~12 nm之间的溶质原子团簇缺陷. 尽管其尺寸较室温辐照下形成的位错环有轻微的增大, 但是其体积密度较前者显著地降低, 辐照硬化现象发生了明显的回复, 材料辐照损伤行为存在温度效应.

对P92钢进行650 ℃, 0~8000 h时效实验, 采用SEM-BSE和定量金相技术对Laves相的体积分数、平均直径和数量密度进行定量, 研究了Laves相的析出和粗化动力学特性, 评估了Laves相演化对蠕变强度的影响. 结果表明, Laves相在时效0~2000 h内析出, 优先在晶界析出长大, 最终析出时的体积分数约为0.95%. Laves相粒子在时效3000 h后明显聚集粗化, 粗化速率明显快于M₂₃C₆碳化物的原因是由于晶界扩散机制的作用. Laves相在1000~3000 h内具有最佳的析出强化效果, 超过3000 h后由于显著粗化使沉淀强化作用明显下降. 由于体积分数小和热稳定性差, Laves相的强化作用远小于M₂₃C₆型碳化物.

对P92钢进行650 ℃, 0~5000 h时效实验, 采用萃取复型和电化学萃取2种方法分离时效样品中的沉淀相, 采用电感耦合等离子体发射光谱仪和EDS测定萃取物中合金元素的含量, 揭示Laves相析出引起的合金元素再分布规律. 利用Brinell硬度计测试P92钢时效过程中的硬度变化. 根据合金元素再分布特性, 建立基体溶质原子贫化损伤演化方程, 采用基于物理本质的CDM模型评价其析出对P92钢蠕变寿命的影响. 结果表明, 时效前P92钢中约86%的W和Mo固溶于基体, 剩余的14%分配在M₂₃C₆中. P92钢时效过程中由于Laves相析出发生合金元素的迁移, 其析出主要夺取基体中的W和Mo原子, 对时效前已析出的M₂₃C₆和MX相的成分影响很小. Laves相完全析出后, 基体中W和Mo的分配量均降至50%左右. Laves相的析出还消耗基体的一部分Cr, 使其分配量减少约3.6%. Laves相析出明显削弱溶质原子的固溶硬化作用, CDM计算表明, 其析出使P92钢在650 ℃, 100 MPa下的蠕变寿命缩短24%左右.

分别添加纯Ag和Cu-Ag合金颗粒制备了含Ag抗菌双相不锈钢并进行了不同温度固溶处理. 借助ESEM, XRD和TEM观察并分析组织中含Ag相显微结构及分布. 采用覆膜法测试了材料广谱抗菌性能, 并与CD4MCu不锈钢及含Cu抗菌双相不锈钢的抗菌效果进行了对比. 结果表明, 经1050和1150 ℃固溶处理, 添加纯Ag制备的材料基体上都分布着8 μm 左右的含Ag相颗粒, 提高固溶温度并不能使其在基体中的固溶性得到改善. 1150 ℃固溶后, 不锈钢组织中还分布着直径约为45 nm的含Ag相颗粒. 添加Cu-Ag合金制备的不锈钢经1050和1150 ℃固溶处理, 温度升高能增强含Ag相在基体中的溶解程度, 且添加的合金颗粒越小, 含Ag相越易固溶. 添加150~300 μm Cu-Ag合金制备的不锈钢经1150 ℃固溶处理, 含Ag相在γ相上几乎完全固溶, 而在a相上呈弥散态分布, 且其平均粒径直径约18 nm. 抗菌性能检测表明, 添加不同粒度Cu-Ag合金制备的2种不锈钢都具有优异的抗菌性能, 添加纯Ag颗粒制备的不锈钢抗菌性能良好, CD4MCu不具备抗菌能力.

通过观察新型奥氏体耐热不锈钢(AFA不锈钢)试样在不同条件下再结晶的金相组织, 研究了AFA不锈钢再结晶过程中的组织演变行为. 结果表明, 冷轧20%的AFA不锈钢试样在1473 K等温2 h以上才能完全再结晶; 完全再结晶的试样在1023 K, 应变速率为6.4×10^-7 s^-1条件下拉伸时, 稳态流变强度保持在130 MPa左右, 并且具有良好的塑性变形能力和明显的加工硬化效果. 但若不能完全再结晶, 在相同实验条件下试样具有较高的强度(150 MPa), 但是塑性变差. AFA不锈钢再结晶晶粒长大过程受到NbC相析出的影响, 其晶粒长大指数由理想晶粒长大的2变为3, 表观激活能为234.7 kJ/mol, 与Nb在奥氏体钢中沿晶界扩散的激活能吻合.

采用TEM, SEM, 硬度及电导率测试等手段, 研究了Cu-2.1Fe合金在不同温度长期时效后析出相形貌和合金性能的变化. 结果表明, 500 ℃为合金最佳时效温度, 峰时效硬度平台期较长. 合金峰时效时g-Fe粒子平均直径约12 nm, 且与基体完全共格. g-Fe粒子长大后会渐渐失去共格效应且方形化, 粗化规律符合Lifshitz-Slyozov-Wagner (LSW)规律, 粗化激活能为222 kJ/mol. Fe粒子的时效强化效果不显著, 最大强度增量约100 MPa. Cu-2.1Fe合金欠时效时遵循的强化机制为共格强化机制, 合金过时效后强化机制为Orowan强化机制, 理论预测与实验结果符合良好.

研究了不同处理温度(300, 400和450 ℃)、不同超声功率(400, 600和800 W)以及不同处理时间(3, 5, 7和10 min)对Pb-20%Sn合金电阻的影响. 结果表明, 超声处理对Pb-20%Sn合金熔体的电阻有显著的影响. 超声作用使熔体电阻瞬间减小, 停止超声作用后, 电阻瞬间增大, 但并未恢复到初始值, 与初始电阻相比有一个减小量, 该电阻维持一段时间后才缓慢恢复到初始值. 超声功率越大, 超声作用效果越显著, 电阻瞬态变化量和持久性变化量越大, 有效时间也越长. 随着温度升高, 电阻瞬态变化量和持久性变化量均增大, 超声作用有效时间先增大后减小. 随着超声作用时间的延长, 超声作用效果逐渐增大, 但存在一个饱和作用时间.

通过能够准确检测和记录镁合金凝固过程中温度、收缩位移和收缩应力细微变化的实验装置, 研究了Mn对Mg-6.5Zn-xMn系合金凝固过程中热裂倾向性的影响规律. 结果表明, 所提出的热裂倾向性评价指标最大收缩速率(v_max)和应力累积系数(k)越大, 热裂倾向越大, 且其在高固相率出现时热裂倾向更显著; 随Mn含量的增加, Mg-6.5Zn-xMn系合金的v_max增大, 但其出现向低固相率迁移; k在Mn含量为0.35%时达到最大, 且在高固相率时出现, 导致其热裂倾向性最大. 该系合金的热裂纹在凝固后期(高固相率)萌生并扩展, 晶粒间存在明显的补缩通道; 低熔点相于凝固后期在晶粒表面形成液膜, 且液膜越厚, 晶粒越细, 热裂倾向性越小; 枝晶分离后相互接触的枝晶臂搭接形成的晶间搭桥加强了合金凝固后期晶间结合力, 但晶粒收缩受阻拉断晶间搭桥会形成热裂.

采用硬度测试、拉伸实验、XRD分析和TEM观察等方法, 研究了一种新型形变热处理(预时效+冷轧变形+再时效)对时效硬化型铝合金微观组织和力学性能的影响. 结果表明, 这种形变热处理不仅能够大幅度提高6061铝合金强度, 还能使其保持良好塑性. 经过优化处理(180 ℃, 2 h欠时效+75%压下量冷轧变形+100 ℃, 48 h再时效), 6061铝合金的抗拉强度和屈服强度分别为560和542 MPa, 延伸率为8.5%. 微观组织观察表明, 合金强度的提高来源于析出强化、位错强化、位错胞强化和高Taylor因子的综合作用; 相对于冷轧状态, 延伸率的改善则与再时效过程中强化相的再析出和位错的轻微回复有关.

利用SEM原位观察技术研究了近片层Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在750 ℃疲劳蠕变交互作用下的裂纹萌生及扩展行为, 循环实验采用在最大拉应力保载的梯形波. 结果表明, 裂纹主要在片层团界面萌生, 裂纹萌生方式包括蠕变空洞和疲劳微裂纹. 片层团界面处的微裂纹先通过吞并蠕变空洞或在裂纹尖端应力集中作用下沿片层团界面进行扩展, 然后相互连接长大; 当裂纹扩展受到不同取向的片层团界面阻碍时, 受阻的裂纹开始沿试样厚度方向扩展, 且附近伴随出现垂直于载荷方向的微裂纹; 最终受阻的裂纹相互连接直至合金断裂. 将实验结果与该合金在相同条件下疲劳变形和蠕变变形的原位观察结果进行了比较. 结合实验结果建立了高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用下裂纹萌生及扩展示意模型.

研究了2种Ti/Al比对新型Ni-Fe-Cr基合金GH984G在长达上万小时高温时效过程中γ′淀相的粗化行为及其拉伸性能的影响规律. 结果表明: 随时效温度从700 ℃升高至800 ℃, 球形γ′沉淀相的粗化速率明显增大. 在700和750 ℃长期时效过程中, 高Ti/Al比和低Ti/Al比合金γ′沉淀相的粗化行为均符合Lifshitz-Slyozof-Wagner (LSW) 理论, 受扩散过程控制, 高Ti/Al比合金中γ′沉淀相的粗化速率较高. 800 ℃长期时效过程中, 2种Ti/Al比合金γ′沉淀相的粗化行为偏离LSW理论. 此外, 时效时间小于3×10³ h时, 高Ti/Al比合金的γ′沉淀相长大较快, 进一步延长时效时间, 低Ti/Al比合金的γ′沉淀相长大速率较快. Ti/Al比对合金标准热处理态和700~800 ℃时效10480 h后合金的700 ℃拉伸性能无明显影响. 通过选取合适的Ti/Al比, 可以控制γ′沉淀相的粗化行为, 增强合金组织稳定性.

采用电化学阻抗谱(EIS)和扫描Kelvin探针技术(SKP)研究了热风整平无铅喷锡处理印制电路板(PCB-HASL)在模拟电解质0.1 mol/L NaHSO₃以及不同pH值的0.1 mol/L NaHSO₃/Na₂SO₃溶液中的腐蚀行为与机理, 探讨了浸泡时间和pH值对其腐蚀机理转变的影响, 通过OM, SEM结合EDS对PCB-HASL表面上腐蚀产物形核和扩展行为进行了观察和分析. 结果表明, PCB-HASL试样在酸性NaHSO₃/Na₂SO₃溶液体系中的腐蚀形式类似点蚀, 浸泡前期腐蚀坑加速扩展, 腐蚀产物主要为Sn的氧化物和硫酸盐. NaHSO₃溶液能够活化PCB-HASL试样表面, 且腐蚀坑形核仅发生在浸泡初期. 而在中性或碱性NaHSO₃/Na₂SO₃溶液体系中, PCB-HASL试样表面腐蚀坑形成受到抑制, 电解质溶液通过氧化膜向电极界面的传输过程限制了电极反应速率.

选择具有不同溅射产额的靶材料(Cu, Cr, Mo, Ti, V和C), 研究了其高功率脉冲磁控溅射(HPPMS)放电靶电流波形随靶电压的演化行为. 发现所有材料都满足5个阶段顺序放电特征, 但是不同溅射产额的材料的相同放电阶段所需要的靶电压呈现先增加后下降的趋势, 根据放电难易的不同分别表现出一定阶段的缺失. 对其靶电流平均值、峰值和平台值的统计显示, 溅射产额高的靶材料自溅射容易, 平台稳定, 对靶电流的贡献主要为平台值(金属放电), 比较适用于HPPMS方法沉积薄膜; 而溅射产额低的靶材料气体放电明显, 靶电流主要由峰值(气体放电)贡献, 不利于薄膜沉积.