以MacPherson-Srolovitz提出的三维个体晶粒长大拓扑依赖速率方程以及三维晶粒 组织的晶粒尺寸--晶粒面数间的抛物线型统计关系为基础, 导出了相应的描述三维准稳态晶 粒尺寸分布的函数族. 采用纯Fe实验数据以及顶点法、基元演化法、相场模型和Monte Carlo法进行了验证, 结果表明, 函数族中峰值左偏的函数适合三维准稳态晶粒尺寸分布的定量表 述. 将该函数与Liu等提出的2种三维准稳态晶粒尺寸分布函数进行的对比表明: 此3种函数的解析表达形式有所不同, 但其曲线图在一定条件下相互吻合. 此外, MacPherson--Srolovitz三维拓扑依赖速率方程、Hillert三维速率方程及 Yu--Liu三维速率方程尽管表达形式不同均能较好地反映三维正常晶粒长大的动力学规律.

研究了SUS301L和CN301L奥氏体不锈钢HT(high tensile, 4/4H)和DLT(deadline tensile, 1/4H)两个硬化等级 冷轧板材的变形和应变硬化行为及其应变诱发α'马氏体转变. 所有301L冷轧板拉伸试样近断口处都发生了85　%以上的马氏 体相变, 轧制变形量增加, 室温拉伸应变诱发马氏体转变开始的应变减小, 但未增加马氏体转变饱和值. CN301L中C和N 的含量高于相同硬化等级的SUS301L, 导致它们变形和硬化行为不同. C和N的含量较高, 对γ相和α'相的固溶强化效果 增强, 冷轧奥氏体不锈钢无需发生大量马氏体转变就能达到要求的高屈服强度, 保证冷轧板材具有较好的塑性和一定的成型 能力; 此外, 形成的应变诱发马氏体中, C和N的固溶度大, 硬化效果增强, 流变应力上升快, 抗拉强度高; C和N含量 较高, 还增加奥氏体的稳定性, 将拉伸过程中应变诱发马氏体转变推迟到较高应变发生, 延长应变硬化行为的第二阶段, 增 强相变增塑效应.

研究了Nb50Ti25Ni25及Nb40Ti30Ni30合金的显微组织及氢渗透性能, 并与贵金属Pd、Pd-Ag 合金及纯Nb的氢渗透性能进行了比较. 两种合金的显微组织均由先析出的bcc-Nb(Ti,Ni)固溶体和 bcc-Nb(Ti,Ni)+B2-TiNi共晶组成. 随Ni、Ti合金元素含量增加, 合金中共晶相的含量增加. 氢渗 透温度为673 K时, 两种合金的氢渗透系数分别为1.7110-8和 1.0310-8mol m-1 s-1Pa-0.5, 接近Pd 的氢渗透系数, 略低于Pd--Ag合金的氢渗透系数. 共晶相的比例增加有利于提高合金的抗氢脆性能, 增加先析出相的比例可提高合金的氢渗透系数. 适当调整合金元素含量可获得综合性能良好的氢渗 透合金.

将Nb--V微合金钢在1200 ℃固溶0.5 h后淬火, 在不同温度回火4 h, 结合光学显微 镜(OM)和透射电子显微镜 (TEM), 用三维原子探针(3DAP)研究了淬火与回火样品中碳化物 的特征. 结果显示, 淬火样品中V、Nb分布均匀, C由于自回火出现轻微偏聚; 450、500、550和600 ℃回火样品中存在大小和数量不同的V和Nb的碳化物, 其中550 ℃回火样品中 数量最高, 对应着二次硬化的硬度峰值; 650 ℃回火样品中数量明显减少, 与硬度下降对应.

GH4169合金中当Al含量处于合金标准范围内(0.45%)时, 其晶内强化相γ''和γ'分开析出, 晶界主要 析出相为β相; 当Al含量为1.24%以上时, 合金晶内析出γ''/γ'“包覆组织”, 晶界β相显著减少, 而析出了大量 的Laves相和少量的M7C3相及σ相. 680 ℃, 1000 h 长期时效后, 高Al合金中 “包覆组织”长大缓慢, 但晶界 相数量显著增加, 尺寸明显长大, 而且析出了α-Cr相. 随Al含量增加, 这种趋势更加明显. Al含量增加显著地 降低合金的室温冲击韧性, 680 ℃长期时效后, 冲击值更低.

利用遗传神经网络对正规溶液模型组元交互作用能进行了改进, 使之更接近实际溶液活度模型, 并将其应用于 MnO--SiO2及CaO--Al2O3二元渣系的组元活度计算. 由于实际溶液的性质不同于正规溶液, 在模型对交互作用能 Ω Mn-Si和ΩSi-Mn的计算时发现, Ωij不仅是温度和组成的函数, 而且在相同的温度和组 成时, Ωij≠Ωji. 通过将该模型的计算结果与大量文献数据进行对比研究, 发现该模型具有很强的非线性拟合能力, 能准确地预报实际溶液组元活度值.

通过高压扭转对铜试样施加不同程度的变形, 研究了样品扭转面(ND面)和纵截面(TD面)上微观组织特征. 对ND面, 在较小的剪应变下, 原始晶粒形貌模糊, 晶粒内部形成等轴状的位错胞及亚晶结构; 随变形量的增大, 亚晶 间取向差及亚晶内部的位错密度增大, 最后形成亚微米尺度的等轴晶粒. 对TD面, 变形初期原始晶粒被拉长, 晶粒内 部为位错墙分割成的层状结构, 层内为拉长的位错胞; 随变形程度的增大, 拉长晶粒的宽度减小, 与剪切方向的夹 角减小, 晶内层状组织间距减小, 并逐渐演化成拉长的亚晶组织; 进一步增大变形, 晶粒拉长痕迹消失, 变形组织 与ND面相似, 为等轴状亚微米晶粒. 压缩实验表明, 经16圈扭转后, 整个试样上的压缩性能基本均匀, σ0.2达到385 MPa, 应变率敏感性指数增大至0.021.

少了渗箱内壁与以45钢和20CrMnMo钢为例进行了直流电场下的固体软氮化. 软氮化试样为直流电场负 极, 电场正极为板状, 平行于试样的欲软氮化面放置. 实验结果表明: 直流电场加速软氮化过程, 改善渗层硬度梯度分布; 直流电场的加热作用加速渗剂的化学反应, 提高N、C原子在试样中的扩 散速度; 与常规加热固体软氮化工艺相比, 效率提高. 分析认为: 直流电场使含N、C活性基团向 负极试样快速定向扩散, 使得负极试样周围N、C浓度较常规粉末渗中的单纯热扩散提高, 相对减 样品非工作面对N、C原子的吸收; 直流电场的物理作用强化渗剂间的化学反应, 从而增加活性N、C原子或含N、C活性基团的产率与活性.

铸态Ti-43Al-9V-0.3Y合金由γ相及少量α2, B2和YA2相组成, 为细小的近层片组织, 晶粒(层片团)尺 寸约为80 um, 层片体积分数约为85　%; 锻态合金由大量细小的动态再结晶等 轴γ晶粒组成, 组织细化显著, γ再 结晶晶粒尺寸约为1-5 um; 轧态合金为细小近γ组织, γ晶粒尺寸约为20um, 尺寸细小的B2相呈网络状分布在γ晶粒周围. 铸态合金在室温下的拉伸断裂强度约为510.6 MPa, 延伸率约为0.5%; 在700 ℃下的拉伸断裂强度约为425.8 MPa, 延伸率约为5.7%. 锻造和轧制后的Ti-43Al-9V-0.3Y合金的力学性能均得到了明显改善.

用SEM、TEM观测了微细铜粉在250-400 ℃空气氧化过程中的形貌和结构变化, 并用热重分析仪(TGA)测试了试样的氧化增重. 通过对氧化产物形貌变化的分析提出了微细铜粉中温空气的氧化历程: 氧原子吸附→疏松氧化膜形成→铜离子向外迁移→氧化膜增厚. 在此基础上建立了微细铜粉空气氧化增重的理论表达式, 用铜粉在250-400 ℃间的氧化增重实验结果回归拟合了理论公式的参数, 拟合结果与实验结果很好吻合.

用激光快速成形法制备了致密、无裂纹的316L 不锈钢(SS)/镍基合金/Ti6Al4V梯度薄壁件. EDS与XRD分析显示, 在316L SS/镍基合金梯度过渡区内为单相$\gamma$奥氏体, 硬度沿316LSS到镍基合金方向逐步增加; 在镍基合金/Ti6Al4V梯度过渡区内,组织变化顺序为: γ→γ+β+TiNi3+Ti2Ni→TiNi3+Ti2Ni+→βTi2Ni+β→α+β+Ti2}Ni→α+β; 过渡区内, Ti6Al4V含量 为20%(质量分数)时, 硬度达到最大值HV10 830, 随后,随Ti6Al4V含量增加, 硬度逐 渐减小.

以Fourier瞬态传热方程为基础, 确定了强流脉冲离子束(HIPIB)热效应的基本传热方程, 对靶材45钢进 行不同能量参数的HIPIB辐照热效应的模拟计算. 针对离子注入金属内部的情况, 在模拟束流加载方式上分别采 用体加载和面加载, 比较了两种加载计算结果之间的差距. 本算法的另一个改进就是在高能量辐照下, 用单 元死活法对蚀坑部分材料的消失进行模拟. 结果表明, 用单元死活法模拟单元的失效, 更能符合HIPIB辐照金属表 面热效应的蚀坑机制; 单元死活法对靶材的升温过程没有明显影响, 但对冷却阶段, 可以显著提高模拟的精度.

在Gleeble--3500热力学模拟实验机上对Q235A钢试样进行单道次和双道次热压缩实验, 获得流变应力曲线. 把静态再结晶体积分数看作是时间的函数, 将其与热变形结束后位错密度的变化联系起来. 通过 对热压缩实验获得的流变应力曲线的逆分析, 提出了确定静态再结晶动力学模型的新方法. 它可以取代 传统的通过对淬火微观组织金相分析来估算静态再结晶动力学的方法. 运用此方法于普碳钢的热压缩实验中, 在一定的形变量范围内获得了静态再结晶动力学方程. 与已有的模型作比较, 本文提出的方法仅 需少量实验和计算即可获得准确的静态再结晶动力学模型.

采用激光表面快速熔凝设备, 研究了Cu-75%Sn过包晶合金在1至100 mm/s扫描速度范围内的 凝固组织及其变化规律. 当扫描速度增大到20 mm/s时, 包晶η相可直接从液相中析出, 而无需通过包晶 反应(ε+L→η)生成, 最终凝固组织由包晶η相和富Sn相组成. 基于最高界面生长温度判据, 针对凝固过 程中初生ε相和包晶η相皆为金属间化合物的特性, 对Umeda等人给出的包晶合金竞争生长模型进行了 修正. 利用修正的模型计算了初生相从ε相到η相转变的临界凝固速度为19.5 mm/s, 与实验获得的10-19.3 mm/s基本吻合.

基于大型有限元软件Abaqus及其用户子程序(Umat)功能, 开发了焊接残余应力与蠕变损伤耦合计算程序, 对高温用焊接接头残余应力作用下的蠕变损伤行为进行有限元模拟, 并与无焊接残余应力状态下的蠕变损伤情况 进行比较. 研究结果表明, 在炉管焊接状态下, 焊接残余应力最大值集中在焊缝和热影响区处, 并且轴向与环向 残余应力较高. 在高温环境下, 焊接接头初始态焊接残余应力较高, 虽然在短时间内应力松弛到较低的水平, 但 其蠕变损伤仍较大程度地受焊接残余应力的影响, 蠕变损伤分布与焊接残余应力的分布基本一致.

为探寻带缺口金属件的断裂规律与承载能力, 对8种不同切口尺寸的铸铁梁进行了三点弯曲 加载实验, 并对其中2个铸铁梁进行应变规电测跟踪测试, 得到了加载点位移、应变规处断裂损伤区 黏聚裂纹张开位移、中性层位置、黏聚裂纹端点位置随载荷的变化曲线. 结合粘聚裂纹应力强度因子 的计算公式与断裂准则, 得到该类材料结构承载力的理论计算数值, 并与实验值进行对比, 二者符合 良好.

在CaCl2熔盐中直接电化学还原固态Tb4O7与Fe2O3(Tb∶Fe=2∶17)的混合 粉末, 一步制得了金属间化合物Tb2Fe17. 结合混合氧化物烧结片在850 ℃的CaCl2 熔盐中3.1 V电解不同时间段产物的成分分析探讨了还原机理：Fe2O3优先还原 成金属Fe, 随后Tb4O7粉末在Fe上还原逐渐生成Tb2Fe17. 采用不锈钢筛网电极 循环伏安法证明了Tb4O7在Fe上的欠电位还原.

采用EIS、SEM及XRD等方法研究了稀土钢、碳素钢在 0.3 mol/L NaCl溶液中的腐蚀行为. 结果 表明, 稀土能够提高碳素钢的耐蚀性能, 与碳素钢相比, 稀土钢在溶液中生成的锈层较为致密, 锈层中具有 保护性作用的α-FeOOH含量较高, 而活性的γ--FeOOH和β--FeOOH含量较少. 分析了 交流阻抗等效电路中电化学参数随时间的演变规律, 对稀土提高碳素钢的耐蚀性机理进行了讨论.

在气流的诱导作用下, 仅通过控制五羰基铁的热解温度, 可获得不同晶粒尺寸及化学 组成的多晶铁纤维. 研究了热解温度对多晶铁纤维的静磁和微波电磁性能的影响规律.结果表明, 由于多晶铁纤维的结构和组成随热解温度呈规律性变化, 导致多晶铁纤维的静磁和微波电磁性能对热解温度有强烈的依赖性. 500 ℃获得的多晶铁纤维晶粒尺寸为21.6 nm,碳含量为8.26%, 此时软磁性能最差,复介电常数和复磁导率最低;而在700 ℃获得的多晶铁纤维的晶粒尺寸为61.1 nm,碳含量为3.88%, 此时具有最佳的软磁性能和最高的介电损耗及磁损耗. 这表明通过调节热解温度控制产物的结构和组成, 可以获得微波电磁性能优良的多晶铁纤维

用双合金工艺在 (Nd0.75Dy0.10Tb0.15)12.69Fe79.01Co2.00Nb0.30B6.00 近正分主合金粉中添加质量分数为3%的富稀土辅合金 (Nd0.75Dy0.10Tb0.15)25.00Fe21.50Co21.50Nb4.00Ga8.00Ti5.00Al8.00B7.00粉 和3 %的Dy2O3粉, 成功制备出超高矫顽力和高热稳定性的烧结Nd-Fe-B磁体, 内禀矫顽力 Hci和最大磁能积(BH)max分别为3028 kA/m和 254 kJ/m3, 22-220 ℃剩磁和矫顽力的温度系数 分别为--0.104%℃和--0.356%℃, 260 ℃不可逆磁通损失L irr的绝对值仅为4%。微观组织分析表明: 主相Nd2Fe14B晶粒边界光滑、平直, 富Nd相连续均匀分布于主相晶粒周围; 在Nd2Fe14B晶粒 表层附近富含Dy, Dy2O3中的Dy通过扩散与富Nd相及Nd2Fe14B晶粒表层中的Nd发生置换, 从而在界面附近增强了磁各向异性. 在此基础上, 进一步提出了制备高矫顽力烧结Nd-Fe-B 磁体中Dy的理想分布示意图.

采用电弧离子镀技术制备了不同成分的Cr-O-N薄膜作为NiCrAlY涂层与高温合 金基材DSM11之间的扩散阻挡层. 研究了不同O2和N2流量对Cr-O-N薄膜的相含量的影响及 对NiCrAlY/Cr-O-N/DSM11体系薄膜结合强度的影响. 实验结果表明，Cr-O-N是 由Cr2O3和CrN组成的多晶膜, 两相的相对含量随O2和N2流量改变而发生变化. 扩散阻挡 层抑制元素扩散的同时降低了NiCrAlY涂层与基体间的结合强度, 且随着阻挡层中氧含量 的增加结合强度逐渐下降. 适当的氧含量可以使NiCrAlY/Cr-O-N/DSM11涂层体系具有良 好的结合强度和抗元素扩散能力.

为了验证两段式软接触电磁连铸结晶器的透磁效果, 测试了两段式结晶器内部的磁感应强度及弯月面高度, 并与传统结晶器进行比较, 结果表明：(1) 两段式结晶器的透磁效果随结晶器壁厚的减小而增强, 当结晶器的壁厚 为5 mm时, 两段式结晶器内部的磁感应强度比传统结晶器增大71.3%；(2) 两段式结晶器内部的磁感应强度随电 源功率和线圈位置的提高而增强；(3) 随电源功率的增加, 两段式结晶器内金属液的弯月面高度随之增大, 电源功 率为10、20和30 kW时对应的弯月面高度分别为2.9、4.7和8.2 mm.

通过熔盐电解结合水溶液电沉积方法获得了复合型LaNi5/Ni-S合金镀层. Na3AlF6-La2O3 (质量比为92 : 8) 体系中的熔盐电解实验表明, 由于阴极Ni具有较强的阴极去极化能力, 即使在远未达到La析出电位的 条件下, 仍可获得LaNi$_{5}$储氢合金层. 电化学测试表明, 该复合阴极材料具有较高的电化学活性, 在80 ℃、 30%NaOH溶液中, 当阴极电流密度为150 mA cm-2时, 其析氢过电位仅为75 mV. 循环伏安及开路电位测试表明, LaNi5合金层在电解过程中可吸收一定量的氢, 在电解槽出现断电 或逆电流情况下这些吸收氢可发生放电过程, 避免阴极材料溶出, 从而为该析氢阴极提供电化学 保护.

提出了火花等离子体放电(SPD)制备高温合金细粉新技术, 并设计了样机. 该方法与常用的高温合金制粉方法---等离 子旋转电极法和氩气雾化法的原理不同, 与之相比, 该方法冷速更快, 可制备粒度更细小的粉末, 且设备简单. 对2种高温合金进行制粉, 实验表明: 该方法制备的粉末粒度分布窄、球形度高、粉末颗粒表面光滑、看不到枝晶、 颗粒内部是球状晶凝固组织, 从而组织更均匀.