将Fe-Cu-Ni-Al和Fe-Cu-Ni-Al-Mn钢900 ℃固溶2 h 后水淬, 在500 ℃时效不同时间, 利用硬度测试和原子探针层析技术(APT)研究Mn对钢中多元强化相析出过程的影响. 硬度测试结果显示, Mn的加入增强了钢时效初期的析出强化效果, 加快了整个析出强化的进程. APT结果表明, Mn提高了时效初期析出相的形核率, 加快了析出相的长大和粗化速率, 进一步加速了富Cu相和NiAl相的分离. 这是由于Mn可降低析出相的形核能, 加快各元素在基体中的扩散速率, 同时Mn取代NiAl相中Al的位置, 在NiAl相中形成缺陷, 加速了Cu在其中的扩散速率.

采用数值模拟并结合实验的方法, 研究了Coriolis力、出水口位置、流体初始切向速度等因素对汇流旋涡产生过程的影响, 此外还研究了具有一定切向运动的流体在浇注过程中切向速度、径向速度的变化规律. 研究表明, 初始流体静止时, Coriolis力是汇流旋涡产生的主要原因, 且汇流旋涡产生的原始驱动力来自于出水口附近处的流体旋量; 初始流体静止时出水口位置对旋涡临界高度的影响不明显, 但是当流体具有一定的初始速度时出水口偏离中心可以使旋涡的产生高度显著降低, 此时流体的切向运动是汇流旋涡产生的根本原因; 流体初始切向运动速度对汇流旋涡的临界高度影响显著, 初始角速度越大, 汇流旋涡产生时刻越早, 临界高度也越高, 因此给予流体一定的静置时间、降低其湍流程度是抑制汇流旋涡卷渣的重要举措; 汇流旋涡的起旋高度H_SS与初始角速度ω的关系式为H_SS=0.11+2.85ω-4.04ω²+1.95ω³, 空气柱贯通至出水口的高度H_CS与ω的关系式为H_CS=0.09+1.49ω-0.79ω², 拟合度均在0.99以上.

利用OM, EBSD, TEM, XRD及物理化学相分析法, 对不同卷取温度下Ti-V-Mo复合微合金化热轧高强钢的强化增量进行了估算和分析, 分别讨论了卷取温度对屈服强度和MC相粒子对均匀塑性的影响规律. 结果表明, 在600 ℃卷取时具有最佳的综合力学性能: 抗拉强度为1134 MPa, 屈服强度为1080 MPa, 延伸率为13.2%, 均匀延伸率为6.8%, 其析出强化增量σ_p在444~487 MPa范围内, 甚至更高, 主要是由质量分数高达72.6%的10 nm以下的(Ti, V, Mo)C粒子提供的. 析出强化和细晶强化是主要的强化方式, σ_p的改变是导致不同卷取温度下屈服强度变化的主要因素. 随着卷取温度由500 ℃升高至600 ℃, 抗拉强度和屈服强度均不断增加, 均匀延伸率不但没有降低, 反而呈线性缓慢增加. 其主要原因是σ_p对屈服强度的贡献量不断提高, 在提高强度的同时改善了均匀塑性.

对不同Re和W含量的铸态镍基单晶高温合金通过Brinell硬度计压痕变形, 分别在1230~1330 ℃保温1 h, 研究了难熔元素Re和W对合金再结晶行为的影响. 结果表明, 再结晶晶粒在压痕表面形成, 并沿枝晶干向内扩展, 晶界迁移受到枝晶间粗大γ'相和γ +γ'共晶阻碍. 添加Re和W提高了铸态单晶高温合金的γ'相溶解温度和γ +γ'共晶含量, 导致单晶高温合金的再结晶温度升高. 热处理温度升高, 各单晶高温合金的再结晶面积随着枝晶间γ'相和共晶含量的减少而增大. 相同热处理温度下, 由于不同成分单晶高温合金枝晶间粗大γ'相和γ +γ'共晶含量不同, 不含难熔元素Re和W的单晶高温合金再结晶面积最大, 含Re单晶高温合金的再结晶面积大于含W单晶高温合金, 同时添加Re和W的单晶高温合金再结晶面积最小.

采用无B的含Hf镍基合金作为中间层合金, 分别对含Re的第二代镍基单晶高温合金 (CMSX-4, 铸态) 和第三代镍基单晶高温合金(SXG3, 完全热处理态)进行过渡液相(TLP)连接, 并分析了连接区的显微组织演变以及降熔元素分布, 测试了连接区的显微硬度. 结果表明, 在1290 ℃真空保温24 h后, CMSX-4和SXG3合金的TLP连接均已完成, 2种合金的TLP连接过程也均符合经典模型. 以含Hf的镍基合金作为中间层合金时, 在连接区内没有出现扩散影响区. CMSX-4合金的固溶处理可在TLP连接过程中同步完成, 缩短了热处理工艺. SXG3合金中的C与Hf结合在液相中形成固相HfC, 降低熔体中Hf浓度, 缩短了等温凝固阶段的时间. 研究表明, 通过含Hf的TLP连接可以研究小角度晶界的界面稳定性, 其中在1150 ℃保温热处理后, SXG3合金小角度晶界出现不连续脱溶转变的临界区间在10°~17°之间.

利用扫描速率法研究纳米晶复合永磁合金Nd_8.5Fe₇₆Co₅Zr₃B_6.5Dy₁, Nd_9.5Fe₇₅Co₅Zr₃B_6.5Nb₁和Nd_9.5Fe_75.4Co₅Zr₃B_6.5Ga_0.6的磁黏滞行为, 计算了合金的扰动场及磁交换长度, 分析了其交互作用、微观结构和磁性能之间的关系. 结果表明, 3种合金的扰动场分别为4.80, 4.87和5.09 kA/m; 磁交换长度差别不大, 分别为4.53, 4.41和4.20 nm. Nd_9.5Fe₇₅Co₅Zr₃B_6.5Nb₁合金的交互作用最强, 主要是因为合金中的晶粒尺寸细小(约为15 nm)且分布均匀. 3种合金均呈单一的硬磁特征, 其中Nd_9.5Fe_75.4Co₅Zr₃B_6.5Ga_0.6合金磁化反转的一致性最好, 使得其剩磁较高, 最大磁能积较大.

将固溶处理后的Mg-2.7Nd-0.6Zn-0.5Zr合金在200~300 ℃之间进行不同温度及时间的高温时效处理, 研究高温短时间时效处理对合金的微观组织和力学性能的影响, 并利用OM, SEM和TEM对合金的微观组织进行表征. 结果表明, 固溶态Mg-2.7Nd-0.6Zn-0.5Zr合金经250~275 ℃高温短时间时效后, 其室温屈服强度和抗拉强度最高分别增加了近70%和29%, 宏观组织中出现呈直线性不均匀分布的析出相. 析出相的显微形貌为颗粒状, 成分为Mg₁₂Nd. 析出相的线性分布方向平行于Mg基体(0001)_Mg基面, 合金的时效硬化行为与这种沿基面呈平行线分布的颗粒状析出相密切相关. 在250~275 ℃范围内时效20~30 min后屈服强度较高, 这是由于在变形过程中颗粒状Mg₁₂Nd的特殊分布对基面滑移及晶粒间协调变形起到很强的抑制作用.

研究了强静磁场对定向凝固Al-4.5Cu (质量分数, %)合金微观偏析的影响. 结果表明, 强磁场显著影响了凝固组织中非平衡第二相的形态和数量. 无磁场时, 粗大的第二相为网络状, 连续分布于晶界上; 施加磁场后, 晶界上连续分布的第二相被打断, 其面积分数随磁场强度的增加而减小. 在磁场作用下, 溶质原子的再分配行为发生改变, Cu溶质成分曲线降低, 有效分配系数k_e减小. 上述现象主要是由于磁场在熔体中引发热电磁对流以及由热电磁对流驱动的二次流, 在糊状区内产生搅拌, 改变溶质传输行为.

采用自行研制的超声疲劳实验装置, 研究不同表面粗糙度下Ti-6Al-4V合金的超高周疲劳性能. 结果表明, 当表面凹痕宽深比a/c (a为凹痕宽度, c为凹痕深度)在2~10之间时, Ti-6Al-4V合金的临界凹痕深度在0.49~1.10 μm之间. 当表面凹痕深度小于临界深度时, 表面粗糙度对Ti-6Al-4V合金的超高周疲劳性能没有影响. 当表面凹痕深度大于临界深度时, Ti-6Al-4V合金疲劳寿命随表面粗糙度的增加而下降, 并且随着循环周次的增加, Ti-6Al-4V合金疲劳性能对表面粗糙度的敏感性下降. 随着表面粗糙度的增加, Ti-6Al-4V合金超高周疲劳裂纹的萌生方式发生变化. 超高周疲劳裂纹源有由一个向多个、由内部向次表面转移的趋势; 当表面凹痕深度增加到一定程度后, 在超高周疲劳寿命区间, Ti-6Al-4V合金疲劳寿命随粗糙度的增加而大幅下降. 疲劳裂纹全部从合金表面凹痕根部处萌生, 没有内部萌生的情况.

为提高钛合金在海水中的摩擦性能, 采用激光加工技术分别制备具有网格和点阵微结构的超疏水Ti6Al4V合金表面. 采用HSR-2M高速往复摩擦试验机研究其在人工海水介质中的摩擦学行为, 并与水介质比较. 结果表明, 超疏水Ti6Al4V合金表面的摩擦系数和磨损量(体积)均显著小于Ti6Al4V基体. 海水介质中, 与空白样相比, 点阵和网格表面的摩擦系数分别减小了17.8%和11.7%, 磨损量分别减小了36.8%和57.5%. 超疏水Ti6Al4V合金表面在海水介质中的摩擦系数小于水介质中, 磨损量大于水介质中. 超疏水钛合金表面的制备显著提高了钛合金在海水中的摩擦性能.

采用动电位极化曲线, 电化学阻抗谱(EIS), SEM, XPS等分析手段研究了800合金在300 ℃ NaOH和乙醇胺(ETA)溶液中的腐蚀行为. 结果表明, ETA的添加降低合金的腐蚀电流密度, 增大了氧化膜的膜层电阻. 无论是否添加ETA, 800合金均为双层膜结构. 未添加ETA时,合金氧化膜外层富Ni, ETA添加后氧化膜外层富Cr. ETA的添加提高了氧化膜中Cr的富集程度, 促进了铬氧化物的形成, 增强了800合金氧化膜的保护性.

以(CH₂OH)₂和H₂O的混合溶液为溶剂, Ce(NO₃)₃?6H₂O和In(NO₃)₃?4.5H₂O分别为Ce和In源, 采用溶剂热法在200 ℃下合成了前驱体, 再经500 ℃焙烧2 h制备了In³⁺掺杂的CeO₂粉末. 通过研究一系列In³⁺的添加浓度, 得出In³⁺掺杂CeO₂中In³⁺的固溶度为1% (摩尔分数). In³⁺掺杂对CeO₂形貌的影响不大, 固溶In³⁺前后的CeO₂颗粒形貌均为层状结构, 但当In³⁺的添加量高于固溶度时, 出现了细碎的第二相颗粒. In³⁺饱和掺杂浓度时CeO₂粉末的比表面积高于未掺杂的CeO₂, 达到100 m²/g, 当In³⁺的添加量大于等于3%时比表面积有所下降. In³⁺添加量对储氧能力的影响为: 首先, In³⁺的引入能够明显降低CeO₂的低温还原峰温度; 其次, 当In³⁺的添加量为饱和浓度1%时, CeO₂的低温储氧能力由未掺杂的3.6×10^-4 mol/g提高到4.4×10^-4 mol/g; 当In³⁺的浓度大于等于3%时, 试样的低温储氧能力先有所下降, 随后趋于稳定. 不同In³⁺添加量CeO₂粉末的晶格常数、氧空位浓度、比表面积和低温储氧能力都在1% In³⁺固溶度的位置出现了转折. 低温储氧能力与比表面积和氧空位浓度都有关联, 是二者综合作用的结果.

在450 ℃镀锌条件下, 锌浴中加入质量分数为0.2%的Al, 采用SEM观察镀层的结构特征, 利用EDS定量分析相的微区成分, 利用其线扫描和面扫描定性分析镀层截面元素变化情况. 借助Miedema模型和Toop模型, 计算了镀层中各二元Fe-Al, Fe-Zn和三元Fe₂Al₅Zn_x (η)金属间化合物(IMC)的热力学值, 分析了随镀锌时间的延长, 出现Fe₂Al₅抑制层失稳破坏而产生Fe-Zn反应的根本原因. 结果表明, 因为Fe-Al IMC比Fe-Zn IMC具有更稳定的热力学性质, 钢基体与锌浴界面优先产生连续的Fe₂Al₅金属间化合物抑制层, 抑制Fe-Zn反应, 但随镀锌时间的延长, Fe₂Al₅的失稳破坏丧失对Fe-Zn反应的抑制作用, 生成FeZn₁₀ (δ)相. Fe₂Al₅抑制层的失稳机制有两种: 一种是Fe₂Al₅/锌浴界面处Al的局部贫化导致Zn对Fe₂Al₅的侵蚀, 形成Fe₂Al₅Zn_x, 造成系统热力学稳定性降低, 从而导致Fe₂Al₅被Zn侵蚀分解, 同时在Fe₂Al₅/锌浴界面产生FeZn₁₀ (δ)相; 另一种是Zn通过Fe₂Al₅晶界向钢基体扩散, 直接在Fe₂Al₅/钢基体界面产生δ相, 并引起Fe₂Al₅的迸发失稳.

采用电弧离子镀技术制备了普通NiCoCrAlYSi涂层和梯度NiCoCrAlYSi涂层, 分析了2种涂层的组织及结构, 对比研究了2种涂层分别在1000 ℃到室温的循环氧化行为和900 ℃的高温热腐蚀行为. 结果表明, 普通涂层由γ/γ′相、β相和α-Cr相组成, 梯度涂层外层富Al, 内层富Cr, Al和Cr在涂层中呈梯度分布. 循环氧化过程中梯度涂层外层充足的Al源维持表面Al₂O₃膜的形成和修复, 界面处富Cr(W, Re)相抑制涂层与基体的互扩散, 表现出良好的抗循环氧化性能. 热腐蚀过程中, NaCl的存在加速了腐蚀的进程, 2种涂层出现不同程度的内氧化和硫化, 普通涂层表面形成了非保护性的NiAl₂O₄尖晶石和NiO, 梯度涂层中外部富Al内部富Cr的梯度分布, 减缓了热腐蚀进程.

采用微观偏析统一模型并耦合Thermo-Calc研究了Al-6.32Cu-25.13Mg (质量分数, %)合金在不同冷却速率R_f和固相反扩散系数Φ下的凝固路径. 结果表明: 冷却速率对合金的凝固路径影响较小, 即不同冷却速率下合金的凝固路径均为: (L+α)→(L+α+T)→(L+α+β+T); 固相反扩散系数对合金的凝固路径影响较大, 当Φ由0逐渐增大至1时, 合金的凝固路径由(L+α)→(L+α+T)→(L+α+β+T)逐渐过渡为(L+α)→(L+α+T); 随着R_f的降低, 显微组织中初生相体积分数V_α基本不变, 两相共晶体积分数V_2E增大而三相共晶体积分数V_3E减少, 上述参数满足: V_2E=-2.5lgR_f+64.9, V_3E=2.5lgR_f+22.12, Φ的增加使得显微组织中的V_α和V_2E变大而V_3E变小. 结合实验研究了Al-6.32Cu-25.13Mg合金在上述不同冷却速率下的凝固路径及各相体积分数, 结果显示, 实验结果与模拟结果吻合较好.