系统研究了Ce微合金化H13热作模具钢中一次碳化物的析出机理及热稳定性。首先通过SEM以及夹杂物自动分析系统观察Ce微合金化H13钢中夹杂物的二维形貌、类型、数量及尺寸；进一步利用非水溶液电解法观察Ce微合金化H13钢中一次碳化物的三维形貌；随后在不同的加热温度下保温1 h研究一次碳化物的热稳定性；最后利用Factsage 7.2热力学软件计算一次碳化物的析出机理以及热稳定性。结果表明：Ce能够有效地与钢液中的O、S、P、As元素反应生成对应的夹杂物；一次碳化物的二维形貌为长条状而三维形貌为片状，两者之间差别较大；富Ti、V碳化物首先析出，随后作为富V碳化物的形核核心促进其析出，一次碳化物的三维尺寸达到50 μm；富Ti、V碳化物的热稳定性明显高于富V碳化物，当加热温度达到1250 ℃时，富Ti、V碳化物刚开始溶解但依然存在，而富V碳化物已经完全溶解；经过加热处理后，一次碳化物的三维平均尺寸降低到10 μm左右；Factsage 7.2的理论计算结果与实际观察结果基本一致。较高的加热温度可以一定程度上降低Ce微合金化H13钢中一次碳化物的危害，但不能完全去除。

通过系列循环加载实验，研究了TRIP型双相不锈钢Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si在循环变形条件下的力学特性，同时结合TEM分析，讨论了微观机理。结果表明，Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢在单调加载条件下力学性能优异，表现出TRIP型双相不锈钢典型的“三阶段”硬化特征；Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢的循环硬化/软化特性对应变幅和循环周次敏感。在小应变幅下，Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢先初始循环硬化(循环周次N<5 cyc)，随后大幅循环软化后逐渐稳定。而在大应变幅下，Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢变形初期(N<5 cyc)迅速循环硬化后，持续循环软化，未达循环稳定而直至疲劳失效。循环变形过程中铁素体相中形成的位错墙是Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢整体循环软化的主要原因；而较大应变幅下奥氏体会发生循环诱导ε马氏体相变，抑制软化，从而使得Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢循环软化率随(塑性)应变幅的增大表现出先快速增大，后缓慢增大，最后降低的趋势。相比于单调加载状态，Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢随应变幅的增加表现出“硬化→软化→再硬化”规律。另一方面，Fe-19.6Cr-2Ni-2.9Mn-1.6Si钢循环应力幅与塑性应变幅间(lgσ_a-lgε_a)表现出三阶段的线性关系，对应的循环硬化指数(n')分别为：0.16 (阶段Ⅰ)、0.09 (阶段Ⅱ)和0.17 (阶段Ⅲ)；各阶段n'的变化分别与两相间协调变形(Ⅰ→Ⅱ)及循环诱导ε马氏体相变(Ⅱ→Ⅲ)有关。

采用一步(300 ℃等温6 h)和两步(300 ℃等温2 h+250 ℃等温24 h)低温贝氏体转变工艺，研究了残留奥氏体对中碳微纳结构钢冲击韧性的影响，对不同热处理试样的显微组织、各相体积分数、大小角度晶界、有效晶粒尺寸与冲击性能进行表征和分析。结果表明，与一步贝氏体转变相比，两步贝氏体转变试样的冲击性能明显提高，-40 ℃冲击功从31 J提高到42 J，主要原因是第二步贝氏体转变时新形成的贝氏体铁素体分割细化块状未转变奥氏体，减少贝氏体等温后淬火过程中块状马氏体形成，在冲击过程中能够更好地使裂纹分叉甚至阻止裂纹的扩展，显著提高样品的韧性。

利用TEM结合SAED花样，对室温轧制变形AZ31镁合金中拉伸扭折带结构及交互作用的形貌和晶体学特征进行了系统的研究。在镁合金塑性变形过程中，当外力不利于常见的孪晶形成及位错滑移时，扭折带作为一种补充的变形方式可以继续协调hcp结构的拉压不对称特性，对材料宏观塑性有着重要的影响。结果显示，hcp结构在与基面呈小角度的拉应力作用下，会形成基面位错对，并向相反方向运动，进而形成以{10\bar{\mathrm{1}}2}晶面为界面的拉伸扭折带。拉伸扭折带界面与基体基面的夹角约为43°。位错在不同变形结构的交互作用过程中起到了非常重要的作用，通过位错的作用可以调节变形结构的形态及晶体学取向，进一步提升材料的塑性。

采用真空非自耗电弧炉熔炼得到纽扣锭，利用优化的真空吸铸工艺吸铸制备定向凝固用送料棒。在光学浮区炉中先制备出由单一垂直片层组织构成的Ti-43Al-3Si合金定向试棒，切取合适取向后采用机械镶嵌法与多晶TiAl试棒连接固定后作为初始籽晶。制备圆台形试棒作为送料棒，在5 mm/h的生长速率下，利用初始籽晶引晶圆台试棒制备终极籽晶。终极Ti-43Al-3Si籽晶的片层方向平行于生长方向。用终极籽晶来引晶控制Ti-47Al合金PST晶体的片层取向，结合显微分析研究了晶体生长过程。结果表明，制得的送料棒达到光学浮区炉的入炉生长要求；圆台试棒的使用可有效避免因尺寸突变引起的杂晶形核；在5和180 mm/h的生长速率下，Ti-43Al-3Si合金的初生相均为α相。制得的终极籽晶片层一致性好，由单一晶粒组成，在引晶过程中可以保持片层组织稳定，无杂晶形核。使用该终极籽晶可有效控制整个Ti-47Al合金PST晶体的片层取向。

通过EBSD和XCT等方法研究了大尺寸单晶叶片制备过程中小角度晶界的形成与演化过程。结果表明，在大尺寸单晶叶片生长过程中，沿单晶叶片生长方向，随叶片高度的增加，其横截面枝晶排列的规则程度越来越恶化；叶片出现小角度晶界，其取向差与产生频率随距离初始位置高度的增加而显著增加；晶体取向测试表明，扩展区枝晶取向分布较为集中，而叶身枝晶取向分散度增大，但仍分布在扩展区取向附近。小角度晶界产生的原因可能与模壳阻碍熔体收缩产生应力，进而导致二次枝晶转动有关。表面较大尺寸的孔洞有利于小角晶界的产生。此外，还发现取向相近、且靠近[001]取向的枝晶淘汰它们之间的杂晶后相撞而形成小角度晶界。

采用低温粉末冶金及热挤压工艺制备了具有超细晶组织的0.1%CNTs/AZ91 (质量分数)镁基复合材料。通过SEM、XRD、TEM对镁基复合材料的微观组织进行了表征，并对其室温力学性能进行测试。结果表明：CNTs在复合材料中分布均匀，CNTs的加入使得复合材料的晶粒尺寸从0.552 μm细化到0.346 μm，并促进了β相的析出，同时弱化了基面织构。复合材料的抗压强度和屈服强度分别达到了617和445 MPa，较基体提高了8.8%和7.2%；其抗拉强度和屈服强度分别达到了393和352 MPa，与基体相比分别提高了4.5%和6.0%。对强化机制进行分析，发现细晶强化和载荷传递是0.1%CNTs/AZ91复合材料的主要强化机制。

采用脉冲激光对Zr₅₅Cu₃₀Al₁₀Ni₅非晶合金板进行激光多次熔凝，研究了激光多次熔凝时热影响区的晶化相形态随着熔凝次数增加时的演化规律。结果表明，随着熔凝次数的增加，晶粒数量逐渐增加，晶粒尺寸逐渐变大。随着晶粒的长大，卷入熔池内的晶粒造成的晶化也越来越显著。激光多次熔凝非晶合金时，热影响区内的晶粒尺寸和数量都随熔凝次数的增加而线性增加，不同非晶合金板的形核率和生长速率基本接近，但初始晶粒数量和初始晶粒尺寸不同，这和铜模铸造制备非晶合金板时的具体冷却过程差异有关。

为了研究Sn对锆合金初期腐蚀行为的影响，将Zr-0.75Sn-0.35Fe-0.15Cr和Zr-1.5Sn-0.35Fe-0.15Cr (质量分数，%) 2种锆合金大晶粒TEM薄样品放入280 ℃、6.3 MPa、0.01 mol/L LiOH水溶液中短时腐蚀。为了保证在相同的厚度和晶粒取向下观察分析晶体结构演化过程，先采用聚焦离子束(FIB)切出横截面薄区样品，再采用TEM观察腐蚀样品表面和横截面的显微组织，利用离孔周围不同距离处样品厚度差别造成的氧含量差别，研究了Sn对锆合金初期氧化行为、早期氧化膜的形核与长大过程的影响。结果表明，从开始氧化至ZrO₂形成前，α-Zr的晶格点阵会随着样品中氧含量增加而不断演变；在取向为[0001]的晶粒上氧化层的演化过程经历了亚氧化物层、晶格畸变层和m-ZrO₂层等过程。与Zr-0.75Sn-0.35Fe-0.15Cr 合金相比，Zr-1.5Sn-0.35Fe-0.15Cr合金氧化膜横截面薄区中氧化层更厚，晶格条纹畸变层占比更低而m-ZrO₂层占比更高，这说明提高Sn含量会促进锆合金的初期腐蚀过程。

以铸态Zr-Cu-Ni-Al-Nb非晶合金为材料，通过控制退火保温时间获得部分纳米晶化非晶合金，并采用DSC、XRD、HRTEM、SEM、准静态及动态压缩等手段，研究了纳米晶化对非晶合金在不同应变率下的抗压强度以及断裂机制的影响。结果表明，随着退火保温时间的增加，锆基非晶合金内部纳米级晶化相的体积分数及尺寸均增加。退火态非晶合金的抗压强度随着保温时间增加先增大后减小；应变率变化也会影响其抗压强度，从1×10^-3 s^-1增加到1×10³ s^-1时强度降低，继续增加到3×10³ s^-1时强度有所升高。不同程度的纳米晶化对非晶合金的断裂特征产生影响，随着晶化程度的增大，压缩试样的断口形貌从脉状花样向类准解理特征再向河流状花样转变。

以国内典型淬火-分配(Q&P)高强钢——QP980钢为例，进行热处理全过程物理模拟研究，提出一种耦合温度及时间影响的类蠕变应变方程用以描述材料在Q&P热处理分配过程的体积变化，建立考虑淬火温度影响的Q&P热处理两次淬火过程相变动力学方程、相变应变及相变塑性方程，获得了Q&P钢各相的热膨胀系数。根据温度场、组织场、应力场三场耦合原理，基于物理模拟得到的弹塑性增量本构模型，对商业有限元软件ABAQUS用户子程序进行二次开发，建立了针对Q&P热处理全过程的三场耦合数值仿真模型；通过Gleeble热-力模拟试验机上的Q&P热处理实验对模型进行了实验验证，实验结果与数值模拟结果吻合良好。

基于MSC. Marc软件平台，开发了考虑蠕变效应的热-弹-塑性有限元计算方法。采用该方法模拟了Q345平板接头TIG重熔焊接过程和焊后热处理过程中的应力场，并重点研究了焊后热处理过程中蠕变效应对焊接残余应力的影响，基于数值模拟结果研究了焊后热处理消除残余应力的机理。同时，采用盲孔法实测了焊接及热处理后平板接头的残余应力，并与数值模拟结果进行了对比。此外，还探讨了2种不同的蠕变模型对焊后热处理残余应力计算精度的影响，针对Q345低合金高强钢，提出了一种简易高效、适合于工程应用的蠕变模型。结果表明：数值模拟得到的残余应力与实验值吻合良好，验证了所开发的集成计算方法的有效性。热处理计算过程有必要考虑材料的蠕变效应，否则会严重高估热处理后的残余应力。采用本工作提出的简易蠕变模型，在较少损失计算精度的前提下可使计算效率提高10倍左右。

采用动电位极化和电化学噪声方法在3.5%NaCl中研究了静水压力对超纯Al/超纯Fe电偶中超纯Al腐蚀行为的影响。利用离散小波变换去除噪声信号的直流漂移，然后进行散粒噪声和随机分析；利用Hilbert-Huang变换对噪声信号做时频分析；用SEM观察腐蚀试样的表面形貌；用有限元方法模拟压力分布。结果表明，不同静水压力下超纯Al在3.5%NaCl溶液中皆自钝化，与超纯Fe偶合后发生点蚀。随静水压力的升高，超纯Al/超纯Fe的电偶电位逐渐降低，电偶电流逐渐增大。静水压力越高，经电偶腐蚀后超纯Al表面形成的点蚀坑尺寸越小且分布更加均匀。静水压力的提高加速了电偶腐蚀中超纯Al的点蚀孕育速率，但抑制了点蚀生长概率，降低了局部腐蚀倾向。静水压力为常压时，点蚀可沿水平、竖直方向扩展；在静水压力存在的条件下，点蚀更易于沿水平方向扩展。

针对SAC305和改良添加了Ni、Sb、Bi元素的2种焊料及其分别与NiSn、NiAu、NiPdAu 3种镀层器件钎焊形成的互连焊点，采用SEM、EDS、EPMA、TEM、DSC等方法研究了Ni、Au、Pd、Sb、Bi等添加元素对金属间化合物(IMC)种类及厚度、焊料第二相形貌及分布以及焊点剪切强度的影响。结果发现，受Ni元素界面耦合作用的影响，焊点器件侧和印刷电路板(PCB)侧生成的IMC均为(Cu, Ni)₆Sn₅化合物；焊料中Sb、Ni元素减缓IMC生长，因此同一镀层下改良焊料的界面IMC厚度小于SAC305的；镀层中Au元素降低IMC生长速率，而Pd元素促进IMC生长，因此同一焊料下NiPdAu镀层样品的界面IMC厚度最大，而NiAu镀层样品的界面IMC厚度最小；镀层中Au、Pd元素的加入，促进焊料中Ag₃Sn相从弥散颗粒状分布转为网状分布，焊点强度得到提升；焊料中Ag、Cu元素的加入，增加弥散分布的(Cu, Ni)₆Sn₅和Ag₃Sn体积分数，提高焊点剪切强度；焊料中添加Bi元素导致焊料熔点降低，但可析出Bi单质起到弥散强化作用；因此，添加了Ni、Sb、Bi元素的改良焊料的焊点剪切强度，均高于同等条件下SAC305焊点样品的剪切强度。