采用DSC、TEM、导电率和力学性能等测试方法，研究了不同冷轧变形量对Cu-3.0Ni-0.60Si-0.16Zn-0.15Cr-0.03P (质量分数，%)合金组织性能与析出行为的影响，旨在通过工艺调控提升该合金的综合性能。通过对比不同冷轧变形后合金的开始析出温度和再结晶温度以及时效后合金的组织性能，确定了高性能Cu-Ni-Si系合金的形变-时效工艺参数，明确了冷轧变形量对合金时效析出动力学的影响规律和强化相析出的调控机制；合金经过95%冷轧+ 450℃、60 min形变热处理后获得了显著优于现有Cu-Ni-Si合金(如C70250)的性能，其抗拉强度为(841 ± 10) MPa，导电率为(52.2 ± 0.3)%IACS。

采用喷射成形工艺制备直径250 mm大截面M3型高速钢，利用电火花直读光谱仪、金属原位分析仪、XRD、OM、SEM等手段，研究样坯特殊偏析形貌位置处合金元素分布和微观组织特征。结果表明，腐蚀后样坯低倍组织中存在2种偏析形貌：锭型偏析与环状偏析。锭型偏析区域内富集C及溶质元素；环状偏析区域主要富集C及Mo元素，较锭型偏析程度轻。由样坯边部至心部，碳化物形貌由条状向块状、鱼骨状转变；宏观偏析区域内碳化物偏析严重。基于实验结果，讨论了喷射成形工艺糊状区的组织变化及锭型偏析和环状偏析的形成，认为沉积阶段缓慢的冷却速率是出现上述结果的根本原因。因此，在利用喷射成形工艺制备大截面材料时，不应简单考虑为一种快速凝固技术。

利用多模态关联成像方法研究了铁素体-贝氏体双相钢韧性断裂过程中局部微结构对孔洞生长的影响。首先使用X射线CT成像技术，从宏观层面量化分析了变形过程中孔洞的生长，并定位典型孔洞的空间坐标。之后对选定的目标孔洞，采用等离子体聚焦离子束(PFIB)进行连续切片三维电子背散射衍射(3D-EBSD)扫描成像，从介观层面研究孔洞周围微观组织对孔洞形核与生长的影响。结果显示，夹杂物周围和贝氏体中均有孔洞形成。尽管有时促使大尺寸孔洞生长的应变比小尺寸孔洞处的应变更小，但相比于在小尺寸夹杂物或贝氏体中形核的孔洞，大尺寸夹杂物导致的孔洞体积更大。进一步对孔洞周围的位错密度研究显示，上述现象可能是由于不同尺寸的夹杂物周围应变梯度不同造成的。孔洞周围的位错密度与诱发孔洞的夹杂物尺寸成反比，存在明显的尺寸效应，表明影响孔洞生长的夹杂物存在一个临界尺寸。利用解析理论模型推测出夹杂物临界尺寸范围为1.85~2.86 µm，小于该临界尺寸的夹杂物诱发的孔洞，由于局部变形梯度效应，位错塞积会阻碍孔洞的生长。孔洞的生长是非均匀的且其形状表现出各向异性，孔洞生长形貌与周围晶粒的可变形性相关，可用晶粒尺寸加权的Schmid因子描述。

采用选区激光熔化(SLM)技术制备304L不锈钢样品，通过改变扫描道次(T)和打印层数(L)实现不同的温度梯度与凝固速率，研究尺寸效应对微观组织与力学性能的影响。具有不同T × L组合的SLM 304L不锈钢样品沿打印构建方向形成柱状晶组织，并且尺寸效应影响柱状晶结构。随尺寸增大，凝固组织沿散热方向择优生长的程度高，柱状晶的连续性更好，由低长径比的“米粒形”向近等轴的“短窄形”、进而向高长径比的“长条形”过渡，晶粒粗化现象明显。在较大尺寸样品中，随着不断远离基板也观察到了类似现象。尺寸效应对力学性能的影响主要体现在随着打印尺寸增加，材料的屈服强度下降而塑性延伸率上升，但当尺寸增加至一定程度后力学性能变化趋于稳定。尺寸效应对SLM 304L不锈钢的析出相组成和含量无明显影响。结果表明，影响力学性能的主要影响因素为柱状晶的尺寸和分布，在较大尺寸的样品中，“长条形”柱状晶占比高，导致材料强度降低而塑性增加。结合ANSYS ADDITIVE对凝固速率和温度梯度的模拟仿真结果，对尺寸效应通过影响凝固过程进而对材料微观组织和力学性能产生影响的机理进行了阐述。

通过XRD、SEM、EBSD、TEM和APT等手段系统研究了一种含Cu的Fe-Cr-Co-Ni-Mo系马氏体时效不锈钢在时效过程中析出相和逆转变奥氏体的演变规律及其对力学性能的影响。结果表明，时效过程中在基体中依次析出富Cu相和富Mo相，部分富Mo相依附于富Cu相形核长大。此外，随着时效时间的延长，逆转变奥氏体的含量增加，且逆转变奥氏体中的Cu和Ni含量逐渐升高，奥氏体机械稳定性增强，韧化作用提高。试样时效90 h后，材料的屈服强度和抗拉强度分别达到1270和1495 MPa，冲击功为81 J，断裂韧性为 102 MPa·m^1/2，与商用马氏体时效不锈钢相比，表现出更为优异的强韧性匹配。

通过XRD、OM、SEM和压缩实验等方法，研究了热处理对选区激光熔化制备Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr (Ti55531)合金多孔材料组织和力学性能的影响。结果表明，在750~900℃之间进行固溶处理随后于500~600℃之间进行时效处理，Ti55531合金多孔材料的孔梁组织由α相和β相组成。随着固溶温度升高，孔梁中初生α相含量减少，次生α相含量增加，孔梁母材抗压强度升高但塑性降低，造成其韧性变差。随着时效温度的升高，孔梁中初生α相形状、尺寸和含量无明显变化，次生α相的含量减少而尺寸增加，孔梁母材抗压强度降低，塑性增加，使其韧性提高。Ti55531合金多孔材料抗压强度与其孔梁母材韧性密切相关，通过热处理调节孔梁母材强度和塑性匹配，提高其韧性，能够有效改善多孔材料的压缩强度。

采用TEM、XRD、显微硬度实验和拉伸实验，利用等通道转角挤压(ECAP)和后时效相结合制备出超细晶6061铝合金，对其微观结构和力学性能进行了对比研究。结果表明，经过两道次ECAP后，合金的平均晶粒尺寸细化到210 nm。两道次ECAP + 80℃、20 min低温后时效，合金的平均晶粒尺寸为278 nm，基体中弥散分布细小的针状β''、L相和Q'相纳米级析出物，拉伸强度和屈服强度分别达到514和483 MPa，并保持了15.1%的均匀伸长率。ECAP在基体中引入的大量位错促进了析出相的形核，加速了时效过程中的析出动力学；ECAP低温后时效，合金的高强度和高韧性与细晶强化、位错强化和纳米析出相强化有关。基于实验结果，分析了合金ECAP和后时效过程中时效相的演变过程。

采用磁控溅射技术分别在抛光和喷丸处理后的镍基单晶高温合金基体上制备纳米晶涂层，并研究了2种涂层在1100℃下的循环氧化行为。采用XRD、SEM和EDS表征涂层的物相组成和微观形貌。结果表明，1100℃下2种纳米晶涂层的循环氧化增重趋势基本一致，均能在表面形成致密的氧化膜，展现出优异的抗氧化性能。2种纳米晶涂层与基体的界面及界面附近区域的微观形貌演变有所差异，随着氧化实验的进行，在抛光基体/涂层界面处涂层一侧观察到γ'相的持续形成；在喷丸基体/涂层界面处涂层一侧未发现此现象，而在基体一侧观察到γ'相不断长大。

利用纳米多孔活性结构诱导和促进W和Cu直接合金化，主要包括3步骤：首先，通过两步阳极氧化和还原退火在W表面制备纳米多孔结构；然后，在纳米多孔W上电沉积Cu层；最后，在近Cu熔点温度(980℃)下退火，得到W/Cu层状复合材料/连接件。W/Cu界面的表征结果表明，2种金属间的扩散距离约为27 nm，W和Cu之间成功实现直接合金化。同时，针对此前建立的不互溶金属直接合金化热力学模型存在的问题，改进了表面能和压力能的计算方法，解决了表面原子层数选用导致表面能结果具有随意性的问题和热力学计算中的单位尺度问题，实现了基于纳米活性结构的不互溶W-Cu直接合金化的热力学计算。热力学计算结果表明，W表面纳米多孔化之后W-Cu体系的表面能大幅提升，可以作为W和Cu直接合金化的热力学驱动力。分析认为，除具有高表面能的晶面增多之外，纳米结构形状也是W表面纳米化后表面能提高的主要原因之一。

采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法(electrode induction melting gas atomization，EIGA)制备了Inconel 718预合金粉末，并利用SEM对合金粉末进行了表征，通过预合金粉末热等静压工艺制备了Inconel 718粉末合金坯料并测试了力学性能。研究结果表明，镍基合金Inconel 718易于制得化学成分满足要求的洁净粉末，但热等静压过程中碳化物形成元素扩散至粉末表面，并以氧化物为核心生成包含Ti和Nb的碳化物以及Ni₃Nb的硬质薄膜，形成粉末高温合金的原始颗粒边界(prior particle boundaries，PPBs)，使粉末合金的塑性、韧性和持久性能低于锻造合金。通过后续工艺抑制或消除热等静压过程中产生的原始颗粒边界可显著提升材料的综合力学性能。

通过冷喷涂辅助感应重熔技术在45钢基体成功制备AlCo _x CrFeNiCu (x = 0、0.5、1.0、1.5、2.0，摩尔分数)高熵合金涂层。研究了Co元素含量对冷喷涂辅助合成高熵合金涂层物相、微观组织的影响。结果表明：通过低压冷喷涂辅助感应重熔技术合成的AlCo _x CrFeNiCu高熵合金涂层由fcc + bcc双相混合结构组成，涂层组织为等轴树枝晶+晶间组织，其中枝晶为bcc结构，晶间组织为fcc结构。Co含量的变化会引起AlCo _x CrFeNiCu高熵合金涂层的晶格畸变状态发生变化，当x = 1.0时，AlCo₁CrFeNiCu高熵合金涂层的晶格应变最大。Co元素含量增加会促进AlCo _x CrFeNiCu高熵合金涂层中的枝晶数目增加，同时涂层中的树枝晶尺寸也随着Co元素含量增加而增大。涂层中的树枝晶富集Fe、Cr、Co、Ni元素，枝晶间富集Cu元素，Al均匀地分布在整个涂层中。随着Co含量增加，AlCo _x CrFeNiCu高熵合金涂层的硬度先增加后减小；当x = 1.0时，AlCo₁CrFeNiCu高熵合金涂层的硬度达到562.5 HV，此时涂层的摩擦系数最小，为0.352。