采用新设计的镍基钎料在1220℃、30 min条件下钎焊了第二代单晶高温合金DD6，分析了不同钎缝间隙(0.05、0.10和0.15 mm)对接头组织和性能的影响。结果表明，新镍基钎料获得的DD6高温合金钎焊接头的钎缝基体为与DD6母材相似的γ + γ′双相组织。随钎缝间隙的增大，脆性硼化物相逐渐增多，且由断续条状转变成粗大的鱼骨状；在0.15 mm间隙内预填FGH95高温合金粉末后，鱼骨状硼化物相变得细小、弥散。当钎缝间隙由0.05 mm增至0.10 mm，内部γ + γ′双相组织更细小，且钎缝中γ′相强化元素Al、Ti、Ta的总量高，对接头起到了良好的强化作用，钎焊接头在980℃的高温拉伸强度为694 MPa。按DD6母材标准热处理制度对钎缝间隙为0.10 mm的钎焊接头进行焊后时效处理，钎缝基体组织中的γ + γ′双相组织形貌得到有效调控，γ′立方化程度增加，接头在980℃的高温拉伸强度为807 MPa，与DD6母材自身的强度相当。

利用Gleeble热模拟以及电子背散射衍射(EBSD)技术，研究了高强管线钢焊接临界再热粗晶区(ICCGHAZ)中逆转奥氏体(γ_r)在不同第二道次峰值温度(760、800和840℃)下的逆相变规律及其晶体学关系。结果表明，在3个峰值温度下形成的γ_r体积分数依次为4.1%、8.9%和25.2%，γ_r优先在第一道次粗晶区的原奥氏体晶界(PAGB)处形核，其次是原奥氏体晶粒(γ_p)内板条束(block)的交界处。在极快的焊接加热速率下，γ_r倾向于以块状形式长大。晶体学研究表明，γ_r在PAGB处的逆相变不是自由形核，而是依托于PAGB一侧γ_p的晶体学取向按照近似K-S关系通过逆相变而形成，而与另一侧的γ_p没有确定的晶体学关系。第二道次峰值温度较低(760℃)时，γ_r在PAGB处形核后向非K-S关系一侧的晶粒内部长大，γ_r呈链状分布于PAGB处。随峰值温度的升高(800和840℃)，γ_r向PAGB两侧同时生长。分析表明，γ_r在第二道次加热过程中的逆相变行为对其在后续冷却过程中的相变过程、终态组织及其韧性等有重要影响。

采用电化学充氢及慢应变速率拉伸(SSRT)实验研究了真空渗碳热处理后20Cr2Ni4A齿轮钢的氢脆敏感性，并与常规淬火+回火处理(QT)的20Cr2Ni4A齿轮钢进行了对比。结果表明，渗碳试样渗碳层中的残余奥氏体含量(约13.8%，体积分数，下同)远高于渗碳试样心部和QT试样(约4.6%)，前者主要呈多尺度的块状分布在原奥氏体晶界及板条界处。渗碳试样与QT试样中的室温可扩散性H含量相当，但前者组织中较多的残余奥氏体和渗碳体含量使得其室温非扩散性H含量明显高于后者，H扩散系数明显低于后者。QT试样呈现出优异的强塑性配合，以相对断后伸长率损失表征的氢脆敏感性指数(HEI)为54.3%。与QT试样相比，渗碳试样的抗拉强度提高了34.6%，但塑性显著降低，断后伸长率及断面收缩率分别降低了66.5%和92.4%；充氢后在屈服之前就发生了脆性断裂，呈现出很高的氢脆敏感性，HEI高达90.9%。SSRT断口分析表明，充氢QT试样与最大H扩散距离大体相当的表层脆性区为沿晶+准解理的混合断裂，而充氢渗碳试样则在距表面一定距离的渗碳层内呈现一定宽度的沿晶断裂脆性区，且在接近有效渗碳层深度处出现了一条大体沿渗碳层圆周方向扩展的长裂纹。造成渗碳试样与QT试样氢脆敏感性显著差异和独特氢脆断裂特征的主要原因与2者的微观组织、强度水平及渗层残余压应力等因素有关。

利用SEM、XRD、EPMA和XPS等研究了冷旋锻变形对9Cr2WVTa铁素体-马氏体钢在650℃空气中氧化膜形成过程的影响，在此基础上考察了预氧化制备氧化膜对9Cr2WVTa铁素体-马氏体钢在饱和氧液态Pb-Bi共晶 (LBE)中腐蚀行为的影响。结果表明，冷旋锻变形量的增加可提高样品的抗氧化性能，63%变形处理使抗氧化性能略有提高，94%变形处理可显著提高抗氧化性能。相较于回火态样品，63%变形处理样品形成的氧化物仍主要为(Fe, Cr)₂O₃，只是氧化物颗粒尺寸略有下降；94%变形获得的超细晶样品中，不仅氧化物颗粒尺寸显著减小，而且促进了富Mn氧化物(MnCr₂O₄和Mn₂O₃)的形成。超细晶样品中大幅度提高的空位浓度和位错密度、以及增加的晶界数量，显著提高了元素的扩散速率，Mn的异常快速扩散促进了富Mn氧化物的形成，稳定性好的富Mn氧化物提高了氧化膜的致密性。650℃空气中预氧化处理20 h后，超细晶样品表面获得致密性良好的富Mn氧化膜，在550℃饱和氧LBE中腐蚀500 h后，预氧化制备氧化膜可有效阻止LBE对铁素体-马氏体钢的侵蚀，并抑制了Fe的外扩散。Mn在LBE中较高的溶解度会加快富Mn氧化膜的溶解，随着Mn的不断溶解和LBE的持续侵蚀，预制备氧化膜的致密性不断下降而最终破裂，腐蚀2000 h后，样品表面形成了连续的Pb-Bi腐蚀产物。

以固溶态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr (质量分数，%)合金为对象，研究了在高应变速率多向锻造过程中合金微观组织及织构的演变规律，并探讨了高应变速率多向锻造对合金力学性能的影响机制。结果表明，变形初期，合金晶粒内部的大部分{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}}拉伸孪晶被激发，随着累积应变(ΣΔε)的增加，孪晶面积分数降低，再结晶面积分数增高，再结晶机制以连续动态再结晶为主，同时伴有不连续动态再结晶和孪生诱导再结晶。合金晶粒细化分为2个阶段：当ΣΔε < 1.32时，为孪晶破碎机制，晶粒尺寸由初始态的33.0 μm细化至13.1 μm；当ΣΔε ≥ 1.32时，为动态再结晶细化机制，晶粒尺寸进一步细化至4.2 μm。合金织构随ΣΔε增加由基面织构转变为双峰织构，且织构强度增加。ΣΔε = 0.66时，多向锻造Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到295 MPa、252 MPa和13.8%，比固溶态分别提高了80%、157%和13.1%。

采用熔渗法制备了具有微观定向W片层骨架结构Cu-W复合材料，对其力学和电学性能进行了研究，并与商用Cu-W复合材料进行了对比。结果表明，W含量(质量分数)为50%~90%时，具有微观定向结构的Cu-W复合材料的压缩强度在300~1100 MPa之间。压缩强度呈现出明显的各向异性，沿平行于W片层方向的强度高于垂直于W片层方向的强度。与商用Cu-W复合材料相比，具有微观定向结构的Cu-W复合材料在沿片层方向呈现出更高的导电特性和压缩强度，这主要与复合材料中Cu、W两相的微观定向规则排列有关。该复合材料有望用作电触头材料以显著提高其使用效果，延长使用寿命，减轻构件质量并降低能源损耗。

采用选区激光熔化(selective laser melting，SLM)工艺制备了TiN/Inconel 718 (IN718)复合材料，利用OM、SEM、EDS、EBSD以及XRD等手段研究了SLM成形态和不同热处理条件下TiN/IN718复合材料的微观组织和力学性能。结果表明：SLM成形态TiN/IN718复合材料中TiN颗粒与基体之间紧密结合，并形成了约为0.3 μm厚的过渡层，与IN718合金相比，TiN/IN718复合材料的显微硬度和拉伸强度均有明显改善(分别提高39 HV_0.2和74 MPa)。双时效(DA)和固溶时效(SA)热处理的TiN/IN718复合材料中，强化相的析出和TiN颗粒的存在导致裂纹萌生源增多，从而造成强度没有得到明显提升。均匀化 + 固溶时效(HSA)热处理后材料发生了完全再结晶，晶粒内部析出了超细球状的γ'/γ''强化相，晶界处和晶粒内部TiN颗粒周围的针状δ相含量增加。因此，经过HSA处理后材料的抗拉强度有显著提升，达到1430 MPa (提高了410 MPa)。

采用FESEM、TEM等实验技术，系统研究了750℃、600 MPa条件下，不同Ta含量的镍基粉末高温合金的蠕变性能和蠕变过程中显微组织和变形行为特征以及合金层错能对蠕变行为的影响。结果表明，随着Ta含量的增加，合金层错能呈非线性关系降低。蠕变变形各阶段的变形行为和位错组态的变化与层错能密切相关。低Ta含量合金层错能相对较高，基体位错a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'内界面处，不易发生位错分解，可直接进入γ'相中形成反相畴界(APB)或通过Orowan环弓弯模式绕过γ'相；当合金中Ta含量中等时，合金层错能降低，促进在γ/γ'内界面处基体位错发生分解，产生a/6<112> Shockley不全位错开始剪切γ'相，形成超点阵层错(超点阵内禀层错(SISF)或超点阵外禀层错(SESF))和扩展层错(ESF)进而转化形成形变孪晶，呈现层错和形变孪晶共同强化效应，提高蠕变性能；而高Ta含量合金层错能很低，有利于位错在不同{111}滑移面上同时形成尺寸较宽的扩展层错，并出现相互交结的交叉层错抑制形变孪晶的形成，加快蠕变形变裂纹发展。因此，合金中加入适量Ta能有效降低层错能，提高形成不全位错剪切γ'相能力和形成显微孪晶能力，增加蠕变抗力，有效改善合金蠕变性能。

采用多弧离子镀技术在M2高速钢(W6Mo5Cr4V2)表面制备TiN薄膜，利用滚动接触疲劳法对薄膜界面疲劳行为开展研究。结果表明，界面疲劳失效主要表现形式为薄膜剥落，疲劳裂纹最先萌生于膜/基界面，经一定周次后向薄膜表面偏折，最终造成薄膜剥落。界面最大剪切应力幅(Δτ_inter)是控制界面裂纹萌生和扩展的主要力学参量，通过Δτ_inter和临界疲劳周次(N)构建的评价模型可有效用于薄膜界面疲劳性能表征和寿命预估。界面疲劳性能与膜/基界面状态密切相关，利用Δτ_inter-N评价模型可有效辨别界面状态间的差异，采用辉光清洗或预制金属打底层等预处理方式均能有效提升界面抗疲劳剥落性能。选取薄膜剥落面积比为5%和50%，以及失效概率为30%、60%和90%比较发现，薄膜剥落面积比和失效概率值大小的选取不影响膜/基界面疲劳性能的判定。研究结果为镀膜轴承等零部件的疲劳性能表征和寿命预估提供了重要理论参考。

为了提高H13钢表面性能，延长其使用寿命，采用电火花沉积工艺在H13钢基体上制备了WC-Ni基金属陶瓷涂层，并分别以Ni和Mo作为过渡层制备了复合涂层。利用XRD、SEM、EDS、显微硬度计和摩擦磨损试验机分析了涂层的物相、微观组织、显微硬度和摩擦磨损性能。结果表明，WC-Ni涂层表面由溅射状沉积斑点堆积而成，横截面分为涂层区、过渡层和基体3个区域，WC硬质相弥散分布于涂层内。Ni/WC-Ni复合涂层的表面较为光滑平整，Ni过渡层的引入并未改变涂层的物相，界面处WC硬质相异常长大。Mo/WC-Ni复合涂层表面存在微细裂纹，且生成了新相Fe_9.7Mo_0.3。复合涂层的硬度均高于WC-Ni涂层，复合涂层的摩擦系数和磨损失重均低于基体与WC-Ni涂层，Mo/WC-Ni复合涂层具有更好的耐磨性。

针对Fe-0.1%C (质量分数)包晶合金冷却过程中多固相共存及界面分配系数实时变化的情况，由杠杆定律结合热力学平衡计算(LR-TEC)获得合金由液相冷却至室温的相变路径，制成相变路径数据表，由成分与热焓线性插值获得相应温度、相质量分数、相成分和相焓，以及凝固潜热释放量和比热容随多固相析出以及成分和温度的变化关系，与连续介质宏观传输模型相结合，预测了铸锭宏观偏析形成过程。模型采用经典的Sn-5%Pb合金凝固基准实验进行了验证。在随温度和溶质成分即时变化的分配系数及多固相的影响下，预测的Fe-0.1%C合金截面偏析变得更为严重。计算结束时，采用LR-TEC耦合宏观传输预测的最大负偏析在距铸锭左侧x = 16 mm、距底面y = 45 mm处，偏析率为-2.22%；而杠杆定律解析式(LR Analytical)预测的最大负偏析位于y = 55 mm左侧壁面处，偏析率为-1.78%。2者预测的最大正偏析都位于铸锭右侧贴壁区域，合金冷却过程中的相变路径采用LR-TEC比LR Analytical预测的偏析率大1.13%。凝固计算结束时区域内仍多固相共存，其中α、γ两固相，α、渗碳体(CEM)两固相及α、γ、CEM三固相分别共存于铸锭左侧x < 0.0342 m的低温区域，δ、γ两固相共存于区域右侧x > 0.0858 m的高温区域。

以通用有限元软件ABAQUS为计算平台，采用Fortran语言编程，分别单独基于单个Q345钢模拟焊接热影响区连续冷却组织转变曲线(SH-CCT，峰值温度分别为900、1100和1300℃，简记为SH-CCT₉₀₀、SH-CCT₁₁₀₀和SH-CCT₁₃₀₀)和同时基于3个不同温度下的SH-CCT图建立了4种组织与硬度计算模型，利用所建立的模型对Q345钢TIG重熔焊接接头的温度场、组织分布和硬度分布进行了计算，通过模拟结果与实验结果的比较，研究了采用不同的计算模型对焊接接头组织与硬度预测的适用性与准确性。采用单个SH-CCT图的组织计算结果仅在热影响区(HAZ)局部区域与实验结果吻合良好，其他区域有较大偏差。采用单个SH-CCT₉₀₀图时，计算所得的部分相变区铁素体体积分数与实验结果的相对误差为7.7%；采用单个SH-CCT₁₁₀₀图时，计算所得的细晶区铁素体、贝氏体和马氏体体积分数与实验结果的相对误差分别为11.3%、17.3%和15.5%；采用单个SH-CCT₁₃₀₀图时，计算所得的粗晶区马氏体体积分数与实验结果的相对误差为29.6%。同时采用3个SH-CCT图时，组织计算结果在整个HAZ上与实验结果吻合良好。采用单个SH-CCT图的硬度计算结果仅在HAZ局部较窄区域与实验结果较为接近，而同时采用3个SH-CCT图的硬度计算结果在整个HAZ上都与实验结果较为吻合，其硬度绝对差值范围为0~14 HV。采用上述4种计算模型所得到的焊缝区组织与硬度计算结果都与实验结果有较大偏差，需进一步获取精确的焊缝区SH-CCT图。在实际焊接过程中，若只考虑热影响某一区域(如粗晶区)的相变情况，也可以仅采用对应的单一SH-CCT图来进行数值预测。