氢化物是影响核燃料固有性能与核结构材料服役安全的关键问题，而冷却速率显著影响氢化物的宏观形貌和微观特性。本工作借助OM、BSE-SEM以及EBSD等表征手段，对不同冷却条件下析出的锆氢化物进行了系统研究。实验结果发现，fcc结构δ相是锆合金中形成的主要氢化物结构，其在锆合金板材轧向与横向平面内呈条状分布，随冷却速率提高，亚稳态面心四方(fct)结构γ氢化物数量明显增多。2种结构的氢化物在α-Zr母体晶粒内取向一致，与基体保持{0001}//{111}、<11\overline{\mathrm{2}}0>//<110>取向关系。证实氢化物尖端的强应变能够诱导新的纳米氢化物优先在已有氢化物尖端位置形核、生长，然后通过氢化物堆垛、排列构成条状氢化物。此外，锆合金中Zr(Fe, Cr)₂第二相粒子作为微区氢陷阱与形核位点，对氢化物条状形貌的形成具有促进作用。

提高{111}/{111}近奇异晶界比例可增强Al-Zn-Mg-Cu合金晶界腐蚀抗力，为了解此类晶界形成机理并探索其调控方法，本工作将470℃、12 h和520℃、6 h双级固溶及冷轧后再结晶的Al-Zn-Mg-Cu合金样品分别在450、480和520℃进行应变速率为0.001 s^-1、真应变为1.20的压缩变形，压缩后立即水冷。采用电子背散射衍射和基于五参数分析的晶界界面匹配定量表征方法对上述3个样品的显微组织和晶界特征分布进行观察分析。结果表明，高温压缩后的显微组织不均匀，存在间隔分明的细晶组织和粗晶组织，其中细晶组织中的晶界以小角度晶界(LAGB)为主，粗晶组织中的晶界以大角度晶界(HAGB)为主；粗、细晶组织中的{111}/{111}近奇异晶界({111}/{111}-NSB)比例均随压缩温度的升高而增大，其中经520℃压缩的试样，其LAGB中的{111}/{111}-NSB占总晶界的比例为8.77%，HAGB中的{111}/{111}-NSB占总晶界的比例为4.53%。进一步考察各试样的应力-应变曲线以及450℃压缩30%时的显微组织特征可见，应变介于0.05~0.70为稳态流变阶段，主要发生初次动态再结晶(DRX)，其主要由粗晶及其HAGB构成。应变介于0.70~1.20为二次硬化阶段，主要发生二次DRX，其中不连续DRX (DDRX)和连续DRX (CDRX)同时进行，且优先发生在某些微区；不论是DDRX因形核和核心长大生成的HAGB，还是CDRX因亚晶合并引入的LAGB，均使对应微区的晶粒细化，导致样品总体流变应力急剧上升。二次DRX阶段，CDRX行为随压缩温度的提高而增强，{111}/{111}-NSB比例也随之增加，特别是LAGB中的{111}/{111}-NSB比例快速增加。

随着我国液氧煤油火箭发动机推力的不断提高，亟需一种强度更高、抗富氧燃烧性能更好的新型高温合金材料。K4061合金属于第二代抗富氧烧蚀高温合金，与第一代抗富氧烧蚀高温合金相比，合金成分的显著特点是添加了Cu元素。但是，目前关于Cu在高温合金中的作用机制研究较少。因此，本工作在热力学相平衡计算的基础上，结合DSC、SEM以及TEM实验，研究了添加(1%~10%)Cu (质量分数)对K4061合金析出相以及Cu元素分布的影响。热力学计算结果表明，K4061合金在平衡凝固过程中，首先从液相中析出γ基体，随着液相溶质元素成分逐步提高，在凝固末期又从液相中析出MC型碳化物。此外，Cu的添加对于K4061合金的平衡凝固路径没有显著影响，但会降低K4061合金的固/液相线温度和MC的析出温度。实验结果表明，与平衡凝固不同，在K4061合金的实际凝固过程中，除了γ基体和MC型碳化物之外，在凝固末期还会析出δ相。不同Cu含量的K4061合金中析出相种类并未改变，这与热力学计算结果一致，但是在添加Cu的K4061合金中未观察到富Cu相并且Cu元素也没有偏聚到晶界或者碳化物相中。TEM观察结果表明，Cu富集在强化相内，且会增大强化相尺寸。此外，Cu的添加会降低合金的室温和750℃高温抗拉强度。

高合金化的变形高温合金铸态组织存在微观偏析较大、组织均匀性差等问题，严重影响了其后续热加工性能。为了优化变形高温合金的铸态组织，采用电子束熔炼(EBS)法熔炼GH4068合金，采用不同EBS功率熔炼10 min制备低偏析的GH4068合金铸锭。结果表明：经过EBS熔炼后的铸锭底部为细晶区，仅存在胞状偏析和胞状树枝晶，中部较大区域为竖直生长的柱状晶区，二次枝晶生长方向与柱状晶生长方向平行，顶部存在少量等轴晶，枝晶生长方向较为杂乱。成分分析表明，合金中Cr元素挥发最为明显，当EBS功率为17 kW时，其含量降低1.97%。EBS较传统真空感应熔炼(VIM) +电渣重熔熔炼(ESR)双联工艺所制备的铸锭组织更为均匀，当EBS功率为12 kW时，二次枝晶间距λ₂为44.6 μm，与双联工艺相比，λ₂减小了32.2%，铸锭枝晶区微观偏析程度明显降低，典型易偏析元素Ti和W的微观偏析程度分别降低了20.4%和18.6%。枝晶间γ′相尺寸较大、呈块状析出，而枝晶干的γ′相呈球状且尺寸较枝晶间更为均匀细小，在EBS功率为12 kW时所制备铸锭的γ′相尺寸最小且枝晶间不规则γ′相最少。在EBS过程中，熔体的实际温度远高于合金的熔化温度，熔体经过过热处理后团簇结构有效分解，元素分布更为均匀，在凝固过程中过冷度增加，熔体的均匀性遗传到凝固组织中使铸态组织细化，微观偏析程度降低。同时，在EBS过程中，由于电子束在熔池表面的轰击产生局部高温，能够有效降低合金中的N含量。

基于ASME标准成分的P91钢，设计了一种Si增强型的9Cr铁素体/马氏体钢(记为H-Si钢)。利用OM、FESEM、TEM、EBSD、拉伸和冲击等分析和检测技术，对P91和H-Si合金钢铸态、均质化态、回火态和时效态(550℃时效3000 h)的显微组织和力学性能进行了研究。结果表明，Si增强后会在合金钢中引入体积分数为3.9%的δ铁素体，但通过均质化处理可以将其完全消除。回火处理后，H-Si钢因Si含量较高，会形成富Si层包裹M₂₃C₆的现象，该富Si层阻碍了M₂₃C₆的粗化长大，使M₂₃C₆的尺寸小于P91钢中M₂₃C₆的尺寸。与此同时，在550℃时效处理时该富Si层同样会减缓M₂₃C₆的长大，同时还促进了Laves相的形核和生长，造成时效态H-Si钢具有较细的M₂₃C₆和较粗的Laves相。回火态H-Si钢因较高的Si含量和较细的M₂₃C₆，强度明显高于P91钢，而时效处理后因Laves相的析出，强度进一步提高。回火态P91和H-Si合金钢具有相近的冲击功(约210 J)，断裂模式均为韧性断裂。时效处理后由于Laves相的析出，导致P91和H-Si合金钢的冲击功下降。因H-Si钢中Laves相的尺寸较大、数量较多，使H-Si钢出现了一定比例的解理区，导致冲击功下降更明显。

异种材料界面相容性是制约结合强度的关键因素，然而其内在机制仍待完善。本工作开展了316L不锈钢表面激光熔化沉积CoCrNiCu中熵合金实验，借助SEM、STEM、EBSD、透射Kikuchi衍射(TKD)等手段对异种材料显微组织与界面特征进行表征，测试了异种材料界面力学性能，进而通过系统研究界面组织与晶体学相容性提出改善结合强度的方法。结果表明，CoCrNiCu中熵合金与316L不锈钢异种材料界面处形成了CoCrNiCuFe高熵合金全固溶过渡区，异种材料剪切强度可达324 MPa。在C元素界面配分引发奥氏体稳定性降低以及残余应力引发塑性变形的协同作用下，316L不锈钢靠近异种材料界面处的部分奥氏体晶粒发生应变诱导马氏体相变，这在促进相变诱导塑性(TRIP)效应的同时也会导致界面匹配程度降低。因此，对于物性差异较小的异种材料应保持相同晶体结构的单相匹配，通过提高界面晶体学相容性改善界面结合强度；对于物性差异较大的异种材料可借助TRIP效应设计双相结构以提高协调变形能力。

通过对不同Ce含量的75Cr1钢中夹杂物的特征分析，以及对显微组织演变的原位观察和电化学极化实验，研究了Ce处理对75Cr1钢的洁净度、组织与耐蚀性能的影响。结果表明：Ce能有效去除钢中的O、S等杂质元素，随着Ce含量的增加，75Cr1钢中典型夹杂物从初始的Ca-Mg-Al-O + MnS + CaS + TiN转变为Ce₂O₂S和Ce₂O₂S-CeAlO₃夹杂，而后转变为稀土硫化物夹杂；O、S含量降低到一定程度后，Ce与P和As等残余元素结合形成稀土磷化物和稀土砷化物夹杂；夹杂物的尺寸、数量呈现先减小后增加的趋势，形状从不规则形状转变为球状，当Ce过量时又转变为不规则形状。适量的Ce处理可以明显细化奥氏体晶粒并抑制其长大，还可以提高钢的耐蚀性能。添加质量分数为0.0195%Ce时，75Cr1钢的洁净度、组织细化和耐点蚀性能最佳。

Cu-Co合金具有良好的导电性和巨磁阻性能，在工业上具有很大的应用潜力。由于Cu-Co合金在制备过程中易发生液相分离，导致严重的组分偏析，限制了该合金的应用。因此，探明其凝固组织的演化机制对组织调控工作有着重要意义。本工作主要研究了Cu-Co合金凝固过程中核壳结构的形成机制，并结合实验和数值模拟等方法分析了合金组织的演变过程。模拟基于相场法，并通过耦合流体流动和Marangoni运动，分别进行了3个并行条件的模拟，系统分析了不同条件下该合金不同阶段的微观组织演化过程。模拟结果表明，液相分离引起的流体流动会加速第二相的粗化，同时温度梯度引起的Marangoni运动驱使第二相液滴向中心(高温)聚集，并进一步加速其粗化进程。此外，以3种不同成分Cu-Co合金为例进行模拟，研究了富Co相的体积分数对组织演变产生的影响；并通过与实验制备的凝固组织进行对比，验证了模拟结果的可靠性。

镍基高温合金中的S元素会对合金性能产生负面影响，在服役过程中含S体系的界面处会发生氧化膜剥落等现象，进而导致合金发生失效。本工作利用第一性原理计算，围绕S元素在镍基高温合金及其涂层的偏聚现象，研究了S元素对合金及NiAl涂层的影响机制。分析了Ni₃Al/NiAl、NiAl/Al₂O₃的纯净界面和含S元素界面2种模型的界面黏附功、偏聚能及界面电荷情况。结果表明，合金中含S元素的体系界面黏附功变小，进而降低了界面稳定性；S元素在各自的体系内均有向界面偏聚的倾向。通过分析其界面电子结构(如二次差分电荷密度、Bader电荷、局域电子密度、态密度等)的演变，发现S元素的存在会减弱界面附近的键合，进而降低局部连接的紧密性。最后揭示了S元素对体系界面稳定性的影响机制。

Ti-6Al-4V是典型双相钛合金，不同的微观组织决定其力学性能，但由于缺少晶界α、片层α、α侧枝等相对取向关系的三维信息，难以实现组织的精准调控。本工作基于Pandat和Thermo-Calc热力学数据以及DICTRA动力学数据，采用相场法模拟Ti-6Al-4V合金片层α组织的三维形貌。研究了在820℃热处理温度下，界面能各向异性对片层α生长的影响并分析了不同时刻的溶质场。结果表明，片层α组织的演化形貌受界面能各向异性的影响，界面能各向异性由0.4:0.1:1.0增长到0.8:0.1:1.0时，片层α由粗大棒状转为细长针状。界面能各向异性越大，片层生长的速率越快。不同界面能各向异性条件下片层α组织的主要差别在于片层的疏密程度和生长速度，而生长方向基本无异，单片层的宽度逐渐变宽。相场模拟结果与实验结果吻合较好，片层组织的三维模拟结果展示出比扫描电镜二维照片更丰富的片层侧枝细节。在3D模拟中可观测到晶粒不同位置处侧枝的形貌。结果表明，侧枝与主片层之间的夹角既有实验观测到的30°，还存在任意角度。

Fe-Cr系合金是反应堆堆芯关键部件用材，辐照缺陷和不溶解嬗变He气等簇聚形成气泡，是该类材料不可逆辐照肿胀和脆性根源。本工作利用介观尺度的相场模型耦合辐照、温度和弹性应力场，研究了合金成分和位错应力场对Fe-Cr合金气泡演化的影响。结果表明，当体系中的气体和空位过饱和时，气体原子优先在空位团簇和位错等异质形核位点处聚集，并吸收空位和气体原子而长大。当气泡长大到一定尺寸时，其气体含量不再增加，主要通过吸收空位来进一步生长，此时气泡内的压力低于相同尺寸气泡的平衡压力，气泡内的空位饱和度较高，气泡主要表现为空洞的性质。Cr元素的加入会降低空位和气体原子的扩散速率，随着合金中Cr含量的增加，气泡的形核孕期延长，延缓气泡的形核和长大。位错应力场通过与空位和气体原子的相互作用，促进气泡优先在刃型位错的拉应力区形核，加速了气泡局域择优形核长大。本工作阐明了影响气泡生长的关键动力学因素，如微结构、扩散等，为辐照气泡组织调控和稳定力学性能提供了重要依据。

晶界能(γ)会显著影响金属材料的诸多物理和力学性能，然而bcc金属内γ与晶界取向间相关性特征的认识仍非常有限。为揭示这些潜在特征，本研究采用截断球状双晶分子动力学模型，计算了bcc金属Fe内涵盖0°~180°取向差角(θ)、40个取向差轴( O )共1568组倾斜晶界的能量，统计性分析了γ与晶界取向参数的相关性并揭示了相关机理。结果表明，对于具有不同 O 的晶界，γ随θ的变化趋势在大角度范围内会存在显著差异；从统计性角度来看，γ在θ和偏转角较小时整体上随这2类角度的增大而提高，随后整体保持平稳。非重位点阵晶界的能量并不高于重位点阵(coincidence site lattice，CSL)晶界，在较小θ范围内随θ的变化趋势与CSL晶界相同。当 O 从取向投影三角形的内部向边部再向顶点变化时，倾斜晶界结构的对称性整体上逐渐升高从而对应能量逐渐降低，<111>顶点附近的能量整体最低。具有低Miller指数或高密排晶界面的晶界并不一定具有较低能量，γ整体上随晶界面对应表面能的增大而升高直至整体保持平稳。γ与重位因子(Σ)整体上无可见相关性，但固定 O 下γ(θ)曲线上的能量低谷一般都位于具有极小Σ的晶界。此外，还发现bcc金属中γ与晶界取向之间潜在的相关性及规律与fcc金属部分相似或相同。